專利名稱：高強(qiáng)鎂合金液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種金屬材料、冶金及加工技術(shù)，特別是關(guān)于高強(qiáng)鎂合金液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法。

背景技術(shù)：
隨著鎂合金在汽車、航空、航天等領(lǐng)域應(yīng)用的不斷深入，對(duì)鎂合金性能的要求越來越高，如何提高鎂合金的綜合性能，成為目前鎂合金材料研究的一個(gè)難點(diǎn)和重點(diǎn)。以往有關(guān)改善和提高鎂合金性能的研究，大多是從晶粒細(xì)化、形變強(qiáng)化、熱處理強(qiáng)化等單個(gè)的影響因素考慮，結(jié)果是在材料強(qiáng)度有所提高的同時(shí)，往往伴隨著塑性降低(或不變)，或者是在材料塑性提高的同時(shí)，往往伴隨著強(qiáng)度降低(或不變)，或者是材料強(qiáng)度和塑性改善幅度不大，難以滿足實(shí)際需求。如傳統(tǒng)的固溶處理是是將合金加熱至高溫單相區(qū)恒溫保持一段時(shí)間，使得過剩相充分溶解到固溶體中，然后快速冷卻到過飽和固溶體狀態(tài)的一種熱處理工藝。由于傳統(tǒng)的固溶處理是在較高的固態(tài)溫度和較長(zhǎng)的時(shí)間下進(jìn)行，合金必然要經(jīng)歷晶粒長(zhǎng)大的過程，致使合金經(jīng)時(shí)效處理后，所產(chǎn)生合金強(qiáng)度的變化中，既包括了時(shí)效引起的強(qiáng)度增加，又包括了晶粒長(zhǎng)大導(dǎo)致的強(qiáng)度降低。如果用Δσa和Δσg分別表示由時(shí)效和晶粒長(zhǎng)大過程引起的材料強(qiáng)度變化的絕對(duì)值，Δσ表示固溶時(shí)效引起的強(qiáng)度增加值，則采用傳統(tǒng)固溶與時(shí)效的方法，合金強(qiáng)度的增加值應(yīng)當(dāng)如下所示 Δσ＝Δσa-Δσg 可見，傳統(tǒng)的作法所獲之效果不盡理想。


發(fā)明內(nèi)容
針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)的不足之處，本發(fā)明要提供一種既能提高材料強(qiáng)度，又能提高材料韌性的高強(qiáng)鎂合金液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法，本發(fā)明為解決其技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案是將鎂合金碎塊置于不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬至熔體完全熔化，冷卻到650-700℃，保溫5-10min，然后將此液態(tài)鎂合金在飽和鹽水或液氮中冷卻，冷卻1-3min，接著在170-300℃溫度下人工時(shí)效6-14小時(shí)。
本發(fā)明的有益效果是能把細(xì)晶強(qiáng)化與時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制耦合或復(fù)合在一起使用，使凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少，幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上，合金處于過飽和固溶狀態(tài)，晶粒和析出相得到了更明顯的細(xì)化，實(shí)現(xiàn)了固溶與時(shí)效強(qiáng)化的最佳組合。合金單向壓縮斷裂強(qiáng)度試驗(yàn)顯示，由原來的254/280MPa提高到336/350MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由原來的139/192MPa提高到226/245MPa。
為進(jìn)一步說明技術(shù)方案，首先選擇應(yīng)用相對(duì)較廣泛的鎂合金AZ91及AM50為測(cè)試材料，將合金碎塊兒置于φ10mm×100mm的不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬至熔體完全熔化，冷卻到650-680℃，保溫5-10min，然后分別在空氣、水(蒸餾水，室溫)、鹽水(飽合NaCl，室溫)和液氮中冷卻。其中，在空氣中冷卻時(shí)，讓試樣自然冷卻至室溫即可，而在如上所述的蒸餾水、飽合鹽水及液氮中的冷卻過程均在1-3分鐘內(nèi)完成。具體操作方法及設(shè)備圖1所示。激冷固溶后，緊接著進(jìn)行170-300℃人工時(shí)效6-14小時(shí)，合金的單向壓縮斷裂強(qiáng)度由原來的254/280MPa提高到336/350MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由原來的139/192MPa提高到226/245MPa。
除傳統(tǒng)鎂合金外，本發(fā)明還針對(duì)稀土鎂合金中稀土元素固溶度較高，但容易產(chǎn)生偏析這一特點(diǎn)，進(jìn)行了同樣的液態(tài)激冷固處理，以期在傳統(tǒng)金屬模重力鑄造稀土鎂合金已有高強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高其力學(xué)性能，并得到滿意結(jié)果。
由于“固溶-時(shí)效強(qiáng)化”單獨(dú)使用，對(duì)鎂合金的強(qiáng)化作用有限，因此“晶粒細(xì)化”與“時(shí)效強(qiáng)化”的耦合復(fù)合強(qiáng)化機(jī)制的應(yīng)用是改善和提高鎂合金強(qiáng)韌性的重要方法和途徑。與傳統(tǒng)金屬模重力鑄造鎂合金相比，本發(fā)明的特點(diǎn)在于“激冷固溶與時(shí)效”方法有效地利用了“細(xì)晶強(qiáng)化”與“時(shí)效強(qiáng)化”機(jī)制的耦合或復(fù)合，凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少，幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上，合金處于過飽和固溶狀態(tài)，晶粒和析出相得到了更明顯的細(xì)化，實(shí)現(xiàn)了固溶與時(shí)效強(qiáng)化的最佳組合。



圖1鎂合金真空淬火系統(tǒng)示意圖； 圖2鑄態(tài)及快速凝固AZ91鎂合金的顯微組織圖； 圖3AM50合金液氮激冷加190℃人工時(shí)效10小時(shí)后的組織二次電子像圖； 圖4Mg-12.37 Gd-2.79Y(wt％)合金液氮激冷加300℃人工時(shí)效6小時(shí)后的組織二次電子像圖。
圖中1熔化室，2電阻爐，3不銹鋼管，4真空系統(tǒng)，5冷卻介質(zhì)；圖2中a為空冷時(shí)顯微組織圖，b為水冷時(shí)顯微組織圖，c為鹽水冷時(shí)顯微組織圖，d為液氮冷時(shí)顯微組織圖，
具體實(shí)施例方式 將成份均在標(biāo)準(zhǔn)范圍內(nèi)的AZ91，AM50及WE43鎂合金或Mg-12Gd-3Y稀土鎂合金，用普通電阻爐進(jìn)行熔煉，合金元素以Mg-Gd、Mg-Y、Mg-Zr中間合金形式添加，用SF6占0.03％與余量為N2的混合氣體保護(hù)。合金的熔煉及澆造溫度分別為750和730℃，熔體澆注到d300mm×400mm的鐵模中進(jìn)行空冷成錠。其實(shí)際化學(xué)成分是Mg-12.37Gd-2.79Y(wt％)，雜質(zhì)元素小于0.02％。以上合金錠分別切成直徑小于10mm的碎塊，待用，再運(yùn)用液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法，對(duì)其強(qiáng)化處理，如 實(shí)施例1 首先選用鎂合金AZ91為測(cè)試材料，將合金碎塊兒置于φ10mm×100mm的不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬氣至熔體完全熔化，冷卻到650℃，保溫5min，然后在飽和鹽水或液氮中冷卻。隨著冷卻速度的加快，凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少。在液氮冷卻條件下，析出相幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上，合金處于過飽和固溶狀態(tài)。
在單向壓縮試驗(yàn)中，在不同冷卻條件下φ7.5mm×15mm試樣的斷裂和屈服強(qiáng)度不同。與空冷相比，液氮激冷條件下AZ91合金的強(qiáng)度增加，合金的斷裂強(qiáng)度由空冷的219MPa提高到254MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由空冷的124MPa提高到139MPa。
在液氮中激冷后，緊接著在170℃溫度下人工時(shí)效14小時(shí)，合金的斷裂強(qiáng)度由原來的254MPa提高到336MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由原來的139MPa提高到226MPa。
實(shí)施例2 用鎂合金AM50為測(cè)試材料，將合金碎塊兒置于φ10mm×100mm的不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬氣至熔體完全熔化，冷卻到680℃，保溫10min，然后在空飽和鹽水或液氮中冷卻。隨著冷卻速度的加快，凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少。在液氮冷卻條件下，析出相幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上，合金處于過飽和固溶狀態(tài)。
在單向壓縮試驗(yàn)中，在不同冷卻條件下φ7.5mm×15mm試樣的斷裂和屈服強(qiáng)度不同。與空冷相比，液氮激冷條件下AM50合金的強(qiáng)度增加，合金的斷裂強(qiáng)度由空冷的270MPa提高到315MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由空冷的159MPa提高到172MPa。在液氮中激冷后，緊接著在190℃溫度下人工時(shí)效10小時(shí)，合金的斷裂強(qiáng)度由原來的315MPa提高到356MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由原來的172MPa提高到234MPa。
實(shí)施例3 用鎂合金WE43為測(cè)試材料，將合金碎塊兒置于φ10mm×100mm的不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至780℃，保溫20min，充氬氣至熔體完全熔化，冷卻到690℃，保溫5min，然后在液氮中冷卻。接著在230℃溫度下人工時(shí)效6小時(shí)，隨著冷卻速度的加快，凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少。在液氮冷卻條件下，析出相幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上或晶粒內(nèi)部，合金處于過飽和固溶狀態(tài)。
在單向壓縮試驗(yàn)中，在不同冷卻條件下φ7.5mm×15mm試樣的斷裂和屈服強(qiáng)度不同。與空冷相比，液氮激冷條件下WE43合金的強(qiáng)度增加，合金的斷裂強(qiáng)度由空冷的370MPa提高到433MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由空冷的345MPa提高到386MPa。
實(shí)施例4 用鎂合金Mg-12.37 Gd-2.79Y(wt％)為測(cè)試材料，將合金碎塊兒置于φ10mm×100mm的不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至800℃，保溫20min，充氬氣至熔體完全熔化，冷卻到700℃，保溫5min，然后在液氮中冷卻，在液氮中激冷后，緊接著在300℃溫度下人工時(shí)效6小時(shí)，隨著冷卻速度的加快，凝固組織中析出相的數(shù)量明顯減少。在液氮冷卻條件下，析出相幾乎以單相的形態(tài)分布于晶界上或晶粒內(nèi)部，合金處于過飽和固溶狀態(tài)。
在單向壓縮試驗(yàn)中，在不同冷卻條件下φ7.5mm×15mm試樣的斷裂和屈服強(qiáng)度不同。與空冷相比，液氮激冷條件下Mg-12.37 Gd-2.79Y(wt％)合金的強(qiáng)度增加，合金的斷裂強(qiáng)度由空冷的345MPa提高到434MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由空冷的320MPa提高到341MPa。合金的斷裂強(qiáng)度由原來的434MPa提高到560MPa，而合金的屈服強(qiáng)度由原來的341MPa提高到459MPa。
權(quán)利要求
1、高強(qiáng)鎂合金液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法，其特征在于將鎂合金碎塊置于不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬至熔體完全熔化，冷卻到650-700℃，保溫5-10min，然后將此液態(tài)鎂合金在飽和鹽水或液氮中冷卻，冷卻1-3min，接著在170-300℃溫度下人工時(shí)效6-14小時(shí)。
全文摘要
高強(qiáng)鎂合金液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的工藝方法，涉及金屬材料、冶金及加工領(lǐng)域，它針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)存在不能同時(shí)解決增強(qiáng)和增塑難題，而提出液態(tài)激冷固溶與時(shí)效強(qiáng)化的方法，該方法是將鎂合金碎塊置于不銹鋼管熔室中，真空度保持在100Pa以下，加熱至720℃，保溫20min，充氬至熔體完全熔化，冷卻到650－700℃，保溫5－10min，然后將此液態(tài)鎂合金在飽和鹽水或液氮中冷卻，冷卻1－3min，緊接著在170－300℃溫度下人工時(shí)效6～14小時(shí)，采用本發(fā)明對(duì)鎂合金加工具有使其材料強(qiáng)度和韌性同時(shí)得到提高的技術(shù)效果。
文檔編號(hào)B22D21/04GK101041888SQ20071001102
公開日2007年9月26日 申請(qǐng)日期2007年4月19日 優(yōu)先權(quán)日2007年4月19日
發(fā)明者林立, 楊林, 邱克強(qiáng), 吳偉, 陳立佳, 王峰, 劉正 申請(qǐng)人:沈陽工業(yè)大學(xué)