一种镁合金板材及其制备方法与流程

[0001]
本发明涉及一种镁合金材料，特别涉及一种低各向异性镁合金板材及其制备方法，同时还涉及使用该镁合金的部件，以及使用该部件的装置。


背景技术：

[0002]
镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度比刚度高、导热性好、电磁屏蔽及阻尼减震性能优、易于机加工、尺寸稳定等优点，被誉为“21世纪绿色工程材料”。在轻量化大趋势下，航空航天、汽车、3c、轨道交通领域对低成本高性能镁合金材料的需求持续增长。
[0003]
mg-al-zn(az)系合金因其良好的塑性加工性能、耐蚀性能及导热性能，具有广阔的应用前景。其中，az31是一种常见的商用镁合金，但其力学性能较低，且基本无时效强化效果，难以满足航空航天、汽车、轨道交通等领域对结构材料力学性能的高要求。
[0004]
挤压工艺可充分发挥材料塑性、改善合金组织性能、实现工业化连续生产，是制备镁合金板材理想的塑性加工方法。然而，大宽厚比镁合金板材成形难度大、表面易开裂、平直度难控制；且板材挤压时形成强烈的变形丝织构，导致较强的力学性能各向异性。
[0005]
现有技术中，制备大宽厚比的镁合金板材难度较大，对于其塑性加工工艺、原材料性能都有极高的要求，需要平衡材料的加工性能、力学性能，攻克加工工艺和材料组分配方，制备高强度、低成本、大宽厚比、低各向异性的镁合金板材一直是该细分领域的难点。
[0006]
为了解决这些技术难题，本发明设计出一种新型mg-al-zn系合金及其挤压工艺，成功制备出低各向异性大宽厚比镁合金板材，对推广高端镁合金材料的应用具有重要意义。


技术实现要素：

[0007]
有鉴于此，本发明旨在提供一种具有优良力学性能及低各向异性的大宽厚比镁合金板材及其成形工艺，以满足航空航天、汽车、轨道交通、3c电子领域对低成本高性能镁合金板材的迫切需求。
[0008]
本发明提供一种镁合金板材的制备方法，选用的镁合金质量百分比成分为al：3.5-5.0％
[0009]
zn：2.0-3.5％
[0010]
al含量与zn含量总和为：6％≤al+zn≤8％
[0011]
mn：0.1-0.8％
[0012]
re：0.01-0.80％
[0013]
ca：0.001-0.090％
[0014]
其他不可避免的杂质元素，余量为镁。
[0015]
所述的re指的是稀土元素。
[0016]
制备过程还包括以下步骤：
[0017]
1.采用半连续铸造，制得镁合金铸棒；
[0018]
2.铸棒均匀化退火后加工得到挤压锭坯；
[0019]
3.挤压模具和挤压筒预热至330-400℃，锭坯加热至300-350℃，进行挤压，挤压比为18-30，挤压速度0.6-1.6mm/s，得到挤压板材；
[0020]
4.镁合金挤压板材在170-220℃等温时效处理6-20h，冷却。
[0021]
进一步地，所述镁合金材料包含fe、si、cu、ni等不可避免的杂质元素，其中fe≤0.005％，si≤0.05％，cu≤0.005％，ni≤0.005％，杂质总含量不超过0.1％。
[0022]
进一步地，所述合金成分al的质量百分比为4.0-5.0％。
[0023]
进一步地，所述合金成分zn的质量百分比为2.0-3.0％。
[0024]
进一步地，所述合金成分al含量与zn含量总和为：6.5％≤al+zn≤8.0％。
[0025]
进一步地，所述合金成分mn的质量百分比为0.2-0.6％。
[0026]
进一步地，所述合金成分re元素包括gd、y或两者混合元素，质量百分比为0.05-0.50％。
[0027]
进一步地，当所述合金成分re为gd、y两者混合时，其质量比为gd:y＝(0.01-100):1。
[0028]
进一步地，所述合金成分ca的质量百分比为0.002-0.060％。
[0029]
所得挤压板材纵向和横向室温抗拉强度≥320mpa、屈服强度≥220mpa、伸长率≥18％，两方向屈服强度差值≤20mpa。
[0030]
本发明时效热处理目的是提高力学性能和减小变形残余应力，若时效温度过低，达到峰值时效所需的时间显著增加，降低生产效率、提高实际成本，不利于工业生产；若时效温度过高，析出相体积分数小，晶粒再结晶长大，力学性能提高幅度小，甚至出现下降。
[0031]
进一步地，所述步骤1中采取的半连续铸造工艺，稳定浇铸时炉内熔体温度为670-695℃，拉锭速度为40-80mm/min。
[0032]
进一步地，步骤2中的均匀化退火工艺为：400-430℃保温10-20h。
[0033]
进一步地，步骤1得到直径φ220-330mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒。
[0034]
进一步地，步骤2中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后，得到直径φ200-300mm、长度400-700mm的挤压锭坯。
[0035]
进一步地，步骤3中的锭坯加工方式可以多样化，采用现有技术中的加热方式均可，能实现目标温度即可。优选的，所述的锭坯采用工频炉加热。
[0036]
进一步地，所述步骤3的挤压模具和挤压筒预热至360-390℃，锭坯在工频炉加热至300-340℃保温10-40min后进行挤压。
[0037]
进一步地，所述步骤3的挤压比为22-28，挤压速度0.6-1.2mm/s。
[0038]
进一步地，步骤3中挤压板材尺寸为：宽度170-240mm、厚度8-16mm、长度大于10m。
[0039]
所述步骤4的挤压板材在180-210℃等温时效8-18h，空冷。
[0040]
本发明提供一种镁合金板材，选用的镁合金质量百分比成分为：
[0041]
al：3.5-5.0％
[0042]
zn：2.0-3.5％
[0043]
al含量与zn含量总和为：6％≤al+zn≤8％
[0044]
mn：0.1-0.8％
[0045]
re：0.01-0.80％
[0046]
ca：0.001-0.090％
[0047]
其他不可避免的杂质元素，余量为镁。
[0048]
板材纵向和横向室温抗拉强度≥320mpa、屈服强度≥220mpa、伸长率≥18％，两方向屈服强度差值≤20mpa。
[0049]
进一步地，所述镁合金材料包含fe、si、cu、ni等不可避免的杂质元素，其中fe≤0.005％，si≤0.05％，cu≤0.005％，ni≤0.005％，杂质总含量不超过0.1％。
[0050]
进一步地，所述合金成分al的质量百分比为4.0-5.0％。
[0051]
进一步地，所述合金成分zn的质量百分比为2.0-3.0％。
[0052]
进一步地，所述合金成分al含量与zn含量总和为：6.5％≤al+zn≤8.0％。
[0053]
进一步地，所述合金成分mn的质量百分比为0.2-0.6％。
[0054]
进一步地，所述合金成分re元素包括gd、y或两者混合元素，质量百分比为0.05-0.50％。
[0055]
进一步地，当所述合金成分re为gd、y两者混合时，其质量比为gd:y＝(0.01-100):1。
[0056]
进一步地，所述合金成分ca的质量百分比为0.002-0.060％。
[0057]
进一步地，所述镁合金板材使用上述的加工方法制备得到。
[0058]
本发明还提供一种装置，该装置使用上述的镁合金板材。
[0059]
本发明特点在于：
[0060]
针对一种新型稀土微合金化mg-al-zn系合金，首次提出该合金板材的挤压成形工艺，解决了大宽厚比挤压板材成形困难、各向异性严重的技术难题。
[0061]
al元素添加在镁合金中，可形成β-mg
17
al
12
相，提高合金室温强度；zn的添加起到固溶强化作用，并降低al在基体中的固溶度，促进时效过程β相的析出。zn含量控制在2.0-3.5％之间，若含量过低，固溶强化及促进β相析出的效果减弱，合金力学性能降低；含量过高，半连续铸造时熔体流动性差，易出现热裂、疏松、冷隔等缺陷，难以为后续塑性加工提供高品质镁合金锭坯。
[0062]
本发明将合金中al含量与zn含量总和控制在6-8％之间，其作用在于：al+zn含量过低，固溶强化效果差，时效析出相较少，合金力学性能显著降低；al+zn含量过高，热变形时易形成粗大球状β相，合金延展性及可成形性降低、易开裂。将al+zn控制在6-8％之间，既可保证合金具有较高的力学性能，同时具有良好的加工塑性。
[0063]
稀土微合金化可改善mg-al-zn系合金力学性能和塑性加工性能，同时保证较低的材料成本。re元素对力学性能的提高主要源于：(1)细化镁合金晶粒，实现细晶强化效果；(2)增加时效形核点，增大晶界扩散速率，促进β相在晶界形核并向晶内生长，改善时效强化效果；(3)gd、y在mg中固溶度较高，且与mg原子存在较大尺寸差异使镁晶格发生畸变，起到固溶强化效果。此外，re元素的添加使合金动态再结晶晶粒取向分布更随机，弱化挤压丝织构，降低板材各向异性。
[0064]
本发明采用大挤压比慢速挤压，有利于板材力学性能和成形性，同时避免形成强烈的丝织构。大挤压比(18-30)可充分细化合金晶粒，显著提高板材力学性能。慢速(0.6-1.6mm/s)挤压使合金动态再结晶更充分，再结晶程度越高，变形丝织构强度越低，板材各向
异性降低。慢速挤压促进金属均匀流动，降低板材残余应力及开裂风险，使其获得较好的平直度。挤压速度过快，产生的变形热和摩擦热增加，锭坯温度显著升高，板材表面易出现热裂，且晶粒长大，力学性能降低；此外，板材挤压时残余应力较大，易发生弯曲。
[0065]
有益效果：
[0066]
1.本发明提供的合金材料稀土元素添加量低，相比而言成本更低；
[0067]
2.本发明提供的合金材料延伸率高，生产加工过程中不易开裂，成品率高，应用场景更广。
附图说明
[0068]
图1为本发明成形工艺制备的板材。
[0069]
图2为本发明成形工艺制备的板材。
[0070]
图3为本发明成形工艺制备的板材。
具体实施方式
[0071]
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
[0072]
实施例所制备产品的抗拉强度、屈服强度、伸长率参照gb/t 228.1-2010标准执行。
[0073]
实施例1
[0074]
镁合金的质量百分比成分为：al：5.0％，zn：2.4％，mn：0.2％，gd：0.33％，y：0.16％，ca：0.02％，杂质总含量不高于0.01％，余量为mg。
[0075]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为690℃，拉锭速度为55mm/min，得到直径φ270mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
[0076]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ245mm，长度600mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：420℃保温12h；
[0077]
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压，挤压比为20，挤压速度1.4mm/s，得到宽度220mm，厚度11mm，长度大于10m的挤压板材，如图1所示；
[0078]
4.挤压板材在210℃保温8h时效处理后，沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
[0079]
实施例2
[0080]
镁合金的质量百分比成分为：al：4.2％，zn：2.8％，mn：0.4％，gd：0.07％，ca：0.04％，杂质总含量不高于0.02％，余量为mg。
[0081]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃，拉锭速度为55mm/min，得到直径φ270mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
[0082]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ245mm，长度500mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：420℃保温12h；
[0083]
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至320℃保温10min后进行挤压，挤压比为23，挤压速度1.2mm/s，得到宽度210mm，厚度10mm，长度大于10m的挤压板材，如图2所示；
[0084]
4.挤压板材在200℃保温12h时效处理后，沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
[0085]
实施例3
[0086]
镁合金的质量百分比成分为：al：4.1％，zn：3.0％，mn：0.2％，y：0.3％，ca：0.009％，杂质总含量不高于0.024％，余量为mg。
[0087]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为692℃，拉锭速度为70mm/min，得到直径φ250mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
[0088]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ224mm，长度500mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：400℃保温16h；
[0089]
3.挤压模具和挤压筒预热至380℃，锭坯在工频炉加热至340℃保温20min后进行挤压，挤压比为28，挤压速度0.6mm/s，得到宽度175mm，厚度9mm，长度大于10m的挤压板材，如图3所示；
[0090]
4.挤压板材在210℃保温8h时效处理后，沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
[0091]
对比例1
[0092]
镁合金的质量百分比成分为：al：4.2％，zn：2.8％，mn：0.4％，gd：0.07％，ca：0.04％，杂质总含量不高于0.02％，余量为mg。
[0093]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃，拉锭速度为55mm/min，得到直径φ270mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
[0094]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ245mm，长度500mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：420℃保温12h；
[0095]
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至290℃保温10min后进行挤压，挤压比为23，挤压速度1.2mm/s，得到宽度210mm，厚度10mm，长度大于10m的挤压板材；
[0096]
4.挤压板材在200℃保温12h时效处理后，沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。由表可知，对比例1中板材纵向和横向屈服强度差值超过30mpa，各向异性明显高于实施例1-3。
[0097]
对比例2
[0098]
镁合金的质量百分比成分为：al：4.2％，zn：2.8％，mn：0.4％，gd：0.07％，ca：0.04％，杂质总含量不高于0.02％，余量为mg。
[0099]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为683℃，拉锭速度为55mm/min，得到直径φ270mm，长度5000mm的镁合金铸棒；
[0100]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ245mm，长度500mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：420℃保温12h；
[0101]
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压，挤压比为23，挤压速度1.8mm/s，得到宽度210mm，厚度10mm，长度大于10m的挤压板材；
[0102]
4.挤压板材在200℃保温12h时效处理后，沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如
表1所示。由表可知，对比例2中板材抗拉强度、屈服强度和伸长率均低于实施例1-3。
[0103]
对比例3
[0104]
镁合金的质量百分比成分为：al：4.8％，zn：2.3％，mn：0.5％，gd：0.26％，y：0.34％，ca：0.06％，杂质总含量不高于0.03％，余量为mg。
[0105]
1.半连续铸造，稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃，拉锭速度为45mm/min，得到直径φ330mm，长度4200mm的镁合金铸棒；
[0106]
2.铸棒均匀化退火后经机械车皮、超声探伤、锯切下料，得到直径φ300mm，长度600mm的挤压锭坯，均匀化退火工艺为：420℃保温12h；
[0107]
3.挤压模具和挤压筒预热至360℃，锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压，挤压比为32，挤压速度1.2mm/s，挤压宽度220mm、厚度11mm的板材表面严重开裂，平直度差，其成品率明显低于实施例1-3。
[0108]
表1实施例/对比例中板材室温拉伸力学性能
[0109][0110][0111]
以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域技术人员而言，本发明可以有各种改动和变化。凡在本发明的精神和原理之内所作的任何修改、等同
替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。