專利名稱：鎂鋅鋯釔鎂合金的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種鎂合金材料，特別涉及一種同時具備中等強度和優(yōu)良塑性的鎂鋅鋯釔鎂合金。

背景技術：
鎂合金的晶體結構屬密排六方晶格，其塑性變形能力不及鋁和鋼，增加了鎂合金塑性加工的難度和生產制備成本，為此近年的新型鎂合金開發(fā)研究中，已經開始重視通過變形鎂合金中合金相設計和采用新變形工藝等方式，在保證一定強度的同時更注重提高鎂合金的塑性加工能力。
鎂鋅鋯系鎂合金通常被用作高強度的變形鎂合金，在航空、航天、兵器和民用轎車領域等應用非常廣泛，為提高鎂鋅鋯系鎂合金材料的耐熱性和強韌性，科研工作者開展了大量研究工作，例如Kun Yu等人在《Scripta Materialia》2003年第48卷報道了一種新型的鎂鋅鋯系鎂合金Mg-2.8％Ce-0.7％Zn-0.7％Zr(wt.％)，該合金在25℃具備257.8Mpa的抗拉強度和12％的延伸率；再例如，申請日為2009年7月8日、專利公開號為CN101603138A的我國專利《一種含準晶增強相的高阻尼鎂合金及其制備方法》公開了一種添加稀土元素釔的鎂鋅鋯系鎂合金Mg-0.2％Y-0.1％Zn-0.6％Zr(wt.％，實施例中的較優(yōu)配比)，其在室溫下具備179Mpa的抗拉強度和7.2％的延伸率；再例如，申請日為2007年5月30日、專利公開號為CN101314829A的我國專利《有效利用稀土元素Y強化Mg-Zn-Y-Zr系鎂合金及制備方法》公開了一種準晶相強化的Mg-Zn-Y-Zr鎂合金及其制備方法，解決了鎂合金強化等問題，抗拉強度為290-360MPa，屈服強度為175-260MPa，延伸率為10-18％；另外，申請日為2004年11月11日、授權公告號CN 1297676C的我國專利《一種含稀土釔的高塑性鎂合金》公開了一種含稀土釔的高塑性鎂合金，各組分質量百分含量為Zn5.0-8.5％，Zr0.6-0.8％，Y0.7-2.0％，抗拉強度為322-337MPa，屈服強度為263-267MPa，延伸率為18-21％。從性能測試結果來看，上述研究結果在一定程度上都是針對高強度的鎂鋅鋯系鎂合金進行研究，其塑性性能依然有限，難以滿足實際應用環(huán)節(jié)對變形鎂合金制品室溫塑性的需求。例如，在自行車和摩托車等行業(yè)中需要對鎂合金管材的端部進行縮徑，若合金的室溫延伸率能超過23％，則通?？梢员ＷC縮徑變形在室溫下進行而不發(fā)生破裂。傳統(tǒng)鎂合金的縮徑變形必須將加熱到200℃以上進行，而使用室溫延伸率能超過23％的優(yōu)良塑性鎂合金則可以減少加熱環(huán)節(jié)，降低生產成本。


發(fā)明內容
針對現有鎂鋅鋯系鎂合金難以滿足實際應用環(huán)節(jié)對變形鎂合金制品室溫塑性的需求，本發(fā)明的目的是提供一種具備中等強度，且室溫拉伸塑性優(yōu)良，能滿足擠壓制品在室溫下后續(xù)成形的鎂鋅鋯釔鎂合金，通過適宜的鋅、鋯、釔元素的含量及鋅-釔含量配比的設計，配以合理的的擠壓前熱處理工藝、擠壓變形工藝，使得本發(fā)明鎂合金在滿足大多數應用需要的中等強度的同時，具有優(yōu)良的室溫拉伸塑性。
本發(fā)明的目的是這樣實現的鎂鋅鋯釔鎂合金，其特征在于合金中各組分的重量百分比為，鋅2.0～4.0％，鋯0.2～0.5％，釔0.9～5.8％，余量為鎂和雜質。
作為進一步優(yōu)選方案，合金中鋅和釔的重量比優(yōu)選為1∶0.9～2.8。
作為進一步優(yōu)選方案，所述各組分的重量百分比為，鋅2.1％，鋯0.3％，釔3.7～5.8％，余量為鎂和雜質。
進一步，所述雜質包括硅、鎳、銅和鐵，雜質在合金中的重量百分比不大于0.15％。
相對于現有技術，本發(fā)明具有下述優(yōu)點 1、隨著鋅含量的增加，鎂鋅鋯系鎂合金抗拉強度和屈服強度會有所提高，但是延伸率會下降，導致鎂合金的鑄造性能、工藝塑性和焊接性能惡化，因此嚴格控制鎂鋅鋯系鎂合金中的鋅含量，使其同時具備中等強度和優(yōu)良塑性。
2、釔屬于表面活性元素，能夠降低熔體固液界面張力，使晶粒的形核功下降、臨界形核半徑減小、形核容易，從而使鑄態(tài)組織得到細化，在鎂鋅鋯系鎂合金中添加適量的釔，能夠加快形核速率，使得枝晶間距減小，晶粒得到大幅細化，改善了鎂鋅鋯系鎂合金在鑄態(tài)下的綜合力學性能。
3、在鎂鋅鋯系鎂合金中添加適量的釔，生成高熔點第二相，可以通過選用更高的變形溫度進行熱擠壓，以提高鎂鋅鋯系鎂合金的熱變形塑性、減小擠壓變形抗力，從而提高擠壓速率。
4、適宜的鋅-釔比例，使得鎂鋅鋯系鎂合金的塑性得以較大幅度的提高。
5、本發(fā)明采用的鎂合金制備方法具有工藝簡單、操作簡易的優(yōu)點。



圖1為本發(fā)明實施例1中各編號鎂合金的鑄態(tài)組織的顯微照片； 圖2為添加不同含量釔的Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金鑄態(tài)DSC曲線圖； 圖3為本發(fā)明實施例1中各編號鎂合金的擠壓變形組織的顯微照片。

具體實施例方式 下面結合附圖和具體實施方式
對本發(fā)明作進一步詳細說明。
實施例1 本實施例以Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金為例，其中各組分的重量百分比為，鋅2.1％，鋯0.3％，雜質≤0.15％，雜質為硅、鎳、銅、鐵等不可避免的摻雜物，其余為鎂。另提供四組釔元素含量不同的Mg-2.1Zn-0.3Zr-Y鎂合金，以說明鋅、釔的含量及比例對鎂鋅鋯系鎂合金綜合性能的影響。
一、各組分的百分重量比及制備方法 為表述簡便，對本實施例中不同配比的鎂合金材料進行編號將Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金編為0#，其余四組鎂鋅鋯釔鎂合金分別編號為1#、2#、3#、和4#，各編號鎂鋅鋯系鎂合金的具體組分及其百分重量比參見表1。
表1各編號鎂合金組分(％，重量百分比)
本發(fā)明采用的鎂合金制備方法工藝簡單、操作簡易。制備鎂鋅鋯釔鎂合金的具體步驟是 1)熔煉通過半連續(xù)鑄造系統(tǒng)進行鎂合金制備，在電阻爐中精煉，5號熔劑作為精煉劑和覆蓋劑，由水冷半連續(xù)鑄造系統(tǒng)澆鑄成鑄錠。電阻爐中鎂錠全部融化后于720℃～730℃扒渣，在干凈液面補加5號熔劑；然后加入鋅，攪拌3～5分鐘，并加熔劑覆蓋，升溫至760℃，再次進行扒渣和攪拌，加入鎂鋯和鎂釔中間合金；用5號熔劑精煉并靜置20min，待降溫到710～730℃，澆注成實心圓鑄錠，熔煉和澆注過程中用CO2和SF6混合氣體進行保護；最后，通過向Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金中逐次增加鎂釔中間合金，獲取本實施例中以Mg-2.1Zn-0.3Zr為基體的各編號的鎂合金鑄錠。
2)機加工根據擠壓機擠壓筒尺寸把擠壓坯料加工至合適尺寸。
3)均勻化處理420℃下均勻化退火12小時。
4)熱擠壓在480℃擠壓溫度下，在擠壓機上擠壓成棒材，擠壓比為28，并把擠壓制品快速冷卻。
二、力學性能測試 下面根據國標GB228-2002的標準，對本實施例各編號鎂合金材料經過擠壓前熱處理和擠壓變形后加工成標準拉伸試樣進行室溫拉伸試驗。
1)添加釔元素對鎂鋅鋯系鎂合金鑄態(tài)組織和力學性能的影響 參見圖1，圖中展示了添加不同含量釔的Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金鑄態(tài)組織的顯微照片，其中，圖1a為0#鎂合金的鑄態(tài)組織，圖1b為1#鎂合金的鑄態(tài)組織，圖1c為2#鎂合金的鑄態(tài)組織，圖1d為3#鎂合金的鑄態(tài)組織，圖1e為4#鎂合金的鑄態(tài)組織。由圖1能夠看到，與0#鎂合金Mg-2.0Zn-0.3Zr相比，添加釔元素之后的1#、2#、3#和4#鎂合金的鑄態(tài)組織細化非常明顯；對比圖1b、圖1c和圖1d可見，隨著釔含量的增加，鎂合金枝晶臂間距減小，晶間化合物均呈連續(xù)細網狀，還有少量粒狀化合物在基體上出現；進一步與圖1e進行對比，當釔的含量進一步4#鎂合金的5.8％時，更多釔在晶界處偏聚使晶界粗化，減弱了凝固過程的成分過冷程度，細化效果減弱，基體上的粒狀化合物消失，晶間化合物呈不連續(xù)的斷網狀且網的線條變粗。
對0#～4#的鎂合金的鑄態(tài)組織進行合金物相分析，并分別進行力學性能試驗，考察其在室溫下的抗拉強度(Mpa)、屈服強度(Mpa)和延伸率(δ5％)，如表2所示 表2實施例1中各編號鎂合金鑄態(tài)組織的物相及力學性能
由表2可見，1#鎂合金釔元素添加量為0.9％，相對于未添加釔的0#鎂合金其抗拉強度有少量提高，屈服強度和延伸率有明顯改善；隨著釔含量增加到1.9％，2#鎂合金的抗拉強度和屈服強度繼續(xù)得到提高，而延伸率卻有所下降；當釔含量達到3.7％時，3#鎂合金的抗拉強度和屈服強度進一步增加，達到幾種鎂合金中的最大值，延伸率也有所回升，其綜合力學性能達到較為理想的狀態(tài)；當釔含量增加到5.8％時，4#鎂合金的強度和塑性均降低。當釔添加量為3.7％時，鎂合金的綜合力學性能達到幾種鎂合金中的最佳，鑄態(tài)合金具有較優(yōu)的塑性以及中等強度，此時鎂鋅鋯系鎂合金中鋅-釔比例約為1∶1.76。
綜合分析上述各組鑄態(tài)鎂合金的物相及力學性能測試結果，鎂鋅鋯系鎂合金中添加元素釔后，導致過冷度增加，增加到一定程度后，在固液界面交接處會產生頸縮、熔斷，出現部分第二相球化細化的特征。在釔含量不超過1.9％之前，如1#和2#鎂合金，w-相在晶界出現的同時，也以顆粒狀存在于晶粒內，基體上分布的粒狀w-相可增加位錯運動阻力，提高合金強度。2#鎂合金比1#鎂合金細化更明顯，且有更多的w-相，因而強度更高。ZK系合金中鋅和釔的比例決定了含釔相是以w-相還是其他形式存在，對相同的釔添加量而言高Zn含量利于w-相的產生。由于w-相對合金塑性的影響，雖然2#鎂合金組織比1#鎂合金晶粒更細，但塑性卻更差，過多的w-相對塑性不利，因為w-相為立方結構，與α-Mg基體相的密排六方結構存在不一致性，兩者的原子晶界很弱，隨著a-Mg基體相中w-相體積分數的增加，合金的塑性將會明顯降低。當釔含量從1.9％增加到3.7％時，塑性升高，其原因在于原2#鎂合金中以w-相為主體的呈連續(xù)細網狀晶間化合物，轉變?yōu)?#鎂合金中以x-相為主體的不連續(xù)粗寬網狀，由于w-相減少和晶間連續(xù)網狀化合物變?yōu)閿嗬m(xù)狀，均對塑性有利，所以3#鎂合金的延伸率相對于2#鎂合金更高。當釔增加至5.8％，4#鎂合金的晶間化合物保持粗寬的不連續(xù)網狀，x-相的比例繼續(xù)增加，由于x-相為18R長程調制結構，尺寸粗大，其阻礙位錯運動和晶界滑移的作用不明顯，所以其屈服強度保持原水平；而由于x-相的片層結構對基體有割裂作用，裂紋易從x-相與基體的界面處萌生，x-相的增加導致4#鎂合金抗拉強度和延伸率都有所下降。在3#鎂合金中存在大量Mg3Y2Zn3和Mg12YZn相，該相在熱擠壓過程中可提供更多可形核位置，提高形核率；同時，第二相顆粒對再結晶后新晶粒晶界的阻礙作用，限制了晶粒在高溫下的長大，最終使得含釔合金的組織極大地細化，使合金的強度和塑性同時得到提高。
對于實施例中2.1％Zn含量的鎂鋅鋯系鎂合金而言，為得到更好的塑性，需兼顧釔的細化效果和不影響塑性的w-相體積比例兩方面，合適的釔添加量在1.9％～5.8％之間；作為最優(yōu)配比，鑄態(tài)的Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金中釔的添加量為3.7％，此時其在室溫下抗拉強度為232Mpa，屈服強度為124MPa，延伸率可達到23.5％，相比于未添加釔元素的0#鎂合金其延伸率提高了約65.5％。
2)添加釔元素對鎂鋅鋯系鎂合金差熱性能的影響 參見圖2，圖中為添加不同含量釔的Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金鑄態(tài)DSC(DifferentialScanning Calorimetry，差示掃描量熱法)曲線圖。從圖中能夠看到，添加釔元素之后合金的第二相熔點變高；添加釔元素含量的不同，第二相的種類也不同。隨著釔含量的增加，鎂合金產生的第二相的熔點也越來越高，第二相的熔點溫度區(qū)間在527℃～547℃之間，這一溫度高于常規(guī)Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金50℃～80℃。鎂合金熱變形過程中，第二相的熔點的升高有利于鎂合金選用更高的溫度進行擠壓，以提高鎂合金的熱變形塑性；另外，鎂合金熱變形過程中當溫度升高時，開始出現局部熔化的溫度更高，還可以使鎂合金避免因擠壓溫度較高時坯料和模具溫升嚴重而產生的制品組織過燒現象，有利于提高擠壓速率，提高生產效率。
3)添加釔元素對鎂鋅鋯系鎂合金擠壓變形和拉伸力學性能的影響 0#～4#的鎂合金經過420℃和12小時的均勻化熱處理和熱擠壓后的鎂合金擠壓變形組織得到進一步的大幅細化，其擠壓變形組織的顯微照片如圖3所示；其中，圖3a為0#鎂合金的擠壓變形組織，圖3b為1#鎂合金的擠壓變形組織，圖3c為2#鎂合金的擠壓變形組織，圖3d為3#鎂合金的擠壓變形組織，圖3e為4#鎂合金的擠壓變形組織。相比之下，添加釔元素的鎂合金晶粒細化更加明顯，其平均晶粒尺寸(μm)如表3所示 表3實施例1中各編號鎂合金擠壓變形態(tài)平均晶粒尺寸
經過擠壓前熱處理和擠壓變形后，各編號鎂合金的強度和延伸率再次得到提高，如表4所示 表4實施例1中各編號鎂合金擠壓態(tài)的室溫拉伸力學性能
由表4可知，隨著釔含量的增加，擠壓組織的晶粒得到進一步細化，鎂合金的延伸率得到大幅提高，抗拉強度也得到提高。對于實施例中2.1％Zn含量的鎂鋅鋯系鎂合金而言，從拉伸力學性能中多方面因素兼顧考慮，釔添加量在1.9％～5.8％之間，鎂合金的室溫拉伸延伸率均達到23％以上，保證了鎂合金具備優(yōu)良的加工塑性；作為最優(yōu)配比，擠壓態(tài)的Mg-2.1Zn-0.3Zr鎂合金中釔的添加量為5.8％，其延伸率最大可以達到27.98％，相比于未添加釔元素的0#鎂合金提高了約82.3％。
在鑄態(tài)的3#鎂合金中，含有少量的w-相，可以起到彌散強化作用，在熱擠壓過程中可提供更多可形核位置，提高形核率；同時，第二相顆粒對再結晶后新晶粒晶界的阻礙作用，限制了晶粒在高溫下的長大，最終使得含釔合金的組織極大地細化，使合金的強度和塑性同時得到提高。但是，在熱擠壓前對鎂合金進行了均勻化退火處理，3#鎂合金中的w-相消失，主要通過x-相進行合金的改性。經過擠壓變形，x-相形態(tài)和分布發(fā)生變化，變得細小彌散，隨著x-相合金含量的增加，合金的強度和塑性都得到提高。由于4#合金中x-相的比例更高，因此經過擠壓前均勻化熱處理和熱擠壓后，4#鎂合金的力學性能更為突出。
其他實施例 表5為本發(fā)明其它實施例中鎂鋅鋯釔鎂合金的主要組分百分含量，及其相應的擠壓態(tài)的室溫拉伸力學性能 表5本發(fā)明其它實施例
表5列舉了本發(fā)明的幾種鎂鋅鋯釔鎂合金的力學性能參數。表中能夠看到，各實施例中均保持鋅含量在2.0～4.0％之間，確保鎂鋅鋯系鎂合金同時具備良好的強度和塑性性能基礎；并且均控制鋅-釔重量比在1∶0.9～2.8范圍內，確保通過金屬釔的改性讓鎂鋅鋯系鎂合金的室溫加工塑性達到23％以上，使得鎂鋅鋯系鎂合金同時具備中等強度和優(yōu)良塑性。對鎂鋅鋯系鎂合金而言，通過控制鋅元素的含量并添加適量的釔元素，以提高合金的強度及塑性，其鋅和釔的重量比應優(yōu)選為1∶0.9～2.8。
本發(fā)明提供了一種鎂鋅鋯釔鎂合金，各合金元素在鎂合金中的功能不同 鋅(Zn)增加熔體流動性，弱晶粒細化劑，有形成顯微縮松傾向，有沉淀硬化作用； 鋯(Zr)有效的晶粒細化劑，改善室溫抗拉性能； 釔(Y)有晶粒細化作用，改善高溫抗拉及蠕變性能，增強抗腐蝕性。
隨著鋅含量的增加，鎂鋅鋯系鎂合金抗拉強度和屈服強度會有所提高，但是延伸率會下降，導致鎂合金的鑄造性能、工藝塑性和焊接性能惡化，因此嚴格控制鎂鋅鋯系鎂合金中的鋅含量，使其同時具備良好的強度和塑性性能基礎。釔屬于表面活性元素，能夠降低熔體固液界面張力，使晶粒的形核功下降、臨界形核半徑減小、形核容易，從而使鑄態(tài)組織得到細化。在參雜釔的鎂鋅鋯系鎂合金凝固過程中，釔聚集在固液界面前沿并形成Mg3Y2Zn3和Mg12YZn相，溶質的再分配與偏析導致枝晶生長的固液界面前沿成分過冷區(qū)增大，從而加快形核速率，使得枝晶間距減小，晶粒得到大幅細化；釔有助于生成高熔點的第二相，可以通過選用更高的變形溫度進行擠壓，以提高合金的熱變形塑性、減小擠壓變形抗力，從而提高擠壓速率；同時，釔屬于表面活性元素，能夠降低熔體固液界面張力，使晶粒的形核功下降、臨界形核半徑減小、形核容易，從而使鑄態(tài)組織得到細化；熱擠壓變形加工過程中，會發(fā)生再結晶，而彌散分布在晶界上的高熔點含釔第二相會阻礙新晶粒的長大，降低了晶粒長大的速率，獲得含有細小晶粒的變形擠壓制品。本發(fā)明通過在鎂鋅鋯系鎂合金中添加適宜比例的釔元素，使鎂鋅鋯系鎂合金熱變形溫度提高，有利于提高鎂合金的熱變形塑性和提高擠壓速率，且高熔點的第二相在擠壓變形過程中有利于再結晶過程中的晶粒細化，可使得鎂鋅鋯系鎂合金同時具備中等強度和優(yōu)良塑性。
需要說明的是，以上實施例僅以說明本發(fā)明技術方案而非限制本發(fā)明。盡管參照較佳實施例對本發(fā)明進行了詳細說明，本領域的普通技術人員應當理解，可以對本發(fā)明的技術方案進行修改或者等同替換，而不脫離本發(fā)明技術方案的精神和范圍，其均應涵蓋在本發(fā)明的權利要求范圍之中。
權利要求
1.鎂鋅鋯釔鎂合金，其特征在于合金中各組分的重量百分比為，鋅2.0～4.0％，0.2～0.5％，釔0.9～5.8％，余量為鎂和雜質。
2.根據權利要求1所述的鎂鋅鋯釔鎂合金，其特征在于合金中鋅和釔的重量比優(yōu)選為1∶0.9～2.8。
3.根據權利要求1所述的鎂鋅鋯釔鎂合金，其特征在于所述各組分的重量百分比為，鋅2.1％，鋯0.3％，釔3.7～5.8％，余量為鎂和雜質。
4.根據權利要求1～3中任一項所述的鎂鋅鋯釔鎂合金，其特征在于所述雜質包括硅、鎳、銅和鐵，雜質在合金中的重量百分比不大于0.15％。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種鎂鋅鋯釔鎂合金，其各組分的重量百分比為，鋅2.0～4.0％，鋯0.2～0.5％，釔0.9～5.8％，余量為鎂和雜質。本發(fā)明通過控制鎂鋅鋯系鎂合金中鋅的含量，并添加適宜比例的釔元素，使合金可選用的熱變形溫度范圍提高，更高的變形溫度有利于提高鎂合金的熱變形塑性和提高擠壓速率；同時利用高熔點的含釔第二相在熱擠壓變形再結晶過程中阻礙晶粒長大的作用，使得合金的晶粒細化，獲得中等強度和優(yōu)良塑性的鎂合金。最優(yōu)配比的鎂鋅鋯釔鎂合金，室溫抗拉強度為279MPa，屈服強度為184MPa，延伸率可達到28％。
文檔編號C22C23/04GK101812620SQ20101016233
公開日2010年8月25日 申請日期2010年4月30日 優(yōu)先權日2010年4月30日
發(fā)明者彭建, 潘復生, 呂濱江, 王敬豐 申請人:重慶大學