CN114438384A - 一种低成本高强韧耐燃镁合金及其挤压材制备方法 - Google Patents

Abstract

一种低成本高强韧耐燃镁合金及其挤压材制备方法，所述镁合金的化学成分重量百分比为：Zn 0.5～2.5wt％，Ca 0.2～1.5wt％，Mn 0.1～0.5wt％，Sn 0.5～2.0wt％，Al 0.5～1.5wt％，Bi 0.2～1.8wt％，Sr 0.1～0.5wt％，其余为Mg以及其他不可避免的杂质。本发明所述耐燃镁合金具有低成本、高强度、高延伸率(塑性)、难燃、挤压性能好，可以满足用户对上述高性能材料的迫切需要，扩大镁合金在航空航天、汽车以及轨道列车等次承力结构件，医疗、福祉和户外运动器械的结构件，以及具有一定耐热(高速地挤压)和耐燃等性能要求的零部件的镁合金产品的应用。

Description

一种低成本高强韧耐燃镁合金及其挤压材制备方法

技术领域

本发明涉及镁合金技术领域，特别涉及一种低成本高强韧耐燃镁合金及其挤压材制备方法。

背景技术

镁是常用金属结构材料中最轻的一种，比重约为1.7g/cm³，是钢的1/4，铝的2/3。镁及镁合金具有资源丰富、节约能源、环境友好的三大优势，而且是比强度很高的轻质结构材料和功能材料，是被世界公认的“二十一世纪最有发展前景的结构用金属新材料”。但是，由于镁合金的强度和延伸率不够高、镁的着火点低、高温环境下可使用性不够，限制了其应用范围。因此，提高镁合金的屈服强度、延伸率以及着火温度即耐燃性，使其具有良好的综合性能，同时保证产品的低成本，是新型镁合金开发的热点。

目前在高强度镁合金的合金化研究中，合金元素的添加主要集中在铝、锌、硅、锶、铜、镍、锰、锆、钙、锂和铋，或者是钪、钇和稀土元素。其强化机理主要是固溶强化或与镁形成金属间化合物强化。

目前研究较多的高强度镁合金(Mg-Gd/Y等系列)中主要含有大量的稀土或者是钪、钇等元素(如中国专利CN102296221，CN103146973A，CN101654755，CN102051509所公开)，而添加大量的稀土和高价元素导致该系列合金价格较贵，在一般行业中，难以得到广泛应用。而且由于稀土元素的原子序数都较大，大量稀土元素的使用导致该合金的密度偏大(1.9g/cm³)，降低了镁合金轻质的优势。

另一方面，高强度合金开发过程在提高强度同时如何保持适当高的延展性也是其中的难点。镁在室温下难以加工是由其本质决定的。镁的主要变形模式有基面滑移，柱面滑移，棱锥面滑移以及孪晶。除了基面滑移，其他的滑移系在室温下难以开动。在加工过程中，镁产生的强基面织构的逐渐形成使得基面滑移的开动愈发困难。而孪晶的开动取决于镁加工前的晶粒取向适不适合孪晶的开动，且孪晶即使开动，所能承载的应变量也不大，最大只有总应变量的8％。与之相比铝及其铝合金具有室温高成形性，它们可以在室温下从铝板加工成易拉罐。而镁及镁合金室温轧制中下压30％即会发生断裂，故镁合金一般塑性都不高。

迄今为止，添加合适的合金元素是提高镁室温成形性的主要手段。因为有些合金元素的添加可以弱化织构，或可以使基面以外的其他滑移体系在室温下更容易开动。然而即便如此，镁的室温和中温成形性依旧不佳。虽然镁在经过大变形加工(如等角挤压)后，其晶界滑移作为额外变形模式可以在室温开动，但是其在室温压缩过程中最大下压量也仅只有20％。此外，由大变形加工出来的镁合金样品尺寸往往很小，不足以在工业上进行应用。镁以及其合金材料的室温和中温成形性一直不高，受此限制，镁合金至今难在工业中进一步推广以实现更大规模应用。

因此，发展高性能的耐燃镁合金及其制备工艺，需兼顾提高强度、塑性等综合性能和降低成本等多个方面的因素。

中国专利CN102485928A公开了一种含混合稀土的高强度耐热变形镁合金Mg-6.5Y-0.7富铈混合稀土-0.4Zr的高强度耐热变形镁合金，其室温抗拉强度达到380MPa，屈服强度达到230MPa。但是其成分中高达7.3wt％的稀土加入量，造成该合金成本过高，只能用来制造某些超高附加值部件。同时，由于合金组织中第二相过多，加工性能较差，加工效率较低；且由于稀土含量高，该合金的密度偏大。

为了降低合金成本，稀土元素的含量被努力降低。如中国专利201310248210.8公开了一种镁合金及其制备方法，其质量百分比组成：Al：7.5-8.2％，Ca：0.1-0.3％，Mn：0.4-0.65％，Zn：2-3％，Gd：1-2％，Sr：0.6-0.8％，Dy：0.1-0.15％，余量为Mg。该发明的镁合金具有抗拉强度达到360MPa，延伸率只有12％，塑性不高。其中还是添加了较多的Gd、Sr、Dy等稀土和贵金属元素(1.7-2.95％)，价格仍然比较贵，合金成本较高，广泛推广应用有难度。

为了进一步减低成本，研究人员致力于设计不含稀土的高性能镁合金成分。中国专利200410066788.2和200410066789.7分别公开了一种含Ca、Si高强抗蠕变变形镁合金和该合金的制备方法，各元素组分及其重量百分比为：3-9％Al，0.1-1％Mn，0.1-3％Ca，0.05-1.0％Zn，0.05-1.0％Si，其余为Mg。发明通过加入Ca和Si同时生成Mg2Si相和Al2Ca相复合增强镁合金。其合金室温抗拉强度达302MPa、屈服强度146MPa、延伸率16％，屈服强度明显偏低。

中国专利200910042537.3公布一种含Ca和Sr的先进耐热变形镁合金，其组分的重量百分比为：6.0％～9.0％Al，0.5％～3.0％Ca，0.05％～0.5％Sr，0.1％～0.8％Mn，余下为镁。其抗拉强度达330MPa，屈服强度达220MPa，延伸率14％。可见，其强度还无法与含稀土镁合金进行比较，力学性能特别是延伸率还有待进一步提高；且均未涉及镁合金耐燃性能的优化。

还有中国专利申请公开号110306087公开了一种Mg-Al-Zn-Mn-Sn-Bi高强韧镁合金及其制备方法，按质量百分比计组分为Al：7.9-9.2％、Zn：0.2-0.85％、Mn：0.15-0.5％、Sn：0.5-1.0％、Bi：2-3.2％，不可避免杂质≤0.1％，余量为镁。该合金挤压后的屈服强度可以达到262MPa、抗拉强度最高到383MPa，延伸率18％。但是其铝含量高达7.9％，组织中存在大量低熔点的Mg17Al12相，限制其变形加工效率如挤压速度的提升(小于4m/min)，且合金阻燃性一般，塑性不够高。

综上所述，在现有的镁合金中，能够实现同时具有较低的成本、高强度、高塑性、以及较好的耐燃性和挤压加工性能的镁合金还有待进一步开发。如何发展能同时兼备上述优异特征的新型合金，是新型高性能镁合金研究开发努力的方向之一。

发明内容

针对现有镁合金及其工艺存在稀土镁合金价格昂贵、合金强度不够高、延伸率较低、耐燃等方面的不足，本发明的目的在于提供一种低成本高强韧耐燃镁合金及其挤压材制备方法，所述耐燃镁合金具有低成本、高强度、高延伸率(塑性)、难燃、挤压性能好，可以满足用户对上述高性能材料的迫切需要，扩大镁合金在航空航天、汽车以及轨道列车等次承力结构件，医疗、福祉和户外运动器械的结构件，以及具有一定耐热(高速地挤压)和耐燃等性能要求的零部件的镁合金产品的应用。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明低成本高强韧耐燃镁合金设计思路：镁合金中常用的合金化元素包括Al、Zn、Mn、Ca、Sn、RE等。采用常用的合金化元素，对于降低合金的成本具有重要意义。由常规合金元素Al、Zn、Mn、Ca、Sn组成的众多镁合金中，与价格昂贵的稀土系镁合金相比具有明显的成本优势。研究总结得到，高强镁合金的设计原则是：主要合金元素的原子半径一个比镁原子大、一个比镁小，同时该主要合金元素之间混合焓的负值越大越可能形成稳定的原子间结合，有利于在变形过程中像铝合金一样形成单原子或多原子层的规则G.P区、纳米级的析出物以及稳定的高熔点析出物，从而使该合金具有更高的强度和耐高温性能。

具体的，本发明所述的低成本高强韧耐燃镁合金，其化学成分重量百分比为：Zn0.5～2.5wt％，Ca 0.2～1.5wt％，Mn 0.1～0.5wt％，Sn0.5～2.0wt％，Al 0.5～1.5wt％，Bi 0.2～1.8wt％，Sr 0.1～0.5wt％，其余为Mg以及其他不可避免的杂质。

本发明所述镁合金的组织特征为：其α镁基体为晶粒尺寸在0.1-25μm尺寸细小晶粒组织，其中80％以上的α镁基体晶粒尺寸在0.1-8μm；在晶界处有1-10μm第二相分布；这些第二相是数种含有添加的多种元素的复杂第二相；晶粒内部还有0-5μm析出相分布；这些相包含Mg₂Ca、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、Al₈Mn₅、Al₂Ca、Al₄Sr、MgZn₂相。

本发明所述镁合金的室温屈服强度高于270MPa，抗拉强度高于390MPa，延伸率大于20％，着火温度均不低于690℃。

在本发明所述镁合金的成分设计中：

本发明选择锌、钙、锰、铝、锡、锶、铋等元素作为合金化元素，从合金原料上控制合金的成本，选择了具有耐燃性能的合金元素钙、锶、铋等，基于这几种价格较低的元素、并结合有优异特殊性能的合金化元素，优化设计新型高性能镁合金成分。

根据各个元素在镁中的各自特点，从材料学合金强化机制的观点可进一步限定本发明中合金化元素的种类和添加量，再根据实际合金的性能特征进行验证。

Zn熔点(419.5℃)比较低，与镁一样具有密排六方型结构，也是镁合金中常见的合金元素。Zn在镁中的溶解度约为6.2％，且溶解度会随温度下降而大幅度下降。Zn元素对镁合金性能的影响大致表现为以下方面：首先，对镁合金铸造性能的影响。Zn元素能够使镁合金的凝固终了温度下降，使凝固初生相的数量增多，促使晶界处析出连续初生相，使热裂倾向变大。其次，对镁合金机械性能的作用，一方面由于Zn元素本身的固溶强化及Mg-Zn相的时效硬化作用，另一方面则是Zn元素的添加能够加大Al在镁中的固溶度，从而使Al的固溶强化作用效果增强。此外，Zn还能够增强合金铸造件的蠕变抗性。最后，对镁合金耐腐蚀性能的作用，少量的Zn元素可以削弱Fe等杂质元素对镁合金耐蚀性的有害影响，但Zn添加量超过2.5％时对耐腐蚀性会产生负面作用。另外，Zn元素与镁生成Mg-Zn相，其熔点一般较低，故挤压中也容易形成热裂纹。所以原则上Zn含量应该控制在2.5％以下，对铸造及挤压和耐热性能均比较好。

Ca元素在镁中能发生有效的晶粒细化作用，可抑制熔融镁的氧化，提高合金熔体的着火温度，并且能改善合金的蠕变性能。研究结果表明：Ca元素在镁中溶解度较小。镁合金熔体中，Ca容易扩散到液体表面，进行聚集。由于Ca与氧的原子亲和能低于镁与氧的亲和能，聚集在液体表面的Ca将优先与氧结合，生成致密的合金元素与镁的混合氧化物，阻止镁合金继续燃烧。但过量的钙元素添加会恶化合金的加工性能。

Al是镁合金最常用的合金元素。铝能与镁形成有限固溶体，在提高合金强度和硬度的同时可改善铸造性能，也可以通过热处理产生时效强化。Al元素与镁优先生成Mg17Al12相，其熔点较低(430℃以下)，故挤压中也容易形成热裂，限制挤压加工速度的提高。所以原则上Al含量应该控制在少量(2％)。Al与Ca元素共同存在时，能对合金产生较强的强化效果，但是形成的第二相的数量相对较少；当Al、Ca含量达到1.5％以上时，能产生大量的具有较好强化效果的第二相粒子Al₂Ca等。但是存在过高含量的铝和钙时，形成大量粗大第二相粒子，对强度和塑性也产生有害的作用，导致力学性能降低。故作为一般强化相，Al和Ca的量控制在2％以下。

Mn在镁里的最大固溶度为3.4％，通常添加1％～2.5％Mn到镁合金，使镁合金应力腐蚀倾向变小，焊接性和耐蚀性得以改善。Mn也能提升镁合金的耐燃熔点及热稳定性。在熔炼过程中，Mn能与合金中的Fe元素反应，从而有效去除杂质对镁合金的不良影响，改善腐蚀行为。因此，Mn添加到镁合金中主要起以下作用效果：一方面，它能够增强合金的韧性。另一方面是达到细化晶粒的效果，让合金铸造性能得以改善。在Mg-Al-Zn系列镁合金中，加入一定量的Mn时，Al与Mn能够结合为AlMn中间相，其能够成为基体形核的有效核心，从而使组织得到一定细化，并对合金进行强化的作用。但添加过多的Mn元素，会促出现粗大Al-Mn相，从而在合金中易引起裂纹，导致其力学性能下降。总体来看，镁合金中添加0.1-0.5％的Mn元素，其耐蚀性和耐高温性以及综合强度都增加。

Sn元素基本不固溶于Mg，可与镁形成高熔点稳定化合物Mg2Sn相，既是有效的强化相，又能有效稳定再结晶晶粒尺寸，使得变形后合金能保持细晶粒组织。它们还能与合金中的Al、Zn、Bi等其他合金元素形成稳定的化合物，改善合金的力学性能。另外，Sn也是一种弱的晶粒细化剂，有利于在铸造挤压铸锭的过程中获得细化铸态组织。其含量为0.5-2.0％较佳。

Bi元素在镁Bi元素在镁中的最大溶解度为8.85％，且溶解度会随着温度的下降而大幅下降，在200℃时溶解度减小到1％以下，所以在镁中Bi是一种具有沉淀析出强化效果的元素。研究发现，Bi元素添加入镁合金后，可以细化铸态显微组织，并形成热稳定性较好的Mg3Bi2颗粒相；适量Bi的添加还能提升镁合金的室温及高温力学性能，加强镁合金的耐热性。Mg₃Bi₂相的熔点达到了823℃，具有更高的热稳定性。许多Mg₃Bi₂相颗粒在晶界附近富集，对邻近晶粒的迁移起钉扎作用，从而有效的阻止、妨碍了高温下晶界和位错的运动，使合金的高温性能得到一定增强。而Bi元素在凝固过程中，Mg₃Bi₂相会优先形核，形成初生相α-Mg在晶界处的富集，粗化的Mg₃Bi₂导致拉伸受力发生早期断裂，该粗相会恶化合金的力学性能。随着其含量增加到2％以上，铸态合金中Mg₃Bi₂相随含量增加有所增大，但在合金热挤压过程中，部分较粗大的Mg₃Bi₂相发生碎化，与晶体内弥撒分布的Mg₃Bi₂相共同作用，抑制再结晶晶粒的长大，增加再结晶的形核位置，使得合金晶粒细小均匀，进一步提高合金性能。综合考虑，最佳的加入量为0.2-1.8％重量百分含量，既可避免过量粗相，又能更好地起到强化效果。

元素Sr加入镁合金中可降低基体合金液的共晶温度，在相同条件下，增大合金的过冷度，细化镁合金晶粒组织。在含钙的合金中加入少量的Sr元素就可以进一步提高合金的耐燃等高温性能。Sr添加入Mg-Al-Ca基镁合金中，降低Al在Mg基体中的固溶度，从而减少低熔点相Mg₁₇Al₁₂相的数量，有利于调高耐燃性和耐热挤压性；而且进一步细化了Al₂Ca相粒子尺寸；还在晶界处形成高熔点的热稳定好的Al4Sr等新相，形成的弥散细小的析出相，起到了钉扎晶界的作用，可以更有效阻止晶粒的滑移和开裂，提高该合金的性能。因此本发明在加少量Ca的基础上，进一步添加一定量的Sr元素，起到协同阻燃和细化晶粒的双重作用，提高耐燃性和晶粒细化的效果，优化设计锶的含量为0.1～0.5％。

本发明技术方案中复合添加Sn、Sr和Bi后，在镁合金基体中不仅存在原有的Mg₂Ca、Al₂Ca、Al₈Mn₅合金相强化，还可促进形成Mg₂Sn、Al₄Sr、Mg₃Bi₂等新的耐高温强化第二相，适量Sn、Sr和Bi的添加，可以细化镁合金晶粒，弥散分布的第二相可以进一步提高镁合金强度。

综合分析得出，本发明设计的镁合金中，具有丰富的第二相，主要为Mg₂Ca、Al₂Ca、Al₈Mn₅、Al₄Sr、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、MgZn₂相等微米甚至纳米级别析出物，以及少量的上述元素混合的多元相，其第二相熔点较高(Mg₂Sn、Mg₂Ca、Mg₃Bi₂、Al₄Sr、Al₂Ca、Al₈Mn₅分别为525℃、714℃、823℃、1042℃、1079℃、1160℃)，兼具较好的强化效果和热稳定性，有利于保证合金较高的高温性能和力学性能水平，从而使新型合金能兼具较高的屈服强度以及耐燃温度，使其具有良好的综合性能。

本发明所述的低成本高强韧耐燃镁合金的挤压材制备方法，其包括如下步骤：

1)合金元素以纯金属锭或中间合金形式，按上述设计的镁合金成分的重量百分比进行配料，在熔炼炉中熔化后，浇铸成镁合金坯料铸锭，然后切割成挤压机所需相应尺寸变形坯料供挤压备用；

2)将上述制备的镁合金坯料铸锭，放入快速感应加热炉中加热到热处理温度，温度范围为300～500℃，保温时间为5～900min，然后随炉子在冷却循环水作用下降温至挤压预热温度，挤压预热温度为100～400℃，保温时间为5～50min；

3)将镁合金坯料铸锭放入挤压机挤压加工成管材、棒材或型材，挤压推杆速度为0.1～15mm/s，挤压比为5～100；

4)挤压后合金材料在热处理炉中进行时效处理，时效处理温度范围为80-220℃，时间为0.5-24小时，即获得所述低成本高强韧耐燃镁合金挤压材。

在本发明所述制备方法中：

本发明采用快速感应均匀化预热处理。合金坯锭的初始组织对合金的变形加工性能和变形后力学性能会产生明显影响。常规的变形加工前，一般采用常规保温加热方法对坯锭进行均匀化处理和预热，在加热和保温过程中，一般需要较长时间，预热速度不够快、效率不够高，而且在保温过程中第二相通常会析出、甚至长大粗化；同时镁基体的晶粒尺寸也会明显长大，这些都严重恶化镁合金的变形能力。另一方面，控制变形前的组织析出程度，可以更好地控制第二相的尺寸和分布，对于提高材料的强度和延伸性能具有重要意义。

本发明采用感应加热系统进行快速加热。电磁感应加热效率较高，同时电磁感应磁场对于合金元素的扩散具有明显加速作用，因此通过快速感应加热技术严格控制坯锭均匀化热处理和预热保温温度和时间，通过感应加热对于粗大第二相所含各合金元素进行加速扩散处理，使第二相的数量和尺寸尽量减少；同时在铸锭预热阶段，快速升温至所需挤压预设值温度，避免固溶元素大量析出成第二相，在大量析出之前进行热变形，可以降低变形抗力，有利于变形均匀性提高，固溶住更多合金化元素对于后续时效强化处理也非常有利。然后在中低温下挤压变形过程充分消除铸造缺陷、显著细化了初始粗晶粒和初生相及第二相粒子、使第二相更加弥散、细小分布，从而获得综合力学性能更优异的变形材。

挤压变形晶粒细化处理。晶粒细化不仅能提高加工的塑性，而且能提高其强度和疲劳性能，从而获得更优良性能。镁合金相对其它合金具有更大的Hall-Petch关系的K系数，其晶粒细化对合金的强度贡献更加明显。为了能够得到更加细小的晶粒，以进一步提高镁合金的强度和韧度以及其它的优良性能，一般采用热变形加工细化晶粒。在挤压、轧制、锻造等变形加工过程中，铸造中形成的粗大第二相逐渐得到破碎细化、并且弥散分布于镁基体中，使合金的力学性能进一步提高。本合金中设计引入Al₄Sr等延展性好的第二相，使得该设计合金在室温～550℃具有更好的变形加工性能，在变形过程中消除铸造缺陷，获得弥散第二相、细化粗晶粒，通过热加工成各种性能优异的变形材。

研究发现，当镁的晶粒尺寸细化到数个微米时，传统上难以成形的镁或其镁合金变得具有室温超成形性，变得更易二次成形。这是因为：在粗晶(晶粒尺寸远大于数个微米)镁中，镁的室温变形模式为晶内变形，包括位错滑动和孪晶。受镁的六方结构影响，其晶内变形模式有限，不足以承载大量塑性变形，所以粗晶镁的室温成型性较差。由于当镁的晶粒尺寸小于数个微米时，镁的主要变形模式由晶内变形转为晶界变形，例如晶界滑动和晶粒的整体转动。在超细晶(晶粒尺寸数个微米)镁的塑性变形中，这些晶界变形提供了额外的变形模式。与此同时，随着镁的晶粒尺寸的减小，晶界面积的增加，在室温塑性变形中动态再结晶更加容易发生，降低了晶内应变程度。晶界变形模式和室温动态再结晶大量开动，使得超细晶镁的晶内应变无法累积到可以导致断裂的程度，从而导致了其室温下较高塑性的出现。

晶粒细化过程与金属合金的变形温度密切相关。研究发现，镁在不同温度的挤压过程中，均会发生动态再结晶，在此过程中，粗大的铸造组织将会转变为细化的再结晶组织，而挤压温度是影响再结晶晶粒尺寸的主要因素。在常规挤压中(常规挤压温度一般高于300℃)，镁的晶界容易移动，镁的动态再结晶晶粒形核后，会迅速长大至10–100微米左右。本发明方案中，将一方面采取较低的挤压温度(不高于300℃)，控制使动态再结晶大量形核，但晶界移动的速度相对缓慢，从而控制再结晶晶粒的尺寸大小；另一方面，引入了多种微量合金元素产生大量的细小第二相粒子，通过粒子诱发形核(PSN)机制，获得大量异质形核位置，并且钉扎细晶晶界迁移，实现挤压变形过程获得细小均匀的再结晶组织。

本发明获得的低成本高强韧耐燃镁合金挤压材具有独特的组织特征：挤压镁合金的α镁基体为晶粒尺寸在0.1-25μm尺寸细小晶粒组织，其中80％以上的α镁基体晶粒尺寸在0.1-8μm；在晶界处有部分1-10μm第二相分布；这些第二相是数种含有添加的多种元素的复杂第二相；晶粒内部还有0-5μm细小析出相分布；这些第二相主要包含Mg₂Ca、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、Al₈Mn₅、Al₂Ca、Al₄Sr、MgZn₂相；制备的合金材料中镁基体和第二相细小均匀，保证其具有高强度、高塑性；同时该合金成分含Ca和Sr元素具有阻燃效果，保证合金具有高的耐燃性能。

本发明的有益效果：

本发明通过设计了一系列的合金成分和变形加工工艺进行研究，实验中对其开始着火温度进行了测量，对其室温拉伸力学性能等结果进行了分析，具体请参见实施例介绍。综合各实验验证结果，该发明技术方案表现出优异综合性能：

1.合金成本相对较低：本发明制备的镁合金由微量添加的常规合金元素Ca、Mn、Zn、Al、Sn、Sr、Bi等元素组成，相对于稀土镁合金系列(如Mg-Gd/Y等，典型成分：Mg-9Gd-3Y-1Zn-0.5Zr)该系列合金成本可控制在较低水平。

2.热处理效率和质量明显提高：坯锭应用快速感应加热工艺，相对于使用较长时间保温的电阻加热炉，热处理和预热时间变短，生产效率提高。加热效率高、节约能源，能降低产品生产成本；同时，由于热处理过程中具有电磁感应磁场影响，有利于合金元素扩散，热处理效率和质量明显提高，使得设计的合金具有更高强高韧性能。

3.合金耐燃性好：由于合金含有Ca、Sr、Bi等元素，Bi和Sr在镁合金中添加Ca元素的基础上起到了协同阻燃和晶粒细化的复合作用、且其形成的第二相具有更高的熔点，该系列合金的着火点明显提高，着火温度均不低于690℃。

4.可高速挤压性能好：由于合金设计引入了大量的细小而弥散分布的耐热高熔点第二相粒子，如Mg₂Ca、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、Al₈Mn₅、Al₄Sr等，合金耐变形摩擦导致温升的性能较高，在较高挤压速度下，表面不易产生热裂纹。

5.综合力学性能优异：兼顾较高强度、较高塑性性能。该合金变形产品，室温屈服强度高于270MPa，抗拉强度高于390MPa，延伸率大于20％。

附图说明

图1为本发明所述镁合金实施例1获得的挤压组织微观形貌照片。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明的技术方案作详细说明，本实施例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，但本发明需保护的范围不限于下述的实施例。

本发明所述低成本高强韧耐燃镁合金实施例的成分参见表1，表2为实施例的制备工艺参数，表3所示为本发明所述镁合金的性能参数。

本实施例获得的低成本高强韧耐燃镁合金挤压材，挤压后的合金组织中存在不均匀性分布的粗晶粒和细晶粒区域，在粗晶粒和细晶粒中分别存在着大量的析出相Mg2Ca、Mg2Sn、Mg3Bi2、Al8Mn5、Al2Ca、Al4Sr、MgZn2等。材料的室温下的抗拉强度、拉伸屈服强度、室温延伸率，及其合金材料的着火点温度等测试结果，请参见表3。

参见图1，其所示为本发明所述镁合金实施例1的典型组织特征，从图中可以看出：挤压镁合金的α镁基体为晶粒尺寸在0.1-20μm尺寸细小晶粒组织，其中80％以上的α镁基体晶粒尺寸在0.1-8μm范围内；在晶界处有一些尺寸在1到4μm范围内的第二相分布；这些第二相是数种含有添加的多种元素的复杂第二相；晶粒内部还有0-2μm细小析出相分布；这些第二相主要包含Mg₂Ca、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、Al₈Mn₅、Al₂Ca、Al₄Sr、MgZn₂相等；制备的合金材料中镁基体和第二相细小均匀，材料表现出具有屈服强度270MPa、抗拉强度390MPa、延伸率20％；同时该合金成分含Ca、Sr等阻燃元素，表现出在725℃才开始着火燃烧的高耐燃性能。

表1

表2

注：对比例1热处理及对比例2的铸锭挤压预热处理均采用电阻炉。

表3

Claims (4)

1.一种低成本高强韧耐燃镁合金，其化学成分重量百分比为：Zn 0.5～2.5wt％，Ca0.2～1.5wt％，Mn 0.1～0.5wt％，Sn 0.5～2.0wt％，Al 0.5～1.5wt％，Bi 0.2～1.8wt％，Sr 0.1～0.5wt％，其余为Mg以及其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的低成本高强韧耐燃镁合金，其特征在于：所述镁合金的组织特征为：其α镁基体为晶粒尺寸在0.1-25μm尺寸细小晶粒组织，其中80％以上的α镁基体晶粒尺寸在0.1-8μm；在晶界处有1-10μm第二相分布；这些第二相是数种含有添加的多种元素的复杂第二相；晶粒内部还有0-5μm析出相分布；这些相包含Mg₂Ca、Mg₂Sn、Mg₃Bi₂、Al₈Mn₅、Al₂Ca、Al₄Sr、MgZn₂相。

3.如权利要求1或2所述的低成本高强韧耐燃镁合金，其特征在于：所述镁合金的室温屈服强度高于270MPa，抗拉强度高于390MPa，延伸率大于20％，着火温度均不低于690℃。

4.如权利要求1或2或3所述的低成本高强韧耐燃镁合金的挤压材制备方法，其特征是，包括如下步骤：

1)合金元素以纯金属锭或中间合金形式，按权利要求1所述的镁合金成分的重量百分比进行配料，在熔炼炉中熔化后，浇铸成镁合金坯料铸锭，然后切割成挤压机所需相应尺寸变形坯料供挤压备用；

2)将上述制备的镁合金坯料铸锭，放入快速感应加热炉中加热到热处理温度，温度范围为300～500℃，保温时间为5～900min，然后随炉子在冷却循环水作用下降温至挤压预热温度，挤压预热温度为100～400℃，保温时间为5～50min；

3)将镁合金坯料铸锭放入挤压机挤压加工成管材、棒材或型材，挤压推杆速度为0.1～15mm/s，挤压比为5～100；

4)挤压后合金材料在热处理炉中进行时效处理，时效处理温度范围为80-220℃，时间为0.5-24小时，即获得所述低成本高强韧耐燃镁合金挤压材。

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