專利名稱：用于變質(zhì)Mg－Al－Si系鎂合金中漢字狀Mg的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及的是一種變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相的方法，屬于金屬材料類及冶金領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
Mg-Al-Si系鎂合金由于具有高溫性能較好和成本較低等方面的優(yōu)勢，被認為是一種適合150℃以下有發(fā)展前途的高溫抗蠕變鎂合金。與Mg-Al-RE系等鎂合金相比，Mg-Al-Si系鎂合金的耐熱強化機理主要在于通過引入低成本合金元素Si在晶界處形成細小彌散的Mg2Si相來實現(xiàn)。由于Mg2Si相具有高熔點(1085℃)、與基體相近的低密度(1.99g/cm-3)、高彈性模量及低熱膨脹系數(shù)(7.5×10-6K-1)等特點，其在300℃以下相當穩(wěn)定，從而使得Mg-Al-Si系鎂合金具有較高的高溫抗蠕變性能。實際上早在上世紀70年代，人們就已經(jīng)開始了Mg-Al-Si系耐熱鎂合金的研究，并先后開發(fā)出了AS41、AS31、AS21和AS21X等耐熱鎂合金，其中AS41合金在175℃時的蠕變強度高于AZ91和AM60合金，且具有良好的韌性、抗拉強度和屈服強度，而AS21合金的蠕變強度和抗蠕變溫度甚至比AS41合金還高。盡管目前這些已開發(fā)出的Mg-Al-Si系鎂合金有較高的高溫性能，但其推廣應用仍因其綜合力學性能較差等原因而受到一定程度的限制。正如前面說述，Mg-Al-Si系鎂合金的耐熱強化機理主要在于通過引入低成本合金元素Si在晶界處形成Mg2Si相來實現(xiàn)，但由于Si在Mg-Al-Si系鎂合金中形成的Mg2Si相多以粗大漢字狀形貌出現(xiàn)，而漢字狀形貌的Mg2Si相周圍存在很大的應力集中，會促進合金組織中顯微空洞的萌生和擴展，并且隨著溫度升高，空洞會隨之增大，導致合金力學性能大幅度降低，尤其是延伸率，并且冷卻速度越慢越容易導致粗大漢字塊形態(tài)的Mg2Si相生成，使得Mg-Al-Si系鎂合金目前僅適用于冷卻速率較快的壓鑄件，而無法用于重力鑄造和砂型鑄造等工藝。因此，如何加強Mg-Al-Si系鎂合金中Mg2Si相形貌的變質(zhì)研究，使Mg2Si相由粗大漢字狀形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿浬⒎植嫉亩噙呅螤詈?或球狀，對于提高和改善Mg-Al-Si系鎂合金的綜合力學性能并進而擴大其工業(yè)化應用就顯得尤為關(guān)鍵。
近10多年來，國內(nèi)外從合金化和/或微合金化角度出發(fā)，圍繞合金元素變質(zhì)Mg-Al-Si系耐熱鎂合金中Mg2Si相的漢字狀形貌開展了大量的研究工作，并先后報道了添加適量Ca、Sr、P或Sb等合金元素可以改善Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相的研究結(jié)果?；谶@些研究結(jié)果，雖然適量添加這些合金元素可以在一定程度上變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中Mg2Si相的漢字狀形貌，但同時又由于這些合金元素添加帶來各自的問題而使得通過合金化和/或微合金化來變質(zhì)Mg2Si相形貌這一方法受到一定的限制，如添加Sb帶來的成分偏析和變質(zhì)效果不佳、添加Ca帶來的鑄造熱裂以及添加Sr和P帶來的加入方式和變質(zhì)效果等問題。也正是由于這些存在的問題，使得通過合金化和/或微合金化變質(zhì)Mg2Si相形貌這一方法目前還難以滿足Mg-Al-Si系鎂合金工業(yè)化應用的要求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于避開現(xiàn)有采用合金化和/或微合金化變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相這一傳統(tǒng)方法，提出采用等溫熱處理變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相的新方法，使Mg2Si相的漢字狀形貌變質(zhì)，以便Mg-Al-Si系鎂合金可用于冷卻速率較慢的重力鑄造和砂型鑄造等工藝，擴大Mg-Al-Si系鎂合金的應用范圍。
為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提出一種用于變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相的等溫熱處理方法。從圖1可以看到，本方法是將一定成分的Mg-Al-Si系鎂合金按成分配比熔化后升溫到720～740℃，撈去合金液表面浮渣，然后進行重力鑄造或砂型鑄造，在鑄造過程中當合金的溫度降到固相線溫度以下的固溶處理溫度后，將合金放入箱式電阻爐中，在保護氣氛下保溫12～24小時，然后取出快速淬入水中。
采用本方法變質(zhì)漢字狀Mg2Si相的機理在于Mg2Si/Mg界面處存在位錯和空位等缺陷，點陣畸變較大、原子處于較高能量狀態(tài)，且這些地方原子排列一般不規(guī)則、比較開闊，原子運動阻力小，從而為Si原子擴散提供了通道，因此在固溶溫度進行等溫熱處理時，粗大的漢字狀Mg2Si相表面凹坑和凸起處的Si原子有可能在界面張力作用下逐漸脫離Mg2Si點陣，然后沿Mg2Si/Mg界面擴散進入Mg點陣，并在新的位置形成Mg2Si顆粒，且最終使Mg2Si相凹坑越來越深，直至斷裂，而凸起則變平，從而使得Mg2Si相形貌從漢字狀變?yōu)榱詈?或球狀，實現(xiàn)漢字狀Mg2Si相形貌的變質(zhì)。此外，由于合金凝固冷卻和等溫熱處理處于連續(xù)過程之中，使得合金一直處于溫度較高的狀態(tài)，Si原子在Mg2Si/Mg界面處的擴散能力得到大大加強，使上述過程發(fā)生的時間大大縮短，更易導致漢字狀Mg2Si相形貌的變質(zhì)。
因此，采用本方法進行變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相處理，可以對Mg-Al-Si系鎂合金進行有效變質(zhì)的同時，又避免了傳統(tǒng)方法加入Ca、Sr、P或Sb等合金元素帶來的問題，使Mg-Al-Si系鎂合金可用于重力鑄造和砂型鑄造等工藝，擴大了Mg-Al-Si系鎂合金的應用范圍。


圖1是本發(fā)明提出的等溫熱處理方法的溫度-時間關(guān)系示意圖；圖2是實施例1得到的合金的金相組織圖；圖3是實施例2得到的合金的金相組織圖；圖4是實施例3得到的合金的金相組織圖。
具體實施例方式以下通過具體的三個實施例對本發(fā)明的實施工藝和效果作進一步的闡述。
實施例1Mg-4Al-1Si合金實施過程按Mg-4Al-1Si合金成分配置合金并將其熔化，當溫度升到740℃時，撈去合金液表面浮渣，然后進行重力鑄造，在重力鑄造過程中當合金冷卻到415℃時，將合金放入已升至415℃且有保護氣氛的箱式電阻爐中保溫20小時，然后快速從電阻爐中取出淬入水中。對采用本發(fā)明提出方法得到的合金作金相組織分析，結(jié)果如圖2所示。從圖中可以看到，采用本發(fā)明提出方法處理合金后，合金組織中的漢字狀Mg2Si相已不十分明顯，說明采用本發(fā)明提出的方法處理重力鑄造Mg-4Al-1Si合金，可以使合金組織中的漢字狀Mg2Si相變質(zhì)。
實施例2Mg-6Al-1Si合金實施過程按Mg-6Al-1Si合金成分配置合金并將其熔化，當溫度升到720℃時，撈去合金液表面浮渣，然后進行重力鑄造，在砂型鑄造過程中當合金冷卻到420℃時，將合金放入已升至420℃且有保護氣氛的的箱式電阻爐中保溫16小時，然后快速從電阻爐中取出淬入水中。對采用本發(fā)明提出方法得到的合金作金相組織分析，結(jié)果如圖3所示。從圖中可以看到，采用本發(fā)明提出方法處理合金后，合金組織中的漢字狀Mg2Si相已不十分明顯，說明采用本發(fā)明提出的方法處理砂型鑄造Mg-6Al-1Si合金，可以使合金組織中的漢字狀Mg2Si相變質(zhì)。
實施例3Mg-6Al-1Si-1Zn合金實施過程按Mg-6Al-1Si-1Zn合金成分配置合金并將其熔化，當溫度升到730℃時，撈去合金液表面浮渣，然后進行重力鑄造，在重力鑄造過程中當合金冷卻到425℃時，將合金放入已升至425℃且有保護氣氛的的箱式電阻爐中保溫14小時，然后快速從電阻爐中取出淬入水中。對采用本發(fā)明提出方法得到的合金作金相組織分析，結(jié)果如圖4所示。從圖中可以看到，采用本發(fā)明提出方法處理合金后，合金組織中的漢字狀Mg2Si相已不十分明顯，說明采用本發(fā)明提出的方法處理重力鑄造Mg-6Al-1Si-1Zn合金，可以使合金組織中的漢字狀Mg2Si相變質(zhì)。
權(quán)利要求
1.用于變質(zhì)Mg-Al-Si系鎂合金中漢字狀Mg2Si相的等溫熱處理方法，其特征在于將Mg-Al-Si系鎂合金按成分配比熔化后升溫到720～740℃，撈去合金液表面浮渣，然后進行鑄造，在鑄造過程中當合金的溫度降到固相線溫度以下的固溶處理溫度后，將合金在保護氣氛下保溫12-24小時，然后取出快速淬入水中。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的等溫熱處理方法，其特征在于鑄造為重力鑄造或砂型鑄造。
全文摘要
本發(fā)明提出一種用于變質(zhì)Mg－Al－Si系鎂合金中漢字狀Mg
文檔編號B22D21/04GK1936062SQ200610095200
公開日2007年3月28日 申請日期2006年10月14日 優(yōu)先權(quán)日2006年10月14日
發(fā)明者楊明波, 潘復生, 湯愛濤, 白亮 申請人:重慶工學院