一种提高AQ80M镁合金强度和应变疲劳寿命的方法

摘要

本发明公开了一种提高AQ80M镁合金强度和应变疲劳寿命的方法，包括如下步骤:将AQ80M半连续铸造锭坯均匀化退火后进行多向锻造开坯，将所得的锻造坯料在380～430℃高温初轧后降温至150～330℃终轧成形。本发明充分发挥了AQ80M镁合金的高温塑性优势，提高合金成形性，又避免动态析出造成的材料塑性及疲劳性能大幅下降；同时通过快速冷却降低终轧温度，可有效细化晶粒尺寸，提高材料强度和应变疲劳寿命。本发明操作工艺简单易行，所制备的AQ80M镁合金板材屈服强度≥280MPa，抗拉强度≥350MPa，外加总应变幅为0.3%时疲劳寿命≥10

说明书

技术领域

本发明涉及一种提高镁合金的强度和应变疲劳寿命的方法，具体涉及一种通过多向锻造与降温轧制的复合工艺提高AQ80M镁合金强度和疲劳性能的方法，属于镁合金变形加工技术领域。

背景技术

与传统的金属结构材料相比，镁合金储量大，密度低（约为铝的2/3，铁的1/4），比强度、比刚度高，电磁屏蔽性能和抗震减噪性能好，且易于回收无污染，被誉为“21世纪绿色工程材料”。由于这些突出的优点，镁合金在交通、航空航天及国防军工等领域有着重要的应用价值和广阔的应用前景。

AQ80M镁合金作为一种新型变形镁合金，成本低廉且铸造工艺简单，是比较适合于广泛应用的镁合金材料。相比于传统压铸镁合金，镁合金变形加工后不仅可以制备形状尺寸多样化的构件，还可以消除铸件中的组织缺陷，提高力学性能。然而相较于铝合金、钢铁等传统材料，AQ80M镁合金强度不高、热变形温度范围窄、室温变形抗力大等问题成为了制约其大范围应用的技术瓶颈。

提高AQ80M镁合金强度的常用方法是利用其高固溶度的Al原子进行时效处理，但AQ80M镁合金时效析出的Mg₁₇Al₁₂相尺寸较大且其惯析面平行于基体的（0001）面，强化效果不理想。同时大量的时效析出相会阻碍位错运动，导致材料的塑性及抗疲劳性能大幅度下降。在实际服役的过程中，除了静态加载损伤外，飞机汽车零部件还经常受到循环载荷的作用，因而疲劳也是工程构件失效的主要原因之一。因此，为确保此类材料零部件在使用过程中的持久性及安全可靠性，如何在提高镁合金的强度的同时还保证其抗疲劳性能成为了业内急需解决的难题。

针对航空航天及交通运输领域的实际生产需求，本专利创新性的提出利用多向锻造与降温终轧复合的工艺，通过合理设置变形参数，成功制备出了屈服强度≥280MPa，抗拉强度≥350MPa，外加总应变幅为0.3%时疲劳寿命≥10⁴次，外加总应变幅为0.5%时疲劳寿命≥2200次的AQ80M镁合金。

发明内容

本发明的目的在于针对Mg-Al-Zn系镁合金强度不高且常规强化方式大幅降低塑性和疲劳性能的技术不足，提供一种综合改善AQ80M变形镁合金强度和应变疲劳性能的方法。本发明通过控制AQ80M镁合金多向锻造及降温轧制变形工艺参数，获得了晶粒尺寸较小，无动态析出相的变形组织。在保证较高强度的前提下，减小循环塑性变形过程中位错滑移抗力，提高材料应变疲劳性能，以满足航空航天及汽车零部件对镁合金材料安全可靠的实际生产需求。

本发明具体的内容如下:

1.半连续铸造方法制备的AQ80M镁合金锭坯，合金成分为（wt. %）: Al:7.5～9.0%、Ag:0.02～0.80%、Zn :0.35～0.55%、Mn: 0.05～0.20%、RE:0.01～0.10%、Ca:0.001～0.020%、Fe≤0.02%、Si≤0.05%、Cu≤0.02%、Ni≤0.001%，其余为Mg；

2.双级均匀化退火:为消除铸造应力，减少或消除非平衡析出相，铸锭在240～270℃先保温10～12h，随后升温至390～420℃保温40～48h；

3.均匀化退火后车皮，下料，多向锻造开坯。锭坯先在380～420 ℃下保温2～10h，保温同时加热上下平砧至250～350℃。在油压机上进行多向锻造，以坯料最长向为Z向，其余垂直两向为任意Y、X向，按Z-Y-X-Z-X-Y顺序进行六道次压缩变形，压下速度为200～400 mm/min，单道次压下量为10%-30%。通过多向锻造开坯能消除铸造缺陷，改善合金组织，得到的弱织构锭坯为后续轧制成形提供了保证。同时控制好锻造道次不会使温度下降太多，避免了中间退火造成的晶粒长大，生产效率低等问题；

4.高温初轧:多向锻造后锭坯在380～430℃保温1～3h后，双辊轧制，轧制速度为 0.2～0.8 m/s， 共6个道次，道次压下量为10%～25%，每道次之间回炉退火，退火温度为380～420℃，退火时间5～45 min。

5.降温终轧:将初轧6道次的板材迅速空冷至150-330℃，终轧压下量为5%～25%，轧制速度为0.2～0.8 m/s，终轧结束立即水冷淬火。

步骤3所述的多向锻造前，锭坯经390～410 ℃保温3～6 h。

步骤3所述锻造道次压下量为15%～25%，道次间无中间退火处理。

步骤4所述的高温初轧温度为390～410℃，道次压下量为10%～20%，道次之间回炉温度为390～410℃，退火时间5～15 min。

步骤5所述的终轧温度为200～330℃，终轧压下量为10～20%。

与现有技术相比，本发明的优点如下：

1. 本发明提出了一种能切实可行提高AQ80M镁合金的强度和应变疲劳性能的变形工艺，其中多向锻造开坯和降温轧制等加工方法用传统设备即可实现，相关加工技术也很成熟易于操作，适用于大范围工业生产。

2. 采用高温多向锻造开坯，消除了原始铸锭中的组织缺陷，镁合金在高温锻造过程中发生完全动态再结晶，不仅起到软化作用，还改善了合金组织，细化晶粒。此外，多道次的换向锻造，避免了变形过程中形成强烈的基面织构，为后续轧制成形提供了塑性较好，组织均匀的坯料，极大的降低了后续轧制变形过程中板材开裂的风险。

3. 锻造开坯后先进行高温轧制能够有效避免有害于轧板塑性跟疲劳性能的Mg₁₇Al₁₂动态析出相的形成，提高材料在终轧变形中的加工塑性。选用合理的初轧工艺，即可改善材料的成形性能，又可以提高力学性能。初始6道次的轧制采用了较高的变形温度，使AQ80M镁合金轧制过程中有多种变形机制能参与变形，充分发挥了材料的高温塑性，保证较大的总的塑性变形量。初始轧制温度过高，晶粒不容易细化，降低材料的力学性能，初始轧制温度过低，会增大板材开裂风险。同时，中间道次之间5～15>

4. 终轧变形工艺直接影响获得的合金产品的晶粒尺寸、相组成、加工硬化程度以及织构，进而影响合金的强度及疲劳性能。最终道次采用降温轧制，将变形温度控制在150～350 ℃，能进一步有效细化晶粒，保存材料的加工硬化和织构强化，使轧板强度升高。同时，晶粒细化能抑制孪晶的形成，有效减少了合金在循环变形过程中不可逆塑性变形的累积，改善材料疲劳性能。此外，低温快轧成形过程中动态析出相来不及析出，也能降低疲劳变形过程中往复滑移位错的阻碍及合金的疲劳损伤累积，从而提高了AQ80M镁合金的应变疲劳寿命。

附图说明

图1（a，b，c）分别是实施例1中AQ80M镁合金铸态金相组织图，多向锻造开坯后的金相组织图以及降温轧制后的金相组织图；

图2是对比例2中直接低温轧制的金相组织图；

图3是实施例1中的AQ80M镁合金降温终轧后的平均应力-寿命曲线图；

图4是对比例2中AQ80M镁合金平均应力-寿命曲线图。

具体实施方式

下面给出的实施案例拟对本发明作进一步阐述说明，但以下实例并非是对本发明的保护范围的限制，在本发明的构思前提下，相关领域技术人员依据本发明的技术实质所做的任何非本质的调整与改进，均属于本发明技术方案的保护范围。

实施例1

半连续铸造的AQ80M镁合金锭坯，经250℃/10h + 420℃/40h双级均匀化处理后空冷至室温，车去氧化皮加工成长方体试样。多向锻造前，锭坯放入退火炉中410℃下加热保温4h，加热上下平砧至300℃，在油压机上对长方体试样进行一火锻造开坯:以试样长向为Z，其余两向任意为Y、X向，按Z-Y-X-Z-Y-X顺序压缩，压下速度为200～400 mm/min，道次压下量为15%～25%。将锻造坯料切成40 mm × 80 mm × 180 mm板块，400℃保温2.5 h后，双辊轧制6个道次，轧辊提前预热至200℃，道次压下量为10%-20%，每道次间回炉退火，退火温度为400℃，退火时间10 min。初轧6道次后，将轧板快速降温至300℃终轧处理，道次压下量为17%，终轧完成后立即水冷淬火。其力学性能见表一。图1中（a，b，c）分别是AQ80M镁合金铸态金相组织图，多向锻造开坯后的金相组织图以及降温轧制后的金相组织图。AQ80M镁合金降温终轧后的平均应力-寿命曲线图如图3所示。

实施例2

半连续铸造的AQ80M镁合金锭坯，经250℃/10h + 420℃/40h双级均匀化处理后空冷至室温，车去氧化皮加工成长方体试样。多向锻造前，锭坯放入退火炉中400℃下加热保温4h，加热上下平砧至280℃，在油压机上对长方体试样进行一火锻造开坯:以试样长向为Z，其余两向任意为Y、X向，按Z-Y-X-Z-Y-X顺序压缩，压下速度为200～400 mm/min，道次压下量为15%～25%。将锻造坯料切成40 mm × 80 mm × 180 mm板块，410℃保温2 h后，双辊轧制6个道次，轧辊提前预热至200℃，道次压下量为10%～20%，每道次间回炉退火，退火温度为410℃，退火时间5 min。初轧6道次后，将轧板快速降温至280℃终轧处理，道次压下量为15%，终轧完成后立即水冷淬火。其力学性能见表一。

实施例3

半连续铸造的AQ80M镁合金锭坯，经250℃/10h + 420℃/40h双级均匀化处理后空冷至室温，车去氧化皮加工成长方体试样。多向锻造前，锭坯放入退火炉中400℃下加热保温4h，加热上下平砧至280℃，在油压机上对长方体试样进行一火锻造开坯:以试样长向为Z，其余两向任意为Y、X向，按Z-Y-X-Z-Y-X顺序压缩，压下速度为200～400 mm/min，道次压下量为15%～25%。将锻造坯料切成40 mm × 80 mm × 180 mm板块， 410℃保温2.5 h后，双辊轧制6个道次，轧辊提前预热至200℃，道次压下量为10%～20%，每道次间回炉退火，退火温度为410℃，退火时间5 min。初轧6道次后，将轧板快速降温至250℃终轧处理，道次压下量为15%，终轧完成后立即水冷淬火，其力学性能见表一

对比例1

半连续铸造的AQ80M镁合金锭坯，经250℃/10h + 420℃/40h双级均匀化处理后空冷至室温，车去氧化皮加工成长方体试样。多向锻造前，锭坯放入退火炉中410℃下加热保温4h，加热上下平砧至280℃，在油压机上对长方体试样进行一火锻造开坯:以试样长向为Z，其余两向任意为Y、X向，按Z-Y-X-Z-Y-X顺序压缩，道次压下量为15%～25%。多向锻造完毕后立即水冷淬火。其力学性能见表一。

对比例 2

半连续铸造的AQ80M镁合金锭坯，经250℃/10h + 420℃/40h双级均匀化处理后空冷至室温，车去氧化皮加工成长方体试样。多向锻造前，锭坯放入退火炉中400℃下加热保温4h，加热上下平砧至280℃，在油压机上对长方体试样进行一火锻造开坯:以试样长向为Z，其余两向任意为Y、X向，按Z-Y-X-Z-Y-X顺序压缩，道次压下量为15%～25%。将锻造坯料切成40mm × 80 mm × 180 mm板块，300℃保温2 h后，双辊轧制，轧辊提前预热至200℃，道次压下量为15%，每道次间回炉退火，退火温度为300℃，退火时间10 min，6道次轧制完毕后立即水冷淬火。其力学性能见表一。直接低温轧制的金相组织图如图2所示，AQ80M镁合金平均应力-寿命曲线图如图4所示。

表1 实施例及对比例中AQ80M镁合金力学性能的对比

实例屈服强度 / MPa抗拉强度/ MPa延伸率/ %疲劳寿命 N_f(±0.3%)疲劳寿命N_f(±0.5%)实施例128135616.1130802465实施例228535114.9119922357实施例329036214.5103352232对比例11552851586561694对比例22683306.561371290

从表1中可以看出本发明提供的变形工艺不仅有效的提高了AQ80M镁合金的屈服强度，还明显提高了合金的应变疲劳寿命，为其在实际生产应用中提供了可靠保障。