鹤岗导热镁合金材料价格高导热镁合金型材

同铝合金一样，镁合金铸锭也常常显现裂纹，不过镁合金的裂纹敏感性比铝合金的轻得多，型式也有较大差别，也可以分为热裂纹与冷裂纹，不过镁合金的冷裂纹相当少见，仅在MB5和MB7合金锭中偶尔出现，因此镁合金的热裂纹废品量占95%以上。
　　热裂纹
　　铸锭在有效结晶区间形成的裂纹称热裂纹。在结晶区间内收缩困难是产生热裂纹的主要原因。合金在给定条件下，凡是能缩小脆性区温度范围、减少脆性区内收缩困难的因素都可以减小热裂纹敏感性。
　　合金热裂纹敏感性高低可根据其脆性区内塑性A和线收缩ε的大小判断，即根据温度-塑性图可判断合金敏感性。还A大于0.5%的几乎不产生热裂纹。而当A=0时则称之为脆性区，这时产生热裂纹的几率可以说是了。合金脆性的上限≤固液区的上限，而其下限则≤固液区的下限。
　　对镁合金热裂纹敏感性有影响的主要因素：合金成分与工艺因素。
　　化学成分
　　实验证明，凡是能细化晶粒的因素都能降低合金脆性区的上限，也就是可以缩小脆性的温度范围。因为晶粒越细，则越有利于晶间变形，减少结晶时的收缩阻力，裂纹就不会产生了。例如向Mg+4.5%Zn合金添加0.8%Zr，其固相线由344℃提高到550℃，脆性区缩小了206℃，同时还降低了固液区内的线收缩和提高了固液区的塑性，这三者都有利于消除热裂纹。
　　另外，凡是增大共晶量的组元，都会提高合金的固液区内的塑性。因为增大共晶量，可增大晶界液膜厚度，从而有利于晶界变形，将大大改善补缩条件和裂纹“修复”条件，不但热裂数量减少，而且程度也显著减轻。
　　共晶量和裂纹敏感性并不是呈线性关系，当共晶量小于其一极限值时，裂纹倾向性小，当增加到某一值后，敏感性骤升，再继续加大共晶量，则敏感性又下降，一直到零。

变形镁合金锭的基本铸造工艺参数是速度、温度、冷却水压和结晶器高度，个的可调可控力度大，结晶器一旦制造完毕，它的高度就定下来了。此外，还有一些未纳入制度的相对不太重要的参数，它们也对铸锭组织、裂纹敏感性、致密度、表面品质有一定的影响，例如结晶器锥度、内表面粗糙度、水孔大小、水的喷射角度，铸造漏斗直径、孔径、孔数、沉入熔体深度，等等。
　　在不同的铸造速度时，铸造速度越大，冷却强度也大，液穴深度随着变小。结晶器高度变小时，强却强度也随着变弱。
　　在铸造镁合金圆锭时，在一般情况下，采用高一些结晶器，可以避免通心裂纹。加高结晶器高度，如果调低铸造速度，则表面会产状淬火裂纹。对于热脆性较敏感的合金，若采用低结晶器，相应降低铸造速度，但此时锭表面的冷隔成层缺陷却会增多，同时还可能产生横向裂纹。因此，应合理确定结晶器高度与铸造速度，一旦结晶器高度确定了，也就可以选定铸造速度，铸得既无裂纹，表面品质又好的锭坯。
　　铸造速度一定时，结晶器越高液穴也越深，但当结晶器高度大于200mm后，提高结晶器高度，液穴的变化也不十分明显。
　　提高结晶器高度，也即相对降低了凝固速度，可延长金属中间化合物的生长时间。结晶器越高，对镁合金金属中间化合物尺寸的增大和数量的增多影响也越明显。在铸造200mm×800mm扁锭时，中间金属化合物的偏析与结晶器高度的关系见表1。
　　综合各方面的因素，当铸造直径350mm~690mm锭时，结晶器高度以145mm~250mm为佳；铸造200mm×800mm扁锭的适宜结晶器高度为250mm；铸造260mm×960mm的结晶器高度为300mm。
　　MB15合金的热裂纹敏感性较大，对水冷强度非常敏感，可采取推迟二次水冷方法，不但不会产生热裂纹，而且铸锭表面品质也有所提高。

面聊了铸造镁合金的熔炼，现在来谈谈变形镁合金的熔炼。熔炼变形镁合金多用反射炉，其炉型与铝合金熔炼的相当。镁合金的熔炼过程为：烘炉、洗炉、配料、装炉、熔化、扒渣、加合金元素、转炉、精炼、静置。
　　烘炉
　　新筑砌炉和中修反射炉在熔炼前烘炉。严格按烘炉曲线进行烘炉，时间不短于264h：由室温缓慢地在109h内升至300℃，在300℃保温24h，然后均匀地在25h内升至400℃，保温48h，再在58h内升至900℃完成烘炉。超过240h的停炉后也务必烘炉，时间不短于72h。烘炉很重要，对炉的寿命有重要影响。
　　洗炉
　　新炉与中修后的反射炉在使用前都要进行一次洗炉，以防合金杂质含量升高与去除砖缝中的一部分非金属夹杂及气态夹杂物，在所熔炼合金转组时也应洗一次炉，例如由熔炼Mg-Al-Zn-Mn系合金转熔Mg-Mn系或Mg-Zr系合金，由Mg-Mn系合金转熔Mg-Zr系合金都要洗炉。洗炉用重熔用镁锭或熔剂，装炉量达炉容积的1/2处，升温至760℃~800℃，充分搅拌两次，静置几分后放尽。
　　配料
　　按车间配料标准配料，所有原辅材料务必清洁干燥，无混料，复化料一般不大于40%，所用的镁锭、铝锭、锌锭、混合铈稀土、锆氟酸钾、氯化锰等的品质与化学成分都应符合有关标准。
　　装炉、熔化及扒渣
　　装炉前与炉底均匀地铺一层粉状二号熔剂（质量%：38~46Mgcl2、32~40KCl、5~8BaCl2、3~5CaF2），然后装料，先装碎的，后装镁锭，后装大块废料，装得尽可能密实平整，装完后撒一层薄的二号熔剂，升温熔化，炉内气氛应呈微还原性。
　　在熔炼过程中应严防镁的燃烧，一旦燃烧，立即用二号熔剂熄灭。炉料化平后，扒次渣，扒渣宜平稳，熔体温度升到750℃~770℃时扒第二次渣，渣要把扒尽，但又尽可能地不带出或少带出溶融镁。扒完渣后搅拌一次，静置几分钟后取样分析，取样温度（℃）：MB1、MB8合金的780~800，MB2、MB3、MB5、MB7合金的720~740，MB15合金的780~800。在熔炼过程中按有关规程加入合金化元素，但铝锭、锌锭可随同炉料一起装料，生产MB15合金时，可用纯锆盐，也可用混合锆盐（K2ZrF6+CaF6+LiCl）或Mg-Zr中间合金加锆，加纯锆盐（K2ZrF6、K2ZrCl6、ZrCl4）时熔体温度900℃~920℃，以后两种方式加锆的温度800℃~920℃。
　　转炉
　　经炉前化学分析熔体成分合格温度为750℃~780℃时即可进行转炉，装熔体转入静置炉进行精炼。转炉方法有：静压差法，适于两个炉膛不位于同一水平上，打开流口，熔体便可自动流出；虹吸法；离心泵法；电磁泵法。中国当前多用种方法。
　　精炼
　　镁合金熔体总或多或少地含有一些非金属夹杂物和气体（主要是氢），因此进行精炼，以去除这些异物，提高合金的各项性能。精炼温度730℃~760℃，精炼熔剂用量为约10kg每吨镁合金熔体，精炼时间约10min。
　　除Mg-Li合金外，其他合金均可以用五号熔剂（质量%）精炼：20~35MgCl2、16~29KCl、8~12BaCl2、14~23MgF2、0.5~8.0BaO3。精炼后向熔体表面撒一层精炼剂，静置60min后铸造。
　　含锆的镁合金不用含Al和Mn的氟化物的熔剂精炼，可用四号熔剂；不采用二号熔剂精炼Mg-Mn系和Mg-RE系合金，因为会有熔剂夹杂存在。应尽量缩短含锂和稀土合金的熔炼与精炼时间，以减少烧损，必要时还要补料。对熔炼炉与静置炉应及时清炉，熔炼炉转炉完了和静置炉铸造终了都要清炉。用五号熔剂的精炼时间不短于60min，它可用于精炼所有的变形镁合金。

压铸镁合金时采用熔剂熔炼会带来操作上的诸多困难，特别是热室压铸尤为不便，同时熔剂夹杂更加，上世纪70年代开发的无熔剂熔炼工艺在镁合金熔炼发展史上有着里程碑意义。大量研究表明，CO2、SO2、SF6等气体对镁及镁合金熔体有良好的保护作用，特别是SF6的效果尤为。

镁是轻的结构材料，优点多，随着汽车对产品轻量化和节能减排等要求的提高，为镁的发展创造了大好机遇，成为世界一些国家开发与研究的热门课题，但是国际上对镁及镁合金产品生命周期的环境影响还缺乏全面系统的分析和评价，这也成为制约其大量使用的一个重要因素。目前，德国、澳大利亚和中国等的冶金科学家和材料界人士正致力于原镁提取工艺过程及其产品的LCA研究，取得了可喜的成果。2003年澳大利亚科学家的研究表明，电解法提取原镁的温室气体排放为20.4~26.4kgCO2当量/kg·Mg，而中国皮江法炼镁（含生产硅铁的电耗）的为37~47kgCO2当量/kg·Mg，后者的约为前者的2倍，这成了国际上对中国皮江法炼镁环境影响的负面评价。然而，北京工业大学材料环境协调性评价中心新的研究结果表明，2009年中国较的皮江炼镁法的温室气体排放强度为25.6kgCO2当量/kg·Mg，几乎与电解法的平均水平相当，而且还有进一步降低的空间。这得益于原镁提取过程中采取了综合的节能减排措施，例如全面改造炉窑，采用清洁能源、蓄热式高温空气燃烧技术及余热利用技术等。
　　与铝工业的LCA研究工作相比，对镁及其产品的LCA研究还处于初级阶段。铝、镁等轻质材料是减重的佳材料，对于以汽车为代表的交通运输工具轻量化、节能减排具有十分重要的意义。国际铝业协会在一份报告中称，汽车质量每减轻10%，油耗可降低6%~8%，有研究指出，汽车多用1kg铝在服役期间排放的CO2就可以下降约20kg；如果每辆汽车使用70kg镁合金，每年排放的的CO2可减少30%以上。

中国在发展镁合金方面特别是对镁-稀土合金的研发居世界地位，受到刮目相看，除了前面谈的一些成就，主要成就还有：
　　低成本非稀土镁合金
　　目前发展的新型镁合金的85%以上都或多或少含有稀土，它们的价格昂贵，提高了合金的价格，使其身价倍增，但在性价比上却大打折扣，推广应用不易。因此，研发低成本非稀土型的镁合金显得非常必要，中国在发展这类合金方面也取得了非凡的成就，，如上海交通大学的ASZ511Sb合金、AT72合金、AX51合金。
　　ASZ511Sb（Mg-5Al-1Zn-1Si-0.6Sb）合金，它是一种金属型重力铸造合金，不含合金元素，其主要合金元素为铝、锌、硅，还含有少量的锑与微量的稀土，用于金型重力铸造，铸件的室温屈服强度95N/mm2，抗拉强度Rm=235N/mm2，伸长率A=12%。合金的显微组织为α-Mg+共晶体，其晶体中的Mg2Si呈汉字状，Sb的加入显著细化了Mg2Si，使它成为均匀分布的颗粒。该合金在200℃、50N/mm2条件下的抗蠕变强度与稀土耐热镁合金AE42（Mg-4Al-2RE-0.2Mn）合金的相当，因此可以在100~150℃的温度下长期工作。该合金在5%NaCl盐雾试验时的腐蚀速率比AZ91D合金的低10%。
　　AT72铸造镁合金也是上海交通大学研发的，用于金属型重力铸造，以铝、锡为主要合金元素，还含有锌、锰、稀土等微量元素，金属型重力铸件的室温屈服强度Rp0.2=90N/mm2，抗拉强度Rm=225N/mm2，伸长率A=7%。铸态合金的显微组织以α-Mg固溶体为基体，其中分布着离异共晶Mg17Al12和少量的Mg2Sn，固溶处理后，Mg17Al12溶入基体，但仍有少量的Mg2Sn相。该合金的铝含量不多，有较好的压铸成形性能，与AZ91D合金的相当，但因铝的含量少，仅7%，重力铸件的时效强化效果较弱。AT72-T5合金压、铸件的室温力学性能：屈服强度Rp0.2=125N/mm2，抗拉强度Rm=225N/mm2，伸长率A=4.5%。该合金的抗腐蚀性能与传统AZ91D合金的相当。
　　AX51合金是一种压铸合金，以Al、Sr为主要合金元素，Ti为次要合金元素，是上海交通大学研制的，重力铸件的典型组织为α-Mg+共晶体（α-Mg+Al4Sr），含钛的Mg-5Al-1Sr合金的显微组织发生了明显的变化，晶界上的共晶组织由粗大的层片状转变为球状与短棒状，因而力学性能有较大提高。AX51合金压铸件的典型力学性能：屈服强度Rp0.2=138N/mm2，抗拉强度Rm=270N/mm2，伸长率A=7%。Mg-5Al-1Sr-Ti合金在175℃/70N/mm2的稳态拉伸蠕变速率比不含Sr、Ti合金的小1个数量级。