一種高Sn變形鎂合金及高Sn變形鎂合金板材制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于鎂合金材料生產(chǎn)領(lǐng)域，具體為一種高Sn變形鎂合金及高Sn變形鎂合 金板材制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 鎂合金具有低密度、高比強(qiáng)度和比剛度、高導(dǎo)熱導(dǎo)電性、優(yōu)良的阻尼減震性能和電 磁屏蔽性能，優(yōu)異的鑄造成形性能和切削加工性能，并且易于回收利用。隨著科學(xué)技術(shù)的逐 步提高，推動了輕質(zhì)高強(qiáng)鎂基合金在航空航天、汽車制造、家電儀表、電子通訊等領(lǐng)域的廣 泛應(yīng)用。但是，當(dāng)前大多鎂合金高溫耐熱性能較差，無法滿足150°C以上的服役條件，使鎂合 金在工業(yè)領(lǐng)域的進(jìn)一步發(fā)展受到了嚴(yán)重阻礙。
[0003] 合金化是改善鎂合金力學(xué)性能最有效的方法之一。稀土元素作為鎂合金中重要的 合金化元素，具有細(xì)化晶粒、凈化晶界、改善鑄造性能和提高合金室溫及高溫力學(xué)性能等優(yōu) 良特性。目前商業(yè)用耐熱鎂合金的研發(fā)主要集中在通過添加稀土等元素提高其耐熱性能， 類似的發(fā)明專利如"一種高強(qiáng)度的耐熱鎂合金及其熔煉方法"（CN101130842A)、"含稀土高 強(qiáng)度耐熱鎂合金及其制法"（CN101463441A)等都有涉及。如在CN101130842A中的耐熱鎂 合金含有2-6% Sn和3-12% Y，在CN101463441A中，耐熱鎂合金含有2-10% Gd和3-16% Y，盡管這類耐熱鎂合金力學(xué)性能都比較高，但添加稀土量都比較高（一般大于4% )，成本 較高，大大限制了其商業(yè)應(yīng)用。
[0004] 提高鎂合金綜合力學(xué)性能同時也應(yīng)控制其成本值，因而利用多元微合金化方法 通過其他元素取代或部分取代稀土元素的合金化作用，是提高鎂合金綜合性能的重要發(fā) 展趨勢。根據(jù)Mg-Sn二元相圖，在共晶轉(zhuǎn)變溫度561.2°C時，Sn在Mg中的飽和固溶度為 14. 85wt. %，且固溶度隨溫度降低變化明顯。當(dāng)溫度降到400 °C時，飽和固溶度大幅降至 4. 4wt. %，在200°C時飽和固溶度僅為0. 45wt. %。Sn在Mg中的飽和固溶度隨溫度下降而快 速降低的特性有利于促進(jìn)Mg2Sn相的析出，獲得彌散強(qiáng)化組織，從而提高鎂合金的室溫及高 溫力學(xué)性能。Mg 2Sn相為高溫硬質(zhì)相，常溫下晶體結(jié)構(gòu)為立方晶系，熔點為770. 5°C，顯微硬 度為119HV。Mg2Sn相的析出能夠顯著提高合金的硬度和抗拉強(qiáng)度。因而Sn的添加能夠為 鎂合金的強(qiáng)化提供保證。
[0005] 加入堿土金屬雖然能降低生產(chǎn)成本，但其晶粒細(xì)化及合金強(qiáng)度改善遠(yuǎn)不及稀土金 屬的作用效果明顯，單方面對成本的過度控制從而犧牲了鎂合金性能的改善，成效比遠(yuǎn)低 于添加稀土元素，因而極大的限制了鎂合金的應(yīng)用。鑄造合金所存在的鑄造縮松、熱收縮以 及二次枝晶粗大等缺陷無法的到妥善解決，因而鎂合金制品可能存在明顯的裂紋萌生源， 從而嚴(yán)重削弱了了鎂合金零部件的可靠性。因此加入一定量的稀土元素是十分必要的。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006] 本發(fā)明的目的在于開發(fā)一種高Sn含量的變形鎂合金板材，充分利用Sn在鎂基體 中固溶度隨溫度的劇烈變化來提高鎂合金材料的力學(xué)性能，并輔以微量稀土元素 Y在提高 合金耐蝕性的同時，通過熔鑄成形及板材制備工藝進(jìn)一步提升Mg-Sn合金的綜合力學(xué)性 能，滿足使用要求。
[0007] 為實現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明的技術(shù)方案為： 一種高Sn變形鎂合金，其特征是原料組成及其重量百分比含量為：Sn :8. 1~9. 7%，Y : L 1~2· 0%，Zr :0· 2~0· 65%，其余的為 Mg。
[0008] -種高Sn變形鎂合金板材的制備方法，其特征在于分為熔鑄成形與板材制備兩 個部分，依次采用如下步驟進(jìn)行制備： (一) 、高Sn變形鎂合金熔鑄成形 1) 將坩堝預(yù)熱至暗紅色，澆注模具預(yù)熱至250°C ±10°C ; 2) 升高坩堝溫度，當(dāng)加熱溫度達(dá)到550°C ±10°C時，向坩堝中加入純鎂和純錫，采用 55%KC1 + 2%CaF2 + 15%BaCl2作為精煉劑，并通入保護(hù)性混合氣體，其中混合氣體組成及其 體積百分比含量為：SF 6:0. 2%，其余的為CO 2; 3) 采用10°C /min的升溫速度快速升溫，在升溫過程中，當(dāng)坩堝內(nèi)加入的合金完全熔化 后，用鉬棒將熔融態(tài)混合液攪拌均勻； 4) 進(jìn)一步升高坩堝的溫度，當(dāng)加熱溫度達(dá)到750°C ±10°C時，向熔融態(tài)混合液中加入 Mg-25%Y中間合金及Mg-30%Zr中間合金，用鉬棒攪拌使中間合金熔化；待中間合金完全熔 融于步驟3)形成的混合液時，保持加熱溫度不變，將熔融態(tài)混合液靜置30min±5min ; 5) 將經(jīng)靜置后的熔融態(tài)混合液澆注于已經(jīng)預(yù)熱的澆注模具中熔鑄成形； (二) 、高Sn變形鎂合金板材制備 1) 均質(zhì)化處理：將第(一）部分熔鑄成形的鑄錠置于加熱爐中，在400°C ± KTC加熱溫 度下保溫8~12h，即均質(zhì)化處理； 2) 擠壓成形：將經(jīng)勻質(zhì)化處理后得到的鑄錠以14:1的擠壓比，5mm/s的擠壓速度擠壓 成形，形成板材； 3) 固溶處理：將擠壓成形后得到的板材在495± KTC加熱溫度下保溫8-1? ; 4) 淬火處理：將固溶處理后得到的板材放入80~90°C熱水中淬火處理； 5) 時效處理：根據(jù)成形后板材的尺寸，將淬火處理后得到的鑄錠在加熱溫度為 250°C ±10°C條件下，保溫60±5h，即可獲得高Sn變形鎂合金板材。
[0009] 本發(fā)明的有益效果。
[0010] 1、在本發(fā)明的鎂合金中，在提高合金純度的同時，添加大量的Sn，Sn在Mg中的飽 和固溶度隨溫度下降而快速降低的特性有利于促進(jìn)高溫硬質(zhì)相Mg 2Sn相的析出，容易獲得 彌散強(qiáng)化組織，從而提高鎂合金的室溫及高溫力學(xué)性能。
[0011] 2、在本發(fā)明的鎂合金中，在提高合金純度的同時，添加 Zr和稀土元素 Y，一方面能 夠大幅改善合金的抗拉強(qiáng)度及耐蝕性，另一方面能夠細(xì)化晶粒。
[0012] 3、通過擠壓成形工藝，消除合金的鑄造缺陷，如顯微縮孔、縮松等。同時，使粗大的 第二相破碎，從而細(xì)化組織，優(yōu)化合金性能。
[0013] 4、通過固溶處理，使合金第二相充分溶入基體中，在經(jīng)過時效處理后，充分利用 Mg2Sn相在鎂基體中隨溫度變化而大幅度變化的特性，獲得彌散分布的第二相，從而強(qiáng)化合 金的室溫和高溫力學(xué)性能。
【附圖說明】
[0014] 圖1是高Sn稀土鎂合金板材制備工藝流程圖。
[0015] 圖2是Mg-8Sn-Y-0. 2Zr合金擠壓成形板材金相掃描電子顯微圖。
[0016] 圖3是Mg-8Sn-Y-0. 2Zr合金固溶485°C X8h的金相顯微圖。
[0017] 圖4是Mg-8Sn-Y-0. 2Zr合金時效240°C X55h的金相掃描電子顯微圖。
[0018] 圖5是Mg-8Sn-Y-0. 2Zr合金室溫拉伸斷口形貌掃描電子顯微鏡圖。
[0019] 圖6是Mg-9Sn-2Y-0. 5Zr合金擠壓成形板材金相掃描電子顯微圖。
[0020] 圖7是Mg-9Sn-2Y-0. 5Zr合金固溶495°C X IOh的金相顯微圖。
[0021] 圖8是Mg-9Sn-2Y-0. 5Zr合金時效250°C X60h的金相掃描電子顯微圖。
[0022] 圖9是Mg-9Sn-2Y-0. 5Zr合金室溫拉伸斷口形貌掃描電子顯微鏡圖。
[0023] 圖10是Mg-10Sn-2Y-0. 65Zr合金擠壓成形板材金相掃描電子顯微圖。
[0024] 圖11是Mg-10Sn-2Y-0. 65Zr合金固溶505°C X 12h的金相顯微圖。
[0025] 圖12是Mg-10Sn-2Y-0. 65Zr合金時效260°C X65h的金相掃描電子顯微圖。
[0026] 圖13是Mg-10Sn-2Y-0. 65Zr合金室溫拉伸斷口形貌掃描電子顯微鏡圖。
【具體實施方式】
[0027] 通過下述實施例可以更好地理解本發(fā)明，但這實例并不用來限制本發(fā)明。
[0028] 實施例一： 一種高Sn變形鎂合金，其特征是原料組成及其重量百分比含量為：Sn :8. 1%，Y :1. 1%， Zr :0· 2%，其余的為Mg。
[0029] 本實施例中，原材料選用純鎂錠、純錫錠，Mg-25%Y中間合金和Mg-30%Zr中間