一种高强韧变形稀土镁合金及其制备方法

1.本发明属于材料技术领域，涉及稀土镁合金，特别涉及一种高强韧变形稀土镁合金及其制备方法。


背景技术：

2.镁合金因其重量轻、比强度高、可回收性优异，在汽车工业、3c制品、航空航天等领域具有广阔的应用前景。近年来，虽然挤压镁合金在市场上的应用率稳步增长，但挤压镁合金的商业化应用率与挤压铝合金相比仍有不小的差距，主要是因为挤压镁合金挤压不良、拉伸压缩屈服不对称、绝对强度低等问题限制了其商业化发展。而提高镁合金的强度和挤压效率可以有效扩大镁合金的商业应用范围，其中合金成分和热挤压工艺参数是影响挤压合金组织和性能的决定性因素。
3.在变形镁合金中，mg-re系合金表现出高强韧是近年来研究较多的高性能稀土镁合金，同时zr作为最有效的晶粒细化剂，mg-re-zn-zr成为变形镁合金的青睐对象，其室温抗拉强度可高达500mpa，但塑性相对较低，延伸率大多在5～10％。因此，如何在保证变形稀土镁合金力学强度的同时提高变形稀土镁合金塑性是本领域技术人员有待解决的技术问题。


技术实现要素：

4.针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的就在于提供一种高强韧变形稀土镁合金及其制备方法，本发明制得的变形稀土镁合金具有良好的力学强度和塑性。
5.本发明的技术方案是这样实现的：
6.一种高强韧变形稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下化学成分：gd：9～12wt％；y：1～3wt％；zn：0.5～1.5wt％；mn：0.5～0.8wt％；fe≤0.003wt％；cu≤0.002wt％；si≤0.005wt％；ni≤0.0012wt％；其余为mg和不可避免的杂质。
7.进一步地，按质量百分比计，gd：10.55wt％；y：1.68wt％；zn：1.00wt％；mn：0.64wt％。
8.前面所述的一种高强韧变形稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
9.(1)铸造得到成分合格的镁合金铸锭，按质量百分比计，其镁合金铸锭包括如下化学成分：gd：9～12wt％；y：1～3wt％；zn：0.5～1.5wt％；mn：0.5～0.8wt％；fe≤0.003wt％；cu≤0.002wt％；si≤0.005wt％；ni≤0.0012wt％；其余为mg和不可避免的杂质；
10.(2)将镁合金铸锭在480～500℃下固溶6～10h，再升温至520～540℃，固溶10～14h，空冷至室温，得到固溶后的锭子；
11.(3)将固溶后的锭子在400～440℃下进行挤压，得到挤压棒，其中挤压比为14～16；
12.(4)将挤压棒在180～220℃下热处理40～60h，空冷至室温，即得到所述高强韧变形稀土镁合金。
13.进一步地，步骤(1)中，镁合金铸锭按以下方法铸造得到：
14.s1：准备纯镁、纯锌、mg-gd中间合金、mg-y中间合金和mg-mn中间合金；
15.s2：将纯镁放入坩埚并置于熔炼炉内，设置熔炼炉的温度为650～670℃，通入co2和sf6的混合气体进行保护；待纯镁熔化后，升温至680～720℃，将纯锌、mg-gd中间合金、mg-y中间合金和mg-mn中间合金加入坩埚内；待全部熔化后，搅拌熔体使得合金成分均匀；
16.s3：将熔体升温至730～750℃，去除熔体表面浮渣后，向熔体中加入精炼剂，然后搅拌精炼处理3～5min；
17.s4：精炼结束后，在730～750℃下静置30～40min，然后水冷即得到所述镁合金铸锭。
18.进一步地，在s2中，先在钢制坩埚内壁涂覆六方氮化硼，同时在100～300℃下对熔炼炉进行预热烘干，然后将纯镁放入坩埚，再将装有纯镁的坩埚置于熔炼炉内。
19.进一步地，所述精炼剂为c2cl6，其加入量为熔体质量的0.5～1％。
20.与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
21.1、本发明采用mn元素作为晶粒细化剂，通过双级固溶处理+挤压+时效处理，能有效提高变形稀土镁合金的塑性，使得变形稀土镁合金具有良好的力学强度和塑性。具体地，双级固溶处理在低温固溶阶段促使析出低温固溶能析出的mg5(gdy)，从而在高温固溶阶段提高各个元素的溶解度，能更有效消除合金中树枝状微观组织，提高基体的固溶程度和mn元素的分布，然后进行挤压，更有利于合金组织连续动态再结晶和第二相的动态析出更弥散，提高合金性能。
22.2、相对于现有技术常用的zr元素，本发明采用mn元素作为晶粒细化剂能有效降低生产成本，同时能有效降低合金晶粒大小，能大幅提高合金性能。
23.3、本发明制得的变形稀土镁合金的抗拉强度达到445mpa、屈服强度达到402mpa，延伸率达到13％，具有良好的力学强度和塑性
附图说明
24.图1-实施例1、对比例1和对比例2得到的镁合金的应力应变曲线。
25.图2-实施例1中镁合金铸锭挤压变形垂直于挤压方向的金相显微组织om图。
26.图3-实施例1中镁合金铸锭挤压变形后垂直于挤压方向的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
27.图4-对比例1中镁合金铸锭挤压变形垂直于挤压方向的金相显微组织om图。
28.图5-对比例2中镁合金铸锭挤压变形垂直于挤压方向的金相显微组织om图。
29.图6-对比例2中镁合金铸锭挤压变形后垂直于挤压方向的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
30.图7-实施例1制得的镁合金拉伸断口扫描电子显微镜sem图。
具体实施方式
31.下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细说明。
32.实施例1
33.(1)配料：采用纯mg(99wt％)、纯zn(99wt％)、mg-25gd(99wt％)、mg-20y(99wt％)
和mg-10mn(99wt％)，配料目标合金；
34.(2)熔炼：在钢制坩埚内壁涂覆六方氮化硼，同时在200℃下对熔炼炉进行预热烘干，然后将纯mg放入坩埚并置于熔炼炉内，设置熔炼炉的温度为670℃，通入co2和sf6的混合气体进行保护；待纯mg熔化后，升温至720℃，将纯zn、mg-25gd、mg-20y和mg-30mn中间合金加入坩埚内；待全部熔化后，搅拌熔体使得合金成分均匀；
35.(3)精炼：将熔体升温至740℃，去除熔体表面浮渣后，向熔体中加入精炼剂c2cl6(其加入量为熔体质量的0.8％)，然后充分搅拌均匀；
36.(4)静置：将熔体温度升温至740℃后静置30min后进行水冷，得到镁合金铸锭；
37.(5)固溶：在上述镁合金铸锭上取得h＝100mm的锭子，然后将取下的锭子在500℃恒温固溶，固溶时间8h，随后升温至520℃继续恒温固溶，固溶时间12h，空冷至室温；
38.(6)挤压：将固溶后得到的锭子在高温420℃、挤压比为16/1条件下进行挤压得到的的挤压变形镁合金(挤压态)；
39.(7)热处理：将挤压变形镁合金在200℃下热处理48h，空冷至室温，即得到所述高强韧变形稀土镁合金(挤压+热处理态)。
40.对比例1
41.(1)固溶：在实施例1镁合金铸锭上取得h＝100mm的锭子，然后将取下的锭子在500℃恒温固溶，固溶时间8h，随后升温至520℃继续恒温固溶，固溶时间12h，空冷至室温；
42.(2)挤压：将固溶后得到的锭子在高温420℃、挤压比为10/1条件下进行挤压得到的的挤压变形镁合金(挤压态)；
43.(3)热处理：将挤压变形镁合金在200℃下热处理48h，空冷至室温，即得到所述高强韧变形稀土镁合金(挤压+热处理态)。
44.对比例2
45.本实施例同实施例1，不同之处在于，本实施例采用mg-25zr(99wt％)替代mg-10mn(99wt％)。
46.1、实施例1和对比例2制备的vw92铸态合金的实际成分如表1所示。
47.表1、不同熔炼工艺的vw92铸态合金的实际成分(wt.％)
[0048][0049]
2、对实施例1、对比例1、对比例2得到的挤压态和挤压态+热处理态样品进行拉伸实验，其拉伸实验数据见表2，得到的应力应变曲线如图1所示。
[0050]
表2.拉伸实验数据
[0051][0052]
由上表可以看出，(1)相对于对比例1(挤压比为10/1)，实施例1(挤压比16/1)中挤压态和挤压态+热处理态的样品的力学性能均较好，说明在该铸造合金中，较大的挤压比对合金力学性能提升较大。
[0053]
(2)实施例1中挤压态样品的力学性能与对比例2中的挤压态样品的力学性能相近，但在经过热处理之后，实施例1镁合金的抗拉强度达到了445mpa、屈服强度达到了402mpa，延伸率为13％，相比对比例2，其抗拉强度高出38mpa，屈服强度高出125mpa，说明采用本发明所述制备方法制备变形镁合金，添加mn比添加zr更能有效提高镁合金的力学强度。
[0054]
2、(1)根据图2、图4、图5可以观察镁合金的晶粒大小，根据截线法计算合金晶粒大小，其中实施例1得到的镁合金晶粒度约为4.7μm，对比例1得到的镁合金晶粒度为4.3μm，对比例2得到的镁合金晶粒度约为6.3μm。挤压比较小的对比例1样品再结晶区平均晶粒尺寸更小，但再结晶程度较小；而较大的挤压比为再结晶提供了更高的应变能，因此合金更容易发生再结晶，同时结合金相比较挤压比较大的组织中lpso相发生破碎程度更大，碎片更细小，分布更弥散。添加zr的对比例2与添加mn的变形镁合金的晶粒度相比，zr的加入通过形成形核剂，可以显著细化铸态镁合金晶粒，但在固溶处理期间，它不能限制晶粒生长，且对挤压合金晶粒无限制作用；mn对铸态镁合金晶粒尺寸的影响很小，但固溶处理过程中析出的α-mn颗粒对挤压过程中再结晶晶粒的长大起到了限制作用，有利于细化挤压态合金的晶粒。
[0055]
(2)由图3、图6可见，经过挤压后在晶界和α-mg与块状lpso相的相界面处形核并长大形成再结晶晶粒，破碎的lpso相分布于晶界处，通过颗粒诱导机制进一步促进再结晶的同时也对晶界起到钉扎作用，抑制再结晶晶粒的长大，而添加mn的合金中α-mn颗粒在晶界对析出lpso进一步限制，可以看出实施例1中的lpso相分布更弥散。
[0056]
(3)实施例1制得的镁合金拉伸断口扫描电子显微镜sem图如图7所示，其中，7(a)为断口的宏观形貌图；7(b)为(a)的局部放大图，由图7可见，实施例1中经过挤压+热处理后的变形镁合金中存在大量的韧窝和少许的解理面，证实了该变形镁合金较大的塑性。
[0057]
最后需要说明的是，本发明的上述实施例仅是为说明本发明所作的举例，而并非是对本发明实施方式的限定。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。

技术特征：
1.一种高强韧变形稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下化学成分：gd：9～12wt％；y：1～3wt％；zn：0.5～1.5wt％；mn：0.5～0.8wt％；fe≤0.003wt％；cu≤0.002wt％；si≤0.005wt％；ni≤0.0012wt％；其余为mg和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的一种高强韧变形稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，gd：10.55wt％；y：1.68wt％；zn：1.00wt％；mn：0.64wt％。3.权利要求1所述的一种高强韧变形稀土镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：(1)铸造得到成分合格的镁合金铸锭，按质量百分比计，其镁合金铸锭包括如下化学成分：gd：9～12wt％；y：1～3wt％；zn：0.5～1.5wt％；mn：0.5～0.8wt％；fe≤0.003wt％；cu≤0.002wt％；si≤0.005wt％；ni≤0.0012wt％；其余为mg和不可避免的杂质；(2)将镁合金铸锭在480～500℃下固溶6～10h，再升温至520～540℃，固溶10～14h，空冷至室温，得到固溶后的锭子；(3)将固溶后的锭子在400～440℃下进行挤压，得到挤压棒，其中挤压比为14～16；(4)将挤压棒在180～220℃下热处理40～60h，空冷至室温，即得到所述高强韧变形稀土镁合金。4.根据权利要求3所述的一种高强韧变形稀土镁合金的制备方法，其特征在于，步骤(1)中，镁合金铸锭按以下方法铸造得到：s1：准备纯镁、纯锌、mg-gd中间合金、mg-y中间合金和mg-mn中间合金；s2：将纯镁放入坩埚并置于熔炼炉内，设置熔炼炉的温度为650～670℃，通入co2和sf6的混合气体进行保护；待纯镁熔化后，升温至680～720℃，将纯锌、mg-gd中间合金、mg-y中间合金和mg-mn中间合金加入坩埚内；待全部熔化后，搅拌熔体使得合金成分均匀；s3：将熔体升温至730～750℃，去除熔体表面浮渣后，向熔体中加入精炼剂，然后搅拌精炼处理3～5min；s4：精炼结束后，在730～750℃下静置30～40min，然后水冷即得到所述镁合金铸锭。5.根据权利要求4所述的一种高强韧变形稀土镁合金的制备方法，其特征在于，在s2中，先在钢制坩埚内壁涂覆六方氮化硼，同时在100～300℃下对熔炼炉进行预热烘干，然后将纯镁放入坩埚，再将装有纯镁的坩埚置于熔炼炉内。6.根据权利要求4所述的一种高强韧变形稀土镁合金的制备方法，其特征在于，所述精炼剂为c2cl6，其加入量为熔体质量的0.5～1％。

技术总结
本发明公开了一种高强韧变形稀土镁合金及其制备方法，该镁合金按质量百分比计，包括如下化学成分：Gd：9～12wt％；Y：1～3wt％；Zn：0.5～1.5wt％；Mn：0.5～0.8wt％；Fe≤0.003wt％；Cu≤0.002wt％；Si≤0.005wt％；Ni≤0.0012wt％；其余为Mg和不可避免的杂质。制备时，先铸造得到成分合格的镁合金铸锭；然后将镁合金铸锭在480～500℃下固溶6～10h，再升温至520～540℃，固溶10～14h，空冷至室温，得到固溶后的锭子；将固溶后的锭子在400～440℃下进行挤压，得到挤压棒，其中挤压比为14～16；将挤压棒在180～220℃下热处理40～60h，空冷至室温，即得到所述高强韧变形稀土镁合金。本发明制得的变形稀土镁合金具有良好的力学强度和塑性。度和塑性。度和塑性。


技术研发人员：程仁菊 刘力瑞 邓代亿 王海军 杨明波 蒋林希
受保护的技术使用者：重庆理工大学
技术研发日：2023.08.07
技术公布日：2023/9/26