权利要求
1.一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，将均质态的Mg-Y-Zn镁合金依次经过第一道次小挤压比挤压和第二道次大挤压比挤压;Mg-Y-Zn镁合金中Y/Zn原子比为2/1;
所述的第一道次小挤压比挤压的挤压比为4/1，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s;
所述的第二道次大挤压比挤压的挤压比为25/1，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s。
2.根据权利要求1所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，所述的均质态Mg-Y-Zn镁合金是通过合金配制、合金熔炼、合金浇铸与凝固、均质处理得到的镁合金试棒。
3.根据权利要求2所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，所述的合金熔炼是设置电阻炉温度升到400℃，将预热好的镁块加入到坩埚中，得到镁合金熔体;然后将电阻炉温度升至720℃，恒温保温使镁块完全熔化;之后加入预热好的锌块，将电阻炉温度升至780℃，扒渣，加入预热好的钇粒，保温处理后，将炉温降至750℃进行精炼。
4.根据权利要求2所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，所述的合金浇铸与凝固是在750℃下保温30~40分钟后将炉温降低至730℃，扒渣，将镁熔体浇铸到预热好的金属模具中;待合金熔体在空气中完全凝固，并随模具温度自然冷却到室温后，将试样从模具中敲出得到Mg-Y-Zn镁合金试棒。
5.根据权利要求2所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，所述的均质处理在管式炉中进行，均质处理温度为500℃，均质处理时间为30小时。
6.根据权利要求1所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，所述的第一道次小挤压比挤压和第二道次大挤压比挤压均采用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套。
7.根据权利要求1所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，第二道次大挤压比挤压之后得到的Mg-Y-Zn镁合金进行水淬处理。
8.根据权利要求1所述的一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，其特征在于，Mg-Y-Zn镁合金的原子比at.%为Mg98.5Y1Zn0.5。
说明书
技术领域
[0001]本发明属于镁合金加工技术领域，涉及一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法。
背景技术
[0002]Mg-Y-Zn系镁合金由于其优异的力学性能，在汽车、飞机、航空航天、军工以及储氢能源等减重领域备受关注。然而，如何实现其强度与韧性的协同提升，对Mg-Y-Zn系镁合金来说仍然是一个巨大的挑战。目前，可以提高镁合金强度和韧性的主要方法包括固溶处理、时效处理、合金化与微合金化变质处理、外加电磁场和功率超声波处理技术、塑性变形技术以及3D打印技术等。
[0003]挤压是一种工业上常用的塑性变形技术，也是提高金属材料力学性能的最有效方法。动态再结晶是决定Mg-Y-Zn系变形镁合金性能的关键因素之一。这是由于通过低温或慢速或小挤压比挤压可得到微米、亚微米、纳米再结晶晶粒，从而使镁合金获得较高的强度。但是，低温、慢速、小挤压比挤压会导致一个不完全再结晶组织的出现，从而降低了镁合金的韧性。尽管挤压温度、速度与挤压比的提高会促使一个完全再结晶组织形成，能够提高合金的韧性，但挤压温度、速度与挤压比的提高同时也会造成再结晶晶粒的严重粗化，从而导致合金强度的大幅度降低。目前来看，Mg-Y-Zn系变形镁合金很难达到强度与韧性的同时提高。因此，一种完全且细小的再结晶组织成为克服Mg-Y-Zn系变形镁合金高强度与高韧性权衡瓶颈的迫切需求。
[0004]现有的塑性变形技术，包括挤压、轧制、锻造、等通道转角挤压、高压扭转、往复挤压等，可以获得细晶、超细晶，制备出高强、超高强镁合金。但是，这些塑性变形技术存在一定的局限性，难以获得完全又细小的再结晶组织，特别是高强、超高强镁合金的组织往往呈现严重的不完全再结晶特征，再结晶占比极少，使其表现出极低的韧性。更重要的是，对于高强、超高强镁合金，该类塑性变形技术要求更大吨位的设备、更复杂的模具结构以及专门的机器设备，难以用于工业化应用。如中国发明专利(CN112547826A)公开了一种用于制备梯度温度及速率场的高性能镁合金成形方法，但该方法总成形道次数N≥2。中国发明专利(CN111482545A)公开了一种具有多尺度析出强化效果的高强高韧镁合金层绕旋锻方法，该方法需进行多模多道次旋锻加工，且只能在样品表面形成较薄的梯度结构层。中国发明专利(CN102127723A)公开了一种获得高强度、高韧性镁合金的形变热处理方法，该方法结合了多轴变形和人工时效，能够制备出高强度、高韧性镁合金，但制备的高性能AZ91镁合金需要至少8道次变形，制备的高性能AZ61镁合金需要至少4道次变形。
发明内容
[0005]本发明克服了现有技术的不足，提出一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法;本发明是通过如下技术方案实现的：
一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，将均质态的Mg-Y-Zn镁合金依次经过第一道次小挤压比挤压和第二道次大挤压比挤压;Mg-Y-Zn镁合金中Y/Zn原子比为2/1;
所述的第一道次小挤压比挤压的挤压比为4/1，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s;
所述的第二道次大挤压比挤压的挤压比为25/1，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s。
[0006]优选的，所述的均质态Mg-Y-Zn镁合金是通过合金配制、合金熔炼、合金浇铸与凝固、均质处理得到的镁合金试棒。
[0007]更优的，所述的合金熔炼是设置电阻炉温度升到400℃，将预热好的镁块加入到坩埚中，得到镁合金熔体;然后将电阻炉温度升至720℃，恒温保温使镁块完全熔化;之后加入预热好的锌块，将电阻炉温度升至780℃，扒渣，加入预热好的钇粒，保温处理后，将炉温降至750℃进行精炼。
[0008]更优的，所述的合金浇铸与凝固是在750℃下保温30~40分钟后将炉温降低至730℃，扒渣，将镁熔体浇铸到预热好的金属模具中;待合金熔体在空气中完全凝固，并随模具温度自然冷却到室温后，将试样从模具中敲出得到Mg-Y-Zn镁合金试棒。
[0009]更优的，所述的均质处理在管式炉中进行，均质处理温度为500℃，均质处理时间为30小时。
[0010]优选的，所述的第一道次小挤压比挤压和第二道次大挤压比挤压均采用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套。
[0011]优选的，第二道次大挤压比挤压之后得到的Mg-Y-Zn镁合金进行水淬处理。
[0012]优选的，Mg-Y-Zn镁合金的原子比at.%为Mg98.5Y1Zn0.5。
[0013]本发明针对Mg-Y-Zn系变形镁合金强度与韧性不匹配的难题，选用一种95.17Mg-3.53Y-1.30Zn(质量百分比)镁合金作为母材，通过两道次累计大挤压比(100/1)挤压成形制备技术，克服了单道次挤压过程中再结晶晶粒随温度增加尺寸严重粗化的难题，获得了完全且细小的再结晶组织，同时提高了镁合金的强度和韧性。同时，本发明设置了不同温度下的单道次挤压对比试验，研究了挤压温度对再结晶行为与合金力学性能的影响，探究了两道次累计大挤压比挤压获得完全且细小的再结晶组织的原因。
[0014]本发明相对于现有技术所产生的有益效果为：
(1)本发明仅通过两道次挤压变形，累计挤压比达到了100，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金在挤压温度为420℃条件下，获得了完全且细小的再结晶组织，且再结晶晶粒尺寸仅为1.68μm。
[0015](2)本发明通过特定的两道次累计大挤压比挤压变形，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金中动态析出了大量高密度精细14H-LPSO结构强化相，该析出相可对再结晶产生显著的晶界钉扎作用，能够大幅度抑制再结晶的进一步长大，从而获得了完全且细小的再结晶组织。
[0016](3)本发明通过特定的两道次累计大挤压比挤压变形，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金的屈服强度、抗拉强度与延伸率分别可以达到340MPa、382MPa与25.2%，呈现优异的高强高韧匹配。
附图说明
[0017]图1为实施例1和对比例1铸造95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金的热加工示意图;
图2为实施例1中两种挤压比的挤压模具示意图;
图3为实施例1和对比例1挤压后得到的95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金试棒;
图4为实施例1中第一道次小角度挤压95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金扫描电子显微组织(TEM)照片;
图5为对比例1单道次挤压和实施例1经过两道次累计大挤压比挤压的95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金电子背散射衍射组织(EBSD)照片;
图6为实施例1中420℃两道次累计大挤压比挤压95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金透射电子显微组织(TEM)照片;其中，(a)精细14H-LPSO相形貌，(b)14H-LPSO结构选取衍射斑点;
图7为实施例1和对比例1挤压95.17Mg-3.53Y-1.30Zn合金室温拉伸应力-应变曲线。
具体实施方式
[0018]为了使本发明所要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚明白，结合实施例和附图，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。下面结合实施例及附图详细说明本发明的技术方案，但保护范围不被此限制。
[0019]实施例1
本实施例提出一种完全且细小再结晶Mg-Y-Zn镁合金的制备方法，且挤压模具简单、加工制作成本低、实用性强。首先以铸造95.17Mg-3.53Y-1.30Zn(质量百分比)镁合金作为初始材料，随后采用两道次累计大挤压比挤压变形工艺(总挤压比为100/1)，在保证再结晶完全的同时，利用动态析出高密度精细14H-LPSO结构相对晶界迁移的有效钉扎作用，来克服单道次大挤压比挤压过程中再结晶晶粒尺寸严重粗化的问题，获得完全且细小再结晶组织，从而同时提高镁合金的强度和韧性。
[0020]具体包括以下两个单元：
S1、配制熔炼95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金与浇铸凝固单元
S1.1、合金配制
选择质量比wt.%为95.17Mg-3.53Y-1.30Zn(原子比at.%为Mg98.5Y1Zn0.5)的镁合金作为母材，其原因是在Y/Zn原子比为2/1的特定条件下可在后续第一道次小挤压比挤压过程中形成大量的长条状14H-LPSO结构强化相，来抑制镁基体内动态再结晶的形核长大。根据质量比称重备好所需的原材料：包括纯度为99.99wt.%的镁块(Mg)、钇粒(Y)、锌块(Zn)。该合金实际化学成分范围为：Y：3.2~3.7wt.%，Zn：1.0~1.5wt.%，其余为Mg。将原材料打磨去除其表面的氧化层后，与覆盖剂、浇铸模具、扒渣及搅拌等工具一同放入干燥箱内进行干燥和预热。
[0021]S1.2、合金熔炼
采用电阻炉熔炼镁合金，设置电阻炉温度升到400℃时，将预热好的镁块加入到坩埚中，并在其表面均匀撒上预热好的盐类覆盖剂，将放有镁块的坩埚夹入电阻炉，同时向炉膛内通入氩气(Ar2)，本发明采取盐类覆盖剂+Ar2复合保护的方法进行熔体保护，防止镁熔体的氧化和燃烧，得到高品质洁净镁合金熔体。电阻炉温度升至720℃时，恒温保温30分钟确保镁块完全熔化。镁块熔化后，扒渣，加入预热好的锌块，均匀撒上覆盖剂后升温。电阻炉温度升至780℃时，扒渣，加入预热好的钇粒，搅拌后撒覆盖剂，将炉温升到780℃并进行保温。保温15分钟后，将炉温降至750℃，扒渣，向镁熔体中撒入精炼剂进行精炼。精炼后，将炉温回升至750℃后，使镁熔体在750℃静置30分钟。
[0022]S1.3、合金浇铸与凝固
在750℃下保温30分钟后将炉温降低至730℃，扒渣，将镁熔体浇铸到预热好的金属模具(200℃)中。待合金熔体在空气中完全凝固，并随模具温度自然冷却到室温后，将试样从模具中敲出得到95.17Mg-3.53Y-1.30Zn铸造镁合金试棒，其直径为82mm，高为200mm。
[0023]S2、累计大挤压比挤压95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金单元
S2.1、均质处理
铸造镁合金试棒直接进行热挤压易出现组织不均匀与过热等问题。其次，均质处理可以使Y与Zn原子最大限度地溶到Mg基体中，从而得到过饱和固溶体。因此，为了改善镁合金组织，提高其后续塑性变形能力，需对铸造合金试棒进行均质处理。在本发明中，均质处理在管式炉中进行，铸造镁合金试棒用MgO粉末覆盖，将其放入管式炉中，随后进行抽真空，再持续通入Ar2进行气体保护。设定均质处理温度为500℃，均质处理时间为30小时。设定时间完成后，关闭电源，迅速将镁合金试棒从炉内取出进行水淬处理，得到均质态镁合金试棒。
[0024]S2.2、第一道次小挤压比挤压
参见图2、图3和图4，选用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括了挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套，最大挤压力500吨。对于第一道次挤压，选用挤压比为4/1的小挤压比挤压凹模，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s，挤压坯料直径为80mm，高度为50mm。挤压前，将均质态镁合金试棒放入热处理炉中进行预热处理，而挤压模具在挤压机工作台上设有的保温炉中预热。试棒和挤压模具在挤压温度(420℃)下保温1小时后，在设定好的挤压温度(420℃)和挤压速度(0.4mm/s)下进行挤压，挤出的镁合金试棒进行水淬处理。通过第一道次的小挤压比(4/1)挤压，获得直径为40mm的挤压试棒。
[0025]在本发明中，通过第一道次小挤压比挤压，会在95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金基体内析出大量的长条状14H-LPSO结构相。长条状14H-LPSO结构相的大量析出可严重抑制镁基体内动态再结晶的形核及长大。
[0026]S2.3、第二道次大挤压比挤压
在第二道次挤压中，选用挤压比为25/1的大挤压比挤压凹模，挤压温度为420℃，挤压速度为0.4mm/s，挤压坯料直径为40mm，高度为35mm。挤压前，将第一道次挤出的镁合金试棒放入热处理炉中进行预热处理，挤压模具在挤压机工作台上设有的保温炉中预热。试棒和挤压模具在420℃下保温1小时后，在设定好的挤压温度(420℃)和挤压速度(0.4mm/s)下进行挤压，挤出的镁合金试棒进行水淬处理。通过挤压比为4/1的第一道次小挤压比挤压和挤压比为25/1的第二道次大挤压比挤压，实现了总挤压比为100/1的镁合金累计大挤压比挤压成形制备，获得直径为8mm的挤压试棒。
[0027]在本发明中，通过第二道次大挤压比挤压，会促使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金基体内发生完全再结晶现象。同时，大挤压比的挤压使第一道次析出的长条状14H-LPSO结构相转化成为再结晶晶粒内部的精细状14H-LPSO结构相。而精细状14H-LPSO结构相能够严重阻碍晶界的迁移，克服动态再结晶的异常长大，促成完全且细小的再结晶组织。
[0028]对比例1
单道次挤压对比试验：
参见图1，本发明设计了三组不同挤压温度下的单道次挤压对比试验，与实施例1不同的步骤操作如下(其余步骤相同)：
选用挤压比为25/1的挤压凹模，挤压温度分别为350℃，380℃，420℃，挤压速度为0.4mm/s，挤压坯料直径为40mm，高度为35mm。挤压前，将均质态镁合金试棒放入热处理炉中进行预热处理，而挤压模具在挤压机工作台上设有的保温炉中预热。试棒和挤压模具在挤压温度(350℃、380℃、420℃)下保温1小时后，在设定好的挤压温度(350℃、380℃、420℃)和挤压速度(0.4mm/s)下进行挤压，挤出的镁合金试棒进行水淬处理。通过挤压比为25/1的单道次挤压，获得直径为8mm的挤压试棒，参见图3。三组单道次挤压试验的条件如下：
(1)挤压比为25/1、挤压速度为0.4mm/s、挤压温度为350℃;
(2)挤压比为25/1、挤压速度为0.4mm/s、挤压温度为380℃;
(3)挤压比为25/1、挤压速度为0.4mm/s、挤压温度为420℃;
对比结论分析，参见图5至图7：
(1)实施例1仅通过两道次挤压变形，累计挤压比达到了100，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金在挤压温度为420℃条件下，获得了完全且细小的再结晶组织，且再结晶晶粒尺寸仅为1.68μm。相比于两道次挤压，在单道次挤压过程中，当挤压温度从350℃增加到420℃时，95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金虽然获得了完全再结晶组织，但温度的升高使再结晶晶粒异常长大，晶粒尺寸从1.66μm(350℃)增加到了6.12μm(420℃)。
[0029](2)本发明实施例1通过特定的两道次累计大挤压比挤压变形，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金中动态析出了大量高密度精细14H-LPSO结构强化相，该析出相可对再结晶产生显著的晶界钉扎作用，能够大幅度抑制再结晶的进一步长大，从而获得了完全且细小的再结晶组织。
[0030](3)本发明实施例1通过特定的两道次累计大挤压比挤压变形，使95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金的屈服强度、抗拉强度与延伸率分别可以达到340MPa、382MPa与25.2%，呈现优异的高强高韧匹配。相比于两道次挤压，单道次挤压随着温度从350℃增加到420℃，95.17Mg-3.53Y-1.30Zn镁合金的屈服强度与抗拉强度从326/332MPa降低到236/278Mpa，而延伸率从7.7%增加到20.6%，呈现明显的强韧性倒置关系。
[0031]以上内容是结合具体的优选实施方式对本发明所做的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施方式仅限于此，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的前提下，还可以做出若干简单的推演或替换，都应当视为属于本发明由所提交的权利要求书确定专利保护范围。
说明书附图(7)
