一种Mg-Sn系镁合金及其制备方法与流程

一种mg-sn系镁合金及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及镁合金材料技术领域，尤其涉及一种mg-sn系镁合金及其制备方法。


背景技术：

2.镁合金作为质量最轻的金属结构材料，由于高的比强度、良好的抗冲击性能，能满足航空航天、汽车及电子产品轻量化的要求，可减少能源消耗和环境污染，因此成为中高端制造业应用增长最快的材料之一。
3.为了提高铸造镁合金和变形镁合金的综合性能，目前大多数镁合金研发思路与铝合金类似，主要是通过合金化设计调控微观组织、强化以及塑性变形机制。目前已发展出mg-al系、mg-zn系、mg-re系镁合金，但mg-al系、mg-zn系镁合金还存在成形性较差等问题，而且mg-re系镁合金由于使用稀土元素其制备成本较高，限制了镁合金的进一步发展与应用。相比于mg-al系合金，mg-sn系镁合金制备成本与其接近，但mg-sn基合金微观强韧化机制主要涉及sn合金元素固溶强化、mg2sn等金属间化合物第二相析出强化、弥散强化等多种强化机制，组织不易调控，对塑性变形过程影响较大，仍然存在室温强度较低、加工硬化响应速度较慢等问题。
4.因此，亟需提供一种mg-sn系镁合金，使其具有优良的力学性能和较高的加工效率。


技术实现要素：

5.本发明的目的在于提供一种mg-sn系镁合金及其制备方法，本发明提供的mg-sn系镁合金具有优良的力学性能和较高的加工效率。
6.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
7.本发明提供了一种mg-sn系镁合金，包括如下质量百分比的组分：sn 2～5％，al 1.5～4.0％，zn 1.0～2.0％，mn 0.3～0.5％和余量mg。
8.优选地，所述mg-sn系镁合金包括如下质量百分比的组分：sn2.2～4.8％，al 1.8～3.8％，zn 1.2～1.8％，mn 0.32～0.48％和余量mg。
9.优选地，所述mg-sn系镁合金包括如下质量百分比的组分：sn2.5～4.5％，al 2～3.5％，zn 1.4～1.6％，mn 0.35～0.45％和余量mg。
10.本发明还提供了上述技术方案所述的mg-sn系镁合金的制备方法，包括如下步骤：
11.(1)将合金原料依次进行熔炼和浇铸，得到合金铸锭；
12.(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行后处理，得到mg-sn系镁合金；所述后处理包括固溶处理、挤压和时效处理中的一种或多种。
13.优选地，所述步骤(1)中浇铸的温度为680～700℃。
14.优选地，所述步骤(2)中固溶处理包括依次进行的一级固溶处理和二级固溶处理；所述一级固溶处理的保温温度为390～410℃，一级固溶处理的保温时间为10～12h；所述二级固溶处理的保温温度为440～460℃，二级固溶处理的保温时间为14～16h。
15.优选地，所述步骤(2)中挤压的温度为390～400℃，挤压的速度为0.3～3m/min。
16.优选地，所述步骤(2)中挤压的压力为130～180mpa。
17.优选地，所述步骤(2)中挤压时的挤压比为8～22。
18.优选地，所述步骤(2)中时效处理的保温温度为170～200℃，时效处理的保温时间为0～900h。
19.本发明提供了一种mg-sn系镁合金，包括如下质量百分比的组分：sn 2～5％，al 1.5～4.0％，zn 1.0～2.0％，mn 0.3～0.5％和余量mg。本发明添加sn元素并控制其含量，调控发明合金中mg2sn强化相的数量和分布，在凝固过程中部分sn元素固溶在mg基体中，另一部分以mg2sn相形核生长，呈现离异共晶形貌，在挤压变形过程中，动态析出大量的mg2sn强化相，在晶界处的纳米相mg2sn呈弥散分布，可以有效的阻碍位错运动，钉扎晶界，从而细化晶粒，有效提高镁合金的力学性能和加工效率；本发明还通过mn元素的加入形成b2-almnfe金属间化合物萃取fe杂质，同时添加al元素并调控两种元素的含量占比，可以在时效过程中形成细小的almn相颗粒，通过almn相与mg2sn相协同析出，进一步提高了镁合金的综合力学性能；而且al元素还有部分以固溶形式存在于基体中，以固溶强化机制提高镁合金的力学性能；zn元素的添加能有效提升镁合金的时效硬化响应效率，其容易在析出的强化相附近偏聚，细化析出相尺寸，使多种析出强化相能够均匀弥散分布于镁合金基体中，大幅提升镁合金的力学性能和加工效率。
20.实验结果表明，本发明提供的mg-sn系镁合金进行固溶和挤压后的挤压态mg-sn系镁合金抗拉强度为294mpa，屈服强度为201mpa，延伸率为18％，具有优良的室温力学性能；在对固溶态合金进行时效后的硬度可达69hv，硬度相较于初始固溶态合金硬度提升近38％；本发明提供的mg-sn系镁合金相比于az31及mg-al-ca合金，功率耗散因子最高，可达36％，展现出更加优异的热加工性能；而且热加工过程中，相比于传统商业镁合金az31，再结晶率提高了近20％，加工硬化与动态恢复速度更快，加工效率明显优于传统mg-al系合金。
附图说明
21.图1为本发明实施例1步骤(1)得到的铸态合金样品的照片；
22.图2为本发明实施例1步骤(1)得到的铸态合金的低倍扫描电镜图；
23.图3为实施例1铸态合金中离异共晶相的高倍扫描电镜图；
24.图4为实施例1铸态合金中τ-almn相的高倍扫描电镜图；
25.图5为实施例1铸态合金中al8mn5相高倍扫描电镜图；
26.图6为实施例1铸态合金中β-mn相的高倍扫描电镜图；
27.图7为本发明实施例1中的镁合金在不同温度下进行热压缩实验的流变曲线图；
28.图8为本发明实施例1热压缩实验完成后得到的热加工图；
29.图9为本发明实施例2挤压态合金的扫描电镜图；
30.图10为本发明实施例2挤压态镁合金的ipf z反极图及其(0001)极图；
31.图11为本发明实施例3固溶态合金的扫描电镜图和实施例3～5中时效态合金的扫描电镜图；其中，图11(a)为实施例3固溶态合金的扫描电镜图，图11(b)为实施例3时效态合金的扫描电镜图，图11(c)为实施例4时效态合金的扫描电镜图，图11(d)为实施例5时效态
合金的扫描电镜图；
32.图12为本发明实施例2步骤(1)得到的铸态合金和步骤(2)得到的挤压态合金、实施例3步骤(1)得到的固溶态合金和步骤(2)得到的时效态合金、实施例4～5得到的时效态合金的应力-应变曲线图；
33.图13为本发明实施例5在180℃的时效处理保温温度下随时效保温时间延长样品的硬度变化曲线图。
具体实施方式
34.本发明提供了一种mg-sn系镁合金，包括如下质量百分比的组分：sn 2～5％，al 1.5～4.0％，zn 1.0～2.0％，mn 0.3～0.5％和余量mg。
35.按质量百分比计，本发明提供的mg-sn系镁合金包括sn 2～5％，优选为2.2～4.8％，更优选为2.5～4.5％，最优选为3～4％。本发明添加sn元素并控制其含量，调控发明合金中mg2sn强化相的数量和分布，在凝固过程中部分sn元素固溶在mg基体中，另一部分以mg2sn相形核生长，呈现离异共晶形貌，在挤压变形过程中，动态析出大量的mg2sn强化相，在晶界处的纳米相mg2sn呈弥散分布，可以有效的阻碍位错运动，钉扎晶界，从而细化晶粒，有效提高镁合金的力学性能和加工效率。
36.按质量百分比计，本发明提供的mg-sn系镁合金包括al 1.5～4.0％，优选为1.8～3.8％，更优选为1.4～1.6％，最优选为1.5％。本发明还通过添加al元素并调控其含量，可以与mn元素形成细小的almn相颗粒，通过almn相与mg2sn相协同析出，进一步提高镁合金的力学性能与加工效率；而且al元素还有部分以固溶形式存在于基体中，以固溶强化机制提高镁合金的力学性能。
37.按质量百分比计，本发明提供的mg-sn系镁合金包括zn 1.0～2.0％，优选为1.2～1.8％，更优选为1.4～1.6％。本发明通过添加zn元素并调控其含量能有效提升镁合金的时效硬化响应效率。
38.按质量百分比计，本发明提供的mg-sn系镁合金包括mn 0.3～0.5％，优选为0.32～0.48％，更优选为0.35～0.45％。本发明通过添加mn元素并调控其含量不仅能够通过形成b2-almnfe金属间化合物萃取fe杂质，同时也引入了多种al-mn相，如al8mn5、τ-almn相等，能够均匀弥散分布于镁合金基体中，从而有效提高镁合金的力学性能和加工效率。
39.按质量百分比计，本发明提供的mg-sn系镁合金包括余量mg。
40.本发明提供的mg-sn系镁合金通过调控各合金元素的种类及其含量，能够有效调控各合金元素的强化机制，从而有效提高mg-sn系镁合金的力学性能和加工效率。
41.本发明还提供了上述技术方案所述的mg-sn系镁合金的制备方法，包括如下步骤：
42.(1)将合金原料依次进行熔炼和浇铸，得到合金铸锭；
43.(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行后处理，得到mg-sn系镁合金；所述后处理包括固溶处理、挤压和时效处理中的一种或多种。
44.本发明将合金原料依次进行熔炼和浇铸，得到合金铸锭。
45.在本发明中，所述合金原料的种类优选包括纯mg锭、纯sn块、纯al块、纯zn块和al-20％mn中间合金。本发明对所述合金原料的来源没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的镁合金的原料来源或市售产品即可。
46.在本发明中，所述熔炼的温度优选为710～740℃。本发明对熔炼的时间没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的熔炼的时间能够保证合金原料熔化完全即可。
47.在本发明中，所述熔炼完成后还优选包括依次进行的通入氩气进行精炼和通入co2和sf6的混合保护气进行除渣；所述精炼的温度优选为715～725℃，所述精炼的时间优选为9～11min。本发明通过进行精炼和除渣可以有效去除熔体中的杂质，提高熔体的纯净度，减少铸锭缺陷并提高合金组织的均匀性，更有利于提高合金的力学性能与加工效率。
48.在本发明中，所述浇铸的温度优选为680～700℃。本发明通过控制浇铸温度在上述范围内，能够减少浇铸缺陷并提高合金组织的均匀性。
49.得到合金铸锭后，本发明将所述合金铸锭进行后处理，得到mg-sn系镁合金。
50.在本发明中，所述后处理包括固溶处理、挤压和时效处理中的一种或多种；优选为固溶处理，或者依次进行的固溶处理和挤压，或者依次进行的固溶处理和时效处理。
51.在本发明中，当所述后处理优选为固溶处理时，能够有效提高铸锭组织的均匀性，使较多的金属间化合物重溶于基体中，使合金主要通过固溶强化提高其力学性能和加工效率。
52.在本发明中，当所述后处理优选为依次进行的固溶处理和挤压时，通过挤压变形能够有效破碎粗大枝晶，利用变形的动态再结晶可以进一步细化晶粒尺寸，即通过细晶强化有效提高合金的力学性能和加工效率。同时，挤压过程中的弥散分布的动态析出相能促进动态再结晶的形成，进一步改善晶粒微观组织，从而利用析出强化和细晶强化共同提高合金的力学性能和加工效率。
53.在本发明中，当所述后处理优选为依次进行的固溶处理和时效处理时，通过固溶处理将粗大金属间化合物重溶，为后续时效作好组织准备，然后再经过时效处理有效促进各析出相的均匀析出，从而有效提高合金的力学性能和加工效率。
54.在本发明中，所述固溶处理优选包括依次进行的一级固溶处理和二级固溶处理。
55.在本发明中，所述一级固溶处理的保温温度优选为390～410℃，更优选为400℃；所述一级固溶处理的保温时间优选为10～12h，更优选为11h。
56.在本发明中，所述一级固溶处理完成后优选继续升温至所述二级固溶处理的保温温度。
57.在本发明中，所述二级固溶处理的保温温度优选为440～460℃，更优选为450℃；所述二级固溶处理的保温时间优选为14～16h，更优选为15h。本发明通过控制一级固溶处理的保温温度和保温时间能够保证较多的粗大析出相重溶于基体中，更有利于实现固溶强化提高合金的性能。
58.在本发明中，所述固溶处理完成后的冷却方式优选为空冷至室温或水冷至室温。
59.在本发明中，所述挤压的温度优选为390～400℃；所述挤压的速度优选为0.3～3m/min，更优选为0.5～2.5m/min，最优选为1～2m/min。本发明通过控制挤压的温度和挤压的速度在上述范围内，能够降低合金的变形抗力，减少合金产生裂纹或开裂的问题，同时更有利于通过挤压破碎合金基体中粗大枝晶。
60.在本发明中，所述挤压的压力优选为130～180mpa，更优选为140～160mpa，最优选为150mpa。
61.在本发明中，所述挤压时的挤压比优选为8～22，更优选为10～20，最优选为12～
18。本发明通过控制挤压的压力和挤压比在上述范围内，更有利于细化晶粒尺寸。
62.在本发明中，所述时效处理的保温温度优选为170～200℃，更优选为180～190℃；所述时效处理的保温时间优选为0～900h，更优选为80～700h，最优选为100～500h。本发明通过控制时效处理的保温温度和保温时间在上述范围内，能够有效促进各各析出相析出，实现析出强化以提高合金的力学性能和加工效率。
63.在本发明中，所述时效处理完成后的冷却方式优选为空冷至室温。
64.本发明提供的制备方法具有多种可选的后处理组合方式，均能够获得具有优良力学性能和加工效率的镁合金，工艺简单，参数易控，成本低。
65.下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
66.实施例1
67.本实施例提供的mg-sn系镁合金，由如下质量百分比的组分组成：sn3.8％，al 2.82％，zn 1.39％，mn 0.61％和余量mg。
68.上述mg-sn系镁合金的制备方法，具体步骤如下：
69.(1)将合金原料依次进行熔炼和浇铸，得到合金铸锭；具体的：以纯mg锭，纯sn、al、zn块，al-20％mn中间合金为原料，加入熔炼炉中于740℃进行熔炼，熔炼完成后将熔体保温至720℃通入氩气进行精炼10min，随后通入co2和sf6的混合保护气静置1h后除渣；最后降温至690℃进行半连续浇铸得到合金铸锭。
70.(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行后处理，得到mg-sn系镁合金；其中，后处理为固溶处理，具体为依次进行的一级固溶处理和二级固溶处理；更具体的：将合金铸锭在400℃进行一级固溶处理10h，然后继续升温至450℃进行二级固溶处理16h，最后出炉空冷至室温。
71.本发明实施例1步骤(1)得到的铸态合金样品的照片如图1所示。
72.由图1可以看出，浇铸得到的铸态合金外观光滑，无缺陷。
73.将实施例1步骤(1)得到的铸态合金采用扫描电镜进行微观组织观察，观察结果如图2～6所示。其中，图2为实施例1得到的铸态合金的低倍扫描电镜图；图3为实施例1铸态合金中离异共晶相的高倍扫描电镜图；图4～6分别为实施例1铸态合金中多种almn相的高倍扫描电镜图
74.由图2～6可以看出，本发明合金在凝固过程中，初生almn相率先形核生长，随温度降低，初生mg枝晶形核生长和共晶反应依次发生，最终铸态微观组织呈现粗大的α-mg基体枝晶和枝晶间离异共晶相。
75.热压缩实验：将实施例1最终得到的固溶态mg-sn系镁合金进行机加工，得到尺寸为φ10mm
×
12mm的5组圆柱形试样。热压缩前，先将5组试样以5℃/s的速度分别加热试样至300℃、340℃、380℃、420℃和460℃，达到上述各目标温度后停留120s，以保证试样整体均匀地被加热至目标温度。随后，采用热压缩机将上述5组加热完成后的试样均以0.001s-1
、0.01s-1
、0.1s-1
、1s-1
和10s-1
的速率下进行压缩至产生-0.8的应变量，之后进行水冷淬火得到待检测样品，热压缩实验完成后得到的流变曲线图如图7所示，热压缩实验完成后得到的
热加工图如图8所示。
76.根据图7～8可知，本发明实施例1制备得到的mg-sn系镁合金表现出较好的可加工性，通过计算失稳判据，该合金相比于az31合金的可加工范围更大。此外，本发明合金在高应变速率下，具有较高的功率耗散因子，有效的提高了加工效率。
77.实施例2
78.取两组实施例1制备得到的固溶态mg-sn系镁合金样品进行挤压处理，得到实施例2挤压态mg-sn系镁合金，其中实施例2进行挤压时的参数如表1所示。
79.表1实施例2进行挤压时的参数
[0080] 坯料温度/℃挤压筒温度/℃模具温度/℃设备压力/mpa挤压速度/m/min挤压比实施例24004004001401.022:1
[0081]
采用扫描电镜对实施例2挤压态mg-sn系镁合金进行微观组织观察，观察得到的微观组织如图9所示。
[0082]
根据图9可知，在挤压过程中，合金发生动态再结晶过程晶粒细化，且存在大量的动态析出相分布在晶内和晶界，在挤压完成后发生了细晶强化、第二相弥散强化，有效提升了mg-sn系镁合金的力学性能。
[0083]
采用背散射电子衍射(ebsd)对实施例2的挤压态mg-sn系镁合金的晶粒取向分布情况进行表征，其ipf-z反极图与(0001)极图如图10所示。
[0084]
根据图10可知，挤压态mg-sn系合金且具有典型的镁合金挤压丝织构，对合金起到了织构强化的作用，进一步结合细晶强化和弥散强化提升合金的力学性能。
[0085]
实施例3
[0086]
将实施例1中步骤(2)的后处理替换为如下后处理工艺：将步骤(1)得到的合金铸锭依次进行固溶处理和时效处理，更具体的：将合金铸锭在400℃进行一级固溶处理10h，然后继续升温至450℃进行二级固溶处理16h，最后出炉水冷至室温；然后进行时效处理，工艺制度为在180℃保温50h。
[0087]
实施例4
[0088]
将实施例3步骤(2)中的时效处理的保温时间替换为100h。
[0089]
实施例5
[0090]
将实施例3步骤(2)中的时效处理的保温时间替换为300h。
[0091]
采用扫描电镜对实施例3的固溶态合金、实施例3～5最终得到的时效态合金进行微观组织观察，观察到的结果如图11所示。其中，图11(a)为实施例3固溶态合金的扫描电镜图，图11(b)为实施例3时效态合金的扫描电镜图，图11(c)为实施例4时效态合金的扫描电镜图，图11(d)为实施例5时效态合金的扫描电镜图。
[0092]
根据图11可以看出，mg-sn系合金在固溶处理后，还有少量残留的almn和mg2sn相未溶完，随着时效过程的进行，晶内出现大量弥散分布析出相，而晶界出现半连续分布析出相，且随着时效时间的延长，析出相的数量密度不断增大，析出相的尺寸也逐渐粗化。
[0093]
根据国标gbt228-2002的标准，将实施例2步骤(1)得到的铸态合金和步骤(2)得到的挤压态合金、实施例3步骤(1)得到的固溶态合金和步骤(2)得到的时效态合金、实施例4～5得到的时效态合金，利用线切割加工成标准拉伸试样进行拉伸试验，拉伸样品为圆棒状，其轴线方向平行于挤压方向，得到的各样品的拉伸实验结果如图12所示。
[0094]
根据图12可知，本发明实施例2得到的挤压态mg-sn系镁合金抗拉强度为294mpa，屈服强度为201mpa，延伸率为18％，具有优良的室温力学性能。
[0095]
硬度测试：使用hv-1000tpta型数显微维氏硬度计，对实施例5在180℃时效处理不同时间段的样品进行时效硬度测试，实验结果如图9所示(注：不同时效时间下测试时是将前一时间段实现完成后的样品从热处理炉中取出测试后再放入热处理炉中进行时效的，每个时效时间点下的时效时间是累计时效的时间)。
[0096]
由图13可知，本发明最终制备得到的mg-sn系镁合金时效强化效果显著，合金硬度由固溶态的～50hv经时效时间增加硬度不断提升，300h达到峰值硬度～69hv，硬度提升近～38％，时效时间进一步延长后硬度没有下降。
[0097]
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。