一种含Cu的高强Mg‑Zn‑Al系变形镁合金及其制备方法

摘要

本发明涉及一种含Cu的高强Mg‑Zn‑Al系变形镁合金及其制备方法，属于镁合金技术领域，该镁合金按质量百分比计，由以下组分组成：Zn：5.5‑6.5％，Al：2.5‑3.5％，Cu：0.1‑2.1％，不可避免杂质≤0.15％，余量为镁。通过向镁合金中添加0.1‑2.1％的Cu元素，使得连续网状分布的低熔点β‑Mg17Al12相逐渐转变为细小弥散分布的高熔点MgAlCu三元相，弱化了β‑Mg17Al12相的形成，不仅提高了合金的力学性能，还让合金可以在更高的温度下服役，其中，MgAlCu三元相能有效阻碍动态再结晶过程中晶粒的长大，最终挤压态的晶粒尺寸约为2μm。该镁合金的制备方法易于实施，耗时短，对设备的要求不高，且生产成本低，其中在对镁合金均匀化时先用石墨粉覆盖，然后再用铝箔进行包裹，可以很好地避免合金过热或过烧。

说明书

技术领域

本发明属于镁合金技术领域，涉及一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金及其制备方法。

背景技术

考虑到镁合金具有优异的综合性能，并且随着能源危机和环境问题的日益严重，对于镁合金作为轻质结构材料的开发，已变得刻不容缓。按照镁合金是否含锆，可将镁合金分为含锆镁合金和不含锆镁合金。含锆镁合金通常晶粒细小，具有良好的力学性能。但锆元素价格较贵，提高了生产成本，不利于含锆镁合金的大批量生产。另外，为了提高镁合金的强韧性，通常采用变形加工工艺，如挤压、轧制、锻造等来优化镁合金的强度，或者通过添加一些稀土元素，如Gd、Er、Nd、Y、Ce等来提高镁合金的强度和塑性，但这种方法生产成本高昂，限制了含稀土镁合金的大范围使用。因此，急需一种经济适用的高强度Mg-Zn-Al系变形镁合金的制备方法及由该方法制备出的具有更加优异综合力学性能的Mg-Zn-Al系变形镁合金。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于：(1)提供一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金；(2)提供一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金的制备方法。

为达到上述目的，本发明提供如下技术方案：

1、一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金，按质量百分比计，所述镁合金由以下组分组成：Zn：5.5-6.5％，Al：2.5-3.5％，Cu：0.1-2.1％，不可避免杂质≤0.15％，余量为镁。

优选的，按质量百分比计，所述镁合金由以下组分组成：Zn：6.0-6.5％，Al：3.0-3.5％，Cu：0.3-1.2％，不可避免杂质≤0.15％，余量为镁。

优选的，按质量百分比计，所述镁合金由以下组分组成：Zn：6.05％，Al：3.02％，Cu：0.91％，不可避免杂质≤0.15％，余量为镁。

2、所述的一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)熔炼：以纯镁锭，纯锌锭，纯铝锭和纯铜粉为原料，按所述镁合金组分的质量百分比进行计算配料，将预热到150±5℃的纯镁锭加入电阻炉中，加热升温到750±5℃至所述纯镁锭熔化，将所述镁熔体温度控制在720±5℃后依次将纯锌锭和纯铝锭加入至所述纯锌锭和纯铝锭充分熔化，静置后打渣搅拌，然后降温至680±5℃，将纯铜粉加入所述镁熔体中至所述纯铜粉充分熔化，再次静置后打渣搅拌，升温至720±5℃，加入精炼剂进行精炼，将所述镁熔体温度控制在720±5℃，保温静置30min后降温至700±5℃，最后采用金属模铸造，制得镁合金铸锭；整个熔炼过程在CO₂和SF₆的混合气体保护下进行；

(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮；

(3)均匀化处理：将经步骤(2)处理后的镁合金铸锭进行双级均匀化处理；

(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭进行热挤压，制得含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金。

优选的，步骤(1)中，所述金属模铸造为将镁熔体浇注到预热到250±5℃的铁铸模中。

优选的，步骤(1)中，所述CO₂和SF₆的混合气体中SF₆所占体积分数为1％。

优选的，步骤(3)中，所述双级均匀化处理具体为：先以石墨粉覆盖经步骤(2)处理后的镁合金铸锭，再用铝箔进行包裹后加热升温至330℃，保温4小时，然后再次升温至400℃，保温12小时，空冷至室温。

优选的，步骤(4)中，所述热挤压具体为：在挤压比为25:1，挤压速度为0.85m/min，350℃条件下进行热挤压。

本发明的有益效果在于：本发明提供了一种含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金及其制备方法，由于Cu在镁中固溶度极小，作为一种表面活性元素会吸附在晶面上，降低表面能，从而减少晶粒长大所需的形核功，最终使得晶粒得以细化，本发明在Mg-Zn-Al系变形镁合金中添加0.3-1.2％Cu元素，使得连续网状分布的低熔点β-Mg₁₇Al₁₂相逐渐转变为细小弥散分布的高熔点MgAlCu三元相，弱化了β-Mg₁₇Al₁₂相的形成，不仅提高了合金的力学性能，还让合金可以在更高的温度下服役，其中，MgAlCu三元相能有效阻碍动态再结晶过程中晶粒的长大，最终挤压态的晶粒尺寸约为2μm。添加5.5-6.5％Zn元素，能够避免合金因Zn含量过高而导致Mg-Zn-Al系变形镁合金出现严重的热裂和缩松，不利于合金的力学性能的缺陷，添加2.5-3.5％Al元素，能够避免因Al过高，使Al以第二相的形式存在于镁基体中，形成连续的网状相β-Mg₁₇Al₁₂，不利于合金的塑性的缺陷。此外，若Zn元素、Al元素含量均较低，则强化效果不显著。该镁合金的制备方法易于实施，耗时短，对设备的要求不高，且生产成本低，其中在对镁合金均匀化时先用石墨粉覆盖，然后再用铝箔进行包裹，可以很好地避免合金过热或过烧。

附图说明

为了使本发明的目的、技术方案和有益效果更加清楚，本发明提供如下附图进行说明：

图1为实施例1-5中制备的Mg-Zn-Al系变形镁合金的应力应变曲线图；

图2为实施例1-5中制备的Mg-Zn-Al系变形镁合金的力学性能图；

图3为实施例1-5中制备的Mg-Zn-Al系变形镁合金的X射线衍射图；

图4为实施例中1挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图；

图5为实施例中2挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图；

图6为实施例中3挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图；

图7为实施例中4挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图；

图8为实施例中5挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图。

具体实施方式

下面将对本发明的优选实施例进行详细的描述。

实施例

表1各Mg-Zn-Al系变形镁合金的组成成分配比

按照表1中各镁合金组成成分配比由以下方法制得分别制得Mg-6.12Zn-3.25Al系变形镁合金、Mg-6.28Zn-3.37Al-0.32Cu系变形镁合金、Mg-6.34Zn-3.13Al-0.63Cu系变形镁合金、Mg-6.05Zn-3.02Al-0.91Cu系变形镁合金、Mg-6.47Zn-3.49Al-1.18Cu系变形镁合金六种镁合金，制备方法如下：

(1)熔炼：以纯镁锭，纯锌锭，纯铝锭为原料，依据Mg-Zn-Al系变形镁合金中各组分的质量百分比进行计算配料，将预热到150℃的纯镁锭加入井式电阻炉中，加热升温到750℃至所述纯镁锭熔化，将所述镁熔体温度控制在720℃后依次将纯锌锭和纯铝锭加入至所述纯锌锭和纯铝锭充分熔化，静置15min后打渣搅拌，然后降温至680℃，将纯铜粉加入所述镁熔体中至所述纯铜粉充分熔化，再次静置后15min打渣搅拌，升温至720℃，加入德国溶剂进行精炼，将所述镁熔体温度控制在720℃，保温静置30min后降温至700℃，最后将镁熔体浇注到预热到250℃的铁铸模中，空冷，制得镁合金铸锭；整个熔炼过程在CO₂和SF₆的混合气体保护下进行，其中，混合气体中SF₆所占体积分数为1％；

(2)机加工：去除步骤(1)中镁合金铸锭表面的氧化皮，并将铸锭车成直径80mm；

(3)均匀化处理：先以石墨粉覆盖经步骤(2)处理后的镁合金铸锭，再用铝箔进行包裹后加热升温至330℃，保温4小时，然后再次升温至400℃，保温12小时，空冷至室温；

(4)热挤压：将经步骤(3)处理后的镁合金铸锭在挤压比为25:1，挤压速度为0.85m/min，340℃条件下进行热挤压，Mg-Zn-Al系变形镁合金。

性能测试

一、力学性能检测

根据国标GB228-2002的标准，将实施例1-5所制得的Mg-Zn-Al系变形镁合金材料线切割加工成标准拉伸试样进行拉伸试验，拉伸方向平行于挤压方向。所得拉伸样的应力应变曲线如图1所示，由图1得到各镁合金材料的力学性能图及各力学性能数据，如图2和表2所示。

表2实施例1-5中Mg-Zn-Al系变形镁合金材料的力学性能

实施例合金名屈服强度(MPa)抗拉强度(MPa)延伸率(％)实施例1Mg-6.12Zn-3.25Al15733620实施例2Mg-6.28Zn-3.37Al-0.32Cu25337416实施例3Mg-6.34Zn-3.13Al-0.63Cu22736215实施例4Mg-6.05Zn-3.02Al-0.91Cu28038519实施例5Mg-6.47Zn-3.49Al-1.18Cu22633416

由表2可知，实施例2-5中制备的含Cu的Mg-Zn-Al系变形镁合金的屈服强度和抗拉强度在Cu含量为0.9％时均得到了显著提高，与不含Cu的Mg-Zn-Al系变形镁合金相比，屈服强度提高了123Mpa，提升了78.3％，抗拉强度提高了49Mpa，提升了14.6％。

二、显微组织分析

图3为实施例1-5的挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料的X射线衍射图谱，由图3可知，实施例1中不含Cu的挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金中主要的相组成为基体α-Mg，Mg₃₂(Al，Zn)₄₉，而实施例2-5中含Cu的挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金中主要的相组成为基体α-Mg，Mg₃₂(Al，Zn)₄₉和MgAlCu相。

图4-8分别为实施例1-5的挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金材料沿垂直于挤压方向的微观组织金相图，由图可知，实施例1中不含Cu的挤压态Mg-Zn-Al系变形镁合金的平均晶粒尺寸约为8μm，而当镁合金中加入Cu后，其晶粒尺寸显著细化，这是由于加入Cu后形成的高熔点MgAlCu相，钉扎晶界，阻碍了晶粒的长大。其中，当加入的Cu质量百分含量为0.9％时，细化晶粒的效果最为明显，晶粒尺寸最小，约为2μm。另外，第二相的分布细小均匀弥散，并且存在晶粒内部和晶界。这说明该弥散分布的第二相不仅起到细化晶粒的作用，在合金受力变形还能阻碍位错的运动，提高合金的强度。

本发明通过向Mg-Zn-Al系变形镁合金中添加Cu元素，合理调节合金中Zn和Al的含量，最终制备的含Cu的Mg-Zn-Al系变形镁合金与传统工艺所制得的镁合金相比，其力学性能大大提高，具有非常好的综合力学性能。该合金的各项力学性能均达到甚至超过商用含锆镁合金(如ZK60)。另外对于Mg-Al-Zn即AZ系合金来说，主要的强化相为β-Mg₁₇Al₁₂相，该相的熔点较低，并且以连续网状第二相形式存在与镁基体中，对镁合金力学性能的提高不利，并且会显著降低合金的高温力学性能。但在Mg-Zn-Al即ZA系合金中，主要的第二相为Mg₃₂(Al,Zn)₄₉，该相的熔点高于β-Mg₁₇Al₁₂相，并且其强化效果也显著优于β-Mg₁₇Al₁₂相，加之在ZA系合金中加入适量的Cu元素，使该合金中产生MgAlCu相，进一步提升该合金的综合性能。本发明中含Cu的高强Mg-Zn-Al系变形镁合金的力学性能高于常见的挤压态AZ31、AZ61和AZ80的力学性能，扩大了Mg-Zn-Al系镁合金的使用范围。并且制备过程中耗时短，对设备的要求不高，且生产成本低，为以后的实际生产应用打下了坚实的基础。

本发明中，制备Mg-Zn-Al系镁合金过程中，在熔炼工序时，所涉及到的温度均可在±5℃内变动。

最后说明的是，以上优选实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管通过上述优选实施例已经对本发明进行了详细的描述，但本领域技术人员应当理解，可以在形式上和细节上对其作出各种各样的改变，而不偏离本发明权利要求书所限定的范围。