本发明涉及轻金属材料
技术领域：
，具体涉及一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材及其制备方法。
背景技术：
镁合金作为“21世纪绿色工程材料”，以其密度小、比强度高、消震性好、易回收等一系列优点广受航空航天、汽车及3c电子产业的青睐。近年来，随着科技的发展、产业转型升级的加速，各行业对高性能变形镁合金板材的需求量日益剧增。现有的商用变形镁合板材(如az31)，在成形过程中易产生较强的基面织构，导致其室温塑性较差(一般为15％～20％)、各向异性大，而合金的二次加工需在较高温度下(一般为225℃以上)进行，这大大降低了生产效率，提高了生产成本。因此，开发室温下具有高塑性、低各向异性的变形镁合金板材对提高其二次加工的生产效率、扩大镁合金板材在各行业的应用范围具有重要的意义。现有技术中也公开了一些相应的技术方案，如公开号为cn102876948a的中国发明专利，该专利涉及一种低各向异性镁合金材料及其制备方法，其中：“镁合金的各组分及质量百分比为：2.5～3.5％al、0.7～1.3％zn、0.2～0.8％mn、1％li、0.3％al-5ti-1b，其余为mg和不可避的杂质，杂质总含量≤0.3％。”该合金通过添加li元素降低了滑移系的启动能，使得该滑移系在室温下开动，从而降低了合金的各向异性。但是，该合金在室温下塑性较低(≤23％)，导致其二次加工性能较差，另外，li元素的加入加快了合金的腐蚀速率，大大降低了合金的室温抗氧化能力，因此，该技术方案所制备的合金无法满足多数工程构件对镁合金材料的基本要求，更无法应用于较高温度环境。技术实现要素：本发明的目的是提供一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材及其制备方法，本发明所制备的镁合金板材在室温下具有高塑性、低各向异性，基面织构强度明显弱化，综合力学性能良好。为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案如下：一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材，由如下质量百分比组分组成：al3.0～5.0％、mn0.3～0.6％、y0.1～0.9％、ca0.1～0.8％、zn0.1～0.5％，余量为mg以及不可避免的杂质，杂质含量≤0.3％。优选的，由如下质量百分比组分组成：al3.0％、mn0.3％、y0.1％、ca0.1％、zn0.1％，余量为mg以及不可避免的杂质，杂质含量≤0.3％。优选的，由如下质量百分比组分组成：al4.0％、mn0.5％、y0.9％、ca0.5％、zn0.3％，余量为mg以及不可避免的杂质，杂质含量≤0.3％。优选的，由如下质量百分比组分组成：al5.0％、mn0.6％、y0.6％、ca0.8％、zn0.5％，余量为mg以及不可避免的杂质，杂质含量≤0.3％。优选的，由如下质量百分比组分组成：al5.0％、mn0.4％、y0.5％、ca0.6％、zn0.4％，余量为mg以及不可避免的杂质，杂质含量≤0.3％。上述的高塑性、低各向异性变形镁合金板材的制备方法，其特征在于步骤如下：按相应配比取各原料一)熔炼：①将坩埚置于电阻炉中，升温至400～500℃，通入保护气体10～30min后，加入纯镁并将电阻炉升温至700～740℃后保温20-60min，待纯镁完全熔化，加入预热后的纯铝，保温10～20min，待纯铝完全熔化后，搅拌扒渣；②将电阻炉升温至740～760℃，加入预热后的mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金，待中间合金完全熔化后，搅拌扒渣；③将电阻炉降温至700～740℃，加入预热后的纯锌并保温5～20min，待纯锌完全熔化后，搅拌扒渣；④将步骤③所得合金液在680～720℃静置10～30min，然后浇注至预热好的金属型模具中制得铸锭；二)轧制：①轧制前将铸锭在380～450℃保温16～24h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为5～30mm；②将均匀化处理后的坯料在350～450℃之间进行轧制，每道次压下量为10～50％，每轧制1～5道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为5～60min，轧制速度为10～30m/min，总压下量为85～95％，终轧板材厚度为1～2mm；③将轧制后的合金板材在250～350℃保温0.5～16h进行退火处理，即得所述高塑性、低各向异性变形镁合金板材。优选的，所述熔炼步骤中，所述的保护气体为sf6和co2的混合气体，其中sf6的体积分数为1％，其余为co2。优选的，所述熔炼步骤中，所述mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金分别为mg-15mn、mg-30ca和mg-30y中间合金。优选的，所述熔炼步骤中，所述纯铝、纯锌和中间合金的预热温度为200～300℃。优选的，所述轧制步骤中，轧制前将铸锭在400～430℃保温20～24h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为5～20mm。优选的，所述轧制步骤中，将均匀化处理后的坯料在380～420℃之间进行轧制，每道次压下量为15～30％，每轧制2～4道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为5～30min，轧制速度为10～20m/min，总压下量为85～95％，终轧板材厚度为1～2mm；将轧制后的合金板材在300～350℃保温1～6h进行退火处理。本发明与现有技术相比，具有如下优点：1)本发明所述的镁合金为mg-al系变形镁合金，其中al含量较低，相对于大含量组分铝的镁合金而言，本发明所述的合金板材更易于轧制变形，这就使得合金中的晶粒在轧制过程中更容易破碎，细晶强化效果明显，能够显著提高合金的整体力学性能，同时微合金化元素mn、zn、ca、y的总含量≤3％，生产成本降低。2)本发明中的mn和y组分，可以在熔融过程中，与al形成少量高熔点的颗粒状al-mn相和al-y相。在mg-al系合金中，其铸态组织由mg基体相和β-mg17al12相(硬脆相或强化相)组成，由于β-mg17al12相容易以离异共晶的方式沿晶界呈网状析出，所以难以钉轧晶界，进而造成mg-al系合金的力学性能下降。而本发明所述的mg-al系变形合金在合金均匀化过程中，β-mg17al12相完全溶于mg基体，而al-mn相和al-y相由于熔点较高而无法固溶，这些高熔点相能够在后续轧制变形过程中钉轧晶界，阻碍位错运动，抑制晶粒的长大，从而提高合金的力学性能。3)本发明中的ca元素含量范围为0.1～0.8wt％，该范围内的ca主要固溶于mg基体，未与合金中的其他元素形成含ca第二相，固溶的ca易偏聚在固液界面处，使合金液产生成分过冷，成分过冷可导致枝晶尖端曲率半径减小，从而使枝晶生长速度增大，二次枝晶臂间距减小，晶粒显著细化且网状β-mg17al12相形貌显著改善，使得合金板材在后续轧制过程中具有良好的成形性能；而当ca含量>0.8％时，合金中会生成沿晶界呈层片状分布的高熔点脆硬相al2ca，该合金相会对轧制过程中板材的成形性能产生不利影响，进而影响板材的力学性能。4)本发明中的zn元素的含量范围为0.1～0.5wt％zn，zn含量过高会影响合金的加工成形性能，该含量范围内的zn主要固溶于基体中，对合金的轧制变形无不利影响，并且在轧制过程中，该含量范围内的zn元素与合金中ca元素的交互作用可促使基极向td方向偏转，从而有利于锥面滑移系的开动，使合金板材基面织构强度减小，各向异性降低。5)本发明所述的mg-al系变形镁合金板材具有优异的综合力学性能，室温下抗拉强度为285～335mpa，屈服强度为195～235mpa，且沿不同拉伸方向的抗拉强度和屈服强度相差较小，各向异性程度低，室温延伸率高(≥23％)。附图说明图1为镁合金的铸态显微组织；其中：图1a为实施例1所述合金；图1b为实施例2所述合金；图1c为实施例3所述合金；图1d为实施例4所述合金。图2为镁合金板材热轧后的显微组织；其中：图2a为实施例1所述合金；图2b为实施例2所述合金；图2c为实施例3所述合金；图2d为实施例4所述合金。图3为镁合金板材退火后的显微组织；其中：图3a为实施例1所述合金；图3b为实施例2所述合金；图3c为实施例3所述合金；图3d为实施例4所述合金。具体实施方式为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。实施例1按下述质量配比取各原料：3.0％al、0.3％mn、0.1％y、0.1％ca、0.1％zn，其余为mg以及不可避免的杂质，杂质总含量≤0.3％。一、熔炼：①将坩埚置于电阻炉中，升温至400℃，通入保护气体10min后，加入纯镁；将电阻炉升温至720℃，保温40min，待纯镁全部熔化后，加入预热至200℃的纯铝，保温20min，待纯铝全部熔化后，搅拌扒渣；②将电阻炉升温至740℃，加入预热200℃的mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金，保温10min，待中间合金完全熔化后，搅拌扒渣；③将电阻炉的温度降至720℃，加入预热200℃的纯锌，保温5min，待纯锌完全熔化后，搅拌扒渣；④将步骤③所得合金液在700℃静置30min，然后浇注至预热温度为200℃的金属型模具中，冷却后即得到合金铸锭，其铸态显微组织见图1a，合金中存在少量网状β-mg17al12相，大部分β-mg17al12呈骨骼状和颗粒状分布于晶界处和枝晶间。二、轧制：①轧制前将铸锭在400℃保温20h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为10mm。②将均匀化处理后的坯料在380℃进行轧制，每道次压下量为30％，每轧制2道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为20min，轧制速度为10m/min，总压下量为88％，终轧板材厚度为1.2mm，其显微组织见图2a，轧后合金板材中存在形变孪晶及剪切带，孪晶和剪切带处变形储存能大，有利于再结晶晶粒的形核。③将轧制后的合金板材在350℃保温1h进行退火处理，即得mg-3.0al-0.3mn-0.1y-0.1ca-0.1zn合金板材。其显微组织见图3a，退火后孪晶消除，晶粒尺寸约8.7μm。mg-3.0al-0.3mn-0.1y-0.1ca-0.1zn合金板材退火后的力学性能如表1所示。表1实施例2按下述质量配比取各原料：4.0al、0.5％mn、0.9％y、0.5％ca、0.3％zn，其余为mg以及不可避免的杂质，杂质总含量≤0.3％。一、熔炼：①将坩埚置于电阻炉中，升温至450℃，通入保护气体20min后，加入纯镁；将电阻炉升温至740℃，保温20min，待纯镁全部熔化后，加入预热250℃的纯铝，保温10min，待纯铝全部熔化后，搅拌扒渣；②将电阻炉升温至760℃，加入预热250℃的mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金，保温10min，待中间合金完全熔化后，搅拌扒渣；③将电阻炉的温度降至720℃，加入预热250℃的纯锌，保温10min，待纯锌完全熔化后，搅拌扒渣；④将步骤③所得的合金液在680℃静置20min，然后浇注至预热温度为300℃的金属型模具中，冷却后即得到合金铸锭。其铸态显微组织见图1b，合金中无网状β-mg17al12相，该合金相的形貌大多呈颗粒状和细小骨骼状。二、轧制：①轧制前将铸锭在420℃保温24h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为20mm。②将均匀化处理后的坯料在400℃进行轧制，每道次压下量为20％，每轧制2道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为10min，轧制速度为15m/min，总压下量为93％，终轧板材厚度为1.4mm，显微组织见图2b，合金中存在形变孪晶及少量剪切带。③将轧制后的合金板材在250℃保温6h进行退火处理，即得mg-4.0al-0.5mn-0.9y-0.5ca-0.3zn合金板材。其显微组织见图3b，退火过程中发生静态再结晶，晶粒细化，尺寸约8.4μm。mg-4.0al-0.5mn-0.9y-0.5ca-0.3zn合金板材退火后的力学性能如表2所示。表2方向抗拉强度/mpa屈服强度/mpa延伸率/％0°3092052545°3152042390°31320624实施例3按下述质量配比取各原料：5.0％al、0.6％mn、0.6％y、0.8％ca、0.5％zn，其余为mg以及不可避免的杂质，杂质总含量≤0.3％。一、熔炼：①将坩埚置于电阻炉中，升温至500℃，通入保护气体30min后，加入纯镁；将电阻炉升温至700℃，保温60min，待纯镁全部熔化后，加入预热300℃的的纯铝，保温15min，待纯铝全部熔化后，搅拌扒渣；②将电阻炉升温至750℃，加入预热300℃的mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金，保温20min，待中间合金完全熔化后，搅拌扒渣；③将电阻炉的温度降至710℃，加入预热300℃的纯锌，保温20min，待纯锌完全熔化后，搅拌扒渣；④将步骤③所得合金液在700℃静置30min，然后浇注至预热温度为250℃的金属型模具中，冷却后即得到合金铸锭，其铸态显微组织见图1c，颗粒状第二相数量增多且分布均匀。二、轧制：①轧制前将铸锭在430℃保温22h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为15mm。②将均匀化处理后的坯料在420℃进行轧制，每道次压下量为15％，每轧制3道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为30min，轧制速度为20m/min，总压下量为88％，终轧板材厚度为1.8mm，其显微组织见图2c，合金中无剪切带组织，动态再结晶晶粒过程发生的比较充分，组织中有许多细小的动态再结晶晶粒。③将轧制后的合金板材在300℃保温3h进行退火处理，即得mg-5.0al-0.6mn-0.6y-0.8ca-0.5zn合金板材。其显微组织见图3c，晶粒尺寸约7.8μm。mg-5.0al-0.6mn-0.6y-0.8ca-0.5zn合金板材退火后的力学性能如表3所示。表3方向抗拉强度/mpa屈服强度/mpa延伸率/％0°3282272545°3352322790°32923525实施例4按下述质量配比取各原料：5.0％al、0.4％mn、0.5％y、0.6％ca、0.4％zn，其余为mg以及不可避免的杂质，杂质总含量≤0.3％。一、熔炼：①将坩埚置于电阻炉中，升温至500℃，通入保护气体30min后，加入纯镁；将电阻炉升温至700℃，保温50min，待纯镁全部熔化后，加入预热250℃的的纯铝，保温15min，待纯铝全部熔化后，搅拌扒渣；②将电阻炉升温至750℃，加入预热250℃的mg-mn、mg-ca和mg-y中间合金，保温20min，待中间合金完全熔化后，搅拌扒渣；③将电阻炉的温度降至700℃，加入预热250℃的纯锌，保温10min，待纯锌完全熔化后，搅拌扒渣；④将步骤③所得合金液在690℃静置30min，然后浇注至预热温度为250℃的金属型模具中，冷却后即得到合金铸锭，其铸态显微组织见图1d，合金中细小第二相的数量增多且分布的更加离散均匀。二、轧制：①轧制前将铸锭在420℃保温24h进行均匀化处理，初轧前铸锭厚度为15mm。②将均匀化处理后的坯料在450℃进行轧制，每道次压下量为15％，每轧制3道次后进行中间退火，退火温度为轧制温度，退火时间为30min，轧制速度为20m/min，总压下量为88％，终轧板材厚度为1.8mm，其显微组织见图2d，合金中仍存在少量孪晶，细小的动态再结晶晶粒主要位于孪晶及剪切带处。③将轧制后的合金板材在300℃保温2h进行退火处理，即得mg-5.0al-0.4mn-0.5y-0.6ca-0.4zn合金板材，其显微组织见图3d，合金中的孪晶消失，晶粒呈等轴晶形貌，平均尺寸约6.5μm。mg-5.0al-0.4mn-0.5y-0.6ca-0.4zn合金板材退火后的力学性能如表4所示。表4方向抗拉强度/mpa屈服强度/mpa延伸率/％0°3192182645°3302342890°32622927当前第1页12