一种Mg-Al-Zn-Mn-Sn-Bi高强韧镁合金及其制备方法与流程

本发明属于镁合金
技术领域：
，具体涉及一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金及其制备方法。
背景技术：
：镁合金是工业生产应用中最为轻质的金属结构工程材料，具有比强度及比刚度高、导电及导热性好、阻尼减振性好、电磁屏蔽效果佳、零件尺寸稳定性好、容易加工成形和易回收等系列优点，因此在国防军工、航空航天、汽车、3c等行业得到较为广泛的应用。多年来国内外高强度镁合金的主要设计思路都是通过添加稀土等合金元素或者通过特殊的制备工艺获得高强度的镁合金材料，已发展出多种以稀土为主要合金元素或以稀土为微量元素添加的镁合金。但由于存在材料成本高或者制备难度大等缺点，产业化推广应用进展缓慢。另外，超高强镁合金还存在塑韧性较低，严重制约重要部件高效成形和工程应用。目前，不含稀土的高强镁合金主要包括：mg-al、mg-zn、mg-sn等合金系列。其中mg-al系合金是目前牌号最多，应用最广的镁合金系列，mg-al系合金既包括铸造合金又包括变形合金。以此为基础发展的三元合金系有mg-al-zn，mg-al-mn，mg-al-si和mg-al-re等系列。mg-al系镁合金中的第二相主要为mg17a112相。在非平衡凝固过程中，析出大量的共晶mg17a112相，且以不规则网状分布于初晶α-mg相的晶界，该相质硬性脆，对合金的力学性能，特别是塑性造成较大的不利影响。mg-zn系合金被广泛应用的变形镁合金，具有良好的可时效强化能力，与mg-al系合金相比有更高的强度和更好的承载能力，通过合金化已开发出多种新型mg-zn系合金，但还是存在力学性能较低的问题。技术实现要素：有鉴于此，本发明的目的之一在于提供一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金；目的之二在于提供一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的制备方法。为达到上述目的，本发明提供如下技术方案：1、一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金，按质量百分比计，所述镁合金由以下组分组成：al：7.9-9.2％、zn：0.2-0.85％、mn：0.15-0.5％、sn：0.5-1.0％、bi：2-3.2％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。优选的，按质量百分比计，所述镁合金由以下组分组成：al：8.03-8.53％、zn：0.68-0.82％、mn：0.18-0.29％、sn：0.51-0.98％、bi：2.02-3.08％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。2、所述的一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的制备方法，所述方法包括如下步骤：(1)熔炼：以纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、纯锡锭、纯铋粒、mg-mn中间合金为原料，按所述镁合金组分的质量百分比进行计算配料，开启熔炼炉，待炉膛温度达到350-400℃时，通入保护气体，然后将均预热到145-155℃的纯镁锭、纯铝锭和mg-mn中间合金加入熔炼炉中，加热升温到675-685℃至所述纯镁锭、纯铝锭和mg-mn中间合金熔化，搅拌打渣；接着升温至695-705℃后加入纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒，待所述纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒熔化后，再次搅拌打渣；最后在710-730℃下保温10-20min后再次搅拌打渣，静置降温至695-705℃后采用金属模铸造，制得镁合金铸锭；(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭进行双级均匀化处理；(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭进行热挤压，冷却后制得mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金。优选的，步骤(1)中，所述mg-mn中间合金为mg-5％mn中间合金。优选的，步骤(1)中，所述保护气体为co2+0.5％sf6。优选的，步骤(1)中，每次搅拌打渣时搅拌时间为5-10min。优选的，步骤(1)中，所述金属模铸造具体为：将熔融的金属液浇注到预热至200-300℃的铁铸模中。优选的，步骤(3)中，所述双级均匀化处理具体为：先在310-330℃下保温10-15h，然后升温至400-420℃下保温4-8h。优选的，步骤(4)中，所述热挤压具体为：先将所述镁合金铸锭和挤压模具在300-350℃预热2-4h，然后在挤压比为25:1，挤压速度为2-4m/min条件下进行正向挤压。优选的，步骤(4)中，所述冷却的方式为空冷。本发明的有益效果在于：本发明提供了一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金及其制备方法，该镁合金兼具高强度、高塑性，其不含稀土，解决了现有技术中高强韧镁合金一般都含有大量稀土，合金成本较高的问题。其中，将镁合金中sn含量控制在0.5-1.0％，sn在镁合金中是一种典型的具有析出强化作用的元素，sn在镁合金中溶解度最大值为14.8％(561℃)，随着温度的下降，sn在镁合金中的固溶度会急剧降低，200℃时，固溶度只有0.45％。随着温度的降低，sn在镁合金中以高熔点(771.5℃)、高硬度的mg2sn相形式析出，而合理尺寸、形貌及分布的mg2sn相可实现析出强化的作用，同时，适量的sn在镁合金中可细化镁合金晶粒。利用少量sn元素加入，形成mg2sn相析，可使mg17al12由连续网状转变为半连续网状或断网状，改善mg17al12相形貌，从而提高合金性能。但当sn含量非常低时(小于0.5％)，合金中mg2sn含量较少时，达不到细化晶粒以及析出强化的作用。随sn含量增加，合金的熔点下降，当sn含量较高(特别是大于1.5％)，会导致镁合金晶粒粗化，随着sn含量的增加，合金延伸率下降，同时也会使镁合金耐腐蚀性能下降，且较大量sn的添加，会导致合金密度较高(sn密度为7.28g/cm3)，影响镁合金的轻量化优势，而当sn含量高于3.2％时，在液态时就有mg2sn相形成，合金凝固至室温，液态时就开始析出的mg2sn相会非常粗大。因此，在该体系中sn含量过高，将存在较多粗大mg2sn相，影响合金性能，为保证合金元素尽可能多地溶入基体，故将镁合金中sn含量控制在0.5-1.0％；另外，bi可以大量固溶于sn中(139℃时，bi在sn中的固溶度可达21％)，形成β-sn相，合金中较大量sn的存在也会影响bi元素加入效果。将镁合金中bi含量控制在2-3.2％，bi元素也是一种在镁合金中具有沉淀析出强化效果的元素。bi元素在镁中的最大溶解度为8.85％，且溶解度会随着温度的下降而大幅下降，在200℃时溶解度减小到1％以下。bi加入镁合金后，可以形成热稳定性较好的熔点为823℃的mg3bi2颗粒相，该相可作为α-mg形核核心，达到细化镁合金基体相的目的，使合金强度提高的同时，保持良好的塑性；bi元素的加入，也可使网状mg17al12相转变为断网状。适量bi的添加能提升镁合金的室温及高温力学性能，加强镁合金的耐热性。随着bi含量的增加，mg3bi2弥散分布于基体中，但当bi含量大于3.2％，mg3bi2相开始粗化，即使在热挤压后，合金基体中仍然存在较粗大mg3bi2相，力学性能开始下降，故本发明将镁合金中bi含量控制在2-3.2％。最后，由于铸态合金中存在粗大共晶相和枝晶组织，若直接进行挤压容易产生过热过烧，组织不均匀，塑性较差等问题。为改善铸锭的组织均匀性和消除成分偏析，提高塑性成形能力，在进行热挤压前，先对合金铸锭进行均匀化处理，均匀化处理后进行的热挤压可以改变镁合金晶粒平均晶粒尺寸、第二相特性、织构组织等微观组织结构，改善合金力学性能。另外，当本发明镁合金中bi含量大于2％时，铸态合金中mg3bi2相有所增大，但在热挤压过程中，合金中较粗大的mg3bi2相发生碎化，与晶体内弥撒分布的mg3bi2相共同作用，抑制再结晶晶粒的长大，增加再结晶的形核位置，使得合金晶粒细小均匀，进一步提高合金性能。该镁合金的制备工艺简单易操作，且成本低，适合工业化生产。目前，sn和bi主要以单独添加方式添加至镁合金中，以提高其性能，但合金的屈服强度、特别是延伸率仍然较低。且单独添加较大量的sn对合金的塑性和耐腐蚀性能不利，单独添加bi提高镁合金性能效果有限，当bi含量过高时，反而会使合金综合性能下降。本发明中复合添加sn和bi后，在镁合金基体中不仅存在原有az80镁合金中存在的mg17al12相，还可形成mg2sn和mg3bi2高温相，适量sn和bi的添加，可以细化镁合金晶粒，弥散分布的mg2sn和mg3bi2相可以进一步提高镁合金强度。本发明的其他优点、目标和特征在某种程度上将在随后的说明书中进行阐述，并且在某种程度上，基于对下文的考察研究对本领域技术人员而言将是显而易见的，或者可以从本发明的实践中得到教导。本发明的目标和其他优点可以通过下面的说明书来实现和获得。附图说明为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作优选的详细描述，其中：图1为实施例1-4中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态eds谱图；图2为实施例1中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态sem图；图3为实施例2中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态sem图；图4为实施例3中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态sem图；图5为实施例4中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态sem图。具体实施方式以下通过特定的具体实例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明还可以通过另外不同的具体实施方式加以实施或应用，本说明书中的各项细节也可以基于不同观点与应用，在没有背离本发明的精神下进行各种修饰或改变。实施例1一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金，按质量百分比计，该镁合金由以下组分组成：al：8.15％、zn：0.79％、mn：0.21％、sn：0.51％、bi：2.02％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。该镁合金按如下方法制备:(1)熔炼：以纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、纯锡锭、纯铋粒、mg-5％mn中间合金为原料，按该镁合金组分的质量百分比进行计算配料，开启熔炼炉，待炉膛温度达到350℃时，通入co2+0.5％sf6保护气体，然后将均预热到145℃的纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金加入熔炼炉中，加热升温到680℃至纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金熔化，搅拌5min后打渣；接着升温至695℃后加入纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒，待纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒熔化后，再次搅拌5min后打渣；最后在710℃下保温20min后再次搅拌5min后打渣，静置降温至695℃后将熔融的金属液浇注到预热至200℃的铁铸模中铸造，制得镁合金铸锭；(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭先在330℃下保温10h，然后升温至400℃下保温4h；(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭和挤压模具在350℃预热2h，随后将铸锭快速放入挤压筒内，同时也将预热好的挤压模具放置到位，在挤压比为25:1，挤压速度为3m/min条件下进行正向挤压，空冷后制得mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金。实施例2一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金，按质量百分比计，该镁合金由以下组分组成：al：8.20％、zn：0.68％、mn：0.18％、sn：0.67％、bi：2.31％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。该镁合金按如下方法制备:(1)熔炼：以纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、纯锡锭、纯铋粒、mg-5％mn中间合金为原料，按该镁合金组分的质量百分比进行计算配料，开启熔炼炉，待炉膛温度达到360℃时，通入co2+0.5％sf6保护气体，然后将均预热到150℃的纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金加入熔炼炉中，加热升温到675℃至纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金熔化，搅拌6min后打渣；接着升温至700℃后加入纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒，待纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒熔化后，再次搅拌6min后打渣；最后在715℃下保温18min后再次搅拌6min后打渣，静置降温至700℃后将熔融的金属液浇注到预热至300℃的铁铸模中铸造，制得镁合金铸锭；(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭先在330℃下保温12h，然后升温至410℃下保温5h；(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭和挤压模具在350℃预热3h，随后将铸锭快速放入挤压筒内，同时也将预热好的挤压模具放置到位，在挤压比为25:1，挤压速度为2m/min条件下进行正向挤压，空冷后制得mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金。实施例3一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金，按质量百分比计，该镁合金由以下组分组成：al：8.03％、zn：0.76％、mn：0.29％、sn：0.84％、bi：2.57％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。该镁合金按如下方法制备:(1)熔炼：以纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、纯锡锭、纯铋粒、mg-5％mn中间合金为原料，按该镁合金组分的质量百分比进行计算配料，开启熔炼炉，待炉膛温度达到380℃时，通入co2+0.5％sf6保护气体，然后将均预热到145℃的纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金加入熔炼炉中，加热升温到685℃至纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金熔化，搅拌8min后打渣；接着升温至705℃后加入纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒，待纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒熔化后，再次搅拌8min后打渣；最后在720℃下保温15min后再次搅拌8min后打渣，静置降温至705℃后将熔融的金属液浇注到预热至250℃的铁铸模中铸造，制得镁合金铸锭；(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭先在320℃下保温13h，然后升温至410℃下保温6h；(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭和挤压模具在320℃预热3h，随后将铸锭快速放入挤压筒内，同时也将预热好的挤压模具放置到位，在挤压比为25:1，挤压速度为3m/min条件下进行正向挤压，空冷后制得mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金。实施例4一种mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金，按质量百分比计，该镁合金由以下组分组成：al：8.53％、zn：0.82％、mn：0.25％、sn：0.98％、bi：3.08％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。该镁合金按如下方法制备:(1)熔炼：以纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、纯锡锭、纯铋粒、mg-5％mn中间合金为原料，按该镁合金组分的质量百分比进行计算配料，开启熔炼炉，待炉膛温度达到400℃时，通入co2+0.5％sf6保护气体，然后将均预热到155℃的纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金加入熔炼炉中，加热升温到675℃至纯镁锭、纯铝锭和mg-5％mn中间合金熔化，搅拌10min后打渣；接着升温至700℃后加入纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒，待纯锡锭、纯锌锭和纯铋粒熔化后，再次搅拌10min后打渣；最后在730℃下保温10min后再次搅拌10min后打渣，静置降温至700℃后将熔融的金属液浇注到预热至300℃的铁铸模中铸造，制得镁合金铸锭；(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭先在310℃下保温15h，然后升温至420℃下保温8h；(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭和挤压模具在300℃预热4h，随后将铸锭快速放入挤压筒内，同时也将预热好的挤压模具放置到位，在挤压比为25:1，挤压速度为4m/min条件下进行正向挤压，空冷后制得mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金。性能测试一、力学性能检测根据国标gb228-2002的标准，将实施例1-4所制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金线切割加工成标准拉伸试样进行拉伸试验，拉伸方向平行于挤压方向。各镁合金力学性能检测数据见表1。表1实施例1-4中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的力学性能实施例合金名屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)延伸率(％)实施例1mg-8.15al-0.79zn-0.51sn-2.02bi36525515实施例2mg-8.20al-0.68zn-0.67sn-2.31bi37425916实施例3mg-8.03al-0.76zn-0.84sn-2.57bi38326218实施例4mg-8.53al-0.82zn-0.98sn-3.08bi36224615az80镁合金商用az80镁合金(挤压态)34025011由表1可知，本发明中制备的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金兼具高强度、高塑性。二、显微组织分析图1为实施例1-4中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态eds谱图，图中谱图1为mg3bi2(嵌于灰色mg17al12中较大块状)、谱图2为mg2sn(嵌于灰色mg17al12中亮白色较小颗粒状)、谱图3为mg17al12(灰色断网状)、谱图4为mg3bi2(白色粒状)，由图1可知，本发明中mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金第二相主要由mg17al12、mg2sn、mg3bi2相组成，加入sn和bi元素后，mg17al12主要以断网状分布于晶界，mg2sn和mg3bi2相主要以颗粒状形态分布于晶界和晶内。图2至图5依次为实施例1-4中制得的mg-al-zn-mn-sn-bi高强韧镁合金的挤压态sem图，由图2至图5可知，镁合金在热挤压后，均发生了完全的动态再结晶，形成了均匀的等轴晶粒。从实施例1至实施例3的合金挤压态sem图可知，随着sn、bi含量的增加，镁合金中高温相mg2sn相和mg3bi2相数量逐渐增加，并且弥散分布于晶内，部分分布于晶界，且晶粒尺寸逐渐减小，合金综合力学性能增加。但当sn、bi含量的增加到一定量时(实施例4)，mg2sn相和mg3bi2相尺寸变大，晶粒细化作用减小，晶粒尺寸增加，合金综合力学性能下降。最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。当前第1页12