LZ91镁锂合金的深冷轧制方法与流程

lz91镁锂合金的深冷轧制方法
技术领域
1.本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种lz91镁锂合金的深冷轧制方法。


背景技术：

2.mg-li合金是实现轻量化(ρ＝1.45～1.65g/cm3)的首选材料之一。镁锂合金除了具有高的比强度、比刚度、阻尼减震性、电磁屏蔽性以及抗高能粒子穿透力外，还具有良好的低温韧性及低温加工性能。因此，镁锂合金在航天航空、兵器工业、汽车、3c产业等领域都有巨大的发展潜力。虽然镁锂合金具有众多优点以及广泛的应用，但是较低的强度严重限制了其应用。因此，开发能够有效改善镁锂合金力学性能的加工方法非常重要。
3.lz91(mg-9li-1zn)镁锂合金的锂含量5wt％～11wt％之间，是典型的双相镁锂合金。双相镁锂合金具有良好的塑性变形能力与抗腐蚀能力，良好的塑性变形能力使lz91镁锂合金进行低温轧制成为可能。双相镁锂合金相与高li含量的单相镁锂合金(bcc结构)相比，因为具有双相组织，在塑性变形过程中，α-mg相与β-li相能够进行相互协调变形，因此其塑性变形更容易进行。现有技术中lz91镁锂合金的轧制在室温下进行，在整个轧制过程中，轧辊不预热，但是这种室温轧制工艺得到的lz91镁合金材料强度仍较低。


技术实现要素：

4.有鉴于此，本发明提供一种lz91镁锂合金的深冷轧制方法，提高lz91镁锂合金的强度。
5.本发明提供了一种lz91镁锂合金的深冷轧制方法，包括以下步骤：
6.将lz91镁锂合金在液氮中进行深冷处理，所述深冷处理的时间不超过20h；
7.将所述深冷处理后的lz91镁锂合金进行轧制。
8.优选的，所述深冷处理的时间为4h～20h。
9.优选的，所述轧制的过程中，每道次轧制后将lz91镁锂合金置于液氮中冷却。
10.优选的，所述每道次轧制后，lz91镁锂合金置于液氮中的时间不低于10分钟。
11.优选的，所述轧制的速度为10mm/s。
12.优选的，每道次轧制的下压率为8％～10％。
13.优选的，所述lz91镁锂合金包括以下元素组成：
14.li的含量8.0～10.0wt％；
15.zn的含量0.5～1.5wt％；
16.mg余量。
17.优选的，所述li和zn的纯度为99.99％。
18.优选的，所述轧制的过程中，采用的轧辊不预热。
19.优选的，所述轧制的过程中不使用润滑剂。
20.本发明提供了一种lz91镁锂合金的深冷轧制方法，包括以下步骤：将lz91镁锂合金在液氮中进行深冷处理，所述深冷处理的时间不超过20h；将所述深冷处理后的lz91镁锂
合金进行轧制。本发明提供的方法在轧制前对lz91镁锂合金进行深冷处理，由于温度的急剧下降，li元素和zn元素在α-mg中的固溶度下降，导致这几种元素以第二相的形式析出，同时由于深冷处理的温度在-198℃左右，故析出第二相颗粒非常细小，为纳米级别，呈弥散分布，且不易长大。这些纳米级别的第二相，在轧制过程中能够起到第二相强化的作用。这些第二相的均匀析出能够在提高镁锂合金强度的同时增加其塑性，改善了lz91镁锂合金的机械性能。实验结果显示，与的传统室温轧制相比，本发明实施例方案得到的深冷4h和20h轧制试样的抗拉强度分别为191mpa和167mpa，分别比室温轧制试样(138mpa)的抗拉强度提高约38％和21％。
附图说明
21.为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
22.图1为本发明实施例1得到的lz91深冷4h轧制样品的应力-应变图；
23.图2为本发明实施例2得到的lz91深冷20h轧制样品的应力-应变图；
24.图3为本发明实施例和比较例不同深冷时间轧制样品的应力-应变对比图；
25.图4为lz91深冷轧制后合金的金相组织照片，其中(a)比较例1常温轧制4道次，(b)实施例1深冷4h 4道次轧制，(c)实施例2深冷20h 4道次轧制
26.图5为不同深冷时间经轧制4道次后的sem图，其中(a)实施例1深冷4h 4道次轧制，(b)实施例2深冷20h 4道次轧制。
具体实施方式
27.本发明提供了一种lz91镁锂合金的深冷轧制方法，包括以下步骤：
28.将lz91镁锂合金在液氮中进行深冷处理，所述深冷处理的时间不超过20h；
29.将所述深冷处理后的lz91镁锂合金进行轧制。
30.本发明对所述lz91镁锂合金的组成和来源没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的lz91镁锂合金即可。在本发明的实施例中，所述lz91镁锂合金优选包括以下元素组成：8.0wt％～10.0wt％的li；0.5～1.5wt％的zn；mg余量；在本发明的一个实施例中，所述lz91镁锂合金的元素组成可以为：8.921wt％的li、1.012wt％的zn和余量的mg。在本发明中，所述li和zn的纯度优选为99.99％。
31.本发明对所述lz91镁锂合金的形状没有特殊的限制，在本发明的实施例中可具体以lz91镁锂合金板材为试样；所述lz91镁锂合金板材的厚度可为5.6mm，初始宽度可为45mm。
32.本发明将所述lz91镁锂合金在液氮中进行深冷处理，具体为将所述lz91镁锂合金浸泡在液氮中。在本发明中，所述深冷处理的时间不超过20h，优选为4h～20h，在本发明的具体实施例中可具体为4h或20h。在本发明中，经过在液氮中的深冷处理随着温度的急剧降低，合金的体积会减小，β-li相的晶格畸变约严重，同时，随着温度的急剧降低，合金中的各元素固溶度均在下降，这些均为第二相的析出提供了热力学条件。这些第二相颗粒对于双相镁锂合金的强度提高具有非常重要的作用。
33.所述深冷处理后，本发明将所述深冷处理后的lz91镁锂合金进行轧制。在本发明中，所述轧制可以为单道次轧制，也可以为多道次轧制，如可以为一道次、二道次、三道次或四道次轧制，本领域技术人员可根据实际需要选择合适的轧制道次。在本发明中，所述轧制的速度优选为10mm/s；每道次的压下量优选为8％～10％，在本发明的实施例中可具体为8％、9％或10％。本发明对所述轧制用设备没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的轧制设备即可，如在本发明的一个实施例中，使用直径为120mm的轧辊，所述轧辊的转速优选为1250转/分钟。在本发明的实施例中，整个轧制的过程中，所述轧辊不预热，也不采用任何润滑剂。
34.在本发明中，所述轧制的过程中，每道次轧制后优选将lz91镁锂合金置于液氮中冷却；为了使试样充分冷却，所述每道次轧制后，lz91镁锂合金置于液氮中的时间不低于10分钟。
35.在本发明中，每道次轧制之间在液氮中冷却(即深冷)，能够保证深冷轧制工艺的进行。板材在轧制的前后保持一样的深冷温度，避免在进行下一道轧制时由于温度的升高导致晶粒的长大，及析出物的固溶，使板材的硬度降低。
36.下面结合附图对本发明实施例进行详细描述。
37.需说明的是，在不冲突的情况下，以下实施例及实施例中的特征可以相互组合；并且，基于本实验公开中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本公开保护的范围。
38.需要说明的是，下文描述在所附权利要求书的范围内的实施例的各种方面。应显而易见，本文中所描述的方面可体现于广泛多种形式中，且本文中所描述的任何特定结构及/或功能仅为说明性的。基于本公开，所属领域的技术人员应了解，本文中所描述的一个方面可与任何其它方面独立地实施，且可以各种方式组合这些方面中的两者或两者以上。举例来说，可使用本文中所阐述的任何数目方面来实施设备及/或实践方法。另外，可使用除了本文中所阐述的方面中的一或多者之外的其它结构及/或功能性实施此设备及/或实践此方法。
39.实施例1
40.对lz91镁锂合金试样进行深冷轧制，lz91镁锂合金的组成为：8.921wt％的li、1.012wt％的zn、mg余量，li、zn的纯度为99.99％；lz91镁锂合金试样为厚5.6mm、初始宽度为45mm的块状试样；
41.将4个lz91镁锂合金试样浸泡在液氮中进行4h的深冷处理；将深冷处理后的4个lz91镁锂合金试样进行轧制，4个试样分别进行一道次、二道次、三道次和四道次轧制，轧制的速度为10mm/s，且每道次轧制的下压率为8％，在进行下一道次轧制前，将试样在液氮中浸泡10分钟使其充分冷却。在整个轧制过程中，轧辊不预热，也不采用任何润滑剂。
42.本发明将得到的深冷4h 轧制的试样进行应力-应变测试，结果如图1所示，由图1可以看出，经过深冷4h 4道次轧制后lz91镁锂合金板材具有更高的力学性能，抗拉强度为191mpa，延伸率为95％，本发明中经过深冷处理后其内部组织出现纳米级的第二相和孪晶组织，这些细小弥散分布的第二相在板材变形过程中能够起到钉扎位错，阻碍晶界滑移的作用，故可以提高合金的力学性能。
43.本发明测试得到试样的金相组织，如图4所示，图4中(b)为实施例1深冷处理4h 4
道次轧制试样的金相组织图，由图4(b)可以看出，lz91合金基本上由灰白色的α-mg相和深灰色β-li相组成，α-mg相沿轧制方向基本呈现带状分布，但相比未轧制状态下(图4(a))α-mg相被破碎。
44.本发明对得到的试样进行扫描电镜测试，得到的sem图如图5所示，图5中(a)为实施例1深冷处理4h 4道次轧制样品的sem图，由图5(a)可以看出，纳米级的颗粒析出相分布于α-mg相与β-li相的相界面及β-li相内部。
45.实施例2
46.对于lz91双相镁锂合金深冷20h 4道次轧制：
47.板材试样与实施例1中的lz91镁锂合金试样组成、尺寸相同，轧制过程在室温下进行，轧辊直径为120mm，转速为1250转/分钟，合金每道次压下量为8％，分别进行一道次，二道次、三道次、四道次轧制，在进行下一道次轧制前，将试样在液氮中浸泡10分钟使其充分冷却。在整个轧制过程中，轧辊不预热，也不采用任何润滑剂。
48.本发明将得到的深冷20h 轧制的试样进行应力-应变测试，结果如图2所示，由图2可以看出，经过深冷20h 4道次轧制得到的lz91镁锂合金板材具有更好的力学性能，极限抗拉强度为167mpa，延伸率为92％。
49.本发明测试得到试样的金相组织，如图4所示，图4中(c)为实施例2深冷处理20h 4道次轧制试样的金相组织图，由图4(c)可以看出，α-mg相呈现不均匀分布，有部分α-mg相逐渐球化。，与实施例1的图4(b)相比可以看出：经过20h深冷处理后，合金中析出的第二相颗粒较4h深冷处理后大，第二相颗粒在变形过程中对于位错滑移的作用较小。
50.本发明对得到的试样进行扫描电镜测试，得到的sem图如图5所示，图5中(b)为实施例2深冷处理20h 4道次轧制样品的sem图，由图5(b)可以看出，大部分第二相均沿α-mg相与β-li相界面分布，还有部分颗粒状析出物分布于β-li相内，沿相界面处分布的第二相有部分已长大。
51.对比例1：
52.对于lz91镁锂合金经深冷处理20h，未轧制：
53.板材试样与实施例1中的lz91镁锂合金试样组成、尺寸相同，深冷过程相同，试样进行应力-应变测试。
54.本发明得到的lz91镁锂合金板材的极限抗拉强度为150mpa，延伸率为87％。该对比例镁锂合金材料的强度低于实施例1，这说明通过采用深冷轧轧制工艺能有效提高lz91镁锂合金板材的强度。
55.本发明测试得到试样的金相组织，如图4所示，图4中(a)为对比例1深冷处理20h未轧制试样的金相组织图，由图4(a)可以看出，灰白色的α-mg相沿轧制方向带状分布于深灰色的β-li相基体中。
56.对比例2
57.对于lz91镁锂合金室温下进行的常规轧制，不进行深冷处理直接进行常温轧制：
58.板材试样与实施例1中的lz91镁锂合金试样组成、尺寸相同，轧制过程在室温下进行，轧辊直径为120mm，转速为1250转/分钟，合金每道次压下量为8％，进行四道次轧制。
59.本发明将得到的轧制试样进行应力-应变测试，结果如图3所示，图3中还给出了实施例1中深冷4h 4道次轧制试样的应力-应变曲线和实施例2中深冷20h 4道次轧制试样的
应力-应变曲线，由图3可以看出，对比例2中不进行深冷处理的试样力学性能最差，对比例2得到的lz91镁锂合金板材的极限抗拉强度为138mpa，延伸率为120％。该对比例镁锂合金材料的强度低于实施例1和实施例2，这说明通过采用深冷轧轧制工艺能有效提高lz91镁锂合金板材的强度。
60.综上所述：本发明提供的lz91镁锂合金的深冷轧制方法，能够在lz91镁锂合金中析出细小的纳米级第二相，细小弥散分布的第二相在随后的轧制过程中能够阻碍位错滑移，能够提高合金的强度和塑性，实施例的效果也说明本发明制备的lz91镁锂合金板材的抗拉强度和延伸率都大幅提高。而且，本发明提供的方法工艺简单、可靠，适用于加工大尺度镁锂合金工业样品，效率高，易于推广，具有重要的实用价值。
61.以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以权利要求的保护范围为准。