一种低稀土含量的高速挤压镁合金变形材及其制备工艺的制作方法

本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种低稀土含量的高速挤压镁合金变形材及其制备工艺。

背景技术：

镁合金作为最轻的金属结构材料，具有比强度和比刚度高、导热性和导电性优良、电磁屏蔽性能好、可回收等一系列优点，被誉为“二十一世纪绿色结构材料”。近年来汽车工业的迅猛发展以及人们对汽车节能、安全、环保意识的增强，使镁合金在汽车等交通运输领域越来越受关注。但是由于镁合金是密排六方晶体结构，其塑性加工性能较差，限制了其规模化应用。

挤压变形加工是一种细化材料晶粒和组织的有效热加工方法；挤压变形加工使材料在一次成形过程中承受较大的变形量，挤压加工后不仅消除铸锭中的气孔、疏松和缩孔等缺陷，还改善挤压产品性能，提高材料的强度与塑性，而且挤压产品品种多、规格全，可以获得板材、棒材、型材和管材。然而与铝合金相比，镁合金挤压材生产成本高，严重限制了其商业化生产和应用。生产相同规格的汽车用型材，镁合金挤压的成本甚至比铝合金高3倍之多，这主要是镁合金挤压速度低所致。例如，典型商业镁合金az31的挤压出口速度在10-20m/min，是典型铝合金的1/5-1/2，而具有较高强度的商业镁合金az61、az80和zk60合金的挤压速度仅为典型铝合金的1/10。所以通过提高挤压速度的手段降低镁合金挤压材的生产成本，对推广变形镁合金的应用，拓展市场尤为重要。

中国专利(公开号cn101805866a)公开了一种高速挤压的镁合金变形材及其制备方法，该专利采用出口速度不小于15m/min的挤压工艺生产挤压材。该专利的挤压材含有比较多的稀土金属元素ce和y。中国专利(公开号cn104032195a)公开了一种含少量稀土元素(la)的镁合金高速挤压变形材，其化学成分为0.1～0.8wt.％al，0.1～0.6wt.％ca，0.1～0.6wt.％mn，0.05～0.4wt.％la，其余为mg。该专利的合金为mg-al系合金，采用出口速度不小于20m/min的快速挤压工艺生产挤 压材。然而，这些专利都属于mg-al系合金，而且其挤压速度仍然比工业铝合金的挤压速度低，挤压材的室温塑性和后续成形性能也未考虑。

目前市场上，采用高速挤压生产(>20m/min)镁合金挤压材的种类甚少、尚无高速挤压的mg-zn系挤压材；挤压材的室温塑性和室温成形性能也未考虑，生产的挤压材无法满足航空航天、汽车、高铁、3c产品等领域的大量需求。因此，迫切需要开发高挤压速度生产的mg-zn系挤压材及其制备工艺，丰富低成本镁合金挤压材的种类，对推广变形镁合金商业化应用具有重要意义。

技术实现要素：

针对目前商业镁合金(如mg-al-zn系及mg-zn-zr系合金)以及现有专利报道的挤压材的挤压速度低、挤压材的室温塑性差，导致生产和应用成本高的问题，本发明提供一种低稀土含量的高速挤压镁合金变形材及其制备工艺，该挤压材采用出口速度不小于24m/min的挤压工艺生产，所得挤压材表面光滑、无任何表面裂纹，同时挤压材具有弱基面织构或弱非基面织构，其最大极密度值≤4，优化的成分可以使挤压材的室温延伸率≥25％。本发明镁合金挤压材含少量或微量稀土元素，挤压速度高，挤压材室温延伸率高，大大降低了挤压材的生产和应用成本，对推动变形镁合金在航空航天、汽车、高铁、3c产品等领域的应用有积极意义。

本发明的技术方案是：

一种低稀土含量的高速挤压镁合金变形材，所述镁合金为mg-zn-re系合金，以重量百分比计，其化学成分为：zn0.1～2.0wt.％，re0.1～0.9wt.％，镁含量为平衡余量，re为稀土元素；该镁合金的化学成分优选为(wt.％)：zn1.0～2.0wt.％，re0.3～0.9wt.％，镁含量为平衡余量。

所述镁合金变形材采用出口速度不小于24m/min的高速挤压工艺制备获得，所得镁合金变形材(挤压材)的表面光滑、无表面裂纹，其织构为弱基面织构或弱非基面织构，最大极密度值≤4；当采用优选的镁合金成分时，所得镁合金变形材(挤压材)织构为弱非基面织构，最大极密度值≤4，其室温延伸率≥25％。

本发明上述低稀土含量的高速挤压镁合金变形材采用如下步骤进行制备：

1)以纯mg锭、纯zn锭、纯re锭为原料，按所述镁合金成分进行配料；

2)将合金配料放入熔炼炉的坩埚中熔化，铸造制备成合金铸锭；合金铸锭采用 金属模、砂型重力铸造或半连续铸造方法生产；

3)将制备的铸锭经均匀化处理后加工成挤压坯料，所述均匀化处理工艺为：处理温度300～550℃，处理时间1～48h；

4)将挤压坯料加热到挤压变形温度250～550℃；

5)采用热挤压工艺加工成挤压材，挤压出口速度为24～70m/min，挤压比为5～80。

本发明低稀土(re)含量的高速挤压镁合金变形材及其制备工艺的设计原理如下：

本发明通过在镁合金中添加微量稀土元素，如gd、y、ce、la等，各成分在优化的配比下可产生明显的织构弱化效果，合金经轧制和挤压变形后形成非基面织构，有利于提高变形材料的塑性和后续成形性能。镁合金中添加稀土元素后，挤压织构与典型的基面纤维织构不同，形成平行于挤压方向的<11-21>织构组分，当沿着挤压方向受力时，这种织构就可以启动大量的(0001)<11-20>基面滑移位错和{10-12}<10-1-1>拉伸孪生，从而显著提高挤压材的室温塑性，同时改善拉压屈服不对称性。常用的稀土元素在镁中的固溶度都比较大，又都使变形材的织构得到弱化，因此本发明不限定稀土元素。

对于第三种元素的选择，由于al元素与稀土结合能力强，容易生成第二相，从而影响稀土元素re在镁中的固溶度，会降低织构弱化的效果。因此，本发明选择镁合金中另一个常见的合金化元素zn。而且由于zn具有较大的原子半径，对镁合金的固溶强化也会有很好的效果。

镁合金挤压的速度极限主要取决于挤压机的最大吨位及合金本身的固相线温度。在低温挤压时，材料发生塑性变形所需载荷超过挤压机最大吨位则不能挤压。在高温挤压时，挤压模局部温度超出合金本身固相线温度时挤压材表面发生熔化，后续产生裂纹。其中合金固相线温度取决于合金元素的选择以及合金元素含量。而添加大量zn元素会明显降低mg-zn系合金的固相线温度，因此zn含量不宜超过2.0wt.％。对于re含量，从控制合金成本，以及合金本身的高温加工塑性变形能力及所得挤压材的室温塑性考虑，应低于1.0wt.％。

研究发现mg-zn-gd合金较低速度挤压(出口速度≤12m/min)后，形成的织构包括基面织构组分和非基面织构组分，其中基面织构组分强度大于非基面织构组分。基面织构组分对挤压材在后续使用过程中的变形过程占主导作用，导致低压挤压材不具有高的室温塑性，因此，设想，如果挤压后获得典型的非基面织构，可有效提高挤压 材室温塑性及后续成形性能。

目前，稀土元素对镁合金织构弱化的机理研究尚不十分清楚。尽管尚无直接的证据去证明，但是人们普遍认为，由于稀土原子与mg原子具有较大的原子半径差，容易在晶界偏析，阻碍位错和晶界迁移能力，从而影响再结晶过程中晶粒取向的变化。因此，我们设想，如果高速挤压过程中特定的温度和应变场，影响晶界的稀土原子偏聚，创造更加有利于稀土固溶原子与位错、晶界等缺陷的交互作用或者促使其发生不同的变形机制(如二次孪生及剪切带等)，从而影响挤压的再结晶过程，最终可能导致挤压材织构的变化，形成典型的弱的非基面织构。

综上，本发明zn、re含量设计范围分别为：zn0.1～2.0wt.％，re0.1～0.9wt.％。本发明镁合金合金元素含量低，采用高速挤压变形，提高挤压生产效率，从而降低镁合金挤压材的生产成本，同时不增加挤压变形过程中施加的载荷，从而减少对挤压设备的损耗、节省设备的维护成本。另一方面，微量稀土元素re的添加，在高速挤压条件获得弱基面织构或弱非基面织构，且根据zn/re比例不同，挤压过程中析出二元mgre、三元mgznre等细小第二相，有利于实现室温高塑性、提高后续成形能力。

本发明具有如下优点：

1、本发明镁合金中稀土元素re含量低，仅为0.1～0.9wt.％，优化成分为0.3-0.9wt.％，有效控制了合金的密度和成本；

2、本发明镁合金挤压材采用的挤压出口速度大于24m/min，挤压生产效率高，降低了挤压产品成本，且挤压材表面光滑、无任何表面裂纹缺陷，保障了挤压材成品率；

3、本发明镁合金高速挤压材为弱基面织构或弱的非基面织构，最大极密度值≤4，挤压材室温延伸率高(≥25％)，有利于提高其后续的塑性成形性能。

附图说明

图1为镁合金挤压材的宏观形貌照片。

图2为镁合金挤压加工后的挤压方向反极图。

具体实施方式

下面结合附图及实施例详述本发明。需强调的是，以下实施例仅用于说明本发明，而并不是对本发明的限定。

实施例1

1)采用金属模重力铸造，mg-zn-re，re(稀土)为gd，经常规的镁合金熔炼浇注为80mm×180mm×200mm的铸锭，合金成分重量百分比为zn：0.20％，gd：0.12％，镁含量为平衡余量；

2)将铸锭在450℃保温10h均匀化处理，然后将均匀化处理的铸锭切割成相应的挤压坯料；

3)先将挤压模具加热到挤压变形温度275℃，然后将挤压坯料放入挤压筒内加热5min，挤压坯料达到变形温度300℃后高速挤压加工成棒材，挤压出口速度为60m/min，挤压比为20；

4)挤压材表面光滑，无任何表面裂纹，见图1；挤压材织构为弱的基面织构，其最大极密度值为3.1，见图2；挤压材室温延伸率为15.1％，见表1；

实施例2

1)采用金属模重力铸造，mg-zn-re，re(稀土)为gd，经常规的镁合金熔炼浇注为80mm×180mm×200mm的铸锭，合金成分重量百分比为zn：1.58％，gd：0.52％，镁含量为平衡余量；

2)将铸锭在480℃保温12h均匀化处理，然后将均匀化处理的铸锭切割成相应的挤压坯料；

3)先将挤压模具加热到挤压变形温度300℃，然后将挤压坯料放入挤压筒内加热5min，挤压坯料达到变形温度300℃后高速挤压加工成棒材，挤压出口速度为60m/min，挤压比为20；

4)挤压材表面光滑，无任何表面裂纹，见图1；挤压材织构为弱的非基面织构，非基面织构组分处于<2-1-14>和<2-1-12>取向之间，其最大极密度值为2.1，见图2；挤压材室温延伸率为28.1％，见表1。

实施例3

设计实验镁合金成分和铸造方法、坯料准备工艺与实施例2相同；

1)先将挤压模具加热到挤压变形温度300℃，然后将挤压坯料放入挤压筒内加热 5min，挤压坯料达到变形温度300℃后高速挤压加工成棒材，挤压出口速度为24m/min，挤压比为20；

2)挤压材表面光滑，无任何表面裂纹，见图1；挤压材织构为弱的非基面织构，非基面织构组分处于<2-1-14>和<2-1-12>取向之间，其最大极密度值为2.2，见图2；挤压材室温延伸率为32.9％，见表1。

实施例4

1)采用金属模重力铸造，mg-zn-re，re(稀土)为gd，经常规的镁合金熔炼浇注为80mm×180mm×200mm的铸锭，合金成分重量百分比为zn：1.65％，gd：0.78％，镁含量为平衡余量；

2)将铸锭在480℃保温12h均匀化处理，然后将均匀化处理的铸锭切割成相应的挤压坯料；

3)先将挤压模具加热到挤压变形温度300℃，然后将挤压坯料放入挤压筒内加热5min，挤压坯料达到变形温度300℃后高速挤压加工成棒材，挤压出口速度为60m/min，挤压比为20；

4)挤压材表面光滑，无任何表面裂纹，见图1；挤压材织构为弱的非基面织构，非基面织构组分处于<2-1-14>和<2-1-12>取向之间，其最大极密度值为2.3，见图2；挤压材室温延伸率为31.8％，见表1；

对比例1

1)采用金属模重力铸造，mg-al-zn-mn(商业镁合金az31)经常规的镁合金熔炼浇注为80mm×180mm×200mm的铸锭，合金成分重量百分比为al：3.18％，zn：1.00％，mn：0.06％，镁含量为平衡余量；

2)将铸锭在415℃保温16h均匀化处理，然后将均匀化处理的铸锭切割成相应的挤压坯料；

3)先将挤压模具加热到挤压变形温度300℃，然后将挤压坯料放入挤压筒内加热5min，挤压坯料达到变形温度300℃后高速挤压加工成棒材，挤压出口速度为12m/min，挤压比为20；

4)挤压材表面粗糙，存在微裂纹，见图1；挤压材织构为基面织构，其最大极密度值为3.9，见图2；挤压材室温延伸率为14.8％，见表1；

表1