本发明涉及材料技术领域，特别涉及超高mg含量的变形al-mg合金的超低温轧制制备方法技术。
背景技术
以mg为主要合金元素的5000系列非时效硬化的变形al-mg合金在航空工业中的飞机制造，航天工业中的空间器件设计和制造，地面交通运输工具中的汽车、高铁及地铁列车，船舶制造，石油化工结构和工具，手机、电脑等电子器件，已经获得了广泛应用。现有的已产业化的5000系列变形al-mg合金中mg含量均在5％(质量百分数)以下，限制了mg固溶强化作用的发挥。已有的工作中，mg含量大于5％(质量百分数)的变形al-mg合金是通过剧烈塑性变形途径，例如：等通道角挤压、高压扭转等，或通过固结机械合金化的纳米晶粉末途径来制备的。由于制备材料尺寸、数量的限制，剧烈塑性变形途径的产业化很困难。固结机械合金化的纳米晶粉末途径的缺点也很明显：成本较高；机械合金化过程中引入的杂质损害al-mg合金的塑性。已产业化的铸造al-mg合金中mg含量可高达质量百分数12％，由于mg在al中的极限固溶度为质量百分数17％，所以通过固溶处理mg全部固溶到al基体中，有效实现mg的固溶强化；然而由于不进行塑性变形，合金中位错密度低、缺乏位错强化，铸态组织中的孔隙和疏松不能消除，粗大的铸态晶粒无法得到细化，孔隙和粗大晶粒这两个因素存在又严重损害al-mg合金的塑性。
技术实现要素：
本发明的目的是基于上述al-mg合金制备的现状提供一种超低温轧制制备超高mg含量(质量百分数11％-17％)的变形al-mg合金的方法。
超高mg含量变形al-mg合金的超低温轧制制备方法，其包括以下步骤：
(1)成分均匀化处理：将al-mg合金的铸锭加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，获得化学成分均匀的al-mg合金的铸锭；
(2)致密化处理：对经过成分均匀化处理的al-mg合金的铸锭，在低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度下，进行致密化处理，消除铸锭中的孔隙并使原孔隙处的材料之间形成冶金结合；
(3)固溶形成单相固溶体的处理：将经过致密化处理的上述al-mg合金，加热到低于固相线温度0℃-80℃的单相固溶体区温度保温，然后快速冷却到室温，形成mg完全固溶到al基体中的单相过饱和al-mg固溶体；
(4)超低温轧制：将所述单相过饱和al-mg固溶体进行超低温轧制；
(5)退火处理：对所述超低温轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体在50℃-200℃下进行退火，获得最终的超高mg含量的变形al-mg合金。
作为优选，步骤(1)所述al-mg合金的铸锭中mg的质量百分数11％-17％。
作为优选，步骤(1)中保温时间为8-16小时。
作为优选，步骤(2)所述致密化处理为热压、热等静压、热挤压、热轧、热锻中的任一种。
作为优选，步骤(2)致密化处理中热压压力60-90mpa、保压时间2-3小时；热等静压压力90-120mpa、保压时间2-3小时；热挤压面积收缩比6-10；热轧厚度总压下量50％-60％，热锻厚度总压下量55％-65％。
作为优选，步骤(3)中保温时间为6-12小时。
作为优选，步骤(4)超低温轧制为：
a将所述单相过饱和al-mg固溶体浸泡在超低温液体中，直至冷却到与所述超低温液体相同的温度；同时将所述超低温液体喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却；
b对被冷却到与所述超低温液体相同温度的所述单相过饱和al-mg固溶体进行轧制，轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射所述超低温液体，使得所述单相过饱和al-mg固溶体在轧制过程中与所述超低温液体温度相同，确保超低温轧制；
作为优选，步骤(4)a中超低温液体包括温度-100℃--50℃的酒精、液氩(温度-186℃)、液氮(温度-196℃)。
作为优选，步骤(4)a中被冷却的所述轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽10％-20％。
作为优选，步骤(4)b所述超低温轧制温度为-200℃--50℃；总的厚度压下量50％-95％。
作为优选，步骤(5)中退火处理温度为50℃-100℃时，退火时间为1-2小时；退火处理温度为100℃-200℃时，退火时间为0.5-1小时。
作为优选，步骤(5)中退火处理温度优选为50℃-100℃。
本发明涉及的超高mg含量的变形al-mg合金的超低温轧制制备技术原理如下：本发明涉及的al-mg合金中mg含量高达质量百分数11％-17％，所以这类合金在凝固过程中由于选分结晶导致液相中mg含量达到共晶成分，从液相中析出粗大的微米尺度al3mg2相；mg含量远高于室温下mg在基体al中的平衡固溶度，al-mg合金凝固后冷却到室温过程中也会析出大量微米尺度粗大的al3mg2相。以上al3mg2相一般沿晶界呈条带状分布，另外凝固过程中不可避免地产生凝固缩孔，这两个因素使得铸态材料塑性很差，无法在可有效积累位错产生位错强化的300℃以下的温度下进行塑性变形。本发明采用下述方案解决铸态超高mg含量al-mg合金的塑性变形问题：对质量百分数11％-17％的超高mg含量的al-mg合金的铸锭先进行致密化处理，再进行固溶形成单相固溶体的处理(本发明中涉及的质量百分数11％-17％的al-mg合金中mg含量均低于mg在al中的极限固溶度质量百分数17％，因此在足够高的温度下它们处于单相固溶体状态)，从而消除孔隙和沿晶界分布的条带状al3mg2相，实现可对铸态超高mg含量al-mg合金进行塑性变形的目标。具体地，本发明采用热压、热等静压、热挤压、热轧、热锻五种工艺中的一种来消除孔隙、实现完全致密化，为确保孔隙消除后形成冶金结合，致密化处理在所述超高mg含量的al-mg合金处于单相固溶体的高温下进行。在致密化之前，需要对所述超高mg含量的al-mg合金铸锭进行成分均匀化处理，消除致密化过程中由于mg分布不均匀导致的有些局部区域极高的mg含量，极高的mg含量会引起低的固相线温度，这样致密化过程中在这些区域有液相出现；同时，为了能够有效进行均匀化处理，均匀化温度选择在形成单相固溶体的高温。当采用热压、热等静压、热挤压致密化时材料完全处于三向压应力状态，但是采用热轧、热锻致密化时，材料的表面却存在拉应力，有开裂的可能性，然而，如上所述，热轧、热锻致密化处理都在上述超高mg含量al-mg合金处于单相固溶体的高温下进行，尽管单相固溶体中存在孔隙，在这样高的温度下材料依然有良好的塑性，所以热轧、热锻致密化时不发生开裂。本发明选择超低温轧制(具体可为在低于-50℃的超低温下对致密化的超高mg含量的al-mg合金单相固溶体进行轧制)，超低温能够抑制轧制过程中回复的发生，加上高浓度的溶质mg原子的存在，显著增强了位错的累积，导致轧制态al-mg合金中极高密度的位错；超低温轧制后，在50℃-200℃的温度范围内进行退火处理，形成非常细小的晶粒，并保持较高密度的位错，大大提高了最终al-mg合金的强度；退火也提高了材料的韧性。进一步地，为了最大程度地减少al3mg2相的析出，本发明优选在可能析出al3mg2相的退火温度范围100℃-200℃，将退火保温时间缩短到0.5-1小时。
本发明与现有技术相比具有如下优点：
1、与现有的通过室温或较高温度塑性变形生产mg质量百分数低于5％的5000系列变形al-mg合金的技术相比，本发明将超高mg含量(质量百分数11％-17％)与超低温塑性变形结合起来，前者可增强mg的固溶强化；前后两者的结合可极大增强轧制过程中位错的累积，导致退火后的最终al-mg合金中较高的位错密度和显著的晶粒细化，显著提高位错强化和晶界强化。与现有的生产mg质量百分数低于5％的5000系列变形al-mg合金的技术相比，本发明技术中固溶强化、位错强化和晶界强化三种强化效应的增强，导致变形al-mg合金强度的大大提高。
2、与现有的生产mg质量百分数高于11％的铸造al-mg合金的技术相比，本发明技术中超低温轧制和超高mg含量的结合产生的极高位错密度提供了显著的附加位错强化，之后的退火产生极其细小的晶粒，增强了晶界强化效应；本发明中的致密化步骤可完全消除孔隙，同时提高强度和塑性。总之，与现有的生产mg质量百分数高于11％的铸造al-mg合金的技术相比，本发明技术中附加的位错强化、增强的晶界强化、孔隙的完全消除，大大提高了强度；孔隙的完全消除也提高了塑性。
3、与现有的制备mg质量百分数高于11％的变形al-mg合金的剧烈塑性变形技术和固结机械合金化的纳米晶粉末技术相比，本发明技术生产成本低，易于实现产业化。
说明书附图
图1是本发明实施例1中液氮温度下轧制的al-11wt.％mg合金在75℃退火1小时的微观组织透射电镜图；
图2是本发明实施例1中液氮温度下轧制的al-11wt.％mg合金在100℃退火1小时的微观组织透射电镜图；
图3是本发明实施例1中液氮温度下轧制的al-11wt.％mg合金在75℃退火后的室温拉伸工程应力-应变曲线。
图4是本发明实施例1中液氮温度下轧制的al-11wt.％mg合金在100℃退火后的室温拉伸工程应力-应变曲线。
具体实施方式
实施例1
按mg的质量百分数11％将纯mg和纯al加入到真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态al-11wt.％mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得al-11wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-11wt.％mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时al-11wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温8小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的al-11wt.％mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在425℃、75mpa的压力下保持2.5小时，用热压进行致密化处理，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-11wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温6小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-11wt.％mg合金单相固溶体在液氮(温度-196℃)中浸泡，同时将液氮喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽10％。当浸泡在液氮中的al-11wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-11wt.％mg合金达到了液氮温度，此时开始对al-11wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氮，使得11wt.％mg合金在轧制过程中保持液氮温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为80％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在75℃、100℃分别进行1.5小时、1小时退火。图1是75℃退火后的透射电镜图，微观组织基本由层片状组织组成，几乎没有第二相al3mg2的析出；图2是100℃退火后的透射电镜图，微观组织主要由层片状组织组成，含有少量回复的超细晶和极少量第二相al3mg2的析出。图3是75℃退火后的al-11wt.％mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线，屈服强度和拉伸强度分别是约460mpa和约535mpa，断裂延伸率约为3.6％。图4是100℃退火后的al-11wt.％mg合金的室温拉伸工程应力-应变曲线，屈服强度和拉伸强度分别是约415mpa和约535mpa，断裂延伸率约为8.6％。
实施例2
按mg的质量百分数14％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-14wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-14wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-14wt.％mg合金固相线温度475℃低45℃的温度430℃，此时al-14wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温12小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-14wt.％mg合金铸锭在430℃进行面积收缩比为6的热挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-14wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的430℃，保温9小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-14wt.％mg合金单相固溶体在液氩(温度-186℃)中浸泡，同时将液氩喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-14wt.％mg固溶体的宽度宽15％。当浸泡在液氩中的al-14wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-14wt.％mg合金达到了液氩温度，此时开始对al-14wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氩，使得al-14wt.％mg合金在轧制过程中保持液氩温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为85％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在50℃退火2小时，获得最终的al-14wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-14wt.％mg合金的微观组织由层片状组织构成，没有第二相al3mg2析出。最终al-14wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约540mpa和约590mpa，断裂延伸率约为3.0％。
实施例3
按mg的质量百分数11％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-11wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-11wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-11wt.％mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时al-11wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温8小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-11wt.％mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量50％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-11wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温6小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-11wt.％mg合金单相固溶体在-100℃的酒精中浸泡，同时将-100℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽20％。当在-100℃的酒精中浸泡足够时间后，al-11wt.％mg合金达到了酒精温度-100℃(达到酒精温度的时间事先通过al-11wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-11wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-100℃的酒精，使得11wt.％mg合金在轧制过程中保持-100℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为90％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在75℃下退火1.5小时，获得最终的al-11wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-11wt.％mg合金的微观组织基本由层片状组织组成，几乎没有第二相al3mg2的析出。最终al-11wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约500mpa和约580mpa，断裂延伸率约为3.5％。
实施例4
按mg的质量百分数17％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-17wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-17wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到al-17wt.％mg合金的固相线温度450℃，此时al-17wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温16小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-17wt.％mg合金铸锭在450℃、100mpa的压力下进行热等静压处理2.5小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-17wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温12小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-17wt.％mg合金单相固溶体在-50℃的酒精中浸泡，同时将-50℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽15％。当在-50℃的酒精中浸泡足够时间后，al-17wt.％mg合金达到了酒精温度-50℃(达到酒精温度的时间事先通过al-17wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-17wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-50℃的酒精，使得al-17wt.％mg合金在轧制过程中保持-50℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为50％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-17wt.％mg合金在100℃下退火1小时，获得最终的al-17wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-17wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，只有少量第二相al3mg2析出。最终al-17wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约395mpa和约515mpa，断裂延伸率约为10％。
实施例5
按mg的质量百分数16％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-16wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-16wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-16wt.％mg合金固相线温度455℃低10℃的温度445℃，此时al-16wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温14小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-16wt.％mg合金铸锭在445℃进行热锻到厚度总压下量65％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-16wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的445℃，保温11小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-16wt.％mg合金单相固溶体在-75℃的酒精中浸泡，同时将-75℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽10％。当在-75℃的酒精中浸泡足够时间后，al-16wt.％mg合金达到了酒精温度-75℃(达到酒精温度的时间事先通过al-16wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-16wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-75℃的酒精，使得al-16wt.％mg合金在轧制过程中保持-75℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为70％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-17wt.％mg合金在150℃下退火0.7小时，获得最终的al-16wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-16wt.％mg合金的微观组织主要是再结晶和回复的超细晶，以及少量层片状组织和少量第二相al3mg2析出。最终al-16wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约405mpa和约525mpa，断裂延伸率约为7％。
实施例6
按mg的质量百分数11％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-11wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-11wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-11wt.％mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时al-11wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温8小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-11wt.％mg合金铸锭在425℃进行热锻到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-11wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温6小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-11wt.％mg合金单相固溶体在-50℃的酒精中浸泡，同时将-50℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽20％。当在-50℃的酒精中浸泡足够时间后，al-11wt.％mg合金达到了酒精温度-50℃(达到酒精温度的时间事先通过al-11wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-11wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-50℃的酒精，使得al-11wt.％mg合金在轧制过程中保持-50℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为95％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在200℃下退火0.5小时，获得最终的al-17wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-11wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶组成，含有一定数量的第二相al3mg2析出。最终al-11wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约375mpa和约560mpa，断裂延伸率约为5.5％。
实施例7
按mg的质量百分数15％将纯mg和纯al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态al-15wt.％mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得al-15wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-15wt.％mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时al-15wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温13小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的al-15wt.％mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在435℃、60mpa的压力下保持3小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-15wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温10小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-15wt.％mg合金单相固溶体在液氩(温度-186℃)中浸泡，同时将液氩喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-15wt.％mg固溶体的宽度宽15％。当浸泡在液氩中的al-15wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-15wt.％mg合金达到了液氩温度，此时开始对al-15wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氩，使得al-14wt.％mg合金在轧制过程中保持液氩温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为60％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-15wt.％mg合金在50℃退火2小时，获得最终的al-15wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-15wt.％mg合金的微观组织基本由层片状组织构成，没有第二相al3mg2析出。最终al-15wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约505mpa和约560mpa，断裂延伸率约为3.5％。
实施例8
按mg的质量百分数17％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-17wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-17wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到al-17wt.％mg合金的固相线温度450℃，此时al-17wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温16小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-17wt.％mg合金铸锭在450℃、120mpa的压力下进行热等静压处理2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-17wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温12小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-17wt.％mg合金单相固溶体在液氮(温度-196℃)中浸泡，同时将液氮喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-17wt.％mg固溶体的宽度宽10％。当浸泡在液氮中的al-17wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-17wt.％mg合金达到了液氮温度，此时开始对al-17wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氮，使得al-17wt.％mg合金在轧制过程中保持液氮温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为50％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-17wt.％mg合金在75℃退火1.5小时，获得最终的al-17wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-17wt.％mg合金的微观组织基本由层片状组织构成，没有第二相al3mg2析出。最终al-17wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约460mpa和约535mpa，断裂延伸率约为4.0％。
实施例9
按mg的质量百分数14％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-14wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-14wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-14wt.％mg合金固相线温度475℃低45℃的温度430℃，此时al-14wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温12小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-14wt.％mg合金铸锭在430℃进行面积收缩比为8的热挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-14wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的430℃，保温9小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-14wt.％mg合金单相固溶体在液氮(温度-196℃)中浸泡，同时将液氮喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-14wt.％mg固溶体的宽度宽10％。当浸泡在液氮中的al-14wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-14wt.％mg合金达到了液氮温度，此时开始对al-14wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氮，使得al-14wt.％mg合金在轧制过程中保持液氮温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为75％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-14wt.％mg合金在100℃退火1小时，获得最终的al-14wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-14wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，含有少量第二相al3mg2析出。最终al-14wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约455mpa和约580mpa，断裂延伸率约为9.0％。
实施例10
按mg的质量百分数11％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-11wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-11wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-11wt.％mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时al-11wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温8小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-11wt.％mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量55％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-11wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温6小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-11wt.％mg合金单相固溶体在液氩(温度-186℃)中浸泡，同时将液氩喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-11wt.％mg固溶体的宽度宽15％。当浸泡在液氩中的al-11wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-11wt.％mg合金达到了液氩温度，此时开始对al-11wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氩，使得al-11wt.％mg合金在轧制过程中保持液氩温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为90％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在150℃退火0.75小时，获得最终的al-11wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-11wt.％mg合金的微观组织主要是再结晶回复的超细晶，含有少量层片状组织、少量第二相al3mg2析出。最终al-11wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约405mpa和约550mpa，断裂延伸率约为7.5％。
实施例11
按mg的质量百分数15％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-15wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-15wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-15wt.％mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时al-15wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温13小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-15wt.％mg合金铸锭在435℃进行热锻到厚度总压下量60％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-15wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温10小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-15wt.％mg合金单相固溶体在液氮(温度-196℃)中浸泡，同时将液氮喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-15wt.％mg固溶体的宽度宽20％。当浸泡在液氮中的al-15wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-15wt.％mg合金达到了液氮温度，此时开始对al-15wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氮，使得al-15wt.％mg合金在轧制过程中保持液氮温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为80％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-15wt.％mg合金在150℃退火1小时，获得最终的al-15wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-15wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，含有少量第二相al3mg2析出。最终al-15wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约450mpa和约595mpa，断裂延伸率约为7.3％。
实施例12
按mg的质量百分数17％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-17wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-17wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到al-17wt.％mg合金的固相线温度450℃，此时al-17wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温16小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-17wt.％mg合金铸锭在450℃、90mpa的压力下进行热等静压处理3小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-17wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的450℃，保温12小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-17wt.％mg合金单相固溶体在液氩(温度-186℃)中浸泡，同时将液氩喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-17wt.％mg固溶体的宽度宽10％。当浸泡在液氩中的al-17wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-17wt.％mg合金达到了液氩温度，此时开始对al-17wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氩，使得al-17wt.％mg合金在轧制过程中保持液氩温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为70％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-17wt.％mg合金在100℃退火1小时，获得最终的al-17wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-17wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，含有少量第二相al3mg2析出。最终al-17wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约470mpa和约615mpa，断裂延伸率约为8.5％。
实施例13
按mg的质量百分数15％将纯mg和纯al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态al-15wt.％mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得al-15wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-15wt.％mg合金固相线温度465℃低30℃的温度435℃，此时al-15wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温13小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，将成分均匀化处理过的al-15wt.％mg合金铸锭放入有氮气保护的热压炉中，在435℃、90mpa的压力下保持2小时，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-15wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的435℃，保温10小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-15wt.％mg合金单相固溶体在-75℃的酒精中浸泡，同时将-75℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽10％。当在-75℃的酒精中浸泡足够时间后，al-15wt.％mg合金达到了酒精温度-75℃(达到酒精温度的时间事先通过al-15wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-15wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-75℃的酒精，使得15wt.％mg合金在轧制过程中保持-75℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为90％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在100℃下退火1小时，获得最终的al-15wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-15wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，含有少量第二相al3mg2析出。最终al-15wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约455mpa和约600mpa，断裂延伸率约为7％。
实施例14
按mg的质量百分数13％将纯mg和纯al加入真空电阻熔炼炉中进行熔炼，电磁搅拌使液态al-13wt.％mg合金(wt.％表示质量百分数)成分均匀，浇注到铸铁模具中获得al-13wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-13wt.％mg合金固相线温度485℃低40℃的温度445℃，此时al-15wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温10小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-13wt.％mg合金铸锭在435℃进行面积收缩比为10的挤压，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-13wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的445℃，保温8小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-13wt.％mg合金单相固溶体在-100℃的酒精中浸泡，同时将-100℃的酒精喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-mg固溶体的宽度宽15％。当在-100℃的酒精中浸泡足够时间后，al-13wt.％mg合金达到了酒精温度-100℃(达到酒精温度的时间事先通过al-13wt.％mg试样测定，试样尺寸与轧制试样尺寸相同、热电偶测温点插入试样内部中心)，此时开始对al-13wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射-100℃的酒精，使得al-13wt.％mg合金在轧制过程中保持-100℃；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为90％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在150℃下退火0.7小时，获得最终的al-13wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-13wt.％mg合金的微观组织基本由再结晶和回复的超细晶组成，含少量层片状组织构成，一些第二相al3mg2析出。最终al-13wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约395mpa和约540mpa，断裂延伸率约为7.2％。
实施例15
按mg的质量百分数11％将纯mg和纯al加入到真空感应熔炼炉中进行熔炼，感应熔炼炉自身的电磁搅拌效应使液态al-11wt.％mg合金成分均匀后，浇注到铸铁模具中获得al-11wt.％mg合金铸锭。首先，在氮气保护气氛加热炉中，将铸锭加热到比al-11wt.％mg合金固相线温度505℃低80℃的温度425℃，此时al-11wt.％mg合金处于单相固溶体状态，在此温度下保温8小时，进行铸锭的成分均匀化处理。接着，对成分均匀化处理过的al-11wt.％mg合金铸锭在425℃进行热轧到厚度总压下量60％，彻底消除铸造合金中的孔隙。然后，将已进行过成分均匀化和致密化处理的al-11wt.％mg合金在氮气保护气氛加热炉中重新加热到合金处于单相固溶体状态的425℃，保温6小时，放入到室温水中，快淬到室温，将mg过饱和固溶到al基体的单相固溶体状态保持下来。
将成分均匀化的、致密的al-11wt.％mg合金单相固溶体在液氩(温度-186℃)中浸泡，同时将液氩喷射到两个旋转轧辊的辊缝处，对轧辊辊面进行冷却，被冷却的轧辊辊面的宽度比待轧制的所述单相过饱和al-11wt.％mg固溶体的宽度宽15％。当浸泡在液氩中的al-11wt.％mg合金表面没有气泡产生时，al-11wt.％mg合金达到了液氩温度，此时开始对al-11wt.％mg合金进行轧制。轧制过程中持续向两轧辊的辊缝处喷射液氩，使得al-11wt.％mg合金在轧制过程中保持液氩温度；每道次的厚度压下量为轧件原始厚度的5％-10％，最终总的厚度压下量为95％。轧制完成后，用氮气保护气氛加热炉对al-11wt.％mg合金在100℃退火1小时，获得最终的al-11wt.％mg合金。透射电镜观察指出最终al-11wt.％mg合金的微观组织由再结晶和回复的超细晶以及层片状组织构成，含有少量第二相al3mg2析出。最终al-11wt.％mg合金的室温拉伸的工程应力-应变曲线指出屈服强度和拉伸强度分别是约515mpa和约650mpa，断裂延伸率约为10.0％。