CN113355574B - 一种可快速时效强化的高强高韧镁锂合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种可快速时效强化的高强高韧镁锂合金及其制备方法，属于金属材料技术领域。在Mg‑Gd合金中添加0.1wt％～3wt％的Li元素，合金基体包含α‑Mg相，在α‑Mg基体内存在大量密集且离散分布的纳米析出相。在200℃时效条件下，合金峰值时效时间小于或等于12h。峰值时效时，合金屈服强度达到302MPa，抗拉强度达到343MPa，延伸率达到17.5％。上述镁锂合金的制备工艺包括：在熔盐和惰性气氛的保护下浇铸，经固溶处理，挤压成型，时效热处理后得到镁锂合金。与现有技术相比，通过简单地控制Li元素含量就可以显著增强合金时效硬化反应，显著提高镁锂合金力学性能，同时缩短峰值硬化时间。
Description
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，涉及一种可快速时效强化的高强高韧镁锂合金及其制备方法。
背景技术
镁锂合金是迄今为止最轻的金属结构材料，通常其密度小于1.70g/cm3，仅为铝合金的1/2,是传统镁合金的3/4。此外，镁锂合金还具有其他优点，如比强度高、比刚度高、减震性好、电磁屏蔽性和抗辐射能力强等，在航空航天工业等工业领域中拥有巨大的应用潜力。
目前，镁锂合金的现实应用与潜力之间存在较大差距，主要原因是现有镁锂合金的绝对强度普遍较低、易时效软化、力学稳定性差等劣势严重限制了其广泛的应用。导致镁锂合金力学性能较差的原因主要是镁锂合金的基体类型随着锂含量的增多而发生转变。当锂含量小于5.7wt％时，合金基体为单一hcp结构的α-Mg相；当锂含量大于10.3wt％时，合金基体为单一bcc结构的β-Li相；当锂含量为5.7～10.3wt％时，镁锂合金基体由α-Mg相+β-Li相组成。当β-Li相出现在基体中时，由于其bcc的结构具备更多的滑移系，因此提高合金的韧性但降低了强度。此外，由于锂元素的加入降低了α-Mg基体的c/a，且有利于非基面位错滑移，提高合金韧性但降低了强度。为了提高镁锂合金的力学性能，人们展开了大量的研究工作并尝试了各种方法。目前，公认有效的办法是对镁锂合金进行合金化法和形变热处理法。通过合金化方法人们已经开发出Mg-Li-Al系，Mg-Li-Zn系，Mg-Li-Al-Zn系和Mg-Li-Zn-Ca系等一系列镁锂合金。但这些镁锂合金体系的屈服强度一般低于200MPa，仍然不能满足航空航天等工业领域对材料性能不断提高的要求。而且，Al和Zn加入到镁锂合金中会分别形成MgLi2Al和MgLi2Zn等亚稳相，在时效过程中，这些亚稳相会转变成稳定的AlLi或者MgLiZn时效软化相，进而发生过时效软化现象，并导致镁锂合金性能的不稳定性。为了解决镁锂合金的这些劣势，近年来，人们开发一些含稀土元素，如Gd和Y等为代表的重稀土元素，的镁锂合金，包括Mg-Li-Al-RE系，Mg-Li-Zn-RE系和Mg-RE-Li系合金。但这些镁锂合金体系的屈服强度仍然没有突破300MPa。众所周知，重稀土元素在镁基体中具有较大固溶度，使稀土镁合金具有较强的时效硬化效果，因此，可以显著提高合金强度。目前，已经开发出的Mg-Gd/Y-Zn，Mg-Gd-Y，Mg-Gd-Y-Zn-Zr等体系的屈服强度普遍超过300MPa且延伸率超过8％。这些稀土镁合金在时效处理过程的峰值时效阶段中会产生大量的，细小的β'和β1纳米析出相。这些纳米相析出于镁基体的棱柱面上，可以有效阻碍基面位错滑移，从而通过析出强化机制显著地提高合金的强度。然而，这些合金需要较长的时间才能达到峰值时效阶段并获得这些纳米析出相。因此，如果说在镁锂合金中应用重稀土元素是一种开发高性能镁锂合金的潜在方法，那么这些稀土镁锂合金是否有时效硬化反应？如果有时效硬化反应，如何使合金迅速地达到峰值时效阶段，如何缩短峰值时效时间仍然是稀土镁锂合金开发中的需要解决的问题。
除了合金化法外，形变热处理法也有利于开发高性能镁锂合金。目前，传统的形变热处理方法主要包括挤压、轧制和锻造等，其目的在于细化镁合金组织，弥合铸造缺陷，破碎大尺寸析出相等，从而同时提高合金强度和韧性。将形变处理方法应用到高性能镁锂合金的研发中，对其力学性能的提高可预见的。然而，由于针对含稀土镁锂合金报道仍然较少，仍然存在许多空白领域值得深入研究，对于形变热处理态的含稀土镁锂合金的时效硬化反应及其力学性能的影响规律仍然存在诸多尚待明确。
发明内容
有鉴于此，本发明针对现有镁锂合金力学性能较差，难以满足航空航天工业等工业对镁锂合金力学性能要求的现状，以及难以实现大规模应用的问题，提供一种可快速时效强化的高强高韧镁锂合金及其制备方法。本发明通过重稀土元素Gd和Li元素的选择，以及对Li含量的控制，并对上述Mg-Gd-Li合金进行形变热处理和时效热处理，掌握合金时效硬化规律，增强时效硬化反应，缩短峰值时效硬化时间，改善镁锂合金力学性能，提高合金生产效率并降低生产成本。
本发明的技术方案是：
一种可快速时效强化高强高韧镁锂合金，其特征在于：在镁钆合金中添加Li元素，元素组成包括：6wt％～10wt％的Gd和0.1wt％～3wt％的Li，余量的Mg及不可避免的杂质；
镁锂合金中Li元素的含量为0.1wt％～1wt％；进一步Li元素含量为0.5wt％～1wt％，更优Li元素含量为1wt％。
上述镁锂合金，合金基体仅含有α-Mg相，在α-Mg基体内存在大量密集且离散分布的纳米析出相。
上述镁锂合金，其特征在于：屈服强度大于或等于300MPa，抗拉强度大于或等于340MPa，延伸率大于或等于17％。
上述所述镁锂合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF6：CO2混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃～700℃，此后进行切削加工制成镁锂合金圆柱铸造坯锭；
2)固溶热处理：将镁锂合金圆柱铸造坯锭放在氩气保护下进行固溶处理，固溶处理温度为350～530℃，时间为1～48h，然后置于100℃的沸水中淬火，此后冷却至室温；
3)热挤压变形处理：将步骤2)固溶热处理后的圆柱铸造坯锭置于挤压机盛锭筒中预热处理，将圆柱铸造坯锭温度升至预定挤压温度待挤压变形处理，预热温度为330～400℃。预热时间为0.1h～1h；将预热好的圆柱铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：330～400℃，挤压速度为2-3mm/s，挤压比为10-25:1。
4)时效热处理：将步骤3)所得挤压棒置于油浴锅中进行时效热处理，温度为200℃，达到合金峰值时效，合金峰值时效的时间小于或等于12h。
本发明的实质性特点为：
在上述具有时效硬化效果的Mg-Gd合金中加入Li元素，通过增加Li元素含量，促进时效纳米相的析出，增加纳米相数量，增强合金时效硬化反应，显著提高镁锂合金力学性能，使屈服强度和抗拉强度突破300MPa，延伸率保持在17％以上；同时，显著缩短合金达到峰值硬度的时效时间至12h以内，实现Mg-Gd-Li合金的快速时效强化。
本发明的有益效果为：
1.通过简单地添加Li元素并调控其含量就可以显著增强镁稀土合金的时效硬化反应，缩短峰值时效时间，提高合金力学性能。与常规稀土镁合金对比，改善为获得纳米相并增加其数量而采用的长时间时效处理工艺，提高生产效率，有利于镁锂合金的工业化应用。
2.采用本发明方法处理后的挤压态Mg-8Gd-1Li合金屈服强度达到302MPa，抗拉强度达到343MPa，延伸率达到17.5％，力学性能显著优于其他常见的镁锂合金，也优于与其对比的Mg-8Gd二元合金。
3.本发明中应用的氩气为实验室常用的惰性保护气体，价格低廉，容易存储和运输、化学性能稳定、无毒无污染，成本低廉。
4.本发明中所用的设备简单方便，实验周期短，操作简单，安全，有利于大规模工业化应用。
附图说明
图1为本发明对比例1镁锂合金热挤压后显微组织OM图；
图2为本发明实施例3镁锂合金热挤压后显微组织OM图；
图3为本发明实施例4镁锂合金热挤压后显微组织OM图；
图4为本发明实施例1-4和对比例1镁锂合金挤压棒材的时效硬化曲线；
图5为本发明实施例3，4和对比例1挤压态和时效态镁锂合金的应力应变曲线图。
具体实施方式
下面用具体实施方式对本法名的技术方案做进一步说明，以下实施里均在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例和对比例。
实施例1
选用成分为Mg-8Gd-0.1Li已制备好的铸锭，对其进行切削加工制成直径为35mm，高为34mm的圆柱铸造坯锭后，进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到485℃，保温10h，然后置于100℃沸水中淬火，并冷却至室温。然后将固溶后的圆柱铸造坯锭放置加压机盛锭筒中预热15min至挤压温度385℃后，以2mm/s挤压速度和10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将棒材置于200℃温度的油浴锅中进行时效热处理，并测试其时效硬化行为，最终发现该棒材试样在72h时达到峰值硬度。将挤压后的棒材和峰值时效后的棒材加工成拉伸试棒，然后在拉神试验机上将上述拉伸试棒进行拉伸测试(采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法)，直至拉断，结果显示，挤压态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为185MPa,247MPa和19.2％；而峰值时效态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为269MPa,330MPa和4.6％。
实施例2
其步骤同实施例1，不同之处为成分为Mg-8Gd-0.5Li的铸锭，棒材200℃峰值时效时间为42h。挤压态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为180MPa,247MPa和20.2％；而峰值时效态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为290MPa,330MPa和6.0％。
实施例3
其步骤同实施例1，不同之处为成分为Mg-8Gd-1Li的铸锭，棒材200℃峰值时效时间为12h。挤压态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为230MPa,279MPa和20.0％；而峰值时效态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为302MPa,343MPa和17.5％。
实施例4
其步骤同实施例1，不同之处为成分为Mg-8Gd-3Li的铸锭，棒材200℃时无明显时效硬化效果。挤压态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为170MPa,233MPa和14.5％。
对比例1
其步骤同实施例1，不同之处为成分为Mg-8Gd的铸锭。棒材200℃峰值时效时间为72h。挤压态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为176MPa,248MPa和26.8％；而峰值时效态棒材的屈服强度，抗拉强度和延伸率分别为267MPa,348MPa和16.8％。
表1实施例数据
表1说明不同成分的变形镁锂合金试样经过发明处理后的拉伸力学数据。
对比表1中数据可知，对于Mg-Gd-Li合金，在Li含量为0-1wt％的范围内增加Li含量，可以显著缩短合金峰值时效时间，提高合金抗拉强度和屈服强度，如实施例1，2，3和对比例1。这是由于增加Li元素含量降低了稀土元素在α-Mg基体中的固溶度，促进了纳米相析出，增加了其数量，从而增强析出强化效果，缩短了峰值硬化时间。例如，对比例1中合金达到峰值硬度需要72h，而实施例3中合金仅需12h，而且后者的峰值硬度也高于前者。当Li含量为1wt％时，Mg-Gd-Li合金的屈服强度和抗拉强度均突破了300MPa，延伸率达到了17.5％；此时，该合金获得了所有实施例和对比例合金中的最优力学性能。当Li含量高于1wt％而达到3wt％时，Mg-Gd-Li合金没有展现出明显的时效硬化效果，如实施例4。此外，该合金获得了所有实施例和对比例合金中的最差力学性能。这是由于，过多的Li元素使得Mg-Gd-Li合金在挤压过程中就已经在晶界和晶粒内产生大量的析出相。这些析出相的产生消耗了大量的Gd元素，因此在时效处理实施前大大降低了α-Mg基体中的Gd含量，弱化了合金时效硬化反应，同时也减弱了固溶强化效果，因此降低了合金的强度。而晶界处的析出相在合金中起到了裂纹源的作用，因此降低了合金的韧性。
综上所述，针对变形Mg-Gd-Li合金而言，通过合理地控制Li含量就可以最终实现快速获得峰值时效硬度且提高镁锂合金力学性能的目的。
本发明的上述实施例仅仅是为说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其他不同形式的变化和变动。这里无法对所有的实施方式予以穷举。凡是属于本发明的技术方案所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之列。
本发明未尽事宜为公知技术。
Claims (3)
1.一种可快速时效强化高强高韧镁锂合金，其特征在于，在镁钆合金中添加Li元素，元素组成包括：6 wt%~10 wt%的Gd和1wt%的Li，余量的Mg及不可避免的杂质；镁锂合金基体仅含有α-Mg相，在α-Mg基体内存在大量密集且离散分布的时效纳米析出相；
制备方法包括以下步骤：
1）镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF6和CO2混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃~700℃，此后进行切削加工制成镁锂合金圆柱铸造坯锭；
2）均匀化热处理：将镁锂合金圆柱铸造坯锭放在氩气保护下进行均匀化处理，均匀化处理温度为350~530℃，时间为1~48h，然后置于100℃的沸水中淬火，此后冷却至室温；
3）热挤压变形处理：将步骤2）均匀化热处理后的圆柱铸造坯锭置于挤压机盛锭筒中预热处理，将圆柱铸造坯锭温度升至预定挤压温度待挤压变形处理，预热温度为330~400℃；预热时间为0.1h~1h；将预热好的圆柱铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：330~400℃，挤压速度为2-3mm/s，挤压比为10-25:1；
4）时效热处理：将步骤3）所得挤压棒置于油浴锅中进行时效热处理，温度为200℃，达到合金峰值时效，合金峰值时效的时间小于或等于12h。
2.按照权利要求1所述的一种可快速时效强化高强高韧镁锂合金，其特征在于，屈服强度大于或等于300MPa，抗拉强度大于或等于340MPa，延伸率大于或等于17%。
3.权利要求1-2任一项所述的一种可快速时效强化高强高韧镁锂合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
1）镁锂合金在氟化锂和氯化锂熔盐覆盖及SF6和CO2混合保护气氛下铸造成坯锭，铸造温度为680℃~700℃，此后进行切削加工制成镁锂合金圆柱铸造坯锭；
2）均匀化热处理：将镁锂合金圆柱铸造坯锭放在氩气保护下进行均匀化处理，均匀化处理温度为350~530℃，时间为1~48h，然后置于100℃的沸水中淬火，此后冷却至室温；
3）热挤压变形处理：将步骤2）均匀化热处理后的圆柱铸造坯锭置于挤压机盛锭筒中预热处理，将圆柱铸造坯锭温度升至预定挤压温度待挤压变形处理，预热温度为330~400℃；预热时间为0.1h~1h；将预热好的圆柱铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：330~400℃，挤压速度为2-3mm/s，挤压比为10-25:1；
4）时效热处理：将步骤3）所得挤压棒置于油浴锅中进行时效热处理，温度为200℃，达到合金峰值时效，合金峰值时效的时间小于或等于12h。
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