一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺，镁合金质量百分比成分为：Al：2.50~3.50%、Zn：2.60~3.50%、Ti：0.30~0.80%、Y：0.10~0.50%，其余为Mg及不可去除的杂质元素，该工艺包括以下步骤：A:将坯料在380~420℃下保温0.5~4小时后进行多向锻造开坯；B:将坯料在300~350℃下保温0.5~1小时后进行多向锻造；C:待坯料温度降至200~250℃进行多向锻造；D:将坯料在280~300℃下保温0.5~2小时后进行锻造成形。本发明通过调控各步骤工艺参数，成功制备出高强度的低合金化镁合金锻件，大幅度降低了高性能镁合金的制造成本，对拓展镁合金在航空航天、汽车制造等领域的应用方面具有重大的推动意义。
【专利说明】
一种低合金化镆合金的变温锻造强化工艺
技术领域
[0001] 本发明涉及一种低合金化镁合金变温锻造工艺，属于镁合金锻造技术领域。
【背景技术】
[0002] 镁合金具有比强度比刚度高，导热导电性能好，并具有很好的电磁屏蔽、阻尼减振 性、切削加工性以及加工成本低等优点，因而在航空航天领域、国防军工领域、交通运输领 域以及3C领域有广阔的应用前景。然而现有镁合金的强度低、韧性差、成本高等缺点限制了 其在航天航空和汽车工业领域里的广泛应用，因此如何提高强镁合金的强度，降低成本一 直是世界各国的研究热点。Mg-Al-Zn系合金(如:AZ80、AZ31、AZ91等）已被广泛的用于各个 领域。我国丰富的稀土资源为开发研究稀土镁合金提供了独特的优势。人们对Mg-Al-Zn合 金进行了大量理论研究，研究结果表明，稀土元素钆、钇的加入可以通过影响合金的沉淀析 出动力学和沉淀相的体积分数而提高合金的性能；另一方面锆元素的加入可显著细化合金 晶粒，从而进一步改善合金的力学性能。然而，目前对该合金的研究主要还处在实验室阶 段，至今还没有研制出可广泛应用于工业实际的低成本、高强度镁合金材料。
【发明内容】
[0003] 本发明针对一种低成本Mg-Al-Zn合金，发明一种梯度变温多向锻造工艺来达到高 强度的效果，进而提高合金的力学性能，拓展其应用范围。
[0004] 本发明的技术方案是，提供一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺，镁合金质 量百分比成分为：A1:2.50 ~3.50 %、Zn :2.60 ~3.50 %、Ti :0.30 ~0.80 %、Υ:0· 10 ~ 0.50%，其余为Mg及不可去除的杂质元素，该工艺包括以下步骤：
[0005] A:将坯料在380~420 °C下保温0.5~4小时后进行多向锻造开坯；
[0006] B:将坯料在300~350°C下保温0.5~2小时后进行多向锻造；
[0007] C:待坯料温度降至200~250 °C进行多向锻造；
[0008] D:将坯料在280~300 °C下保温0.5~2小时后进行锻造成形。
[0009]进一步地，步骤A、B、C中的多向锻造均是在三个正交方向依次循环锻造。
[0010] 进一步地，步骤A中，当坯料表面温度低于320 °C时停锻。
[0011] 进一步地，步骤B中，多向锻造为大变形量多向锻造。
[0012] 进一步地，步骤B中，当坯料表面温度低于280°C时停锻。
[0013] 进一步地，步骤c中，多向锻造为小变形量多向锻造。
[0014]进一步地，步骤A中，多向锻造开坯前将液压机的砧板温度加热至400~420°C;锻 造时控制压下速度10~15mm/s、道次变形量15~20 %、总压下道次3~6次。
[0015]进一步地，步骤B中，多向锻造前将液压机的砧板温度加热至350~380°C ;锻造时 控制压下速度10~15mm/s、道次变形量30~40%、总锻造道次6~12次。
[0016]进一步地，步骤C中，多向锻造前将液压机的砧板温度加热至230~280°C ;锻造时 控制压下速度8-10mm/s、道次变形量5~10%、总锻造道次>12次。
[0017] 进一步地，步骤D中，锻造成形为单向、多向或模锻成形，控制总变形量>50%。。
[0018] 本发明针对合金质量百分比成分为（wt. % ) :A1:2.50~3.50%、Zn: 2.60~ 3.50%、Ti :0.30~0.80%、Y:0.10~0.50%，其余为Mg及不可去除的杂质元素。合金铸锭是 通过半连续铸造方式制备。浇铸成形后机械去除铸锭外表皮。为消除或减弱非平衡凝固过 程中形成的树枝晶对变形的不利影响，铸锭经420°C保温15小时均匀化处理。铸态合金变形 能力差，为提高合金的变形能力，在高温下沿坯料的三正交方向进行锻造开坯。锻造前坯料 在380~420°C下保温0.5~4h，并加热上下砧板至温度400~420°C。锻造开坯过程在液压机 上进行，压下速度l〇-15mm/s、道次变形量15~20%、总压下道次3~6次，当坯料表面温度低 于320°C时停锻。镁合金为密排六方结构，常温下可开动的滑移系较少，变形能力差。较高的 变形温度使镁合金的棱柱面及棱锥面的滑移系开动。同时，高温下可充分激活动态再结晶 过程，不仅为变形提供持续软化过程，而且可改善铸态组织，为后续的变形提供保证。
[0019] 高温下镁合金的变形能力较好，但动态在结晶的形核尺寸较大，晶界迀移能力强， 新生晶粒长大明显，因此起不到良好的细化晶粒效果。镁合金的力学性能对晶粒尺寸十分 敏感，晶粒越细其力学性能越好。因此单纯高温锻造，起不到显著的提高强韧化的效果。本 发明为得到晶粒充分细化的组织，设计了第二阶段的中温大变形量锻造。锻造前坯料在300 ~350°C下保温0.5~2小时，同时加热上下砧板至350~380°C，然后在液压机上沿三正交方 向进行大变形量锻造。锻造过程中控制压下速度10~15mm/s、道次变形量30~40%、总锻造 道次6~12次，当坯料表面温度低于280°C时停锻。
[0020] 相对低的温度及较大的变形量可导致晶粒严重细化，然而坯料内部依然存在着一 些较大晶粒，这些晶粒主要来源两个方面。一方面:变形初期不同晶粒间的变形不均匀，导 致再结晶晶粒在某些区域优先生成，优先形成的再结晶区域很容易吸纳变形，后续变形主 要集中在这一区域，导致一些原始粗晶内变形不深入，而形成了残留的原始晶粒。另一方面 一些动态再结晶晶粒的异常长大，也是粗晶的主要来源之一。如果后续能将这些粗晶进一 步细化，可使得合金的力学性能进一步提高。因此本发明针对这一目的，设计了第三阶段的 低温小变形量多向锻造。待坯料降温度降至200~250°C时沿三正交方向依次循环锻造。锻 造前加热砧板至温度230~280°C，锻造过程中控制压下速度8-lOmm/s、道次变形量5~ 10%、总锻造道次>12次。低温变形时会在粗晶内部引入大量的孪晶(粗晶中更容易发生孪 生变形），这些孪晶在后续的退火或热变形过程中为再结晶提供形核场所，进而起到细化粗 晶的作用。这里温度的选择是能否在粗晶中引入孪晶的关键因素之一，过低的温度会导致 开裂，过高的温度很难在基体中引入孪生变形。同时，三个循环的加载方向，使得孪生在更 多的基体晶粒内发生。待晶粒充分细化后，进行最终锻造成形。锻造前在280~300°C下保温 坯料0.5~2小时，然后后进行终锻成形。终锻成形可进行单向、多向或模锻成形，控制总变 形量>50 %。
[0021] 合金坯料经四个步骤锻造后其力学性能明显提高，屈服强度>250MPa、抗拉强度〉 350MPa、断后伸长率>10%。（均匀化态合金的拉伸性能：屈服强度：约130MPa、抗拉强度： 189MPa、断后伸长率约8% )
[0022] 该发明针对一种低合金化镁合金，通过四个工艺步骤的有结合，成功的制备了具 有高性能、低成本的镁合金零部件。
[0023] 本发明的有益效果是，针对特定的镁合金，采用新颖的工艺步骤，通过大量的试验 获得工艺之间的相互制约、影响的规律，在此基础上通过调控各步骤工艺参数，成功制备出 高强度的低合金化镁合金锻件，大幅度降低了高强镁合金的制造成本，对拓展镁合金在航 空航天、汽车制造等领域的应用方面具有重大的推动意义。
【具体实施方式】
[0024] 实施例 1:半连续铸造方式浇铸出 Φ 230mm的Mg-2 · 82A1-2 · 73Zn-0 · 31Ti-0 · 48Y (wt. % )的镁合金铸锭，机械车皮后进行420°C保温15小时的均匀化退火。第一步锻造前坯 料加热至420°C保温4小时，同时加热上下砧板温度至420°C，然后在进行三个正交方向锻 造，压下速度15~20mm/s、道次变形量15~20%、总锻造道次6次，当坯料表面温度低于320 °(：停止锻造。坯料回炉退火，退火温度350°C保温1小时，并加热上下砧板至温度380°C，然后 进行第二步骤锻造。第二步锻造依然采用三个正交方向依次循环锻造方式、压下速度10-15mm/s、变形量30~35%、锻造道次12次，坯料表面温度260~270°C时停锻。空冷降温至表 面温度250°C，并加热上下砧板至温度280°C开始第三步锻造。第三步锻造采用三正交方向 锻造，变形速度8-lOmm/s，经13道次后停锻造。坯料再次回炉退火，退火温度300°C保温2h后 进行第四步骤锻造。第四步采用单向锻造，一道次压下变形量55%后停止锻造。锻压后力学 性能列于表1.
[0025] 实施例2 :半连续铸造方式浇铸出 Φ 200mm的Mg-2 · 65A1-3 · 36Zn-0 · 52Ti-0 · 36Y (wt. % )的镁合金铸锭，机械车皮后420°C均匀化退火，保温15小时后空冷至室温。第一步锻 造前坯料加热至380°C保温4小时，同时加热上下砧板温度至400°C，然后在进行三个正交方 向锻造，压下速度l〇_15mm/s、道次变形量15~20%、锻造道次5次，坯料表面温度310~320 °(：停止锻造。坯料回炉退火，退火温度330°C保温1小时，并加热上下砧板至温度350°C，然后 进行第二步骤锻造。第二步锻造依然采用三个正交方向依次循环锻造方式、压下速度ΙΟ-? 5mm/s 、 变形量 30 ~ 35 % 、 锻造道次 10 次， 坯料表面温度 240 ~ 250°C 时停锻 ，上下砧板温度 实测240~250 °C。因此直接开始第三步锻造，第三步锻造采用三正交方向锻造，变形速度8-lOmm/s，经14道次后停锻造。坯料再次回炉退火，退火温度290°C保温lh后进行第四步骤锻 造。第四步采用三正交方向锻造，累计变形量60%后停止锻造，其力学性能列于表1。
[0026] 实施例3 :半连续铸造方式浇铸出 Φ 200mm的Mg-3 · 23A1-2 · 84Zn-0 · 72Ti-0 · 25Y (wt. % )的镁合金铸锭，机械车皮后420°C均匀化退火，保温15小时后空冷至室温。第一步锻 造前坯料加热至380°C保温1小时，同时加热上下砧板温度至400°C，然后在进行三个正交方 向锻造，压下速度l〇-15mm/s、道次变形量15~20%、锻造道次4,坯料表面温度305~310°C 停止锻造。坯料回炉退火，退火温度300°C保温0.5小时，并加热上下砧板至温度370°C，然后 进行第二步骤锻造。第二步锻造依然采用三个正交方向依次循环锻造方式、压下速度ΙΟ-? 5mm/s 、 变形量 32 ~ 37 % 、 锻造道次8次， 坯料表面温度230 ~ 240 °C 时停锻 。坯料回炉退火， 退火温度240°C保温lh，并加热上下砧板至温度250°C，开始第三步锻造，第三步锻造采用三 正交方向循环锻造，变形速度8-lOmm/s，经14道次后停锻造。坯料再次回炉退火，退火温度 290°C保温lh后进行第四步骤锻造。第四步采用三正交方向循环锻造，累计变形量60%后停 止锻造，其力学性能列于表1。
[0027]表1.本发明实施例制备的合金力学性能表
【主权项】
1. 一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺，其特征在于，镁合金质量百分比成分为： Al: 2 · 5(Κ3 · 50%、Zn: 2 · 60~3 · 50%、Ti :O · 3(M) · 80%、Y:O · I(M) · 50%，其余为Mg及不可去除的杂 质元素，该工艺包括以下步骤： A:将坯料在380~420 °C下保温0.5~4小时后进行多向锻造开坯； B:将坯料在300~350°C下保温0.5~2小时后进行多向锻造； C:待坯料温度降至200~250°C进行多向锻造； D:将坯料在280~300°C下保温0.5~2小时后进行锻造成形。2. 如权利要求1所述的工艺，其特征在于，步骤A、B、C中的多向锻造均是在三个正交方 向依次循环锻造。3. 如权利要求1-2任一项所述的工艺，其特征在于，步骤A中，当坯料表面温度低于 320 °C时停锻。4. 如权利要求1-3任一项所述的工艺，其特征在于，步骤B中，多向锻造为大变形量多向 锻造，当坯料表面温度低于280°C时停锻。5. 如权利要求1-4任一项所述的工艺，其特征在于，步骤C中，多向锻造为小变形量多向 锻造。6. 如权利要求1-5任一项所述的工艺，其特征在于，步骤A中，多向锻造开坯前将液压机 的砧板温度加热至400~420 °C;锻造时控制压下速度10~15mm/s、道次变形量15~20%、总压下 道次3~6次。7. 如权利要求1-6任一项所述的工艺，其特征在于，步骤B中，多向锻造前将液压机的砧 板温度加热至350~380°C;锻造时控制压下速度10~15mm/s、道次变形量30~40%、总锻造道次 6~12次。8. 如权利要求1-7任一项所述的工艺，其特征在于，步骤C中，多向锻造前将液压机的砧 板温度加热至230~280 °C;锻造时控制压下速度8-10mm/s、道次变形量5~10%、总锻造道次〉 12次。9. 如权利要求1-8任一项所述的工艺，其特征在于，步骤D中，锻造成形为单向、多向或 模锻成形，控制总变形量>50%。10. 权利要求1-9中所述工艺制备的镁合金，其特征在于：屈服强度>250MPa、抗拉强度〉 350MPa、断后伸长率>10%。
【文档编号】C22C23/02GK105951012SQ201610478737
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2016年6月27日
【发明人】肖宏超, 李轶, 熊雯瑛
【申请人】湖南航天新材料技术研究院有限公司