本发明涉及高性能镁合金加工领域,特别涉及一种超高强镁合金制备方法。
背景技术:
镁合金具有低密度、高比强度、高比刚度、高阻尼等优点,作为新一代轻质结构材料,其优异的减重特性对航空航天、交通运输等领域具有重要意义。然而现存镁合金普遍强度偏低,难以满足高精尖领域对高性能镁合金的需求。现存镁合金强化手段有固溶强化、细晶强化、第二相强化和弥散强化,但现有镁合金强化手段难以将镁合金强度提升至600mpa。因而探索新型镁合金强化机制、发展新型镁合金强化技术对高强、甚至超高强镁合金制备具有重要意义。
技术实现要素:
本发明在于提供一种超高强镁合金制备方法。所述镁合金原子百分比成分为mg-0.91~1.36gd-0.87~1.29y-0.06~0.14zr,将低稀土合金棒材进行旋锻变形制备纳米镁合金,控制初始旋锻温度为100~200℃,总变形量为10~60%,旋锻过程采用油润滑,润滑剂流动速度为0.5~1m3/h,控制进料速度为1~4mm/min,每道次变形后改变进料方向,利用旋锻变形产生的位错和变形热使得gd、y元素在晶界发生偏聚并在晶内形成纳米量级原子团簇,晶界gd、y元素浓度是晶内的1.5~2倍,原子团簇尺寸为5~10nm,在原子偏聚和纳米团簇的协同强化下,所得镁合金屈服强度≥510mpa,抗拉强度≥600mpa,断后伸长率≥6%。
所述的旋锻变形,控制初始旋锻温度为150~200℃。
所述的旋锻变形,控制总变形量为10~50%。
所述的旋锻变形,控制润滑剂流动速度为0.75~1m3/h。
所述的旋锻变形,控制进料速度为1~3mm/min。
本发明具有以下优点:
1.旋锻变形可以产生高的应变速度,诱发大量位错开动,位错在晶界的累积可为稀土元素扩散提供通道。选用旋锻变形方式是实现稀土元素偏聚的关键因素。
2.变形过程中材料的温度决定了稀土元素在镁合金中的扩散速度,温度过高时稀土元素扩散过快、易导致稀土元素富集、在晶界处形成块状富稀土相,富稀土相的形成会严重降低镁合金的力学性能。温度过低时,稀土元素扩散速度过慢,难以形成晶界偏聚和晶内团簇。旋锻变形过程材料可达到的温度由材料初始温度、变形过程中产生的变形热以及变形过程中润滑剂、模具导热等造成的温降有关。大量试验探索表明:控制初始旋锻温度为100~200℃,总变形量为10~60%,润滑剂流动速度为0.5~1m3/h,才能实现稀土元素在晶界的有效偏聚以及形成晶内团簇,且不产生块状相。
具体实施方式
实施例1
所用镁合金原子百分比成分为mg-1.09gd-0.69y-0.14zr,将合金棒材在150℃进行旋锻变形,总变形量为26%,旋锻过程采用油润滑,润滑剂流动速度为0.8m3/h,控制进料速度为3mm/min。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的1.5倍,原子团簇尺寸为4~7nm。所得合金屈服强度为520mpa,抗拉强度为605mpa,断后伸长率为6%。
实施例2
所用镁合金原子百分比成分为mg-1.36gd-1.03y-0.13zr,将合金棒材在150℃进行旋锻变形,总变形量为35%,旋锻过程采用油润滑,润滑剂流动速度为0.8m3/h,控制进料速度为3mm/min。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的1.8倍,原子团簇尺寸为5~10nm。所得合金屈服强度为513mpa,抗拉强度为615mpa,断后伸长率为6%。
实施例3
所用镁合金原子百分比成分为mg-1.09gd-0.69y-0.14zr,将合金棒材在200℃进行旋锻变形,总变形量为40%,旋锻过程采用油润滑,润滑剂流动速度为1m3/h,控制进料速度为2mm/min。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的2倍,原子团簇尺寸为6~10nm。所得合金屈服强度为515mpa,抗拉强度为620mpa,断后伸长率为7%。