本發(fā)明涉及一種鎂合金，還涉及一種鎂合金的制備方法。

背景技術(shù)：

鎂合金是目前實(shí)際應(yīng)用中密度較低的金屬結(jié)構(gòu)材料，其低密度的特性對(duì)汽車、航空航天及通訊電子等對(duì)減重有著無限需求的領(lǐng)域有著重大現(xiàn)實(shí)和潛在的意義，并已在該些領(lǐng)域得到了日益廣泛的應(yīng)用，但限于目前鎂合金材料的力學(xué)等性能偏低，導(dǎo)致鎂合金仍未得到廣泛應(yīng)用，迫切需要開發(fā)力學(xué)性能高，尤其綜合性能優(yōu)異的鎂合金材料。

高稀土mg-y-zn-zr系鎂合金材料綜合性能差，通常表現(xiàn)為高強(qiáng)度低塑性或低強(qiáng)度高塑性，而工程應(yīng)用一般對(duì)工程材料要求強(qiáng)度與塑性越高越好，目前高稀土mg-y-zn-zr系鎂合金材料的性能局限性較強(qiáng)，實(shí)際應(yīng)用價(jià)值很低。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題是針對(duì)上述的技術(shù)現(xiàn)狀而提供一種鎂合金綜合性能佳的超高綜合性能變形稀土鎂合金材料。

本發(fā)明所要解決的又一個(gè)技術(shù)問題是提供一種鎂合金綜合性能佳的超高綜合性能變形稀土鎂合金材料的制備方法。

本發(fā)明解決上述技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案為：一種超高綜合性能變形稀土鎂合金材料，其特征在于該鎂合金材料包括如下的合金元素及重量百分比：

y6.2～11.5％；

zn2.0～3.5％；

zr0.2～0.65％；

cd0.02～0.25％；

并且，si≤0.02％，cu≤0.03％，fe≤0.005％，ni≤0.0007％，單個(gè)雜質(zhì)含量≤0.05％，雜質(zhì)總含量≤0.30％，其余為mg。

進(jìn)一步，該鎂合金材料的鑄態(tài)微觀組織包括基體相α-mg和具有層狀結(jié)構(gòu)的第二相mg12yzn。

進(jìn)一步，該鎂合金材料的鑄態(tài)微觀組織中第二相的層狀結(jié)構(gòu)的排列方向具有隨機(jī)性。

進(jìn)一步，該鎂合金材料的鑄態(tài)微觀組織中金相晶粒一維尺寸集中分布在10um～100um之間，且晶粒度分布均勻。

進(jìn)一步，該鎂合金材料的鑄態(tài)微觀組織中基體相與第二相呈均勻相互隔離，第二相呈近圓形、近橢圓形的顆粒狀均勻分布，基體相包圍在第二相間隙，因此，第二相與基體兩相的界面連接呈圓弧過渡。

進(jìn)一步，該鎂合金材料的鑄態(tài)微觀組織中第二相與基體相的隔離為包裹隔離。

一種超高綜合性能變形稀土鎂合金材料的制備方法，其特征在于包括如下步驟：

①鎂合金熔體的制備

首先，提供鎂合金熔體的原材料，所述原材料為高純鎂錠、純鋅錠、鎂釔中間合金、鎂鋯中間合金、純鎘粒；

其次，按照合金元素重量百分比的要求進(jìn)行原材的質(zhì)量稱重與配比；

最后，在保護(hù)氣體環(huán)境下，對(duì)上述原材料進(jìn)行加熱熔化，用精煉劑覆蓋保護(hù)，加熱到至760℃～780℃，進(jìn)行充分的機(jī)械攪拌，同時(shí)通過精煉劑的成分與雜質(zhì)元素的化學(xué)反應(yīng)，產(chǎn)生上浮和下沉難熔物質(zhì)，并通過后續(xù)的扒渣工藝達(dá)到降雜目的；

然后再加精煉劑，進(jìn)行覆蓋保護(hù)并靜置30min～50min，得到所述鎂合金熔體；進(jìn)行合金主元素與雜質(zhì)元素含量檢測(cè)，以達(dá)到主合金元素配比及雜質(zhì)控制要求，檢測(cè)不合格則進(jìn)行成分調(diào)整或除渣降雜調(diào)整，直至滿足主合金元素配比及雜質(zhì)控制要求；

②鎂合金鑄錠的制備

首先，將成分合格鎂合金熔體降溫至690～710℃，在保護(hù)氣體環(huán)境下，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到半連續(xù)鑄錠；

③采用軋制變形工藝制備超高綜合性能鎂合金板材

首先，對(duì)鎂合金鑄錠進(jìn)行均勻化熱處理，處理時(shí)裝硫磺伴隨熱處理，起到氣體保護(hù)的作用，熱處理到時(shí)出爐空冷；

其次，預(yù)熱處理。

作為優(yōu)選，步驟①和步驟②中所述的保護(hù)氣體為氮?dú)馀c六氟化硫混合氣。

作為優(yōu)選，步驟②中所述的精煉劑為精煉劑rj-5。

作為最佳，步驟②中所述的半連續(xù)鑄錠鑄造時(shí)采用的澆鑄溫度為703℃。

作為優(yōu)選，步驟③中所述的均化熱處理?xiàng)l件為520℃×12h。

作為優(yōu)選，步驟③中所述的預(yù)熱處理?xiàng)l件如下：熱處理溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工，開軋道次與末道次變形量≤10％，中間道次變形量≤40％，總加工率≥70％。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)在于：本發(fā)明通過優(yōu)化mg-y-zn-zr-cd鎂合金合金成分配比，制備鑄態(tài)組織包含有近圓形、近橢圓形的具有層狀結(jié)構(gòu)的第二相mg12yzn與α-mg基體相的材料，并通過熱塑性成型工藝獲得一定變形率的具有高的綜合性能的變形鎂合金材料，解決了現(xiàn)有技術(shù)中該系列變形鎂合金綜合性能差(高強(qiáng)度低塑性或低強(qiáng)度高塑性)的技術(shù)難題，從而滿足該材料在不同需求領(lǐng)域的應(yīng)用。

附圖說明

圖1為實(shí)施例5的鎂合金鑄態(tài)金相組織顯微照片一。

圖2為實(shí)施例5的鎂合金鑄態(tài)金相組織顯微照片二。

圖3為fe、ni、cu雜質(zhì)元素含量對(duì)鎂合金耐蝕性的影響曲線圖。

具體實(shí)施方式

以下結(jié)合附圖實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)描述。

本技術(shù)方案提供的超高綜合性能變形鎂合金材料制備方法主要包括以下步驟：

步驟一：提供一鎂合金熔體

所述鎂合金熔體的制備方法包括以下步驟：

首先，提供鎂合金熔體原材料。所述原材料為高純鎂錠、純鋅錠、鎂釔中間合金、鎂鋯中間合金、純鎘粒，以及本單位自己研制的新型除渣降雜精煉劑。

其次，嚴(yán)格按本發(fā)明中材料的主合金元素質(zhì)量配比要求，進(jìn)行原材的質(zhì)量稱重與配比。

最后，在保護(hù)氣體(氮?dú)馀c六氟化硫混合氣)環(huán)境下，對(duì)上述鎂合金原材料進(jìn)行加熱熔化，熔煉過程采用精煉劑rj-5(市場(chǎng)上能購(gòu)得)覆蓋保護(hù)，防止熔體燃燒，加熱到至760℃～780℃，對(duì)熔體進(jìn)行充分的機(jī)械攪拌，同時(shí)通過精煉劑的成分與雜質(zhì)元素的化學(xué)反應(yīng)，產(chǎn)生上浮和下沉難熔物質(zhì)，并通過后續(xù)的扒渣工藝達(dá)到降雜目的，然后再加精煉劑進(jìn)行覆蓋保護(hù)并靜置30min～50min，得到所述鎂合金熔體。澆鑄前采用icp方法進(jìn)行合金主元素與雜質(zhì)元素含量檢測(cè)，以達(dá)到主合金元素配比及雜質(zhì)控制要求，檢測(cè)不合格則進(jìn)行成分調(diào)整或除渣降雜調(diào)整，直至滿足主合金元素配比及雜質(zhì)控制要求。

步驟二：提供滿足合金成分要求的鎂合金鑄錠。

所述鎂合金鑄錠的制備方法具體包括以下步驟：

首先，將成分合格鎂合金熔體降溫至690～710℃，在上述保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量好的半連續(xù)鑄錠。本申請(qǐng)中，所采用的澆鑄溫度為703℃，可以防止?jié)茶T過程由于熔體溫度過高，出現(xiàn)鑄錠未完全凝固而導(dǎo)致的漏液、鑄錠組織晶粒生長(zhǎng)過大等情況發(fā)生，另一方面防止?jié)茶T溫度低，熔體流動(dòng)性降低，鑄錠表面產(chǎn)生大的冷隔等鑄造缺陷，從而達(dá)到的生產(chǎn)表面與內(nèi)部組織合格的鎂合金鑄錠。

步驟三：采用軋制變形工藝制備超高綜合性能鎂合金板材

具體地，所述高綜合性能鎂合金板材雜質(zhì)制備包括以下步驟:

首先，采用反射式加熱爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h均勻化熱處理，由于均勻化熱處理溫度較高，為防止鑄錠由于高溫意外燃燒，熱處理爐內(nèi)需裝一定量硫磺伴隨熱處理，起到氣體保護(hù)的作用，熱處理到時(shí)出爐空冷。

其次，如上述工藝結(jié)束后，采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，熱處理溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中軋制工藝的開軋道次與末道次變形量要小，道次變形量≤10％，中間道次變形量要大，但要≤40％，總加工率≥70％。期中道次變形量的約束一方面保證成形性能，另一方面保障變形強(qiáng)化效果。

為了更好地理解本發(fā)明，下面通過具體的實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)一步說明。

對(duì)比實(shí)施例

制備組成主合金元素為y、zn、zr的鎂合金，其中，各主元素的質(zhì)量百分含量為：y9.2％，zn2.0％，zr0.2％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.045％，cu0.12％，fe0.01％，ni0.0015％。

具體制備方法如下：

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到770℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置40min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至703℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察，晶粒一維尺寸最大晶粒106.2um，最小晶粒23.3um，平均值63.4um，樣本數(shù)量38個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量10％，中間道次變形量分別為，23％、28、16％，末道次變形量4％，總加工率81％。

對(duì)對(duì)比實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了力學(xué)性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：382mpa，rp0.2：287mpa，a：7.5％，強(qiáng)度、塑性低，綜合性能差。

實(shí)施例1

制備組成主合金元素為y、zn、zr、cd的鎂合金，其中，各主元素的質(zhì)量百分含量為：y6.2％，zn2.0％，zr0.2％，cd0.02％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.012％，cu0.009％，fe0.0008％，ni0.0003％。

具體制備方法如下

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金、純鎘粒的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到780℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置30min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至703℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的高綜合性鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察。圖2為觀測(cè)結(jié)果，可以看出該樣品中基體相與第二相呈均勻相互隔離，第二相呈近圓形、近橢圓形的顆粒狀均勻分布，基體相包圍在第二相間隙，第二相與基體兩相的界面連接呈圓弧過渡，晶粒一維尺寸最大晶粒89.2um，最小晶粒14.6um，平均值52.6um，樣本數(shù)量33個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量10％，中間道次變形量分別為，23％、28、16％，末道次變形量4％，總加工率81％。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了拉伸性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：450mpa，rp0.2：390mpa，a：23％，綜合性能優(yōu)異。

實(shí)施例2，制備各主元素的質(zhì)量百分含量為：y8.7％，zn2.4％，zr0.3％，cd0.08％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.01％，cu0.017％，fe0.0009％，ni0.0003％。

具體制備方法如下：

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金、純鎘粒的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到760℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置50min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至690℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的高綜合性鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察。晶粒一維尺寸最大晶粒85.6um，最小晶粒12.3um，平均值49.3um，樣本數(shù)量35個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量10％，中間道次變形量分別為25％、25％、14％，末道次變形量3％，總加工率77％。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了拉伸性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：456mpa，rp0.2：391mpa，a：21％，綜合性能優(yōu)異。

實(shí)施例3

制備各主元素的質(zhì)量百分含量為：y9.2％，zn2.8％，zr0.4％，cd0.16％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.016％，cu0.013％，fe0.0002％，ni0.0002％。

具體制備方法如下：

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金、純鎘粒的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到770℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置40min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至703℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的高綜合性鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察。晶粒一維尺寸最大晶粒88.6um，最小晶粒11.5um，平均值47.8um，樣本數(shù)量30個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量8％，中間道次變形量分別為28％、25％、16％，末道次變形量3％，總加工率80％。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了拉伸性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：465mpa，rp0.2：405mpa，a：18％，綜合性能優(yōu)異。

實(shí)施例4

制備各主元素的質(zhì)量百分含量為：y10.9％，zn3.2％，zr0.5％，cd0.2％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.013％，cu0.010％，fe0.0025％，ni0.0006％。

具體制備方法如下：

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金、純鎘粒的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到770℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置45min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至710℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的高綜合性鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察。晶粒一維尺寸最大晶粒80.2um，最小晶粒10.8um，平均值43.7um，樣本數(shù)量32個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量7％，中間道次變形量分別為26％、27％、15％，末道次變形量4％，總加工率79％。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了拉伸性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：468mpa，rp0.2：413mpa，a：18％，綜合性能優(yōu)異。

實(shí)施例5

制備各主元素的質(zhì)量百分含量為：y11.5％，zn3.5％，zr0.65％，cd0.25％，雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分含量為：si0.018％，cu0.013％，fe0.003％，ni0.0004％。

具體制備方法如下：

按照上述成分配比稱取高純鎂錠、鎂釔中間合金、純鋅錠、鎂鋯中間合金、純鎘粒的原料材料。

將稱好的原料材料裝置于熔煉爐中加覆蓋劑進(jìn)行熔煉，加熱最高溫度到780℃，加精煉劑并進(jìn)行機(jī)械攪拌，對(duì)精煉過程產(chǎn)生的熔渣扒除，通過爐前成分檢測(cè)、合金元素調(diào)整及精煉劑除雜，得到成分符合設(shè)計(jì)要求合金熔體，降溫靜置50min。

將成分檢驗(yàn)合格鎂合金熔體降溫至710℃，在氮?dú)馀c六氟化硫混合氣保護(hù)氣體環(huán)境下，采用水冷卻半連續(xù)鑄造設(shè)備，進(jìn)行半連續(xù)鑄錠鑄造，得到表面質(zhì)量良好的半連續(xù)鑄錠。

對(duì)本實(shí)施例得到的高綜合性鎂合金鑄造組織進(jìn)行了金相觀察。晶粒一維尺寸最大晶粒75.0um，最小晶粒11.3um，平均值40.6um，樣本數(shù)量35個(gè)。

采用反射式熱處理爐，對(duì)鑄錠進(jìn)行520℃×12h硫磺伴隨均勻化熱處理，熱處理到時(shí)出爐空冷。

采用感應(yīng)式加熱爐進(jìn)行鑄錠的預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為435℃，鑄錠到溫后保溫3-5min，出爐進(jìn)行多道次軋制變形加工。其中開軋道次變形量9％，中間道次變形量分別為25％、27％、17％，末道次變形量3％，總加工率81％。

圖1和圖2為本實(shí)施例中的鎂合金鑄態(tài)金相組織顯微照片。

對(duì)本實(shí)施例得到的鎂合金板材進(jìn)行了拉伸性能檢測(cè)，結(jié)果如附表2所示，材料的性能達(dá)到了rm：471mpa，rp0.2：419mpa，a：16％，綜合性能優(yōu)異。

表1對(duì)比例與實(shí)施例1～5的mg-y-zn-zr系鎂合金各成分對(duì)比表

表2對(duì)比例與實(shí)施例1～5制得的mg-y-zn-zr系鎂合金板材的力學(xué)性能對(duì)比表

本發(fā)明利用復(fù)合合金化的同時(shí)，采用了微量元素合金化和消除雜質(zhì)劣化作用的方法提高含y變形鎂合金的綜合性能。

高y/zn原子比的mg-y-zn-zr合金的顯微組織由基體相α-mg和第二相雙相共晶組織組成。

mg、cd均為密排六方晶體結(jié)構(gòu)，在鎂合金中加入cd后，cd與mg形成完全互溶單相固溶體，沒有形成新相析出。利用cd在鎂合金中的這一特性，本分明采用了微量元素合金化的方法，在合金中加入微量cd細(xì)化基體組織，從而提高mg-y-zn-zr變形鎂合金的綜合性能。一方面，由mg-cd相圖可知，溶質(zhì)稀土元素的平衡分配系數(shù)k＜1，因此cd在固/液界面前沿富集，在結(jié)晶過程中液固界面處形成cd的濃度梯度，產(chǎn)生cd的偏析，偏析作用導(dǎo)致晶粒生長(zhǎng)的液固界面產(chǎn)生成分過冷區(qū)，該過冷區(qū)隨cd含量的增加而增大，結(jié)晶過程基體相與第二相的析出和形核受到抑制，從而阻礙了mg相的晶粒長(zhǎng)大，明顯地細(xì)化基體組織，形成細(xì)小均勻分布的粒狀組織，優(yōu)化合金組織結(jié)構(gòu)。另一方面，可以改善合金的變形性能并獲得提高合金力學(xué)性能的目的。非無限固溶合金元素添加后，合金中除產(chǎn)生固溶強(qiáng)化、晶粒細(xì)化外，通常會(huì)在基體組織中出現(xiàn)高硬度、高熔點(diǎn)、塑韌性差的二次相，有利于提高合金力學(xué)性能，但二次相種類的增加，造成了合金組織結(jié)構(gòu)的復(fù)雜化和性能的差異化，對(duì)基體產(chǎn)生割裂作用，降低了合金整體組織的均一性，增加材料變形過程中組織內(nèi)部產(chǎn)生的應(yīng)力集中情況，導(dǎo)致裂紋源的產(chǎn)生，在提高變形鎂合金力學(xué)性能的同時(shí)降低了合金的變形能力。如要保持合金原有的變形能力，則必須在提高合金化程度的同時(shí)，又不增加二次相的種類，不對(duì)整體組織均一性的造成影響，從而保證材料塑性和變形能力。鎂合金中加入cd形成完全互溶單相固溶體，則完全利用了該特性。塑性的提高，表明合金可經(jīng)受變形的能力加強(qiáng)，提高了材料可變形率，使合金能夠進(jìn)行更多次的變形加工，有效提高合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率、沖擊性能及硬度等力學(xué)性能。

原鎂錠一般是通過白云石、菱鎂礦、硅鐵合金為原材料在鋼制反應(yīng)罐的化學(xué)反應(yīng)法生產(chǎn)的原鎂，由于鎂合金化學(xué)性質(zhì)極其活潑，鋼制反應(yīng)罐含有鎳，白云石、菱鎂礦、硅鐵合金原材料的自身所含元素在原鎂生產(chǎn)過程及合金熔煉、傳輸、澆注等過程中極易導(dǎo)致原鎂錠含有fe、si、ni、及cu等雜質(zhì)元素，并且熔體在接近800℃時(shí)極易氧化燃燒，產(chǎn)生大量的非金屬夾雜物和金屬夾雜物。因此，鎂合金熔煉過程不可避免雜質(zhì)元素的產(chǎn)生。

煉鎂廠用復(fù)合氯鹽精煉和電解粗鎂后，fe含量一般在0.02％～0.04％之間。因此，對(duì)于一般采用工廠鎂合金錠為原料，未采取特殊精煉工藝的鎂合金fe含量基本處在與0.02％～0.04％同一數(shù)量級(jí)水平，過量fe的存在，fe一般以片狀或條狀單質(zhì)形式分布于鎂合金的晶界上，影響基體的連續(xù)性。會(huì)導(dǎo)致鑄造組織中出現(xiàn)了大量的顯微縮松，熱處理后出現(xiàn)粗化的枝晶組織，嚴(yán)重影響了合金影響鑄錠及后續(xù)變形件的組織與力學(xué)性能，尤其顯微疏松的存在，往往成為工件受力過程的裂紋源，嚴(yán)重降低材料的柔韌性與塑性，增加脆性，當(dāng)fe含量控制在≤0.005％后，基本上未發(fā)現(xiàn)顯微疏松存在。研究表明，當(dāng)fe含量從0.024％減少到0.0009％，其平均晶粒尺寸則從110um細(xì)化到50um。顯著地改善了合金的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度與延伸率分別提高到了29％和35％。對(duì)性能要求更高的鎂合金，fe含量的要求更低。因此，高塑性變形鎂合金，必須通過精煉工藝，嚴(yán)苛控制鎂合金中fe含量在0.005％以下。

此外，雜質(zhì)fe能與mg熔體中的zr形成zr2fe3和zrfe2化合物沉入熔煉設(shè)備，雜質(zhì)si與mg熔體中的zr形成高熔點(diǎn)固態(tài)化合物而沉淀，從而造成zr的損失，影響主合金元素的添加與成分控制，使zr在鎂合金中的變質(zhì)形核、晶粒細(xì)化作用無法充分發(fā)揮；此外，雜質(zhì)化合物的存在會(huì)導(dǎo)致鑄錠組織的粗大、產(chǎn)生偏析與脆性相等鑄造缺陷產(chǎn)生，惡化合金組織、影響合金強(qiáng)度、塑性和耐蝕性等綜合性能。所以，在本發(fā)明專利的含zr鎂合金中要嚴(yán)格控制這些雜質(zhì)元素的存在。

si在mg中幾乎無固溶度，si與mg以mg2si相的形式析出在晶界處，它具有caf型面心立方晶體結(jié)構(gòu)，有較高的熔點(diǎn)和硬度，通常在凝固過程中得到；共晶mg2si相易呈塊狀與漢字狀mg2si粒子出現(xiàn)會(huì)對(duì)基體產(chǎn)生割裂作用，在合金受力時(shí)易形成裂紋源，惡化合金力學(xué)與塑性性能。

雜質(zhì)元素除對(duì)材料的力學(xué)性能產(chǎn)生較大影響外，雜質(zhì)fe、ni、cu的含量超出一定的范圍時(shí)，鎂合金的耐蝕性將會(huì)迅速下降。

ni、cu在鎂合金中溶解度極小，常與mg形成mg2ni、mg2cu等金屬化合物，以網(wǎng)狀形式分布于晶界。

按電子理論，費(fèi)米能級(jí)表示電子填充的最高水平，費(fèi)米能級(jí)越高，電子越容易失去，體系中成分不同區(qū)域的費(fèi)米能級(jí)差就是電子流動(dòng)的電動(dòng)勢(shì)，對(duì)于材料而言材料的費(fèi)米能級(jí)越高，其腐蝕電位就越低，容易被腐蝕，相反費(fèi)米能級(jí)低，其腐蝕電位就高，不易腐蝕。α-mg晶粒與mg2ni，mg2cu的費(fèi)米能級(jí)差構(gòu)成鎂合金電化學(xué)腐蝕的電動(dòng)勢(shì)，從而嚴(yán)重影響材料的耐蝕性能(如下表所示)。

晶界區(qū)mg2ni、mg2cu及α-mg體系的費(fèi)米能級(jí)ef

試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)合金中fe和cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別小于69×10^-6時(shí)，鎂合金的耐蝕性幾乎沒有受到影響；而當(dāng)ni的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于30×10^-6時(shí)，合金的耐蝕性明顯下降。fe或cu的加入導(dǎo)致合金的腐蝕表面出現(xiàn)了蜂窩狀的腐蝕坑，而ni的加入導(dǎo)致合金的腐蝕表面出現(xiàn)了很多點(diǎn)蝕坑(如圖3所示)。

根據(jù)上述原理，發(fā)明人通過大量實(shí)驗(yàn)研究，通過優(yōu)化該合金系主合金的配比，以及對(duì)雜質(zhì)元素的嚴(yán)苛控制可以制備意想不到性能的合金，提供了一種超高綜合性能的鎂合金材料。該合金鑄態(tài)組織具有的微觀結(jié)構(gòu)包括基體相α-mg和具有層狀結(jié)構(gòu)的第二相mg12yzn，所述基體相與第二相呈均勻相互隔離，第二相呈近圓形、近橢圓形的顆粒狀均勻分布，基體相包圍在第二相間隙。該組織嚴(yán)格的去除掉了雜質(zhì)元素fe、si、ni、及cu與鎂合金熔煉時(shí)生成的zr2fe3和zrfe2、mg2si、mg2ni、mg2cu等劣化合金性能化合物相。且較佳地，微觀結(jié)構(gòu)的晶粒尺寸至少在一個(gè)維度上為10um～100um之間，晶粒度分布均勻。