本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度高Gd含量的變形鎂合金及其制備方法，屬于金屬材料技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
鎂合金作為目前密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、汽車、電子等高新技術(shù)領(lǐng)域的減重效益非常顯著，如汽車、商用飛機(jī)、航空器重量每降低0.45kg，可分別節(jié)約$3、$300和$30000，同時(shí)，減重會(huì)降低能源消耗與污染排放，對(duì)于節(jié)能減排意義重大。如果能大量采用鎂合金來取代目前航空航天、汽車、電子等行業(yè)主要使用的鋁合金及鋼結(jié)構(gòu)材料，就可以有效實(shí)現(xiàn)減重效益。
目前市場上的商用鎂合金主要以Mg-Al系及Mg-Zn系為主，但這些鎂合金與與鋁合金相比，其較低的強(qiáng)度仍然限制了鎂合金應(yīng)用范圍的進(jìn)一步擴(kuò)大。Mg-RE系鎂合金具有優(yōu)異的固溶強(qiáng)化和時(shí)效硬化效應(yīng)，為開發(fā)出高性能鎂合金帶來了巨大希望。
Mg-RE合金系經(jīng)歷了從Mg-Re系、Mg-Th系、Mg-Y系過渡到目前的Mg-Gd合金系的發(fā)展歷程，先后開發(fā)了多種以RE為主要添加元素的新型鎂合金，如WE54、WE43的Mg-Y系等。目前，在釔組稀土元素中，對(duì)于Y元素在鎂合金中的研究和應(yīng)用日益成熟，而對(duì)于Gd，Tb，Dy等元素的研究還不是很成熟。在共晶點(diǎn)溫度，Gd在Mg中的極限固溶度是23.49wt.％(4.53at.％)，且該數(shù)值隨溫度的降低呈指數(shù)級(jí)下降，這意味著Mg-Gd合金是典型可以通過熱處理進(jìn)行析出強(qiáng)化的鎂合金。在Mg-Gd合金中添加一定量的Y可以進(jìn)一步增強(qiáng)合金的析出強(qiáng)化效果。
在Mg-RE合金中加入廉價(jià)的Zn，不僅對(duì)調(diào)控該合金系的時(shí)效析出行為有較為顯著的作用，而且近年來鎂合金研究的另一個(gè)重要發(fā)現(xiàn)是：在適當(dāng)?shù)腉d、Zn等元素加入量及工藝條件下，在Mg-RE合金系中會(huì)形成一種新型的長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)，即LPSO結(jié)構(gòu)。該結(jié)構(gòu)可以進(jìn)一步提高M(jìn)g-RE合金系的強(qiáng)度及塑性。具有LPSO結(jié)構(gòu)的合金的室溫和高溫拉伸性能、耐腐蝕性能等均有不同程度的提升，是一種有望應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域的新型高性能輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。
此外，變形鎂合金通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能夠顯著細(xì)化鎂合金的晶粒，因而往往顯示出相較于鑄造鎂合金更為優(yōu)良的強(qiáng)度與塑性。同時(shí)，通過變形工藝、參數(shù)的調(diào)整以及后續(xù)處理手段的改變也可以有目的的調(diào)控合金組織結(jié)構(gòu)，以獲得綜合性能更好的變形鎂合金。擠壓變形是工業(yè)上常用變形手段之一，由于擠壓是金屬坯料在三向壓應(yīng)力狀態(tài)下變形，因此可以充分發(fā)揮金屬坯料的塑性。特別的，對(duì)于塑性較差的鎂合金來說，擠壓加工比軋制和鍛造要容易的多，因此，擠壓成為了鎂合金的塑性加工的重要方法并具有以下主要優(yōu)點(diǎn)：可以獲得表面質(zhì)量良好、晶粒細(xì)小的鎂合金，所生產(chǎn)產(chǎn)品具有良好的尺寸精度。
因此，為了滿足航空航天等領(lǐng)域?qū)π滦洼p質(zhì)高強(qiáng)耐熱材料的應(yīng)用需要，迫切需要開發(fā)出室溫拉伸抗拉強(qiáng)度大于520MPa，屈服強(qiáng)度大于450MPa，延伸率大于5％的可應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)的新型高強(qiáng)度變形鎂合金材料。通過優(yōu)化合金成分、熔鑄工藝，變形工藝及后續(xù)熱處理工藝等可以解決鎂合金強(qiáng)度低的關(guān)鍵問題，并實(shí)現(xiàn)其穩(wěn)定性生產(chǎn)制備，這對(duì)于航空航天等領(lǐng)域的工程化應(yīng)用具有十分重要的戰(zhàn)略意義，為我國材料的輕量化奠定技術(shù)基礎(chǔ)。C.Xu等使用多道次高變形量(96％)熱軋制制備了屈服強(qiáng)度426MPa，抗拉強(qiáng)度517MPa，延伸率4.5％的Mg–8.2Gd–3.8Y–1.0Zn–0.4Zr(wt.％)合金，但過高的變形量使得材料容易產(chǎn)生微裂紋，降低成品率，不利于工業(yè)化生產(chǎn)；T.Homma等使用反擠壓開發(fā)了屈服強(qiáng)度473MPa,抗拉強(qiáng)度542MPa,延伸率8.0％的高強(qiáng)度Mg–10Gd–5.66Y–1.62Zn–0.65Zr(wt.％)合金，但反擠壓會(huì)限制材料長度，同樣不適合應(yīng)用于工業(yè)化生產(chǎn)。R.G.Li等嘗試將熱擠壓與冷變形時(shí)效結(jié)合起來，獲得了抗拉強(qiáng)度445MPa,抗拉強(qiáng)度482MPa，延伸率2.0％的Mg-14Gd-0.5Zr(wt.％)合金，但一方面，其冷變形量較大(27％)，容易造成材料破壞，另一方面，其性能距離目標(biāo)仍然有一定距離。
前期工作中，我們通過合金成分優(yōu)化與熱處理工藝調(diào)整等方法發(fā)明了一種含Zn和重稀土Gd的高強(qiáng)度鑄造鎂合金Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr(wt.％)，其室溫下屈服強(qiáng)度接近300MPa，抗拉強(qiáng)度超過400MPa。在此基礎(chǔ)上，我們繼續(xù)調(diào)整調(diào)整合金成分，通過擠壓成形及后續(xù)熱處理獲得強(qiáng)度更高的變形鎂合金。
本發(fā)明提出用一種高強(qiáng)度鑄造鎂合金及其制備方法，通過加入重稀土Gd，Y和微合金強(qiáng)化元素Zn，晶粒細(xì)化元素Zr、Mn并優(yōu)化熔鑄工藝，擠壓工藝及熱處理工藝，制備高性能變形鎂合金材料并實(shí)現(xiàn)性能穩(wěn)定化生產(chǎn)，有效提高我國現(xiàn)有的鎂合金材料開發(fā)的先進(jìn)水平。該合金及其制備工藝制備成材率高，生產(chǎn)效率高，適合于工業(yè)化生產(chǎn)。使之成為制備航空航天、汽車等領(lǐng)域的首選材料之一。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)中的缺陷，本發(fā)明的目的是提出一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，克服現(xiàn)有變形鎂合金強(qiáng)度低，不便于工業(yè)生產(chǎn)，性能不穩(wěn)定的關(guān)鍵問題。本發(fā)明通過向Mg中加入Gd、Y、Zn、Zr和Mn等元素并調(diào)整其加入量，優(yōu)化固溶工藝、擠壓工藝、擠壓后冷變形及熱處理工藝，通過細(xì)化晶粒，增加析出相析出形核及析出動(dòng)力，從而有效提高時(shí)效強(qiáng)化效果，并增加加工硬化效果，進(jìn)而提高力學(xué)性能。實(shí)現(xiàn)在合理的Gd、Y、Zn、Zr、Mn元素含量，合理的加工工藝與處理工藝下，獲得較了極高的室溫強(qiáng)度，并在保持合金強(qiáng)度同時(shí)，提高合金的塑性，獲得綜合性能優(yōu)異的高強(qiáng)度變形鎂合金。通過完成高強(qiáng)度耐腐蝕鑄造鎂合金的優(yōu)化與工程化工作，制備出室溫拉伸抗拉強(qiáng)度超過530MPa，屈服強(qiáng)度超過470MPa，延伸率大于5％的高強(qiáng)度變形鎂合金，以及室溫拉伸抗拉強(qiáng)度超過570MPa，屈服強(qiáng)度超過540MPa，延伸率大于2％的超高強(qiáng)高屈服變形鎂合金，為汽車工業(yè)、航空航天等領(lǐng)域提供優(yōu)質(zhì)高性能輕質(zhì)鎂合金材料。
本發(fā)明是通過以下技術(shù)方案實(shí)現(xiàn)的：
第一方面，本發(fā)明提供了一種高強(qiáng)度高Gd含量的變形鎂合金，其包含如下重量百分?jǐn)?shù)的各元素：Gd 10～18％、Y 0～3％、Zn 0.5～2.0％、Zr 0～0.7％、Mn 0～1％、余量為Mg和不可避免的雜質(zhì)，其中雜質(zhì)的總量小于0.02％。
本發(fā)明鎂合金通過添加Gd 10～18％；Y 0～3％；Zn 0.5～2.0％；Zr 0～0.7％、Mn 0～1％等元素并優(yōu)化固溶工藝參數(shù)、擠壓工藝參數(shù)、擠壓后冷變形熱處理參數(shù)，細(xì)化晶粒，增加析出相析出形核及析出動(dòng)力，從而有效提高時(shí)效強(qiáng)化效果，進(jìn)而提高力學(xué)性能。調(diào)整Gd、Y、Zn含量，控制合金LPSO組織比例，發(fā)揮LPSO組織強(qiáng)化作用并控制其對(duì)析出相數(shù)密度等的影響；Zr通過異質(zhì)形核顯著細(xì)化鎂合金晶粒，通過細(xì)晶強(qiáng)化同時(shí)提升合金強(qiáng)度與塑性。通過以上方法，本發(fā)明制備出的鎂合金具有室溫下510～540MPa的抗拉強(qiáng)度,430～480MPa的屈服強(qiáng)度，同時(shí)延伸率可達(dá)到3～7％，本發(fā)明在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)保證了優(yōu)良的塑性，并可通過調(diào)整合金成分、擠壓工藝及熱處理工藝，獲得不同優(yōu)良性能的組合，解決了上述現(xiàn)有技術(shù)存在的問題，并滿足對(duì)輕質(zhì)高性能材料的迫切需求，尤其滿足航天航空、汽車部件輕量化的工程化需求。以Mg-12.4Gd-1.6Y-0.8Zn-0.4Zr(wt.％)合金為例，合金經(jīng)過固溶-擠壓-冷變形-人工時(shí)效處理后，室溫拉伸抗拉強(qiáng)度達(dá)到520-540MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到440～480MPa，延伸率達(dá)到3～6％。
優(yōu)選地，各元素的重量百分?jǐn)?shù)分別為：Gd 10～18％、Y 0.5～3％、Zn 0.5～2.0％、Zr0.4～0.7％、Mn 0.5～1％。
第二方面，本發(fā)明還提供了一種如前述的高強(qiáng)度高Gd含量的變形鎂合金的制備方法，其包括如下步驟：
制備高Gd含量的鎂合金鑄錠；
將所述鎂合金鑄錠進(jìn)行兩步T4固溶處理后，在80～100℃下的水中淬火，得到T4態(tài)鎂合金鑄錠，使用熱水淬火能防止粗大析出相的產(chǎn)生并有效降低淬裂風(fēng)險(xiǎn)；
將所述T4態(tài)鎂合金鑄錠進(jìn)行異溫?cái)D壓成形后，在15～30℃下的水中淬火，得到棒材或板材，使用冷水淬火能防止粗大析出相的產(chǎn)生并為后續(xù)人工時(shí)效處理保留較強(qiáng)的析出熱力學(xué)動(dòng)力；
將所述棒材或板材在室溫下進(jìn)行冷軋制和冷拉拔變形后，進(jìn)行人工時(shí)效，得到T10態(tài)變形鎂合金，即所述的高強(qiáng)度高Gd含量的變形鎂合金。
作為優(yōu)選方案，所述高Gd含量的鎂合金鑄錠的制備方法包括如下步驟：
將鎂錠熔化后，依次加入工業(yè)純Zn和Mg-Gd中間合金，并加入Mg-Y中間合金、Mg-Zr中間合金和Mg-10Mn中間合金中的至少一種，熔融并混合均勻，形成熔體；
將所述熔體靜置后進(jìn)行精煉處理，注入已經(jīng)預(yù)熱的澆注模具中熔鑄成形，得到所述高Gd含量的鎂合金鑄錠。
作為優(yōu)選方案，所述熔體的形成過程具體為：當(dāng)鎂錠的熔化溫度升至690℃時(shí)加入工業(yè)純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃時(shí)，將Mg-Gd中間合金，Mg-Y中間合金加入到熔體中，待爐溫升至780℃后加入Mg-Zr中間合金或Mg-Mn中間合金。
作為優(yōu)選方案，所述精煉處理的溫度為760℃，所述澆鑄成形的溫度為710～750℃。
作為優(yōu)選方案，所述兩步T4固溶處理具體為：首先在480～500℃下固溶1～2h，然后在510～530℃下固溶10～50h。
作為優(yōu)選方案，所述異溫?cái)D壓的具體操作為：
將所述T4態(tài)鎂合金鑄錠加熱至480～510℃，將模具預(yù)熱至300～430℃，以7：1～10：1的擠壓比、1～10mm/s的擠壓速率，擠壓成形。
作為優(yōu)選方案，所述冷軋制包括多道次軋制，每道次軋制的變形量為3～6％，冷軋制的總變形量為6～12％。
作為優(yōu)選方案，所述人工時(shí)效的溫度為175～250℃，處理時(shí)間為10～100h。
與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下的有益效果：
1、本發(fā)明鎂合金通過添加Gd、Zn、Zr等元素并優(yōu)化固溶和時(shí)效工藝參數(shù)，增加時(shí)效析出相的數(shù)量并使其細(xì)化，從而有效提高固溶和時(shí)效強(qiáng)化效果，進(jìn)而提高力學(xué)性能；
2、本發(fā)明所制備鎂合金在室溫下抗拉強(qiáng)度可達(dá)510～540MPa，屈服強(qiáng)度可達(dá)到440～480MPa，同時(shí)延伸率可達(dá)到3～7％，顯著高于目前市場上其他商用鎂合金，可應(yīng)用于汽車制造、航空航天等多個(gè)領(lǐng)域，滿足多種應(yīng)用場合的需要；
3、本發(fā)明制備工藝簡單，性能穩(wěn)定，成功率高，生產(chǎn)效率高，易應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)。
附圖說明
通過閱讀參照以下附圖對(duì)非限制性實(shí)施例所作的詳細(xì)描述，本發(fā)明的其它特征、目的和優(yōu)點(diǎn)將會(huì)變得更明顯：
圖1為本發(fā)明的高強(qiáng)度高Gd含量的變形鎂合金制備方法的工藝流程圖。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。以下實(shí)施例將有助于本領(lǐng)域的技術(shù)人員進(jìn)一步理解本發(fā)明，但不以任何形式限制本發(fā)明。應(yīng)當(dāng)指出的是，對(duì)本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說，在不脫離本發(fā)明構(gòu)思的前提下，還可以做出若干變形和改進(jìn)。這些都屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍。
實(shí)施例1
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：12.4％Gd、1.6％Y、0.8％Zn、0.4％Zr，雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
如圖1所示，上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金或Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至490℃，擠壓模具預(yù)熱至330℃，擠壓比9：1，擠壓速率2mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻。
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量5％，共兩道次，總變形量10％。
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為520～540MPa、屈服強(qiáng)度為470～480MPa、延伸率為4～6％。
實(shí)施例2
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：12.6％Gd、1.3％Y、0.9％Zn、0.5％Mn，雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金或Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理：500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至500℃，擠壓模具預(yù)熱至320℃，擠壓比9：1，擠壓速率2mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻。
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量4％，共兩道次，總軋制變形量8％，之后進(jìn)行拉拔，變形量2％，總變形量10％。
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為560～580MPa、屈服強(qiáng)度為530～540MPa、延伸率為2～3％。
實(shí)施例3
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：12.4％Gd、1.6％Y、0.8％Zn、0.4％Zr，雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金或Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至500℃，擠壓模具預(yù)熱至380℃，擠壓比9：1，擠壓速率3mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻；
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量5％，共兩道次，總變形量10％；
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為510～520MPa、屈服強(qiáng)度為430～440MPa、延伸率為4～6％。
實(shí)施例4
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：14.5％Gd、0.5％Y、0.8％Zn、0.4％Zr，雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金或Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至490℃，擠壓模具預(yù)熱至320℃，擠壓比9：1，擠壓速率1mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻；
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量4％，共兩道次，總變形量8％；
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為530～540MPa、屈服強(qiáng)度為470～480MPa、延伸率為5～6％。
實(shí)施例5
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：14.5％Gd、0.5％Y、0.8％Zn、0.4％Zr，雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金或Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至500℃，擠壓模具預(yù)熱至300℃，擠壓比9：1，擠壓速率2mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻；
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量4％，共兩道次，總變形量8％；
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為510～520MPa、屈服強(qiáng)度為440～450MPa、延伸率為4～5％。
實(shí)施例6
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法，其合金成分(重量百分比)為：18％Gd、3％Y、2％Zn、0.7％Zr，1％Mn雜質(zhì)元素小于0.02％，其余為Mg。
上述高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金的制備方法如下：
S1、將原料首先在烘箱中預(yù)熱至200℃，坩堝在室溫噴好涂料后預(yù)熱至暗紅。將純鎂置入有SF6/CO2氣體保護(hù)的預(yù)熱至暗紅的坩堝中熔化。當(dāng)純鎂熔化溫度回升至690℃左右時(shí)加入純Zn，當(dāng)溫度繼續(xù)升高達(dá)到720℃左右時(shí)，將Mg-Gd中間合金與Mg-Y中間合金先后緩慢加入到熔體中，保溫后進(jìn)行攪拌。之后將爐溫升至780℃后加入Mg-30Zr中間合金和Mg-10Mn中間合金。注意觀察合金錠的熔化情況，當(dāng)局部熔化時(shí)，立即停止加熱防止溫度過高，此時(shí)可適當(dāng)提高SF6/CO2保護(hù)氣體通入量以減少氧化并防止燃燒，待全部加入后，扒去表層氧化皮等雜質(zhì)，攪拌至各組元充分熔化且混合均勻。之后靜置，待熔體溫度降至760℃左右加入精煉劑開始精煉處理。用精煉勺均勻地進(jìn)行攪動(dòng)至液面成鏡面為止，在770℃靜置使熔體內(nèi)雜質(zhì)充分沉淀。待鎂液冷卻至730℃時(shí)進(jìn)行澆鑄。
S2、將上述S1鑄造的鎂合金進(jìn)行T4處理：在空氣電阻爐中進(jìn)行，并放入硫鐵礦以熱分解釋放出的SO2氣體對(duì)合金加以阻燃保護(hù)，采取兩步固溶處理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，隨后在90℃熱水中淬火。
S3、將上述S2制備的T4態(tài)鎂合金進(jìn)行擠壓加工：將步驟S2制備的T4態(tài)鎂合金預(yù)熱至500℃，擠壓模具預(yù)熱至300℃，擠壓比9：1，擠壓速率2mm/s進(jìn)行擠壓。擠出后迅速使用冷水進(jìn)行冷卻；
S4、將上述S3制備的擠壓態(tài)鎂合金在室溫下進(jìn)行多道次軋制，每道次變形量4％，共兩道次，總變形量8％；
S5、將上述S4制備的軋制態(tài)鎂合金在油浴爐中進(jìn)行人工時(shí)效處理，采取單步時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，時(shí)間32h。
S6、將上述S5制備鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為Zwick BTC—Z100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，拉伸測試速率為0.5mm/min。獲得合金室溫拉伸抗拉強(qiáng)度為510～520MPa、屈服強(qiáng)度為440～450MPa、延伸率為4～5％。
對(duì)比例1
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法。
與實(shí)施例1的區(qū)別僅在于：在制備方法中，步驟S3采用等溫?cái)D壓，坯料、模具預(yù)熱溫度均為400℃。所獲合金抗拉強(qiáng)度470～480MPa、屈服強(qiáng)度為400～410MPa、延伸率為2～3％。其差別原因在于預(yù)熱過程中發(fā)生析出，同時(shí)由于高的擠壓溫度(擠壓過程產(chǎn)熱會(huì)讓實(shí)際溫度進(jìn)一步上升)，組織晶粒粗大。
對(duì)比例2
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法。
與實(shí)施例1的區(qū)別僅在于：在制備方法中，步驟S3采用等溫?cái)D壓，坯料、模具預(yù)熱溫度均為350℃。所獲合金抗拉強(qiáng)度480～490MPa、屈服強(qiáng)度為420～430MPa、延伸率為6～7％，其差差別原因在于過低的預(yù)熱溫度導(dǎo)致了預(yù)熱過程中的大量析出，降低了后續(xù)人工時(shí)效過程中析出強(qiáng)化。
對(duì)比例3
本實(shí)施例提供了一種高強(qiáng)度高Gd變形鎂合金及其制備方法。
與實(shí)施例1的區(qū)別僅在于：在制備方法中，省略步驟S4，即擠壓后直接進(jìn)行人工時(shí)效。所獲合金抗拉強(qiáng)度470～480MPa、屈服強(qiáng)度為400～410MPa、延伸率為7～8％，其差差別原因在于缺少了時(shí)效前冷變形，降低了析出強(qiáng)化能力，同時(shí)失去了加工硬化效果，因此對(duì)屈服強(qiáng)度造成了明顯下降。
以上對(duì)本發(fā)明的具體實(shí)施例進(jìn)行了描述。需要理解的是，本發(fā)明并不局限于上述特定實(shí)施方式，本領(lǐng)域技術(shù)人員可以在權(quán)利要求的范圍內(nèi)做出各種變形或修改，這并不影響本發(fā)明的實(shí)質(zhì)內(nèi)容。