本發(fā)明涉及一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法及產(chǎn)品，具體屬于合金制備技術(shù)領(lǐng)域。

背景技術(shù)：

輕量化對汽車工業(yè)、高速鐵路以及航空航天等領(lǐng)域有著巨大的經(jīng)濟效益、環(huán)保效益和社會效益。而鎂合金作為最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料具有巨大的輕量化潛力，從應(yīng)用開發(fā)到基礎(chǔ)研究都引起世界各國學(xué)者極大的興趣和廣泛的關(guān)注。

鎂為密排六方(HCP)晶體結(jié)構(gòu)，其塑性變形機制為基面、柱面、錐面滑移和錐面孿生。室溫下僅有基面<a>兩個獨立的滑移系開動，且缺乏足夠的可協(xié)調(diào)C軸變形的獨立形變機制，而非基面滑移很難被激活，不能滿足VonMises準則。鎂合金這一變形特征不僅造成鎂合金室溫塑性及成形能力差，也使得鎂合金在經(jīng)過熱加工之后形成強烈的織構(gòu)，不利于后續(xù)的加工成型過程，極大地限制了鎂合金廣泛應(yīng)用。

一般研究認為，孿生對于HCP結(jié)構(gòu)的鎂合金而言在形變過程中扮演著十分重要的角色。孿生會造成較大的晶體點陣旋轉(zhuǎn)，使得晶粒取向改變，故孿生是協(xié)調(diào)鎂合金沿C軸應(yīng)變的重要的變形方式。鎂合金中最常見的孿生機制是拉伸孿生、壓縮孿生和二次孿生，在近年來關(guān)于孿生的研究中，研究者主要關(guān)注的是拉伸孿生以及拉伸孿生對鎂合金形變及力學(xué)性能的影響，而在壓縮孿生及二次孿生對鎂合金室溫形變及力學(xué)性能影響方面的研究報道較少。因此，研究一種通過產(chǎn)生壓縮孿生及二次孿生改善鎂合金室溫塑性的方法，顯得尤為必要。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

為解決現(xiàn)有技術(shù)的不足，本發(fā)明的目的在于提供一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法及產(chǎn)品，所述制備方法條件易控制，所得產(chǎn)品具有良好的室溫塑性。

為了實現(xiàn)上述目標，本發(fā)明采用如下的技術(shù)方案：

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金和Mg-30Zr中間合金，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度進行下拉，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度(即由下拉桿和水冷銅環(huán)形成的水冷系統(tǒng)的冷端和較高的澆鑄溫度的液態(tài)合金構(gòu)成實驗所需的溫度梯度，再利用保溫套保證未凝固的液態(tài)金屬部分處于澆鑄時的溫度，通過控制提拉速度保證冷端對剛從保溫套中拉出來的液態(tài)合金的激冷能力，從而維持澆鑄開始建立的溫度梯度)，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。

前述具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法中，澆鑄溫度為750℃～850℃。

前述具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法中，提拉速度為5mm/min～25mm/min。

前述具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法中，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫。

前述具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法中，按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠91.3～94.8份、純度為99.9wt.％的Zn錠4.1～6.1份、Mg-30Y中間合金1.0～2.0份和Mg-30Zr中間合金0.2～0.7份。

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法制備得到的鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 4.00％～6.00％、Y 0.30％～0.60％、Zr 0.05％～0.20％和余量百分比的Mg。

優(yōu)選地，前述具有良好室溫塑性的鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 4.78％、Y 0.45％、Zr 0.10％和余量百分比的Mg。

為了確保本發(fā)明方案的科學(xué)、合理、有效，發(fā)明人進行了一系列實驗。

一、制備樣品

取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金(Y的質(zhì)量分數(shù)為30％)和Mg-30Zr中間合金(Zr的質(zhì)量分數(shù)為30％)，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫；保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致。再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度進行下拉，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。利用ICAP6300等離子體光譜分析定向凝固合金的最終化學(xué)成分(wt.％)為4.78Zn，0.45Y，0.10Zr，余量為Mg。

二、實驗過程

利用線切割沿定向凝固試樣的縱截面切取拉伸試樣。利用UTM-5305電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為0.0001s^-1。利用LEO JSM 5400型掃描電子顯微鏡觀察了定向凝固Mg合金顯微組織及拉伸斷口形貌，利用2500/PC型X射線衍射儀進行物相分析，掃描步長為0.3°，在20°與90°(2θ)之間測量XRD衍射譜。從拉伸試樣斷口處截取約8mm試樣，經(jīng)800#-4000#砂紙打磨后，進行電解拋光(電解液為30％硝酸酒精，電壓1.5V，電解時間為3s)，制備EBSD分析用樣品。利用EDAX TSL(Mahwah,NJ)OIM EBSD系統(tǒng)采集EBSD數(shù)據(jù)，并運用Channel 5進行數(shù)據(jù)分析和處理。

三、實驗結(jié)果

1、定向凝固鎂合金拉伸斷口形貌。

圖1為定向凝固鎂合金的縱向截面顯微組織的SEM圖。圖2是定向凝固鎂合金的XRD圖。由圖1可知，定向凝固鎂合金的顯微組織特征為：一次臂平行生長，縱向晶界平直、無橫向晶界具有特定晶粒取向的柱狀晶組織，一次臂間距平均約為50μm；縱向晶界上分布著長條狀晶間第二相，EDS分析結(jié)果顯示縱向晶界上第二相中Mg、Zn、Y和Zr原子分數(shù)分別為22.55％、57.30％、10.15％和0.24％，其中Mg:Zn:Y≈3:6:1，結(jié)合圖2所示的XRD譜可知，晶間第二相多為準晶I-Mg₃Zn₆Y相，即定向凝固Mg-Zn-Y-Zr合金室溫組織為以柱狀晶方式生長的α-Mg基體和沿柱狀晶晶界分布的準晶I-Mg₃Zn₆Y相。

由圖2所示的定向凝固Mg合金XRD譜可知，錐面衍射峰強度最高,而(0002)基面衍射峰強度較低，這與通常具有等軸晶的Mg合金中(0002)衍射峰強度最大明顯不同，表明錐面作為定向凝固Mg合金優(yōu)先生長晶面。

圖3分別為定向凝固Mg合金室溫下工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(沿著柱狀晶生長方向進行拉伸實驗)及拉斷后拉伸試樣形貌。由圖3可知，該定向凝固Mg合金的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線與一般鎂合金不同，在屈服點(屈服強度為180MPa)以后出現(xiàn)極小一段加工硬化后，強度達到188MPa，之后應(yīng)力-應(yīng)變曲線上出現(xiàn)了很長一段流變應(yīng)力不變的階段，這一階段一直持續(xù)到拉伸試樣斷裂，經(jīng)測試其延伸率高達24％。從斷裂后拉伸試樣形貌也可知，試樣整體發(fā)生了均勻塑形變形，這表明室溫下該定向凝固鎂合金具有良好的延展性能，這對于具有HCP結(jié)構(gòu)的凝固態(tài)鎂合金是難能可貴的。

圖4為定向凝固鎂合金室溫拉伸斷口形貌。由圖4可知，其斷口中多為大小不一的等軸韌窩，韌窩壁光滑，這與低碳鋼拉伸斷口中的韌窩形貌十分相似；此外，還有圖中所示的扇形花樣及撕裂韌窩形貌，表明該定向凝固鎂合金的斷裂類型屬于延性斷裂。

2、定向凝固鎂合金室溫拉伸過程中形變組織EBSD分析

2.1、孿生特性分析

圖5分別為定向凝固鎂合金室溫拉伸5％、10％和24％(拉斷)時形變組織(縱截面)EBSD取向成像圖及相應(yīng)的孿晶類型分析圖。由圖5可知，經(jīng)定向凝固的鎂合金在本實驗條件下獲得的柱狀晶Mg基體生長方向更接近與方向平行(見圖8所示的反極圖)，優(yōu)先生長晶面更傾向于錐面，結(jié)合XRD譜推斷柱狀晶優(yōu)先生長晶面多為錐面。當沿著柱狀晶生長方向進行拉伸變形時，相當于垂直于C軸拉伸。

在上述條件下進行拉伸變形，當形變量為5％時，如圖5A所示，柱狀晶Mg基體內(nèi)首先被激活的呈細長竹葉狀交叉分布的孿晶變體，經(jīng)分析(圖5B)細長竹葉狀孿晶變體與基體取向差為56±4°故為壓縮孿晶，所占比例約為49％(圖5D)；在壓縮孿晶內(nèi)有少量二次孿晶生成，如圖5C所示(圖5C為圖5A取向成像圖局部歐拉角放大像)，形成雙孿晶(取向差38±4°如圖5B所示)，所占比例約為11％(圖5D)；此外，還有少量的拉伸孿晶(取向差86°)。由圖5C可清晰地觀察到，壓縮孿晶變體的取向會隨其內(nèi)部二次拉伸孿生的發(fā)生而改變，在相對較寬的孿晶變體內(nèi)二次拉伸孿晶變體也交叉，孿晶變體交叉處、孿晶變體細尖端等部位有再結(jié)晶晶粒鏈珠生成以及壓縮孿晶變體邊界“扭折”、“碎化”等現(xiàn)象。

隨著變形的持續(xù)，壓縮孿晶變體取向愈加趨于一致，如圖6A所示，形變量增至10％時，壓縮孿晶變體組成細的平行帶，許多細帶緊靠在一起，組成一個寬帶，即壓縮孿晶多以帶群形式分布；兩條較寬、較長的壓縮孿晶帶群間平行分布著與之成約80°的若干相對較窄、較短的壓縮孿晶帶群，經(jīng)分析壓縮孿晶變體為此外，如圖6B所示，在10％形變條件下，雙孿晶數(shù)量明顯增多(約占23％，如圖6C所示)，意味著在持續(xù)的拉伸形變過程中壓縮孿晶變體內(nèi)有更多的二次孿晶產(chǎn)生。從圖6D所示的高倍下壓縮孿晶帶群EBSD取向成像圖中能夠清晰地看到在壓縮孿晶變體內(nèi)有大量的二次拉伸產(chǎn)生，且由于大量雙孿晶的形成，使壓縮孿晶變體界面的“扭折”、“碎化”現(xiàn)象越加趨于嚴重，甚至細碎的壓縮孿晶帶群成為“滑移”帶。此外，如圖6E-F所示，孿晶變體交叉處及壓縮孿晶變體內(nèi)已經(jīng)有再結(jié)晶晶粒生成。

當形變量增至24％(拉斷)時，如圖7所示，柱狀晶Mg基體中布滿了縱橫交錯的壓縮孿晶帶群，壓縮孿晶變體不但“扭折”、“碎化”等現(xiàn)象愈加明顯，還出“分叉”等現(xiàn)象，更多地再結(jié)晶晶粒鏈形成于壓縮孿晶帶群內(nèi)及孿晶變體交匯處。這可能與壓縮孿晶除界面難以遷移易造成應(yīng)力集中外，其周圍易激發(fā)出同類孿晶產(chǎn)生孿晶帶群加速了帶內(nèi)亞晶取向的變化，因而更有效地促進了再結(jié)晶形核。如圖7C所示，拉斷時雙孿晶所占比例降至10％，壓縮孿晶所占比例升至48％，拉伸孿晶所占比例依然在10％。此外，由圖7C可知，晶粒取向在70±5°處出現(xiàn)峰值，較(64°)偏離6°。

2.2、孿晶類型與晶體取向

圖8為壓縮孿晶取向成像圖及相對應(yīng)的取向分布圖。由圖8可知，發(fā)生壓縮孿生后的基體取向落在極圖中心點，其取向平行于表明壓縮孿生后基體取向嚴格遵守基面取向，從而達到按外界應(yīng)力的方向變化，壓縮孿晶取向落在與RD軸成56°的柱面滑移區(qū)與錐面滑移區(qū)交界處。

圖9為雙孿晶變體EBSD取向成像圖及相對應(yīng)的{0001}極圖與反極圖。從圖9A,B中可以清晰地觀察到壓縮孿晶變體內(nèi)有兩種不同取向的二次拉伸孿晶生成，與壓縮孿晶界成56°的二次拉伸孿晶變體更多、尺寸更大，與壓縮孿晶界成84°的二次拉伸孿晶變體數(shù)量很少，且尺寸也相對較??；壓縮孿晶變體取向由于其內(nèi)二次拉伸孿晶的生成發(fā)生了改變(圖9A)，二次拉伸孿晶取向與壓縮孿晶取向呈極心對稱分布，分別落與TD軸呈30°的柱面滑移區(qū)與錐面滑移區(qū)交界處；拉伸孿晶變體取向落在拉伸孿晶區(qū)(圖9C)。雙孿晶形成后，其基體取向依然落在極圖中心點，與平行(圖9C)。

此外，對比圖8和圖9還可以看到，形變初始僅存壓縮孿晶或壓縮孿晶內(nèi)二次拉伸孿晶生成量很少時，Mg基體的晶面為錐面，隨著大量的二次拉伸孿晶在壓縮孿晶變體內(nèi)生成，基體的晶面取向逐漸轉(zhuǎn)向柱面，而拉斷時，Mg基體為柱面。這說明在形變過程中，Mg基體的取向也在發(fā)生了變化。

2.3、形變組織的Scimid因子

實驗發(fā)現(xiàn)，形變量較小(5％)時形成的細長竹葉狀壓縮孿晶變體及壓縮孿晶變體內(nèi)產(chǎn)生少量二次拉伸孿晶的雙孿晶變體的Scimid因子高為0.4～0.5。隨著形變量的增大，當壓縮孿晶帶群形成(10％形變量)后，孿晶變體Scimid因子有所降低，約為0.35～0.4。最終拉斷時，雖然占比例高達49％的壓縮孿晶Scimid因子較高，但因?qū)\晶變體中有再結(jié)晶晶粒粒珠的生成，這些再結(jié)晶晶粒具有較硬的Scimid因子(0.2左右)。

此外，Mg基體的Scimid因子由變形初始階段的0.2左右逐漸變?yōu)槔瓟鄷r的0，即基體一直處于硬取向。

2.4、孿生與滑移相互作用

圖10分別為不同形變量下形變組織中小角度分布EBSD分析圖。從圖10可知，小角度晶界多集中在孿晶界處，尤其是壓縮孿晶帶群處的小角度晶界密度更高(圖10B)，這表明在形變過程中孿晶與位錯間存在強烈的交互作用。

本實驗通過EBSD分析結(jié)果也顯示，拉伸形變過程中位錯在孿晶界處滑移受阻，塞積在孿晶界處，孿晶與位錯間存在強烈的交互作用。孿晶與位錯之間的相互作用有可能改變滑移模式，激活非基面滑移或產(chǎn)生交滑移，這均能顯著提高鎂合金均勻塑性變形能力。

本發(fā)明的有益之處在于：本發(fā)明提供了一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，所得產(chǎn)品具有良好的延展性能。本發(fā)明中通過控制原料組分、澆鑄溫度和提拉速度，得到特定優(yōu)先生長晶面的柱狀晶，從而使得最終合金產(chǎn)品具有良好的室溫塑性。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下優(yōu)點：

(1)利用定向凝固技術(shù)在本發(fā)明合金制備出一次臂平行生長、縱向晶界較平直、無橫向晶界、具有特定晶粒取向((Mg晶體優(yōu)先生長晶面為生長方向為)，一次臂間距約為50μm的柱狀晶組織。

(2)室溫下(沿著柱狀晶生長方向進行拉伸實驗)定向凝固鎂合金的σ_b為188MPa，其延伸率δ高達24％。拉伸斷口多為多為窩壁光滑的大小不一的韌窩，為典型的韌性斷裂。

(3)EBSD取向成像分析表明，在拉應(yīng)力平行于Mg柱狀晶生長方向條件下，拉伸形變過程中首先被激活的是呈交叉分布的細長竹葉狀壓縮孿晶，且壓縮孿晶內(nèi)極易產(chǎn)生二次拉伸孿晶形成雙孿晶；壓縮孿晶與雙孿晶變體取向隨形變量增大而愈加趨于一致，許多細帶狀孿晶變體緊靠一起形成壓縮孿晶帶群，寬大壓縮孿晶帶群間交叉分布著若干近平行排列的窄小壓縮孿晶帶群。壓縮孿晶還會隨著形變持續(xù)出現(xiàn)“扭折”、“碎化”和“分叉”以及在壓縮孿晶帶群內(nèi)形成再結(jié)晶晶粒鏈等現(xiàn)象。

(4)形變初期形成的壓縮孿晶變體具有較高的Scimid因子。壓縮孿晶可通過壓縮孿晶本身、雙孿晶及基體切滑移改變晶粒取向，增大基面滑移Scimid因子。位錯與壓縮孿晶和雙孿晶間存在強烈的交互作用。由壓縮孿晶和雙孿晶主導(dǎo)的塑性變形是具有特定晶粒取向的定向凝固鎂合金室溫下獲得良好塑性變形能力的主要原因。

附圖說明

圖1是本發(fā)明的定向凝固鎂合金組織SEM圖；

圖2是定向凝固鎂合金的XRD圖；

圖3是定向凝固Mg合金室溫下工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線圖；

圖4是定向凝固鎂合金室溫拉伸斷口形貌圖；

圖5是5％拉伸形變組織EBSD取向成像及孿晶類型分析圖；

圖6是10％拉伸形變組織EBSD取向成像及孿晶類型分析圖；

圖7是24％拉伸形變組織EBSD取向成像及孿晶類型分析圖；

圖8是實測壓縮孿晶EBSD取向成像圖及相對應(yīng)的{0001}極圖和反極圖；

圖9是實測雙孿晶EBSD取向成像圖及相對應(yīng)的{0001}極圖和反極圖；

圖10是定向凝固鎂合金形變組織小角度晶界分布EBSD分析圖；

圖中附圖標記的含義：圖5：A-EBSD取向成像圖，B-孿晶類型分析，C-局部歐拉角放大EBSD取向成像圖，D-晶粒取向分析；圖6：A-低倍下壓縮孿晶帶群EBSD取向成像圖，B-低倍下壓縮孿晶帶群孿晶類型分析圖，C-晶粒取向分析，D-高倍下壓縮孿晶帶群EBSD取向成像圖；E-交叉孿晶變體EBSD取向成像圖，F(xiàn)-交叉孿晶變體的大小角度分析圖；圖7：A-EBSD取向成像圖，B-孿晶類型分析，C-晶粒取向分析；圖8：A-壓縮孿晶EBSD取向成像圖，B-相對應(yīng)的{0001}極圖,C-相對應(yīng)的{0001}反極圖；圖9：A-雙孿晶EBSD取向成像圖,B-孿晶分析圖,C-相對應(yīng)的{0001}極圖,D-相對應(yīng)的{0001}反極圖；圖10：a-5％，b-10％，c-24％。

具體實施方式

以下結(jié)合具體實施例對本發(fā)明作進一步的介紹。

本發(fā)明中所用試劑原料均為市售產(chǎn)品。

實施例1

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠94.8份、純度為99.9wt.％的Zn錠4.1份、Mg-30Y中間合金1.0份和Mg-30Zr中間合金0.2份，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度750℃，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫，保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度為5mm/min進行下拉，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。所得鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 4.00％、Y 0.30％、Zr 0.05％和余量百分比的Mg。

實施例2

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠91.3份、純度為99.9wt.％的Zn錠6.1份、Mg-30Y中間合金2.0份和Mg-30Zr中間合金0.7份，取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金和Mg-Zr中間合金，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度850℃，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫，保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度為25mm/min進行下拉，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。所得鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 6.00％、Y 0.60％、Zr 0.20％和余量百分比的Mg。

實施例3

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠93.4份、純度為99.9wt.％的Zn錠4.9份、Mg-30Y中間合金1.5份和Mg-30Zr中間合金0.3份，取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金和Mg-Zr中間合金，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度780℃，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫，保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度為10mm/min進行下拉，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。所得鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 4.78％、Y 0.45％、Zr 0.10％和余量百分比的Mg。

實施例4

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠92.3份、純度為99.9wt.％的Zn錠5.6份、Mg-30Y中間合金1.7份和Mg-30Zr中間合金0.5份，取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金和Mg-Zr中間合金，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度760℃，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫，保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度為15mm/min進行下拉，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。所得鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 5.50％、Y 0.50％、Zr 0.15％和余量百分比的Mg。

實施例5

一種具有良好室溫塑性的鎂合金的制備方法，包括以下步驟：按照重量份數(shù)計，取純度為99.9wt.％的Mg錠93.7份、純度為99.9wt.％的Zn錠4.6份、Mg-30Y中間合金1.2份和Mg-30Zr中間合金0.6份，取純度為99.9wt.％的Mg錠、純度為99.9wt.％的Zn錠、Mg-30Y中間合金和Mg-Zr中間合金，裝入坩堝進行熔化，得到合金液體；隨后控制澆鑄溫度800℃，將合金液體澆鑄到真空定向凝固設(shè)備的石墨模具中，保溫套進行保溫，保溫套溫度與澆鑄溫度保持一致；再通過控制下拉系統(tǒng)的提拉速度為20mm/min進行下拉，水冷系統(tǒng)保持5℃恒溫，水冷系統(tǒng)和合金液體溫度形成溫度梯度，促進澆鑄的合金在特定優(yōu)先生長晶面進行生長，最終凝固得到具有良好室溫塑性的鎂合金。所得鎂合金，按照質(zhì)量百分比，所述鎂合金由以下組分組成：Zn 4.50％、Y 0.35％、Zr 0.18％和余量百分比的Mg。