一种高强高塑性Zn-Cu-Ti合金及其制备方法
【专利摘要】本发明公开了一种高强高塑性Zn?Cu?Ti合金及其制备方法。该高强高塑性Zn?Cu?Ti合金，由以下重量百分比的组分组成：Cu 1.3％～1.6％，Ti 0.02％～0.06％，Mg 0.001％～0.003％，余量为Zn。本发明的Zn?Cu?Ti合金是将合金原料熔炼后，经热挤压、单道次大变形量热轧制备而成的；现有技术在制备变形锌合金时，或采用多道次小变形量热轧，或采用多次加热退火工艺，工艺流程复杂，轧制效率低；该制备方法简化了工艺流程，且所得Zn?Cu?Ti合金质量好，抗拉强度和延伸率分别为≥251MPa，≥51.832％，相对于欧洲标准BS EN988，抗拉强度和延伸率性能有大幅提高。
【专利说明】
一种高强高塑性Zn-Gu-T i合金及其制备方法
技术领域
[0001 ]本发明属于Zn-Cu-Ti合金领域，具体涉及一种高强高塑性Zn-Cu-Ti合金及其制备 方法。
【背景技术】
[0002] 我国是一个贫铜富锌的国家，近年来，随着我国铜加工的快速发展，国内的铜资源 已经不能满足生产的需要，国内原料铜的70%来自进口，铜资源供给瓶颈日益明显。发挥我 国锌资源优势，开发高性能锌合金材料，推动其产业化生产及规模化应用，在更广泛的领域 实现"以锌代铜"，可以进一步降低国内铜资源需求与供给矛盾，符合国家产业发展政策。
[0003] Zn-Cu-Ti合金具有安全无毒(锌是生物均衡和生长不可或缺的元素之一，雨水冲 刷锌板的落水不会对周围环境产生任何不良影响）、自清洁、表面划痕自修复(大大降低了 使用维护费用）、1〇〇%被回收和循环利用的优点，目前在排雨系统、建筑等领域不断得到推 广应用。
[0004] 锌合金品种中，铸造锌合金较脆，加工性能较差;高性能变形锌合金已越来越得到 市场的青睐。目前，变形锌合金的生产工艺为:配料-合金熔炼-连续铸造-多道次双机架 热乳-卷取-冷乳-退火-剪边(带材)或矫直(板材)-检验-包装-入库。CN104630560A 公开了一种具有高塑性的变形锌合金及其制备方法和应用；该变形锌合金的组成为：Cu 0.1 %~5%，Ti 0.01 %~2%，余量为Zn和不可避免的杂质；其制备过程包括：1)通过热顶 铸造、半连续铸造或水平连续铸造生产圆形或者矩形铸锭;2)铸锭挤压或者乳制，其挤压或 乳制温度为170~360°C;3)经过至少两次拉伸或者乳制和至少两次热处理后加工成成品， 其中热处理温度为120~380 °C，热处理时间为1~1 Oh。
[0005] 现有技术中，变形锌合金的生产工艺流程复杂，乳制效率低，所得产品的抗拉强度 和延伸率难以得到进一步提高。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是提供一种高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，从而解决现有技术中，变形 锌合金的抗拉强度和延伸率低的问题。
[0007] 本发明的第二个目的是提供上述Zn-Cu-Ti合金的制备方法。
[0008] 为了实现以上目的，本发明所采用的技术方案是：
[0009] -种高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，由以下重量百分比的组分组成：Cu 1.3%~ 1.6%，Ti 0.02%~0.06%，Mg 0.001%~0.003%，余量为Zn。
[0010] 优选的，上述高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，由以下重量百分比的组分组成：Cu 1.5%，Ti 0.05%，Mg 0.002%，余量为Zn。
[0011 ]本发明提供的高强高塑性Zn-Cu-T i合金，由Cu、T i、Mg、Zn组成，其中Zn的作用为基 础金属，Ti可以明显改变Zn-Cu-Ti合金的抗蠕变性能，Cu的添加可以提高合金的强度，Mg的 添加可以提高Zn-Cu-Ti合金的抗拉强度和抗蠕变性能，各组分配比合理，协同作用，所得 Zn-Cu-Ti合金的抗拉强度达到264.333MPa，断后延伸率达到52.6286%，较BSEN 988的标 准规定值分别提高76 %、50 %以上。
[00?2] 上述高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，包括以下步骤：
[0013] 1)在惰性气体保护下，按配方取原料恪化，得到恪体;将恪体于560~610°C熔炼， 浇注成型，得到半成品；
[0014] 2)将半成品于300°C~320°C进行热挤压，得到板坯；
[0015] 3)将板坯进行单道次热乳，控制乳制变形量为65%~70%，冷却，即得。
[0016] 步骤1)中，熔炼的时间为30min~40min。浇注的温度为500°C~520°C。该步骤中， 熔炼、浇注过程均在惰性气体保护下进行;惰性气体优选为氩气。原料可选用锌锭、海绵钛、 镁锭、H62黄铜(Cu-Zn中间合金，或纯铜）。
[0017] 可使用高纯石墨坩埚在真空中频感应炉进行熔炼。熔炼前充入氩气排氧，并尽可 能使中频感应炉内氧含量达到更低水平，并保证氩气在整个熔炼过程中的持续通入，以便 在高纯氩气保护下，防止合金元素在空气中氧化烧损。在560°C~610°C熔炼期间，向熔体内 持续通入氩气以防止氧化;熔炼后浇入铸铁模具，在氩气流保护下冷却到300°C。优选的，将 冷却至300°C的半成品直接进行步骤2)的热挤压过程。
[0018] 步骤2)中，热挤压前预热模具;控制模具的预热温度比挤压温度低20°C，挤压进程 的变形热、摩擦热可以补偿该部分温度差。热挤压过程的出模速度为〇. 5m~lm/min。
[0019] 步骤3)中，单道次热乳的温度为230°C~280°C;乳制的线速度为1~5m/min。将热 挤压得到的板坯表面涂抹少量黑铅(乳制润滑），迅速放入乳机进行乳制变形。乳制过程中 的乳制方向均不改变，单道次(一次性)连续乳制，中间无加热退火程序，也不进行测温，乳 制后，为保证塑性变形的均匀平整，直接进行剪边(带材)或矫直(板材），空冷至室温即可。
[0020] 本发明提供的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，步骤1)整个熔炼过程在惰性 气体保护下进行，可最大限度地排氧、脱氧，防止合金元素在空气氧化烧损;通过步骤2)热 挤压过程，焊合了气泡、空隙、缩孔、疏松等铸态缺陷；使铸态组织中夹杂物和粗大柱状晶、 树枝晶第二相破碎细化并改变它们的分布状态，有效改善材料性能;步骤3)采用单道次大 变形量连续乳制替代传统的多道次小变形量热乳(单道次压下量10%~20%)，无需传统工 艺流程中的锌合金板材的生产开坯环节，中间无加热退火程序，大大优化了工艺流程，提高 了乳制效率。
[0021] Zn-Cu-Ti合金晶体为密排六方晶格结构，滑移系少，当滑移无法提供五个独立的 滑移系时，就会启动孪生以实现均匀变形。孪生所需压力较大，为防止孪晶附近出现断口， 压缩率不能太大，传统的锌合金板材的生产开坯乳制变形率为8%~10%，开坯后乳制单道 次压下量通常只能达到10%~20%。本发明的Zn-Cu-Ti合金的制备方法，采用热挤压配合 单道次大变形量连续乳制工艺，在提高Zn-Cu-Ti合金抗拉强度和断后延伸率的基础上，简 化了工艺流程，适于变形锌合金的工业化生产。
【附图说明】
[0022]图1为本发明实施例1的Zn-Cu-Ti合金的XRD图；
[0023]图2为本发明实施例1的Zn-Cu-Ti合金的SEM图。
【具体实施方式】
[0024]下面结合具体实施例对本发明作进一步说明。以下实施例中，0#锌锭购自株洲冶 炼集团有限公司，〇#海绵钛(纯度为99.7% )、1#镁锭(纯度为99.95% )及H62黄铜(Cu-Zn中 间合金)为市售常规品种;熔炼时Zn烧损量按2 %计，Mg烧损量按20 %计，Ti烧损量按5 %计， Cu烧损量不计。
[0025] 实施例1
[0026]本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，由以下重量百分比的组分组成:Cu 1.5%， Ti 0.05%，Mg 0.002%，余量为Zn。
[0027]本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，采用以下步骤：
[0028] 1)将0#锌锭、0#海绵钛、1#镁锭及H62黄铜按合金成分进行配料，得到合金原料;将 合金原料放入真空中频感应炉内的高纯石墨坩埚中，升温使合金原料完全熔化，得到熔体； 将熔体于560°C下熔炼30min，熔体温度达到500°C时，浇入Φ 70X210mm铸铁模具，冷却至 300°C，得到半成品;熔炼、浇注、冷却过程均在氩气保护下进行；
[0029] 2)将半成品进行于300°C进行热挤压，得到70X 15mm板坯；该过程中，所用模具的 温度为280°C，出模速度为0.7m/min;
[0030] 3)将板坯表面涂抹少量黑铅用于乳制润滑，放入乳机进行单道次热乳，乳制的温 度为250°C，线速度为lm/min，变形量为70% ;乳制后剪边，空冷至室温，即得Zn-Cu-Ti合金 带材。
[0031] 实施例2
[0032]本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，由以下重量百分比的组分组成:Cu 1.3%， Ti 0.02%，Mg 0.001%，余量为Zn。
[0033]本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，采用以下步骤：
[0034] 1)将0#锌锭、0#海绵钛、1#镁锭及H62黄铜按合金成分进行配料，得到合金原料;将 合金原料放入真空中频感应炉内的高纯石墨坩埚中，升温使合金原料完全熔化，得到熔体； 将熔体于580°C下熔炼40min，熔体温度达到510°C时，浇入Φ 70 X 210mm铸铁模具，冷却至 300°C，得到半成品;熔炼、浇注、冷却过程均在氩气保护下进行；
[0035] 2)将半成品进行于320°C进行热挤压，得到70X 15mm板坯；该过程中，所用模具的 温度为280°C，出模速度为0.5m/min;
[0036] 3)将板坯表面涂抹少量黑铅用于乳制润滑，放入乳机进行单道次热乳，乳制的温 度为240°C，线速度为4m/min，变形量为65% ;乳制后矫直，空冷至室温，即得Zn-Cu-Ti合金 板材。
[0037] 实施例3
[0038]本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，由以下重量百分比的组分组成:Cu 1.6%， Ti 0.06%，Mg 0.003%，余量为Zn。
[0039] 本实施例的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，采用以下步骤：
[0040] 1)将0#锌锭、0#海绵钛、1#镁锭及H62黄铜按合金成分进行配料，得到合金原料;将 合金原料放入真空中频感应炉内的高纯石墨坩埚中，升温使合金原料完全熔化，得到熔体； 将熔体于610°C下熔炼30min，熔体温度达到520°C时，浇入Φ 70 X 210mm铸铁模具，冷却至 300°C，得到半成品;熔炼、浇注、冷却过程均在氩气保护下进行；
[0041] 2)将半成品进行于310°C进行热挤压，得到70X 15mm板坯；该过程中，所用模具的 温度为280°C，出模速度为0.8m/min;
[0042] 3)将板坯表面涂抹少量黑铅用于乳制润滑，放入乳机进行单道次热乳，乳制的温 度为260°C，线速度为5m/min，变形量为70% ;乳制后剪边，空冷至室温，即得Zn-Cu-Ti合金 带材。
[0043] 试验例1
[0044] 检测实施例1~3所得Zn-Cu-Ti合金的抗拉强度和断后延伸率，具体试验方法参照 BS EN 988:1997的规定进行，结果如表1所示。
[0045] 表1实施例1~3的Zn-Cu-Ti合金的性能检测结果
[0047]由表1的试验结果可知，本发明的Zn-Cu-Ti合金抗拉强度和延伸率分别为多 251MPa，彡51.832%，相对于BS EN988的标准（彡150MPa，彡35% )，抗拉强度和延伸率性能 有大幅提尚。
[0048] 试验例2
[0049] 本试验例对实施例1的Zn-Cu-Ti合金进行XRD、SEM和能谱(EDS)分析，结果如图1、 图2和表2所示。
[0050]表2实施例1的Zn-Cu-Ti合金(图2)铸态组织不同位置的能谱分析(at % )
[0052] 由图1实施例1的Zn-Cu-Ti合金XRD图可以看出，Zn-Cu-Ti合金主要由η相（Zn)、 TiZni6相、γ 相(Cu5Zn8)、ε相(CuZn5)、Mg2Zmi相五种物相组成。
[0053] 由图2及表2可以看出，Zn-Cu-Ti合金由黑色的η相(Zn)基体（图中A点）、粗大骨骼 状ε相(CuZn5)、少量γ相(Cu 5Zn8)(图中B点）、纤维状或针片状TiZn16共晶组织（图中C点）组 成。各相之间结合紧密，无气泡、空隙、缩孔、疏松等铸态缺陷。
【主权项】
1. 一种高强高塑性Zn-CU-Ti合金，其特征在于，由以下重量百分比的组分组成：Cu 1.3%~1.6%，Ti 0.02%~0.06%，Mg 0.001%~0.003%，余量为Zn。2. 如权利要求1所述的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金，其特征在于，由以下重量百分比的组 分组成:Cu 1.5%，Ti 0.05%，Mg 0.002%，余量为Zn。3. -种如权利要求1所述的高强高塑性Zn-Cu-Ti合金的制备方法，其特征在于，包括以 下步骤： 1) 在惰性气体保护下，按配方取原料熔化，得到熔体;将熔体于560~610°C熔炼，浇注 成型，得到半成品； 2) 将半成品于300°C~320°C进行热挤压，得到板坯； 3) 将板坯进行单道次热乳，控制乳制变形量为65 %~70 %，冷却，即得。4. 如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤1)中，熔炼的时间为30~40min。5. 如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤1)中，浇注的温度为500°C~520°C。6. 如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤2)中，热挤压过程的出模速度为 0 · 5m ~lm/min〇7. 如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤3)中，单道次热乳的温度为230°C~ 280。。。8. 如权利要求7所述的制备方法，其特征在于，乳制的线速度为1~5m/min。9. 如权利要求3~8所述的制备方法，其特征在于，所述惰性气体为氩气。
【文档编号】C22C18/02GK105950913SQ201610562258
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2016年7月15日
【发明人】宋克兴, 冀盛亚, 莫长春, 李红霞, 张学宾, 霍福鹏, 张维娜, 李晓孟, 杨少丹
【申请人】河南科技大学