本发涉及金属材料技术领域,特别涉及一种高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金及其制备方法。
背景技术
镁(mg)合金具有密度低、来源广、比强度和比刚度高等优点,被誉为“21世纪的绿色工程材料”。在铸造镁合金中,镁铝系合金由于成本低、易于铸造和加工,以及良好的综合性能等优点,是目前应用最广的铸造镁合金体系之一,最具有代表性的有az31、az61、az80、az91和am60等。其中,az31是目前使用比较广的商用镁合金,因其良好的机械和成形性能在汽车及3c领域有着广泛的应用前景。目前限制镁合金的一大难题在于强度偏低,不能满足工程应用的要求。因此,开发新型高强度镁合金具有非常重要的价值。
碱土元素ca(钙),在合金化的过程中,一部分充当溶质元素,扩散到熔体中,在凝固过程中,固/液界面前沿形成过冷区,由于ca的扩散速度较慢从而限制了晶粒生长。另一部分ca元素与基体反应生成al2ca,分散在液态基体中的al2ca充当了形核质点,在异质形核的过程中,可作为液态金属的固相质点,使表面能降低,加快形核速率,从而起到了细化晶粒的作用。但在镁合金中加入单质钙(ca)成本较高。专利文献cn107447153a公开了一种高强度的镁合金及其制备方法,通过向金属az31中加入一定量cao熔炼而成的镁合金,mg置换出cao中的ca,形成mgo和ca,虽然一部分ca元素与基体反应生成al2ca,可以达到细化晶粒的目的,但制备过程中同时也生成了疏松的mgo,mgo的产生在一定程度上限制了az31-cao镁合金力学性能的进一步提升。
因此,如何提高镁合金的强度,尤其是提高mg-al-zn-mn-ca镁合金的性能以及开发新的铸造方法,成为亟需解决的问题。
技术实现要素:
本发明解决的问题是提供一种高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金,包括以下成分:2.5-3.5wt%的al,0.6-1.4wt%的zn,0.15-0.5wt%的mn,0-1wt%的ca,0~0.02wt%的杂质元素,剩余的组成为mg。
可选的,所述杂质元素包括fe、si和ni。
本发明还提供了一种高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金的制备方法,包括以下步骤:
a)熔炼步骤,包括将纯mg、纯al、mg-20ca中间合金、mg-5mn中间合金和纯zn置于密闭的熔炼炉中,然后对熔炼炉抽真空并通氩气,对熔炼炉进行预热,再用熔炼炉加热原料至原料全部熔化,得到熔化的液体合金;
b)铸锭步骤,将步骤a)得到的熔化的液体合金静置,再将熔化后的液体合金浇铸至预热的模具中铸造成铸锭;
c)均匀化处理步骤,将步骤b)得到的铸锭进行均匀化处理,再水冷;
d)塑形变形步骤,将步骤c)得到的均匀化处理后的铸锭进行塑形变形,得到高性能的mg-al-zn-mn-ca镁合金。
可选的,步骤a)中所述熔炼炉为真空熔铸一体机。
可选的,步骤a)中,对熔炼炉抽真空并通氩气的步骤包括,先抽真空使熔炼炉内压强在-98.750kpa以下,再通入氩气至熔炼炉内压强在-5~0kpa,然后再抽真空使熔炼炉内压强在-98.750kpa以下,再通入氩气使熔炼炉内压强维持在-35~-25kpa。
可选的,步骤a)中,所述熔炼炉预热的步骤包括,设定初始功率为4~6kw,预热时间10~15min,预热结束后功率调高至10~15kw。
可选的,步骤b)中,熔化的液体合金静置时间为10~15min,铸锭步骤中,熔炼炉的功率为10~15kw。
可选的,步骤b)中所述模具为钢制模具,预热温度在180~250℃范围内。
可选的,步骤c)中,所述均匀化处理的具体步骤为在400~420℃范围内,保温6~10小时。
可选的,步骤d)中,所述塑性变形的方式为挤压、轧制和锻造中的一种。
与现有技术相比,本发明提供的技术方案具有以下优点:
本发明提供了一种高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金,具有较细的晶粒,合金中不含疏松的mgo,具有较高的力学性能。
本发明采用纯mg、纯al、mg-20ca中间合金、mg-5mn中间合金、和纯zn混合熔炼,mg-20ca中间合金是一种高温稳定相,其引入起到了强化作用;mg-20ca中间合金的引入避免了mgo的产生,进一步提高了合金的力学性能。
本发明通过将合金进行塑形变形处理,使晶粒发生再结晶,且反应生成的高温稳定相促进了再结晶的发生,从而进一步改善合金材料的力学性能。
本发明选用低成本的纯mg、纯al为合金原料,选用价格较低的mg-20ca中间合金为添加物,大大降低了材料成本。且加工工艺操作简单、方便、易于工业化生产。
附图说明
图1是本发明一实施例高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金制备方法的流程示意图。
具体实施方式
由背景技术可知,制备高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金的方法有待简化,成本有待降低,且制备的高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金的力学性能有待提高。
分析存在上述问题的原因包括:
现有方法制备的mg-al-zn-mn-ca镁合强度偏低,不能满足工程应用的要求,其问题往往主要是因为制作合金过程中需要引入部分溶质元素,目前较多采用的溶质元素为碱土元素ca(钙),但是制备过程中极易产生疏松的mgo,从而降低了合金的力学性能。
为了解决上述问题,本发明提供一种高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金及其制备方法,能够提高产物的力学性能。
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。
参考图1,图1示出了本发明一实施例高性能mg-al-zn-mn-ca镁合金制备方法的流程示意图。具体地,包括以下基本步骤:
a)熔炼步骤,包括将纯mg、纯al、mg-20ca中间合金、mg-5mn中间合金和纯zn置于密闭的熔炼炉中,然后对熔炼炉抽真空并通氩气,对熔炼炉进行预热,再用熔炼炉加热原料至原料全部熔化,得到熔化的液体合金;
b)铸锭步骤,将步骤a)得到的熔化的液体合金静置,再将熔化后的液体合金浇铸至预热的模具中铸造成铸锭;
c)均匀化处理步骤,将步骤b)得到的铸锭进行均匀化处理,再水冷;
d)塑形变形步骤,将步骤c)得到的均匀化处理后的铸锭进行塑形变形,得到高性能的mg-al-zn-mn-ca镁合金。
下面将结合附图对本发明做进一步说明。
参考图1,执行步骤a),将纯mg、纯al、mg-20ca中间合金、mg-5mn中间合金和纯zn置于密闭的熔炼炉中,然后对熔炼炉抽真空并通氩气,对熔炼炉进行预热,再用熔炼炉加热原料至原料全部熔化,得到熔化的液体合金。
本发明中,采用纯mg、纯al、mg-20ca中间合金、mg-5mn中间合金、和纯zn混合熔炼,mg-20ca中间合金是一种高温稳定相,其引入起到了强化作用;mg-20ca中间合金的引入避免了mgo的产生,进一步提高了合金的力学性能。
具体地,所述熔炼炉为真空熔铸一体机。对熔炼炉抽真空并通氩气的步骤包括,先抽真空使熔炼炉内压强在-98.750kpa以下,再通入氩气至熔炼炉内压强在0kpa,然后再抽真空使熔炼炉内压强在-98.750以下,再通入氩气使熔炼炉内压强维持在-30kpa。所述熔炼炉预热的步骤包括,设定初始功率为5kw,预热时间10min,预热结束后功率调高至10~15kw。
参考图1,执行步骤b),将步骤a)得到的熔化的液体合金静置,再将熔化后的液体合金浇铸至预热的模具中铸造成铸锭。
本发明中,所述模具为钢制模具,预热温度在180~250℃范围内。
参考图1,执行步骤c),将步骤b)得到的铸锭进行均匀化处理,再水冷。
本发明中,所述均匀化处理的具体步骤为在400~420℃范围内,保温6小时。
参考图1,执行步骤d),将步骤c)得到的均匀化处理后的铸锭进行塑形变形,得到高性能的mg-al-zn-mn-ca镁合金。
本发明中,所述塑性变形的方式为挤压、轧制和锻造中的一种。塑形变形处理可以使晶粒发生再结晶,且反应生成的高温稳定相促进了再结晶的发生,从而进一步改善合金材料的力学性能。
实施例1
本实施例的高性能镁合金包含下列组分:3%wt的al,1%的zn,0.2wt%的mn,0wt%的ca,余量为mg以及杂质元素fe、si和ni,并且杂质元素的总量小于0.02wt%(wt%是指各组分的重量占目标合金总重量的百分比)。
制备方法:
熔炼步骤:整个熔炼工艺在ar环境下进行。按照配方量分别称取将纯mg、纯al、mg-5mn中间合金、纯zn按重量百分比配置,然后将配置好的原料全部置于熔炼装置中,密闭熔炼炉。封闭熔炼炉之后抽真空至-98.750kpa以下,然后通入氩气至炉内压强为0kpa左右。第二次继续抽真空至-98.750kpa以下,通入氩气至炉内压强为-30kpa左右。真空炉功率调至5kw,预热10min,然后将功率上升到10-15kw至原料全部融化。
铸锭步骤:将熔化后的合金液体静置10min,然后在10kw的功率下将熔体浇铸成合金锭。浇铸所用的钢制模具需要预先加热至180℃。
均匀化处理步骤:将通过熔炼工艺得到的合金锭在400℃条件下进行均匀化处理6小时,水冷。
塑性变形步骤:将完成均匀化处理的合金在300℃、挤压比为9的条件下进行挤压变形。得到高性能的mg-al-zn-mn镁合金。
经测试,该种高性能mg-al-zn-mn镁合金的室温力学性能如下:抗拉强度为258mpa,延伸率为16.21%。
实施例2
本实施例的高性能镁合金包含下列组分:3%wt的al,1%的zn,0.2wt%的mn,0.5wt%的ca,余量为mg以及杂质元素fe、si和ni,并且杂质元素的总量小于0.02wt%(wt%是指各组分的重量占目标合金总重量的百分比)。
制备方法:
熔炼步骤:整个熔炼工艺在ar环境下进行。按照配方量分别称取将纯mg、纯al、纯zn、mg-5mn中间合金、mg-20ca中间合金,按重量百分比配置。然后将配置好的原料全部置于熔炼装置中,密闭熔炼炉。封闭熔炼炉之后抽真空至-98.750kpa以下,然后通入氩气至炉内压强为0kpa左右。第二次继续抽真空至-98.750kpa以下,通入氩气至炉内压强为-30kpa左右。真空炉功率调至5kw,预热10min,然后将功率上升到10~15kw至原料全部融化。
铸锭步骤:将熔化后的合金液体静置10min,然后在10kw的功率下将熔体浇铸成合金锭。浇铸所用的钢制模具需要预先加热至180℃。
均匀化处理步骤:将通过熔炼工艺得到的合金锭在400℃条件下进行均匀化处理6小时,水冷。
塑性变形步骤:将均匀化处理的合金在300℃、挤压比为9的条件下进行挤压变形。得到高性能mg-al-zn-mn-0.5ca(0.5代表0.5wt%的ca)镁合金。
经测试,该种高性能mg-al-zn-mn-0.5ca(0.5代表0.5wt%的ca)镁合金的室温力学性能如下:抗拉强度为300.57mpa,延伸率为18.02%。
实施例3
本实施例的高性能镁合金包含下列组分:3%wt的al,1%的zn,0.2wt%的mn,1wt%的ca,余量为mg以及杂质元素fe、si和ni,并且杂质元素的总量小于0.02wt%(wt%是指各组分的重量占目标合金总重量的百分比)。
制备方法:
熔炼步骤:整个熔炼工艺在ar环境下进行。按照配方量分别称取将纯mg、纯al、纯zn、mg-5mn中间合金、mg-20ca中间合金,按重量百分比配置。然后将配置好的原料全部置于熔炼装置中,密闭熔炼炉。封闭熔炼炉之后抽真空至-98.750kpa以下,然后通入氩气至炉内压强为0kpa左右。第二次继续抽真空至-98.750kpa以下,通入氩气至炉内压强为-30kpa左右。真空炉功率调至5kw,预热10min,然后将功率上升到10~15kw至原料全部融化。
铸锭步骤:将熔化后的合金液体静置10min,然后在10kw的功率下将熔体浇铸成合金锭。浇铸所用的钢制模具需要预先加热至180℃。
均匀化处理步骤:将通过熔炼工艺得到的合金锭在400℃条件下进行均匀化处理6小时,水冷。
塑性变形步骤:将均匀化处理的合金在300℃、挤压比为9的条件下进行挤压变形。得到本高性能mg-al-zn-mn-1ca(1代表1wt%的ca)镁合金。
经测试,该种高性能mg-al-zn-mn-1ca(1代表1wt%的ca)镁合金的室温力学性能如下:抗拉强度为356.5mpa,延伸率为18.36%。
实施例4
本实施例的高性能镁合金包含下列组分:3%wt的al,1%的zn,0.2wt%的mn,1wt%的cao,余量为mg以及杂质元素fe、si和ni,并且杂质元素的总量小于0.02wt%(wt%是指各组分的重量占目标合金总重量的百分比)。
制备方法:
熔炼步骤:整个熔炼工艺在ar环境下进行。按照配方量分别称取纯mg、纯al、纯zn、mg-5mn中间合金和cao,按重量百分比配置。然后将配置好的原料全部置于熔炼装置中,密闭熔炼炉。封闭熔炼炉之后抽真空至-98.750kpa以下,然后通入氩气至炉内压强为0kpa左右。第二次继续抽真空至-98.750kpa以下,通入氩气至炉内压强为-30kpa左右。真空炉功率调至5kw,预热10min,然后将功率上升到10~15kw至原料全部融化。
铸锭步骤:将熔化后的合金液体静置10min,然后在10kw的功率下将熔体浇铸成合金锭。浇铸所用的钢制模具需要预先加热至180℃。
均匀化处理步骤:将通过熔炼工艺得到的合金锭在400℃条件下进行均匀化处理6小时,水冷。
塑性变形步骤:将均匀化处理的合金在300℃、挤压比为9的条件下进行挤压变形。即可得到本实施例中高性能mg-al-zn-mn-cao镁合金。
经测试,该种高性能mg-al-zn-mn-cao镁合金的室温力学性能如下:抗拉强度为311mpa,延伸率为16.13%。
综合实施例1、2、3、4可以看出,采用本发明所得的mg-al-zn-mn-ca镁合金,相较于mg-al-zn-mn-cao镁合金以及不含ca的mg-al-zn-mn镁合金,具有更好的延展性和抗拉强度;特别是,mg-al-zn-mn-1ca镁合金,其力学性能最优。
虽然本发明披露如上,但本发明并非限定于此。任何本领域技术人员,在不脱离本发明的精神和范围内,均可作各种更动与修改,因此本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。