本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种高强度高热稳定镁锂合金的制备方法。
背景技术：
镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减震性好、导热性好、机加工性能优良等优点，在汽车、国防军工、航空、航天、电子等工业领域有着十分广泛的应用前景，被誉为“21世纪的绿色工程材料”。
通过向镁合金中添加li进行合金化，能够进一步降低其密度，并改善镁合金的塑性，因此，镁锂合金在航空航天等对轻量化要求很高的领域有着广泛的潜在应用前景。目前来看，限制镁锂合金应用的一大难题是其强度偏低，难以满足工程应用的要求，开发新型高强度镁锂合金具有非常重要的价值。
公告号为cn104131247b的中国发明专利公开了一种抑制准晶强化镁锂合金塑性失稳的热处理工艺，该工艺包括以下步骤：将变形态镁锂合金用铝箔包裹严密，在330～470℃固溶，保温4～8小时，水淬冷却至室温，在100～200℃下时效12～24小时，再水淬冷却至室温。
铸态的镁锂合金强度通常较低，需要通过热处理强化或是塑性变形处理进行强化从而提高镁锂合金的综合力学性能。镁锂合金的热处理是在一定温度下进行固溶处理，之后进行淬火；而现有的镁锂合金塑性变形工艺通常是在低于固溶温度的一定温度下进行一定时长的均匀化处理，之后取出进行挤压或是轧制、锻造等塑性变形。
现有的热处理方法，可以提高镁锂合金强度，但塑性会严重下降，而且镁锂合金热稳定性不高，存在时效软化现象。而塑性变形处理可同时增加镁锂合金的强度和塑性，但对强度的提升幅度不如热处理对镁锂合金对强度的提升幅度。
技术实现要素：
为解决现有镁锂合金强度不高、耐热性较差的问题，本发明的目的在于提供一种高强度高热稳定变形镁锂合金的处理方法。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：一种高强度高热稳定性变形镁锂合金的制备方法，包括熔炼步骤、热处理步骤、塑性变形步骤；所述热处理步骤包括固溶处理，所述塑性变形步骤包括热变形处理；所述固溶处理完成后立即进行热变形处理。
优选地，所述镁锂合金包括如下质量百分比的各组分：li4～14wt.％，zn0～6wt.％，al0～6wt.％，稀土元素0～3wt.％，余量为mg和杂质。
优选地，所述zn和al的总质量分数小于或等于6wt.％。
优选地，所述zn和al的总质量分数大于或等于1wt.％。
优选地，所述杂质包括si、fe、cu、c，所述杂质总量小于0.03wt.％。
优选地，所述熔炼具体包括如下步骤：将镁锂合金的各组分配比熔化后升温到670～750℃，机械搅拌2～8min，静置保温3～12min，随后进行浇铸。
优选地，所述固溶处理步骤具体包括：在250～400℃条件下固溶2～24小时。
优选地，所述热变形处理的步骤具体包括：进行完固溶处理后直接从固溶炉取出，不进行水淬，立即在200～350℃下进行挤压、锻造或轧制。
一种高强度高热稳定镁锂合金，所述镁锂合金包括如下质量百分比的各组分：li4～14wt.％，zn0～6wt.％，al0～6wt.％，稀土元素0～3wt.％，余量为mg和杂质。
优选地，所述zn和al的总质量分数未1wt.％～6wt.％，所述杂质包括si、fe、cu、c，所述杂质总量小于0.03wt.％。
综上所述，与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
(1)本发明通过将热变形前的均匀化处理替换为固溶处理，使合金在经过塑性变形之前得到了固溶强化，从而提高了合金在塑性变形后能达到的最大强度；
(2)本发明通过热变形前的固溶处理，使晶界处的第二相固溶进基体之中，使其对合金变形的阻碍降低，从而热变形后得到的合金晶粒也得到更加充分均匀的变形，这进一步提高了变形合金的强度；
(3)本发明在固溶处理后施加塑性变形，使合金晶粒充分细化，晶界数量大幅度增加，第二相破碎并弥散分布于晶粒之中。这阻碍了再结晶的发生。同铸态和固溶态合金相比，以本发明方法制备的合金热稳定性大幅度提高；
本发明通过改进镁锂合金的热变形工艺，对镁锂合金进行固溶处理后不进行水淬而直接进行塑性变形加工，使得镁锂合金在得到最大的固溶强化后又得到加工硬化。与普通的热变形工艺相比，合金在热变形前经过固溶处理得到了固溶强化，在热变形后达到的最大强度相应地也大于合金经普通的热变形工艺所能达到的强度。此外，经过固溶处理后，晶界处的第二相固溶进基体之中，使其对合金变形的阻碍降低，从而热变形后得到的合金晶粒也得到更加充分均匀的变形，这进一步提高了变形合金的强度，同时不会降低合金的塑性。
具体实施方式
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。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，还可以做出若干变化和改进，这些都属于本发明的保护范围。在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开，下面结合具体实施例对本发明进行详细说明：
以下实施例及对比例中的屈服强度、抗拉强度和延伸率均经由拉伸实验测得。将得到的变形态复合材料加工成标准拉伸片试样，在进行拉伸测试之前对试样切割痕进行了仔细打磨，实验使用zwick/roell电子万能试验机。在实验时具体的拉伸测试条件为：拉伸温度----室温、拉伸速率----1mm/min。测试方法为每个样品进行多次测试，至少获得三组有效数据，每个性能指标取三组数据的平均值。
实施例1
一种高强度高热稳定镁锂合金，其组分及其质量百分比为：14wt.％li，3wt.％al，3wt.％y，杂质元素fe、si、cu、c总含量小于0.03wt.％，余量为mg。
该合金的熔炼制备方法为：将合金的各组分配比熔化后升温到710℃，机械搅拌8min，静置保温12min，浇铸即可。
该合金的热处理方法为：将熔炼得到的镁锂合金在250℃条件下进行2小时固溶处理。
该合金的热变形方法为：在250℃下将上述热处理得到的固溶态合金不经水淬迅速进行挤压比为16:1的挤压处理。
该高强度高热稳定镁锂合金mg-14li-3al-3y的力学性能为：
室温条件下，屈服强度：238mpa，抗拉强度：249mpa，延伸率：2.2％；
100℃条件下，屈服强度：203mpa，抗拉强度：227mpa，延伸率：9.8％，抗拉强度较室温下下降了8.8％。
实施例2
一种高强度高热稳定镁锂合金，其组分及其质量百分比为：4wt.％li，3wt.％al，3wt.％zn，杂质元素fe、si、cu、c总含量小于0.03wt.％，余量为mg。
该合金的熔炼制备方法为：将合金的各组分配比熔化后升温到670℃，机械搅拌2min，静置保温3min，浇铸即可。
该合金的热处理方法为：将熔炼得到的镁锂合金在400℃条件下进行6小时固溶处理。
该合金的热变形方法为：在350℃下将上述热处理得到的固溶态合金不经水淬迅速进行轧制比为15:1的轧制处理。
该高强度高热稳定镁锂合金mg-4li-3al-3zn的力学性能为：
室温条件下，屈服强度：221mpa，抗拉强度：246mpa，延伸率：14.2％；
100℃条件下，屈服强度：205mpa，抗拉强度：221mpa，延伸率：21.4％，抗拉强度较室温下下降了10.2％。
实施例3
一种高强度高热稳定镁锂合金，其组分及其质量百分比为：8wt.％li，1wt.％zn，0.5wt.％zr，杂质元素fe、si、cu、c总含量小于0.03wt.％，余量为mg。
该合金的熔炼制备方法为：将合金的各组分配比熔化后升温到750℃，机械搅拌4min，静置保温7min，浇铸即可。
该合金的热处理方法为：将熔炼得到的镁锂合金在330℃条件下进行24小时固溶处理。
该合金的热变形方法为：在200℃下将上述热处理得到的固溶态合金不经水淬迅速进行变形量为70％的锻造处理。
该高强度高热稳定镁锂合金mg-8li-1zn-0.5zr的力学性能为：
室温条件下，屈服强度：287mpa，抗拉强度：298mpa，延伸率：19.2％；
100℃条件下，屈服强度：242mpa，抗拉强度：264mpa，延伸率：30.3％，抗拉强度较室温下下降了11.4％。
实施例4
一种高强度高热稳定镁锂合金，其组分及其质量百分比为：8wt.％li，6wt.％zn，杂质元素fe、si、cu、c总含量小于0.03wt.％，余量为mg。
该合金的熔炼制备方法为：将合金的各组分配比熔化后升温到680℃，机械搅拌2min，静置保温3min，浇铸即可。
该合金的热处理方法为：将熔炼得到的镁锂合金在330℃条件下进行24小时固溶处理。
该合金的热变形方法为：在200℃下将上述热处理得到的固溶态合金不经水淬迅速进行变形量为70％的锻造处理。
该高强度高热稳定镁锂合金mg-8li-6zn的力学性能为：
室温条件下，屈服强度：310mpa，抗拉强度：332mpa，延伸率：8.1％；
100℃条件下，屈服强度：288mpa，抗拉强度：311mpa，延伸率：13.3％，抗拉强度较室温下下降了6.3％。
实施例5
一种变形镁锂合金，所述合金的制备方法与实施例2相同。所述合金的组分与实施例2基本相同，不同之处仅在于合金中添加了3.5％的al和3.5％的zn，即合金组分为mg-4al-3.5al-3.5zn。
以此方法得到的轧制态mg-4li-3.5al-3.5zn力学性能为：
室温条件下，屈服强度：214mpa，抗拉强度：233mpa，延伸率：9.3％；
100℃条件下，屈服强度：190mpa，抗拉强度：204mpa，延伸率：15.2％，抗拉强度较室温下下降了12.4％。
但是当合金中加入过量的zn和al元素后，合金强度反而略有下降，而且延伸率下降明显。
实施例6
一种变形镁锂合金，所述合金的制备方法与实施例3相同。所述合金的组分与实施例3基本相同，不同之处仅在于合金中未添加zn元素。即合金组分为mg-8li-0.5er.
以此方法得到的锻压态mg-8li-0.5er力学性能为：
室温条件下，屈服强度：223mpa，抗拉强度：251mpa，延伸率：21.9％；
100℃条件下，屈服强度：192mpa，抗拉强度：218mpa，延伸率：39.7％，抗拉强度较室温下下降了13.1％。
当合金中未添加zn元素或al元素时，稀土元素对合金的强化作用十分有限。相较于实施例3，合金的强度下降明显。室温下合金强度降低了47mpa，达到了15.8％。
对比例1
一种变形镁锂合金，所述合金的组分与实施例1相同。所述合金的制备方法与实施例1基本相同，不同之处仅在于未对合金做固溶处理，采用的热变形工艺为在200℃下均匀化处理4h后进行挤压，挤压比为16:1。
以此方法得到的挤压态mg-14li-3al-3y力学性能为：
室温条件下，屈服强度：221mpa，抗拉强度：225mpa，延伸率：0.7％；
100℃条件下，屈服强度：172mpa，抗拉强度：186mpa，延伸率：7.2％，抗拉强度较室温下下降了17.3％。
可见不对合金进行固溶处理后而是均匀化后再进行挤压，合金的强度和延伸率均有所降低，合金在100℃时较室温下强度下降的百分比也较大。
对比例2
一种变形镁锂合金，所述合金的组分与实施例2相同。所述合金的制备方法与实施例2基本相同，不同之处仅在于未对合金做固溶处理，采用的热变形工艺为在300℃下均匀化处理6h后进行轧制，轧制比15:1。
以此方法得到的轧制态mg-4li-3al-3zn力学性能为：
室温条件下，屈服强度：207mpa，抗拉强度：220mpa，延伸率：17.3％；
100℃条件下，屈服强度：173mpa，抗拉强度：189mpa，延伸率：27.1％，抗拉强度较室温下下降了14.1％。
可见不对合金进行固溶处理后而是均匀化后再进行轧制，合金的强度和延伸率均有所降低，合金在100℃时较室温下强度下降的百分比也较大。
对比例3
一种变形镁锂合金，所述合金的组分与实施例3相同。所述合金的制备方法与实施例3基本相同，不同之处在于在对合金做固溶处理后淬火，而未进行后续的锻造处理。
以此方法得到的锻压态mg-8li-1zn-0.5er力学性能为：
室温条件下，屈服强度：283mpa，抗拉强度：305mpa，延伸率：2.9％；
100℃条件下，屈服强度：223mpa，抗拉强度：234mpa，延伸率：7.1％，抗拉强度较室温下下降了23.2％。
合金在室温下延伸率明显降低，且100℃下合金强度下降的幅度要高于经过轧制处理的合金。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。