高力學(xué)性能鎂合金及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種高力學(xué)性能鎂合金及其制備方法，在Mg-Al系鎂合金中，其鑄態(tài)顯微組織由兩相組成：α-固溶體（基體相）和β-Mg17Al12相（強化相）組成。本發(fā)明Ga元素添加量控制在1.6%～2.9wt.%范圍內(nèi)，可解決①因Ga元素加入量過低合金的力學(xué)性能(強度和塑形)提高不能達(dá)到較高數(shù)值的問題；②因加入量過高β相熔斷,新相Ga2Mg出現(xiàn)，并形成由α相、β相及Ga2Mg組成的三相共晶體，使合金強度和塑性下降的問題。
【專利說明】高力學(xué)性能鎂合金及其制備方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
:
[0001]本發(fā)明涉及一種新型高力學(xué)性能鎂合金，同時還涉及一種該合金的制備方法。
[0002]【背景技術(shù)】:鎂合金具有密度小，比強度、比剛度高，減震性好，可回收等優(yōu)點，受到交通、電子行業(yè)的的廣泛重視。
[0003]目前實際應(yīng)用的鎂合金種類仍較少，鎂合金材料可供選擇的余地太小。同時鎂合金由于強度低、塑形差極大地限制了它作為結(jié)構(gòu)件在工業(yè)上的應(yīng)用。在鎂合金的牌號中，Mg-Al系合金是應(yīng)用最早、也是迄今為止牌號最多、應(yīng)用最為廣泛的一類鎂合金，但這類鎂合金結(jié)晶凝固溫度范圍較寬，晶粒有粗化的傾向，凝固過程中粗大的β -Mg17Al12相以離異共晶的方式沿晶界呈網(wǎng)狀析出，導(dǎo)致合金的力學(xué)性能變差，限制了 Mg-Al系合金的應(yīng)用。最常用的提高鎂合金力學(xué)性能的方法是合金化。在常用的合金元素中，能同時提高鎂合金強度和塑性的有Al、Zn、Ca、Ag、Ce、Ga、N1、Cu、Th等，而其中Ga對鎂合金組織及性能影響的研究則較少。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0004]發(fā)明目的:本發(fā)明提供了一種高力學(xué)性能鎂合金及其制備方法，其目的是解決以往的鎂合金性能差的問題。
[0005]技術(shù)方案:本發(fā)明是通過以下技術(shù)方案來實現(xiàn)的:
[0006]一種高力學(xué)性能鎂合金，其特征在于:該合金由以下組分組成:7.5?8.5wt.%Al，1.6 ?2.9wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0007]該高力學(xué)性能鎂合金是由工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al，工業(yè)純Ga為原料熔煉而成。
[0008]一種如上所述的高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:包括如下步驟:
[0009]I)將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al預(yù)熱；
[0010]2)將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中，通入N2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga ；
[0011]3)當(dāng)熔體升溫至700_720°C時，固體原料全部熔化后，充分?jǐn)嚢韬辖鹨?-2分鐘使化學(xué)成分均勻，然后扒掉熔渣；
[0012]4)保溫靜置10-15分鐘；
[0013]5)將坩堝從井式爐中提出，直接澆入金屬模具，得到鑄態(tài)合金；
[0014]6)將鑄態(tài)合金進(jìn)行固溶及時效處理得到高力學(xué)性能鎂合金。
[0015]步驟I)所述的預(yù)熱溫度為120?130°C。
[0016]步驟2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔點較低為29.78°C，為了防止其燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0017]步驟5)所述的澆鑄模具需預(yù)熱，預(yù)熱溫度為200-220°C。
[0018]步驟5)所述的澆鑄時應(yīng)從直澆口往鑄型內(nèi)通入防護(hù)性氣體1-2分鐘，并用石棉板蓋上冒口，澆注時往液流處連續(xù)輸送保護(hù)性氣體進(jìn)行保護(hù)。防護(hù)性氣體為N2+0.1% SF6(體積百分比)的混合氣體。
[0019]步驟6)中固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時；步驟6)中所述時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0020]所述固溶處理的步驟為:
[0021]將箱式電阻爐升溫到415°C，把樣品放到箱式電阻爐中間、靠近熱電偶的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至415°C后使其恒溫，保溫2小時，到時間后把樣品取出直接放入水中冷卻。
[0022]所述時效處理的步驟為:將箱式電阻爐升溫到160-170°C，把樣品放到箱式電阻爐中間的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至168°C后使其恒溫，保溫16小時，到時間后把樣品取出放到空氣中冷卻。
[0023]優(yōu)點及效果:
[0024]本發(fā)明提供一種高力學(xué)性能鎂合金及其制備方法，在Mg-Al系鎂合金中，其鑄態(tài)顯微組織由兩相組成:α -固溶體(基體相)和β -Mg17Al12相(強化相)組成。
[0025]在金屬型鑄造冷卻條件下，現(xiàn)用的Mg-Al系合金的鑄態(tài)組織由α固溶體、沿晶界分布的β-Mg17Al12相(其上分布著粒狀α相)及其附近的次生P-Mg17Al12相所組成，次生β相與α固溶體呈片層相間的形式出現(xiàn)。在W(Al) ^9wt.%時，隨Al含量的增加，Mg-Al系合金的強度隨之增加，而塑性降低；在胃(八1) > 9wt.%時，Mg-Al系合金的強度、塑性都開始降低。
[0026]當(dāng)合金元素中Al含量為7.5?8.5wt.%時，金屬型鑄造冷卻條件下，Mg-Al合金的鑄態(tài)組織仍由α固溶體、沿晶界呈斷續(xù)網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相(其上分布著粒狀α相)及其附近片層相間的次生P-Mg17Al12相所組成。
[0027]當(dāng)Mg-Al合金中加入Ga元素后，其鑄態(tài)顯微組織發(fā)生了顯著的變化:
[0028](I) α -Mg晶粒明顯細(xì)化。由Ga-Mg 二元合金相圖可知，在常溫平衡狀態(tài)下合金元素Ga不固溶于鎂合金中，只能與其形成化合物，但在200°C以上時，Ga可以固溶于鎂中。由Al-Ga 二元合金相圖可知Ga與Al不形成化合物。Mg_7.5?8.5wt.% Al合金加入Ga元素后，α相的晶核將于由于濃度起伏形成的低Al、低Ga處生成，長大時也將伴隨著Al、Ga兩種元素原子的擴散，從而使α相晶核的長大速度減慢，結(jié)晶過程的繼續(xù)進(jìn)行將更多地依靠在更低溫度下的形核來進(jìn)行。可見由于Ga元素的加入，導(dǎo)致α -Mg長大速度減慢、形核率增力口，晶粒得到細(xì)化。微量Ga元素對Mg-7.5?8.5wt.% Al合金起到明顯的細(xì)化晶粒作用，Ga含量達(dá)到2wt.%以后，細(xì)化效果更明顯，晶粒細(xì)化可以有效的提高合金的強度和塑形。
[0029](2)Mg-8% Al合金中加入Ga元素之后，離異共晶β -Mg17Al12相仍沿晶界分布，但變得細(xì)小，其上分布的點狀α -Mg消失，表面光滑。
[0030]當(dāng)結(jié)晶進(jìn)行到一定程度、剩余的液相中Al含量達(dá)到溶解度極限時，同Mg-7.5?8.5wt.% Al合金一樣，合金液將發(fā)生離異共晶反應(yīng)。β相借助于濃度起伏于低Ga處形核，晶核長大要向液相中排出多余的Ga，在液-固界面處形成Ga、Mg兩種元素的富集區(qū)，成為較大的成分過冷區(qū)。這有利于β相的內(nèi)生形核，而此時β相的長大依靠遠(yuǎn)處的Al向界面處擴散，并伴隨著Ga、Mg兩種元素向遠(yuǎn)處擴散，故長大速度較慢，使α、β兩相分離，形成典型的離異共晶組織，且合金中β -Mg17Al12相尺寸細(xì)小、光滑。由于結(jié)晶速度慢，液相中原子擴散充分，Ga將富集于最后凝固的P-Mg17Al12相與α相交界處。
[0031](3)隨著Ga元素含量的增加，沿晶界分布的β-Mg17Al12相逐漸熔斷，Ga含量較高時，在P-Mg17Al12相與基體交界處及熔斷處有白亮色Ga2Mg相析出，Ga含量大于3.2%Ga時，由于Ga含量較高，β相長大時,剩余液相中將富集更多的Ga，形成由α相、β相及Ga2Mg組成的三相共晶體，并且β相在晶界處呈竹節(jié)狀分布，導(dǎo)致使合金的力學(xué)性能有所下降。
[0032]當(dāng)Ga含量為1.6?2.9wt.%時，隨著Ga含量的增加，基體α -Mg的晶粒得到有效的細(xì)化，且β -Mg17Al12相的形態(tài)及分布也得到改善，這都會有效地提高合金的力學(xué)性能，特別是強度和塑形。
[0033]當(dāng)Ga含量超過3.2wt.%時，β相熔斷，新相Ga2Mg開始出現(xiàn)，并在β相熔斷處及晶界附近形成由α相、β相及Ga2Mg組成的三相共晶體，其結(jié)果使合金的力學(xué)性能有所下降。
[0034]本發(fā)明的新型高力學(xué)性能合金特點:鑄態(tài)合金的室溫抗拉強度(6b)最高達(dá)250.1MPa，伸長率(δ )為11.1 固溶處理后合金的室溫抗拉強度(6 b)最高達(dá)256.8MPa，伸長率(δ)為10.1% ;時效處理后合金的室溫抗拉強度(6b)最高達(dá)290.2MPa，伸長率(δ)為5.8%。本發(fā)明的高力學(xué)性能鎂合金在力學(xué)性能上遠(yuǎn)高于常規(guī)的Mg-Al系合金，如ΑΖ81、ΑΖ91鎂合金，在汽車、通訊、航天工業(yè)等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。
[0035]本發(fā)明Ga元素添加量控制在1.6%?2.9wt.%范圍內(nèi)，可解決①因Ga元素加入量過低合金的力學(xué)性能(強度和塑形)提高不能達(dá)到較高數(shù)值的問題因加入量過高β相熔斷，新相Ga2Mg出現(xiàn)，并形成由α相、β相及Ga2Mg組成的三相共晶體，使合金強度和塑性下降的問題。

【專利附圖】

【附圖說明】
:
[0036]圖1是Mg_8wt.% Al鎂合金的鑄態(tài)顯微組織圖。
[0037]圖2是Mg_8wt.% Al-2.3wt.% Ga元素合金的鑄態(tài)顯微組織圖。
[0038]圖3是Mg_8wt.% Al-2.9wt.% Ga元素合金的鑄態(tài)顯微組織圖。。
[0039]【具體實施方式】:下面結(jié)合附圖對本發(fā)明做進(jìn)一步的描述:
[0040]本發(fā)明提供一種高力學(xué)性能鎂合金，其特征在于:該合金由以下組分組成:7.5?8.5wt.% Al，1.6 ?2.9wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0041]所述的高力學(xué)性能鎂合金是由工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% )，工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% )為原料熔煉而成。
[0042]一種如上所述的高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:包括如下步驟:
[0043]I)將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al預(yù)熱；
[0044]2)將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中，通入N2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga ；
[0045]3)當(dāng)熔體升溫至700_720°C時，固體原料全部熔化后，充分?jǐn)嚢韬辖鹨?_2分鐘使化學(xué)成分均勻，然后扒掉熔渣；
[0046]4)保溫靜置10-15分鐘；
[0047]5)將坩堝從井式爐中提出，直接澆入金屬模具，得到鑄態(tài)合金；
[0048]6)將鑄態(tài)合金進(jìn)行固溶及時效處理得到高力學(xué)性能鎂合金。
[0049]步驟I)所述的預(yù)熱溫度為120?130°C。
[0050]步驟2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔點較低為29.78°C，為了防止其燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0051]步驟5)所述的澆鑄模具需預(yù)熱，預(yù)熱溫度為200_220°C。
[0052]步驟5)所述的澆鑄時應(yīng)從直澆口往鑄型內(nèi)通入防護(hù)性氣體1-2分鐘，并用石棉板蓋上冒口，澆注時往液流處連續(xù)輸送保護(hù)性氣體進(jìn)行保護(hù)。
[0053]步驟6)中固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時；步驟6)中所述時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。步驟6)所述的熱處理是對鑄態(tài)合金進(jìn)行的固溶處理及時效處理。固溶處理及時效處理是在具有可控硅數(shù)顯控溫儀、型號為SX-4-10-M的箱式電阻爐中進(jìn)行。
[0054]所述固溶處理的步驟為:
[0055]將箱式電阻爐升溫到415°C，把樣品放到箱式電阻爐中間、靠近熱電偶的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至415°C后使其恒溫，保溫2小時，到時間后把樣品取出直接放入水中冷卻。
[0056]所述時效處理的步驟為:將箱式電阻爐升溫到160-170°C，把樣品放到箱式電阻爐中間的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至168°C后使其恒溫，保溫16小時，到時間后把樣品取出放到空氣中冷卻。
[0057]由Ga-Mg 二元合金相圖可知，在常溫平衡狀態(tài)下合金元素Ga在Mg中是沒有溶解度的，所以平衡態(tài)的鎂合金組織中Ga元素不能以固溶的形式存在，只能與其它元素形成化合物；由Al-Ga 二元合金相圖可知Ga與Al不形成化合物。由上述分析可知，鎂鋁合金中加入Ga元素后，微量元素Ga對鎂合金組織形態(tài)的影響較大，Mg-Al-Ga合金將有可能獲得較高的綜合力學(xué)性能。
[0058]實施例1
[0059]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:7.5wt.% Al,
1.7wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0060]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0061]稱取工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )150克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 34克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% )1816克配成上述合金。
[0062]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120_130°C ；
[0063]由于鎂合金在融化狀態(tài)下，化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是Ν2+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0064]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0065]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌1_2分鐘使液態(tài)合金成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0066]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200-220°C左右。
[0067]高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時。
[0068]時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0069]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的拉伸性能的測試方法:按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB6397-86?金屬拉伸實驗試樣 >> 加工成5倍的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。在國產(chǎn)CSS-55100型電子萬能試驗機上進(jìn)行拉伸實驗。
[0070]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為231.210\，伸長率(δ)為7.5%。熱處理后的性能:固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)最高達(dá)238.3MPa，伸長率(δ)為6.4%，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)最高達(dá)
270.2MPa，伸長率(δ )為 4.2 %。
[0071]實施例2
[0072]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:8wt.% Al,
1.9wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0073]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0074]稱取工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )160克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 38克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% ) 1802克配成上述合金。
[0075]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120_130°C ；
[0076]由于鎂合金在融化狀態(tài)化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是隊+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0077]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0078]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌1_2分鐘使液態(tài)合金成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0079]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200_220°C左右。
[0080]鑄態(tài)高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時。
[0081]時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0082]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的室溫拉伸性能的測試方法同實例I。
[0083]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為240.5MPa，伸長率(δ)為10.2%。熱處理后的性能為，固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6b)最高達(dá)250.8MPa，伸長率(δ )為8.2 %，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)最高達(dá)283.4MPa，伸長率(δ )為5.5 %。
[0084]實施例3
[0085]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:8wt.% Al,2.3wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0086]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0087]工業(yè)純Al(純度為99.99wt.% ) 160克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 46克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% ) 1794克配成上述合金。
[0088]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120_130°C ；
[0089]由于鎂合金在融化狀態(tài)下化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是Ν2+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0090]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0091]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌1_2分鐘使液態(tài)合金成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0092]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200-220°C左右。
[0093]鑄態(tài)高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時。
[0094]時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0095]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的拉伸性能的測試方法同實例I。
[0096]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為250.1MPa,伸長率(δ)為11.1%。熱處理后的性能為，固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6b)為256.8MPa，伸長率(δ)為10.1%，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)為290.1MPa,伸長率(δ )為 5.8 %。
[0097]實施例4
[0098]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:7.8wt.% Al,
2.6wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0099]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0100]稱取工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )156克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 52克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% ) 1792克配成上述合金。
[0101]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120-130°c ；
[0102]由于鎂合金在融化狀態(tài)化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是隊+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0103]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0104]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌合金液1_2分鐘使成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0105]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200-220°C左右。
[0106]鑄態(tài)高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時；時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0107]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的拉伸性能的測試方法同實例I。
[0108]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為248.310\，伸長率(δ)為10.8%。熱處理后的性能為，固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6b)為255.4MPa，伸長率(δ)為9.8%，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)為288.5MPa，伸長率(δ )為 5.4%。
[0109]實施例5
[0110]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:8.0wt.% Al,
2.9wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0111]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0112]稱取工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )160克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 58克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% ) 1782克配成上述合金。
[0113]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120-130°C ；
[0114]由于鎂合金在融化狀態(tài)，化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是隊+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0115]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0116]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌合金液，攪拌1_2分鐘使成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0117]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200-220°C左右。
[0118]鑄態(tài)高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時；時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0119]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的拉伸性能的測試方法同實例I。
[0120]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為247.5MPa，伸長率(δ)為7.5%。熱處理后的性能為，固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6b)為253.4MPa，伸長率(δ)為6.9%，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)為280.7MPa，伸長率(δ )為 4.9 %。
[0121]實施例6:
[0122]本實施例中的高力學(xué)性能鎂合金由以下質(zhì)量百分比的組份組成:8.5wt.% Al,
1.6wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
[0123]按上述成分配制合金，其熔煉工藝為:
[0124]稱取工業(yè)純Al (純度為99.99wt.% )170克，工業(yè)純Ga (純度為99.99wt.% ) 32克，工業(yè)純Mg (純度為99.99wt.% ) 1798克配成上述合金。
[0125]將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al放在烘箱內(nèi)預(yù)熱，烘箱溫度控制在120_130°C ；
[0126]由于鎂合金在融化狀態(tài)下，化學(xué)活潑性高，需在熔劑或氣體保護(hù)下進(jìn)行熔煉。本發(fā)明采用的是Ν2+0.1% SF6 (體積百分比)混合氣體保護(hù)。
[0127]將井式電阻爐升溫到700_720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中。通Λ Ν2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga，由于Ga元素的熔點(29.78°C )較低，為了防止其的燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
[0128]熔體升溫至700_720°C時，當(dāng)固料全部熔化后，攪拌1_2分鐘使液態(tài)合金成分均勻，扒掉熔渣，保溫靜置10-15分鐘。
[0129]將坩堝從井式爐中提出，直接澆入已預(yù)熱好的金屬模具中，得到鑄態(tài)合金。金屬模具預(yù)熱加熱溫度為200-220°C左右。
[0130]高力學(xué)性能鎂合金的熱處理工藝:固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時。
[0131]時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
[0132]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金的拉伸性能的測試方法:按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB6397-86?金屬拉伸實驗試樣 >> 加工成5倍的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。在國產(chǎn)CSS-55100型電子萬能試驗機上進(jìn)行拉伸實驗。
[0133]本實施例所得的高力學(xué)性能鎂合金，其室溫合金的抗拉強度(6 b)為233.2MPa，伸長率(δ)為7.3%。熱處理后的性能:固溶處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)最高達(dá)238.3MPa，伸長率(δ)為6.4%，時效處理后的力學(xué)性能，合金的抗拉強度(6 b)最高達(dá)
271.2MPa，伸長率(δ ) % 4.3%
[0134]綜上所述，開發(fā)Mg-Al-Ga系高力學(xué)性能鎂合金材料，對增加鎂合金品種、實現(xiàn)我國鎂合金產(chǎn)業(yè)化具有重要意義。
[0135]該鎂合金與目前常用的Mg-Al系合金相比其力學(xué)性能大幅度提高。
【權(quán)利要求】
1.一種高力學(xué)性能鎂合金，其特征在于:該合金由以下組分組成:7.5?8.5wt.% Al,1.6 ?2.9wt.% Ga,雜質(zhì)元素 Mn〈0.1Owt.%，其余為 Mg。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高力學(xué)性能鎂合金，其特征在于:該高力學(xué)性能鎂合金是由工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al，工業(yè)純Ga為原料熔煉而成。
3.—種如權(quán)利要求1所述的高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:包括如下步驟: 1)將工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al預(yù)熱； 2)將井式電阻爐升溫到700-720°C，把裝有工業(yè)純Mg、工業(yè)純Al的坩堝放入爐中，通入N2+0.1% SF6(體積百分比)混合氣體，待上述爐料全部熔化后再向合金熔液中加入工業(yè)純Ga ； 3)當(dāng)熔體升溫至700-720°C時，固體原料全部熔化后，充分?jǐn)嚢韬辖鹨?-2分鐘使化學(xué)成分均勻，然后扒掉熔渣； 4)保溫靜置10-15分鐘； 5)將坩堝從井式爐中提出，直接澆入金屬模具，得到鑄態(tài)合金； 6)將鑄態(tài)合金進(jìn)行固溶及時效處理得到高力學(xué)性能鎂合金。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:步驟I)所述的預(yù)熱溫度為120?130°C。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:步驟2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔點較低為29.78°C，為了防止其燒損，Ga元素需要用鋁箔包上，然后將其壓入合金液的底部。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:步驟5)所述的澆鑄模具需預(yù)熱，預(yù)熱溫度為200-220°C。
7.根據(jù)權(quán)利要求3或6所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:步驟5)所述的澆鑄時應(yīng)從直澆口往鑄型內(nèi)通入防護(hù)性氣體1-2分鐘，并用石棉板蓋上冒口，澆注時往液流處連續(xù)輸送保護(hù)性氣體進(jìn)行保護(hù)，防護(hù)性氣體為N2+0.1% SF6(體積百分比)的混合氣體。
8.根據(jù)權(quán)利要求3所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:步驟6)中固溶處理溫度為415°C，保溫時間2小時；步驟6)中所述時效處理溫度為168°C，保溫時間為16小時。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:所述固溶處理的步驟為: 將箱式電阻爐升溫到415°C，把樣品放到箱式電阻爐中間、靠近熱電偶的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至415°C后使其恒溫，保溫2小時，到時間后把樣品取出直接放入水中冷卻。
10.根據(jù)權(quán)利要求8所述高力學(xué)性能鎂合金的制備方法，其特征在于:所述時效處理的步驟為:將箱式電阻爐升溫到160-170°C，把樣品放到箱式電阻爐中間的位置，為了防止試樣在加熱時發(fā)生氧化，將樣品裝入坩堝中，在放置試樣的坩堝底部加FeS，再在坩堝頂部蓋上石棉，然后把爐溫升溫至168°C后使其恒溫，保溫16小時，到時間后把樣品取出放到空氣



bO r-l?r? >-1 I
【文檔編號】C22F1/06GK104451311SQ201410708500
【公開日】2015年3月25日 申請日期:2014年11月28日 優(yōu)先權(quán)日:2014年11月28日
【發(fā)明者】孫晶, 郭全英, 毛萍莉, 劉正 申請人:沈陽工業(yè)大學(xué)