一种利用晶界稳定性调控镁合金力学性能的方法与流程

本发明属于镁合金制造领域，涉及一种利用晶界稳定性大幅调控镁合金力学性能的方法。

背景技术：

镁合金是密度最低的金属结构材料，它具有比强度高、比刚度大等突出特点，在航空航天、交通运输等减重需求迫切领域具有广泛的应用前景。但是，镁合金具有密排六方(hcp)晶体结构，在室温变形条件下独立的滑移系少，其室温塑性变形主要由临界分切应力最低的{0001}<11-20>基面滑移和{10-12}<10-11>拉伸孪晶承担，导致其绝对强度和室温塑性都较低，这严重阻碍了镁合金作为高性能结构材料的广泛应用。

传统的镁合金强韧化方法包括：1)弱化基面织构，以降低力学性能的各向异性；2)调节轴比，以激活非基面滑移系和新的孪晶系；3)引入高密度的纳米析出相，以提高材料的屈服强度加工硬化能力。但是上述方法的实现都依赖于大量合金化元素(尤其是昂贵的稀土元素)的添加。而这些合金化元素的引入，不但会大幅提高镁合金的原材料成本，而且增大了镁合金熔炼加工和回收利用的难度。

通过微观结构调控设计(如晶粒细化)，可在不添加或少添加合金化元素的情况下，实现金属材料力学性能的大幅调控。以晶粒细化为例，当晶粒尺寸(d)细化到超细晶(d＜1μm)或纳米晶(d＜100nm)范畴时，晶界的体积分数显著提高，此时由晶界主导的塑性变形机制(如晶界滑移)可能被激活，为材料的塑性变形提供了新的机制。例如，中科院金属所的卢柯等人采用电解沉积技术制备了晶粒尺寸约20nm的纳米晶纯铜，并发现在室温条件下，晶界滑移取代位错运动成为其主要的变形机制，这使得纳米晶铜可在室温承受超过5100％的轧制应变而不发生破坏。但是，由于镁合金的塑性变形能力差，常规的冷变形(如冷轧)很容易导致材料开裂破坏，无法获得晶粒尺寸的显著细化，因而很难实现利用晶界稳定性来调控镁合金的力学性能。

技术实现要素：

针对常规镁合金因变形机制不足而导致的室温强度低、塑性变形能力差等瓶颈问题，本发明采用剧烈塑性变形或加上后续热处理的组合方法细化镁合金的晶粒尺寸，并调整微合金化元素在晶界处的偏聚状态，进而实现镁合金力学性能大幅调控。本发明的核心在于首先通过晶粒细化提高晶界的体积分数，再通过微合金化元素在晶界的偏聚对晶界的能量状态进行调控，从而控制由晶界主导的和由晶内主导的塑性变形机制之间的竞争关系。这与以往仅通过剧烈塑性变形获得细晶强化效果的技术方法是有显著区别的。

本发明提供了一种利用晶界稳定性调控镁合金力学性能的方法，包括步骤：

(1)将纯镁和镁中间合金高温熔炼、浇铸，获得低合金化二元镁合金；

(2)对获得的低合金化二元镁合金进行固溶处理，获得固溶态镁合金；

(3)将获得的固溶态镁合金加工成片状镁合金样品，进行高压扭转处理。

优选地，步骤(3)之后还包括：对高压扭转处理后的镁合金样品进行退火处理。优选地，退火温度50-300℃，退火时间5-60min。

优选地，步骤(1)中，低合金化二元镁合金中合金化元素的含量不超过0.5％原子比。

优选地，步骤(3)中，所述高压扭转处理所施加压力为2-6gpa，扭转速度为0.2-0.5r/min，扭转圈数为5圈。优选地，所述高压扭转处理在室温下进行。

优选地，步骤(1)具体过程为：将150℃烘干预热的纯镁放入电阻炉中，升至720℃熔炼，待纯镁完全融化后，加入镁中间合金，将温度升至750℃，待镁中间合金完全融化后搅拌均匀，降温至720℃并静置20min，最后浇铸至预热到200℃的钢制模具中，获得低合金化二元镁合金。

优选地，步骤(2)中，所述固溶处理为：将获得的低合金化二元镁合金放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min-60min，然后取出放入水中快速冷却。

优选地，步骤(3)中，所述片状镁合金样品的直径30mm，厚度0.80-0.85mm。

优选地，所述纯镁的纯度≥99.9％，所述镁中间合金为mg-y，mg-gd，mg-mn，mg-zn，mg-li，mg-al，mg-bi，mg-sn等常见镁合金体系。

本发明还提供了一种根据上述权利要求所述方法制备的镁合金，其具有晶粒尺寸在100-500nm之间的等轴超细晶组织，所述镁合金的室温拉伸屈服强度为50-300mpa，抗拉强度为90-350mpa，断裂伸长率为10％-140％。

本发明的有益效果：

1)本发明不依赖于大量昂贵合金化元素的添加，可在仅添加微量合金化元素的前提下，通过晶粒细化及晶界元素偏聚实现镁合金强度和塑性的大幅改变；

2)本发明采用高压扭转技术对镁合金进行组织细化和晶界偏聚，与常规的冷轧、锻造等变形技术相比，高压扭转过程中样品是被高达几个gpa的静水压力牢牢固定在上下夹头之间的，成功避免了材料在常规塑性变形过程中可能过早发生的损伤和破坏；

3)本发明获得的是均匀的等轴超细晶(晶粒尺寸在100-500nm之间)，组织均一性高，力学性能稳定；

4)本发明流程短，操作简单，消耗材料少，可用于新型镁合金成分设计和性能优化的高通量快速筛选。

附图说明

图1(a)-(b)分别是本发明实施例1高压扭转后样品的宏观形貌和透射电子显微照片；

图2是本发明实施例2的高压扭转后样品的透射电子显微照片；

图3是本发明实施例3的高压扭转后样品的电子背散射衍射照片；

图4(a)-(b)分别是本发明实施例4的高压扭转后样品的电子背散射衍射照片和扫描透射电子显微照片；

图5(a)-(b)分别是本发明实施例5的高压扭转后样品的透射电子显微照片和扫描透射电子显微照片；

图6是本发明实施例1制备的镁和实施例2-5制备的镁合金的室温拉伸工程应力-应变曲线图。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下文将结合附图和实施例对本发明做更全面、细致的描述，但本发明的保护范围并不限于以下具体实施例。

实施例1：

第一步：合金熔炼

将商业购买的纯镁(纯度99.9％)直接用于后续热处理，不需要熔炼。

第二步：固溶处理

将纯镁放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min，然后取出放入水中快速冷却。

第三步：剧烈塑性变形处理

将纯镁加工成直径为30mm，厚度为0.80-0.85mm之间的片状样品，放入高压扭转机上下夹头之间，在室温条件下进行高压扭转处理。高压扭转过程中对样品施加的压力为2gpa，扭转速度为0.2r/min，扭转圈数为5圈。通过高压扭转处理，在样品中获得了平均晶粒尺寸为0.5μm的超细晶组织。样品的宏观形貌照片和微观组织照片如图1所示。

本实施例制备的样品室温拉伸屈服强度为77mpa，抗拉强度为140mpa，断裂伸长率为59％。从图6中的应力-应变曲线可看出，该实施例样品的室温塑性显著优于常规粗晶纯镁(通常不超过10％)。

实施例2：

第一步：合金熔炼

将150℃烘干预热的商业购买的纯镁(纯度99.9％)放入电阻炉中，升至720℃熔炼，待纯镁完全融化后，加入mg-y中间合金，将温度升至750℃，待mg-y中间合金完全融化后搅拌均匀，降温至720℃并静置20min，最后浇铸至预热到200℃的钢制模具中，获得低合金化mg-y二元合金，其中y元素的含量为0.3％原子比。特别地，熔炼过程中，熔体中全程通入氮气和六氟化硫混合气体，以防止合金氧化和燃烧。

第二步：固溶处理

将铸造合金放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min，然后取出放入水中快速冷却。

第三步：剧烈塑性变形处理

将固溶态合金加工成直径为30mm，厚度为0.80-0.85mm之间的片状样品，放入高压扭转机上下夹头之间，在室温条件下进行高压扭转处理。高压扭转过程中对样品施加的压力为2gpa，扭转速度为0.2r/min，扭转圈数为5圈。通过高压扭转处理，在样品中获得了平均晶粒尺寸为0.2μm的超细晶组织。样品的微观组织照片如图2所示。

本实施例制备的样品室温拉伸屈服强度为196mpa，抗拉强度为236mpa，断裂伸长率为10％，其应力-应变曲线如图6所示。

实施例3：

第一步：合金熔炼

将150℃烘干预热的商业购买的纯镁(纯度99.9％)放入电阻炉中，升至720℃熔炼，待纯镁完全融化后，加入mg-y中间合金，将温度升至750℃，待mg-y中间合金完全融化后搅拌均匀，降温至720℃并静置20min，最后浇铸至预热到200℃的钢制模具中，获得低合金化mg-y二元合金，其中y元素的含量为0.3％原子比。特别地，熔炼过程中，熔体中全程通入氮气和六氟化硫混合气体，以防止合金氧化和燃烧。

第二步：固溶处理

将铸造合金放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min，然后取出放入水中快速冷却。

第三步：剧烈塑性变形处理

将固溶态合金加工成直径为30mm，厚度为0.80-0.85mm之间的片状样品，放入高压扭转机上下夹头之间，在室温条件下进行高压扭转处理。高压扭转过程中对样品施加的压力为2gpa，扭转速度为0.2r/min，扭转圈数为5圈。通过高压扭转处理，在样品中获得了平均晶粒尺寸为0.2μm的超细晶组织。

第四步：退火处理

将高压扭转后的样品放入油浴炉中进行退火处理，炉温为300℃，保温时间为15min。退火过程中发生了回复和再结晶，合金化元素y偏聚到晶界处，获得了平均晶粒尺寸为1.3μm的等轴再结晶组织，微观组织形貌如图3所示。

本实施例制备的样品室温拉伸屈服强度为222mpa，抗拉强度为236mpa，断裂伸长率为26％，获得了强度和塑性的良好匹配，其应力-应变曲线如图6所示。

实施例4：

第一步：合金熔炼

将150℃烘干预热的商业购买的纯镁(纯度99.9％)放入电阻炉中，升至720℃熔炼，待纯镁完全融化后，加入mg-y中间合金，将温度升至750℃，待mg-y中间合金完全融化后搅拌均匀，降温至720℃并静置20min，最后浇铸至预热到200℃的钢制模具中，获得低合金化mg-y二元合金，其中y元素的含量为0.3％原子比。特别地，熔炼过程中，熔体中全程通入氮气和六氟化硫混合气体，以防止合金氧化和燃烧。

第二步：固溶处理

将铸造合金放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min，然后取出放入水中快速冷却。

第三步：剧烈塑性变形处理

将固溶态合金加工成直径为30mm，厚度为0.80-0.85mm之间的片状样品，放入高压扭转机上下夹头之间，在室温条件下进行高压扭转处理。高压扭转过程中对样品施加的压力为2gpa，扭转速度为0.2r/min，扭转圈数为5圈。通过高压扭转处理，在样品中获得了平均晶粒尺寸为0.2μm的超细晶组织。

第四步：退火处理

将高压扭转后的样品放入油浴炉中进行退火处理，炉温为300℃，保温时间为60min。退火过程中发生了回复和再结晶，合金化元素y偏聚到晶界处，获得了平均晶粒尺寸为2.1μm的等轴再结晶组织，具体的微观组织形貌如图4(a)-(b)所示。

本实施例通过上述方法制备的样品室温拉伸屈服强度为184mpa，抗拉强度为219mpa，断裂伸长率为37％，获得了强度和塑性的良好匹配，其应力-应变曲线如图6所示。

实施例5：

第一步：合金熔炼

将150℃烘干预热的商业购买的纯镁(纯度99.9％)放入电阻炉中，升至720℃熔炼，待纯镁完全融化后，加入mg-mn中间合金中间合金，将温度升至750℃，待mg-mn中间合金完全融化后搅拌均匀，降温至720℃并静置20min，最后浇铸至预热到200℃的钢制模具中，获得低合金化mg-mn二元合金，其中mn元素的含量为0.3％原子比。特别地，熔炼过程中，熔体中全程通入氮气和六氟化硫混合气体，以防止合金氧化和燃烧。

第二步：固溶处理

将铸造合金放入温度为500℃的箱式电阻炉中，保温30min，然后取出放入水中快速冷却。

第三步：剧烈塑性变形处理

将固溶态合金加工成直径为30mm，厚度为0.80-0.85mm之间的片状样品，放入高压扭转机上下夹头之间，在室温条件下进行高压扭转处理。高压扭转过程中对样品施加的压力为2gpa，扭转速度为0.2r/min，扭转圈数为5圈。通过高压扭转处理，在样品中获得了平均晶粒尺寸为0.5μm的超细晶组织，并且mn元素以第二相颗粒的形式偏聚在晶界处，其样品的微观组织照片如图5(a)-(b)所示。

本实施例制备的样品室温拉伸屈服强度为58mpa，抗拉强度为98mpa，断裂伸长率为137％。其应力-应变曲线如图6所示，可以看出本实施例样品在室温准静态拉伸速率下的伸长率大幅优于常规粗晶纯镁(通常不超过10％)。

对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明创造构思的前提下，还可以对本发明的以上实施例做出若干变型和改进，这些都属于本发明的保护范围。