高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金及制备方法技术

高强韧Mg‑Zn‑Y‑Mn‑Mo‑B合金及制备方法，属于合金制备领域。先将纯镁加入到已预热到400℃的坩埚中，待纯镁熔化后，依次加入其它原材料；将熔化好的合金熔体浇注成锭；再将铸锭进行两段式均匀化处理过后挤压成棒材。本发明专利技术利用Mo、B的微合金化作用，获得多相复合协同增强的细晶组织和高的强韧性和耐腐蚀性能，其抗拉强度达到430～460MPa，伸长率高达22～25%，合金的腐蚀电位在Ecorr=‑1.386±0.3～Ecorr=1.470±0.3之间，腐蚀电流密度在Icorr=17.89±0.3～Icorr=25.89±4.0之间，具有好的耐腐蚀性能。

【技术实现步骤摘要】
高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金及制备方法
本专利技术涉及金属材料领域，且主要涉及一种具有LPSO结构的Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法。
技术介绍
镁合金具有密度低、比强度高、阻尼性好、加工性能优良和电磁屏蔽性好等优点，在航空航天、汽车和军工等领域具有广泛应用前景。但是，目前镁合金存在强度低、塑性和耐腐蚀性差等缺点，限制了其在工程领域的应用。近几年，人们发现尽管含长周期堆垛有序结构（LPSO）的Mg-Zn-Y系镁合金具有独特的显微组织结构和优良的力学性能，并通过合金化、热处理和热变形等手段调控制备出许多力学性能优异的此类镁合金，被受到关注。但是，LPSO相的生成需要相对较高的Y/Zn比，而稀土Y价格昂贵限制其民用工业应用，所以通过微合金化处理，寻找在相对低的Y/Zn比条件下能够促进LPSO相析出，并能提高合金的强度、塑性和耐腐蚀性。因此，通过简单地微合金化处理即可获得高强韧耐腐蚀的镁合金具有十分重要的意义和价值。
技术实现思路
本专利技术提供生产成本低，生产效率高的高强韧耐腐蚀Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金及制备方法。一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金，其特征是化学成分的质量百分比Wt%是Zn为4-7%、Y为5-8%、Mn为0.5-2%、Mo为0.2-0.8%、B为0.001-0.006%、余量为Mg及不可避免的杂质。一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，包括如下内容：A.按质量百分比（Wt%）并考虑熔炼时合金元素的收得率来计算所需原材料的用量，所述的原材料为纯镁锭（Mg）、纯锌锭(Zn)、金属锰(Mn)、金属钼（Mo）、Mg-25Wt%Y中间合金和Mg-0.5Wt%B中间合金；B.将称量好的纯镁锭在F6S+CO2气体保护下加热到全部熔化后，加入所需的Mg-25Wt%Y中间合金，进行升温熔炼，待Mg-25Wt%Y中间合金完全熔化后，再加入纯Zn将其熔化，然后加入金属Mn，将炉温升到730～750℃保温20分钟，待Mn完全熔化后，在精炼之前加入金属钼（Mo）和Mg-0.5Wt%B中间合金进行Mo和B微合金化处理，而后进行精炼保温30～45分钟，成分合格扒渣后进行浇注，获得细晶化的铸态铸锭；C.将铸锭车制成圆棒加热到400～450℃保温2小时，再提温到480～520℃保温8～12小时，然后随炉冷至450℃取出空冷至380～400℃时放入挤压模具中，以1:16～25的挤压比和每分钟1～2mm的挤压速度挤压成棒材。获得的具有块状18R+层片状14H+准纳米W相和I相以及无发生再结晶的和发生了动态再结晶的细小的α-Mg晶粒五相复合组成的高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金，其组织形貌特征在于是利用Mo和B微合金化对合金中原子扩散的牵制作用和在晶界处的偏聚作用，促使更多的细小LPSO结构相（18R和14H相）的形成，各增强相细小均匀分布，减轻腐蚀原电池的形成，使合金耐腐蚀性提高。本专利技术经温挤压变形加工，形成更多的层错（在透射电镜中看到）和LPSO结构相，通过变形扭折和动态再结晶，进一步产生细晶强化和形变强化，获得多相复合协同增强的细晶组织和高的强韧性和耐腐蚀性能，其抗拉强度达到430～460MPa，伸长率高达22～25%，且有很好的耐腐蚀性能。所述LPSO结构相为18R和14H相。本专利技术的实质性特点和显著的技术进步主要表现在：本专利技术在镁合金中添加Y、Zn、Mn合金化元素和Mo、B微合金化元素在特定条件下（包括含量、配比和制备工艺），能够形成大量长周期堆垛有序结构（LPSO）相。这种LPSO强化相的生长方式不同于以往的金属间化合物（Mg24Y5）,该LPSO相沿挤压方向呈条带状排列，这些条带状LPSO相的长度有时可达到几个甚至几十微米。此外，它还具有高塑韧性、高弹性模量及高的热稳定性。LPSO相的生长方式和高塑韧性、高弹性模量导致该相强化合金的方式也不同于以往的金属间化合物，在合金受载的过程中，它可以通过载荷转移的方式来承受比基体更大的载荷，从而提高合金的力学性能。而高的热稳定性可以赋予合金良好的耐热性能。本专利技术的合金在一定温度范围内（室温至300℃）具有高强耐热的特性。本专利技术是在镁合金中利用Mo和B微合金化对合金中原子扩散的牵制作用和在晶界处的偏聚作用，一方面获得细晶铸态组织，另一方面促使更多的细小LPSO结构相的形成，且使各增强相细小均匀分布，合金变形后的横纵向性能差减小，减轻了腐蚀原电池的形成，使合金耐腐蚀性提高。在温变形过程中，本专利技术的合金摆脱了以往金属间化合物（Mg24Y5）对晶界滑移的束缚。另外，这种LPSO相沿挤压方向呈条带状排列的特殊结构能够有效地阻碍空洞的形成和生长以及横向连接，防止合金的过早断裂，为该合金表现出高塑性提供保障，有利于合金的变形加工。本专利技术采用的都是常规的熔炼、均质化处理及热处理等方法，具有生产成本低，生产效率高，操作易于进行等特点，利于大规模推广应用。附图说明图1是本专利技术实施例1的显微组织图。图2是本专利技术实施例2的显微组织图。图3是本专利技术实施例3的显微组织图。具体实施方式下面结合具体实施例对本专利技术的技术方案进行详细说明。本专利技术高强韧耐腐蚀Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的化学成分(质量百分比Wt%)为Zn：4-7%；Y：5-8%；Mn：0.5-2%；Mo：0.2-0.8%；B：0.001-0.006%；余量为Mg。配料采用纯镁锭（镁的纯度≥99.95Wt%），Mg-25Wt%Y中间合金，Mg-0.5Wt%B中间合金，纯锌锭（锌的纯度≥99.95Wt%），纯锰（锰的纯度≥99.96Wt%），纯钼（钼的纯度≥99.95Wt%），上述合金及其制备方法如实施例所述，以下实施方式将有助于本领域的同行进一步理解本
技术实现思路
，需要说明的是这些实施例只是用来解释本专利技术，而不是对本专利技术的限制，在本专利技术构思的框架内（前提下），即使对本专利技术做一些简单的改进，都属于本专利技术要求保护的范围。实施例1合金的化学成分（质量百分比Wt%）为：Y为8.0%、Zn为4.0%、Mn为0.5%、Mo为0.2%、B为0.001%，杂质元素Fe、Cu、Ni、Si的总量小于0.03%，余量为Mg。制备合金的熔铸和温挤压过程如下，首先按质量比要求秤料，将Mg、Zn、Mn、Mo、Mg-25Wt%Y中间合金和Mg-0.5Wt%B中间合金在200℃预热烘烤，然后将纯Mg锭放到预热到400℃的坩埚电阻炉中，并通入SF6：CO2体积比为1:100的保护气体，待Mg完全熔化后加入Zn，当熔体温度达到740℃时加入Mg-25Wt%Y中间合金，加入的中间合金熔化后，通入氩气精炼搅拌5分钟，除渣后再升至750℃加入Mg-0.5Wt%B中间合金和Mo金属进行微合金化处理，而后在此温度保温30分钟出炉打渣后浇铸成锭。利用所浇注的铸棒车削后在400℃均匀化处理2小时，而后提温至500℃℃保温10小时后随炉冷却至400℃进行挤压，挤压速度为1.5m/min，最后得到一种高强韧耐腐蚀的镁合金，其抗拉强度达到450MPa，伸长率达到24%，合金的腐蚀电位Ecorr=-1.422±0.2,腐蚀电流密度Icorr=19.30±4.0，因此这种合金有好的耐腐蚀性，挤压变形后合金的显微组织如图1所示。实施例本文档来自技高网...

【技术保护点】
1.一种高强韧Mg‑Zn‑Y‑Mn‑Mo‑B合金，其特征在于合金成分的质量百分比：Zn为4~7%、Y 为5~8%、Mn 为0.5‑2%、Mo 为0.2‑0.8%、B为0.001‑0.006%、余量为Mg；铸态组织由α‑Mg +块状的18R+ W相和I相四相所组成。

【技术特征摘要】
1.一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金，其特征在于合金成分的质量百分比：Zn为4~7%、Y为5~8%、Mn为0.5-2%、Mo为0.2-0.8%、B为0.001-0.006%、余量为Mg；铸态组织由α-Mg+块状的18R+W相和I相四相所组成。2.一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于所述方法主要包含如下步骤：（1）按质量百分比并考虑熔炼时合金元素的收得率来计算权利要求1所述合金成分的原材料的用量，所述的原材料为纯镁锭、纯锌锭、金属锰、金属钼、Mg-25Wt%Y中间合金和Mg-0.5Wt%B中间合金；（2）将称量好的纯镁锭在F6S+CO2气体保护下加热到全部熔化后，加入所需的Mg-25Wt%Y中间合金，进行升温熔炼，待Mg-25Wt%Y中间合金完全熔化后，再加入纯Zn将其熔化，然后加入所需的金属Mn，将炉温升到730～750℃保温20分钟待其完全熔化后，在精炼之前加入金属钼和Mg-0.5Wt%B中间合金进行Mo和B微合金化处理，而后进行精炼保温30～45分钟，成分合格扒渣后进行浇注，获得细晶化的铸态铸锭组织；（3）将铸锭车制成圆棒加热到400～450℃保温2小时，再提温到480～520℃保温8～12小时，然后随炉冷至450℃取出空冷至380～400℃时放入挤压模具中，以1:16～25的挤压比和每分钟1～2mm的挤压速度挤压成棒材。3.根据权利要求2所述的一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于步骤3获得的高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金挤压态由块状18R+层片状14H+准纳米W相和I相以及没有发生再结晶的α-Mg和发生了动态再结晶的细小α-Mg五相复合组成。4.根据权利要求2所述的一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于步骤2获得的高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的组织形貌是利用Mo和B微合金化对合金中原子扩散的牵制作用和在晶界处的偏聚作用，促使更多的细小LPSO结构相的形成，各增强相细小均匀分布。5.根据权利要求2所述的一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于经温挤压变形加工，在合金中形成更多的细小的块状18R和层片状14H结构相，通过变形扭折和动态再结晶，进一步产生细晶强化和形变强化，获得多相复合协同增强的细晶组织和高的强韧性和耐腐蚀性能，其抗拉强度达到430～460MPa，伸长率高达22～25%，合金变形后的横纵向性能差小，合金的腐蚀电位在Ecorr=-1.386±0.3～Ecorr=1.470±0.3之间，腐蚀电流密度在Icorr=17.89±0.3～Icorr=25.89±4.0之间，具有好的耐腐蚀性能。6.根据权利要求2所述一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于：经温挤压变形加工，形成更多的层错和LPSO结构相。7.根据权利要求1所述一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金，其特征在于：该合金的抗拉强度是430～460MPa，伸长率是22～25%。8.一种高强韧Mg-Zn-Y-Mn-Mo-B合金的制备方法，其特征在于化学成分质量百分比Wt%：...

【专利技术属性】
技术研发人员：张金山，张龙龙，杨凯，许春香，
申请(专利权)人：太原理工大学，
类型：发明
国别省市：山西,14