一种超高强镁合金及其制备方法

1.本发明属于材料技术领域，涉及镁合金，特别涉及一种超高强镁合金及其制备方法。


背景技术：

2.镁合金是目前工程应用中最轻的金属结构材料之一。纯镁的密度仅为1.74g/cm3，约是铝的2/3，铁的1/4，同时，镁合金凭借其减重、高比强度和比刚度等优势成为继钢铁及铝合金之后最具发展潜力的新型结构材料。
3.镁合金由于其密度小、综合力学性能优异，并且在地壳中存量丰富等特点，被广泛的应用于汽车、航空航天、3c等诸多领域。但由于其强度和塑性均较低，这成为阻碍其广泛应用的最重要因素之一。因此，制备具有优良性能的超高强镁合金就显得尤为重要。
4.近些年，为了发展高强度镁合金，开发了以mg-gd、mg-y、mg-nd为代表的高性能稀土镁合金。比如，上海交通大学研制的vw103z铸造镁合金在t6态抗拉强度为328mpa、屈服强度为248mpa、延伸率为1.1％。中南大学研制的mg-y-nd-zn-zr系合金，其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为330mpa、265mpa、6.5％。如何进一步提高镁合金的力学性能(抗拉强度、屈服强度和延伸率)仍然是本领域技术人员有待解决的技术问题。


技术实现要素：

5.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超高强镁合金及其制备方法，本发明的超高强镁合金具有良好的力学性能，具有广泛应用的潜力。
6.本发明的技术方案是这样实现的：
7.一种超高强镁合金，按质量百分比计，包括如下化学成分：gd：8～13wt％；y：1～3wt％；zn：0.5～1.5wt％；zr：0.2～0.8wt％；fe≤0.003wt％；cu≤0.002wt％；si≤0.005wt％；ni≤0.0012wt％；其余为mg和不可避免的杂质。
8.上述超高强镁合金的第一种制备方法，具体包括以下步骤：
9.(1)半连续铸造镁合金铸锭：预热坩埚：将电熔炉温度设定为550～600℃；装炉：先加入镁锭，每层加完后在表面撒一层rj-6熔剂；均匀化处理：将电炉温度升至770～790℃，扒去液体表面浮渣后，向坩埚内加入镁钆中间合金、镁锆中间合金、镁钇中间合金和纯锌，人工搅拌并不断均匀撒rj-6熔剂，搅拌完毕清出锅底及表面浮渣，沉降5～10min；精炼：氩气管插入坩埚底以上80～100mm向四周方向通氩气，流量为0.03～0.08mpa，精炼10～20min，精炼结束后扒出表面浮渣，撒一层rj-6熔剂覆盖，然后依次进行高温静置和低温静置；半连续铸造：半连续铸造时在六氟化硫和氩气保护下，确保结晶器内干燥并在内壁刷润滑油，浇铸温度为710～730℃，水温为室温，铸造速度110～130mm/min，水流量100～120l/min，水压0.15～0.25mpa；
10.(2)时效处理：将镁合金铸锭在190～210℃下保温36～64h，空冷至室温，即得到所述超高强镁合金。
11.上述超高强镁合金的第二种制备方法，具体包括以下步骤：
12.(1)半连续铸造镁合金铸锭：预热坩埚：将电熔炉温度设定为550～600℃；装炉：先加入镁锭，每层加完后在表面撒一层rj-6熔剂；均匀化处理：将电炉温度升至770～790℃，扒去液体表面浮渣后，向坩埚内加入镁钆中间合金、镁锆中间合金、镁钇中间合金和纯锌，人工搅拌并不断均匀撒rj-6熔剂，搅拌完毕清出锅底及表面浮渣，沉降5～10min；精炼：氩气管插入坩埚底以上80～100mm向四周方向通氩气，流量为0.03～0.08mpa，精炼10～20min，精炼结束后扒出表面浮渣，撒一层rj-6熔剂覆盖，然后依次进行高温静置和低温静置；半连续铸造：半连续铸造时在六氟化硫和氩气保护下，确保结晶器内干燥并在内壁刷润滑油，浇铸温度为710～730℃，水温为室温，铸造速度110～130mm/min，水流量100～120l/min，水压0.15～0.25mpa；
13.(2)固溶处理：将镁合金铸锭在480～500℃下保温8～12h，水冷至室温；
14.(3)时效处理：将固溶处理后的镁合金在190～210℃下保温36～64h，空冷至室温，即得到所述超高强镁合金。
15.进一步地，上述两种制备方法中，高温静置时，在780～810℃下静置10～20min。
16.进一步地，上述两种制备方法中，低温静置时，在670～700℃下静置10～20min。
17.进一步地，上述两种制备方法中，步骤(1)中，rj-6熔剂总用量为投料总量的1％。
18.进一步地，上述两种制备方法中，步骤(1)中，精炼时，依次进行一次精炼和二次精炼：
19.一次精炼：将氩气管插入坩埚底以上80～100mm处向上拉动，以坩埚直径八个等方向调整氩气流量至0.03～0.08mpa，精炼5～10min，且在精炼过程中不断往浪峰处均匀撒精炼剂。
20.二次精炼：采用氩气搅拌5～10min，气体流量为0.03～0.08mpa，且在精炼过程中不断往浪峰处均匀撒精炼剂，直至镁熔体表面呈镜面状，停止精炼。
21.一次精炼和二次精炼使用的精炼剂总量为投料总量的2～3％。
22.更进一步地，所述精炼剂为rj-6熔剂和氟化镁混合物，其中rj-6熔剂和氟化镁的质量比为4:1。
23.进一步地，上述两种制备方法中，步骤(1)中，六氟化硫和氩气的体积比1:5。
24.与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
25.1、本发明通过半连续铸造工艺铸造得到镁合金铸锭，在铸造过程中先后经过高温静置和低温静置，能有效降低熔体中的杂质元素，使得fe≤0.003wt％，cu≤0.002wt％，si≤0.005wt％，ni≤0.0012wt％，从而有利于提高镁合金产品的力学性能。
26.2、本发明镁合金材料经过热处理之后，在基体析出大量块状第二相及少量片层状长周期堆垛有序(lpso)相，较多的沉淀相及少量方块状(gd-y)相，块状第二相沿着晶界分布，片层状长周期堆垛有序(lpso)相沿晶界往晶粒内生长。方块状(gd-y)相在主要分布在晶界处，少量分布在晶粒内部。大量弥撒分布的第二相和沉淀相的协同作用为该合金提供了良好的力学性能。该合金在经过固溶+时效处理之后抗拉强度达到了420mpa，并且在无固溶直接时效处理之后该合金的抗拉强度达到了404mpa。
附图说明
27.图1-镁合金铸态的应力应变曲线。
28.图2-镁合金铸态金相显微组织om图。
29.图3-镁合金铸态扫描电子显微镜sem图。
30.图4-实施例1～实施例4得到的超高强镁合金的应力应变曲线。
31.图5-实施例1镁合金铸锭固溶处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
32.图6-实施例1镁合金铸锭固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
33.图7-实施例2镁合金铸锭固溶处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
34.图8-实施例2镁合金铸锭固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
35.图9-实施例3镁合金铸锭固溶处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
36.图10-实施例3镁合金铸锭固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
37.图11-实施例4镁合金铸锭直接时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图。
具体实施方式
38.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。
39.采用半连续铸造工艺制备镁合金铸锭具体包括以下步骤：
40.(1)备料：该合金原材料选择镁锭(mg≥99.95％)，锌锭(zn≥99.95％)和mggd40，mgzr30及mgy30中间合金。
41.按重量百分比准备以下原材料：
[0042] gd(％)y(％)zn(％)zr(％)mg(％)配料值10.32.21.10.5余量
[0043]
(2)预热坩埚：生产时将电熔炉的温度设定为600℃，坩锅预热至暗红色。
[0044]
(3)装料：先加入镁锭，每次加完后在表面撒一层rj-6熔剂，避免熔体表面氧化。
[0045]
(4)均匀化：升温至780℃，扒渣，再向坩埚中装入mg-gd中间合金、mg-y中间合金、mg-zr中间合金和zn粒。人工搅拌5min，搅拌过程中不断往液体浪峰处均匀撒rj-6熔剂。搅拌完毕用清渣勺清出锅底及表面浮渣。最后在表面均匀撒一薄层rj-6熔剂，沉降10min。
[0046]
(5)精炼
[0047]
一次精炼：将氩气管插入坩埚底以上100mm处向上拉动，以坩埚直径八个等方向调整氩气流量至0.04mpa，精炼5min，精炼过程不断往液体浪峰处均匀撒精炼剂。
[0048]
二次精炼：同样采用氩气搅拌，时间5min，气体流量为0.04mpa，且在精炼过程中不断往浪峰处均匀撒精炼剂，直至镁熔体表面呈镜面状，停止精炼。
[0049]
精炼剂为rj-6熔剂加氟化镁混合，一次精炼和二次精炼使用的精炼剂总量为投料总量的2～3％。
[0050]
(6)静置
[0051]
高温静置：精炼结束后，扒出表面浮渣，撒一层rj-6熔剂覆盖，转入高温静置，温度800℃，时间10min。
[0052]
低温静置：高温静置结束后，关炉降温至690℃降铁含量；后开炉再升温至720℃浇铸。
[0053]
装料步骤(3)、均匀化步骤(4)和静置步骤(6)采用的rj-6熔剂总用量为投料总量的1％。
[0054]
(7)将预先砸好盘根的锅盖用行车吊在坩锅上与坩锅法兰对齐；把铸造管加热见红后缓慢放入坩锅固定好。结晶器用干燥的压缩空气吹干水气，内壁刷好润滑油，铸造底座升进结晶器中40mm，并塞好石棉绳，铸造时所用的工具清理干净并充分预热。铸造时六氟化硫和氩气用量配比按1：5，浇铸温度为710～730℃，水温为室温，铸造速度110-130mm/min，水流量100-120l/min，水压0.15-0.25mpa，最终浇铸得到镁合金铸锭。
[0055]
1、对得到的镁合金铸锭的主要成分进行检测，其检测结果见表1。
[0056]
表1.镁合金铸锭主要成分含量(％)
[0057]
gdyznzrfecusinimg10.22.041.040.450.00150.00190.00020.0012余量
[0058]
2、对镁合金铸态进行拉伸实验，得到的应力应变曲线如图1所示，拉伸实验数据见表2。
[0059]
表2.镁合金铸态拉伸实验数据
[0060][0061][0062]
3、镁合金铸态金相显微组织om图和扫描电子显微镜sem图分别如图2和图3所示，由图3可知，该合金相由沿晶界网状分布的第二相、在晶粒中以弥散形式分布的点状zn-zr相、方块状gd-y相及晶粒中的片层组织组成。
[0063]
实施例1
[0064]
在上述镁合金铸锭上取一定尺寸的拉伸棒，然后将取下的拉伸棒在480℃恒温固溶，固溶时间10h，水冷至室温，最后在固溶的基础上在200℃恒温时效，时效时间48h，空冷至室温，即得到超高强镁合金。
[0065]
实施例2
[0066]
在上述镁合金铸锭上取一定尺寸的拉伸棒，然后将取下的拉伸棒在480℃恒温固溶，固溶时间10h，水冷至室温，最后在固溶的基础上在200℃恒温时效，时效时间36h，空冷至室温，即得到超高强镁合金。
[0067]
实施例3
[0068]
在上述镁合金铸锭上取一定尺寸的拉伸棒，然后将取下的拉伸棒在480℃恒温固溶，固溶时间12h，水冷至室温，最后在固溶的基础上在200℃恒温时效，时效时间48h，空冷至室温，即得到超高强镁合金。
[0069]
实施例4
[0070]
在上述镁合金铸锭上取一定尺寸的拉伸棒，不经过固溶处理，直接将取下的拉伸棒在200℃恒温时效，时效时间48h，空冷至室温，即得到超高强镁合金。
[0071]
1、对实施例1～实施例4得到的超高强镁合金进行拉伸实验，其拉伸实验数据见表
3，得到的应力应变曲线如图4所示。
[0072]
表3.实施例1～实施例4得到的超高强镁合金拉伸实验数据
[0073]
实施例抗拉强度/mpa屈服强度/mpa延伸率/％实施例14203525.9实施例24193515.0实施例34162835.1实施例44043144.5
[0074]
由上表可以看出，该镁合金经最佳固溶+时效工艺处理之后的力学性能达到420mpa，在不经历固溶处理而直接时效处理之后力学性能也达到了404mpa，相比镁合金材料所得到的力学性能提升较多。
[0075]
3、实施例1中镁合金铸锭固溶处理和固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图分别如图5和图6所示；实施例2中镁合金铸锭固溶处理和固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图分别如图7和图8所示；实施例3中镁合金铸锭固溶处理和固溶处理+时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图分别如图9和图10所示；实施例4中镁合金铸锭直接时效处理后的局部高倍扫描电子显微镜sem图分别如图11所示。
[0076]
由图5、图7和图9可见，合金经过固溶处理之后，晶粒中的片层组织已完全溶解到基体中，晶粒中的zn-zr相及沿晶界网状分布的第二相也部分溶解到基体中去，富稀土(gd-y)相无溶解迹象，并且从图9可看出，实施例3经过更长时间的固溶处理，合金当中的更多第二相溶解到基体中，各组织形貌的数量密度较实施例1和实施例2都有所降低。
[0077]
由图6、图8和图10可见，经过时效处理后，沿晶界分布的第二相的数量密度无明显变化，相对于图3，第二相已由网状连续分布转变为不连续分布，同时基体中形成了更多的沉淀相。
[0078]
对比图11和图3，实施例4不经历固溶处理，直接时效处理后，第二相的分布和铸态没有明显差异，但是相对实施例1～实施例3，实施例4的第二相分散性较差，且基体当中的沉淀相数量密度也较小，所以其力学性能也相对较弱一些。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：
1.一种超高强镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下化学成分：gd：8~13 wt%；y：1~3 wt%；zn：0.5~1.5 wt%；zr：0.2~0.8 wt%；fe ≤ 0.003wt%；cu ≤ 0.002 wt%；si ≤ 0.005 wt%；ni ≤ 0.0012 wt%；其余为mg和不可避免的杂质。2.权利要求1所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤：（1）半连续铸造镁合金铸锭：预热坩埚：将电熔炉温度设定为550 ~600 ℃；装炉：先加入镁锭，每层加完后在表面撒一层rj-6熔剂；均匀化处理：将电炉温度升至770~790 ℃，扒去液体表面浮渣后，向坩埚内加入镁钆中间合金、镁锆中间合金、镁钇中间合金和纯锌，人工搅拌并不断均匀撒rj-6熔剂，搅拌完毕清出锅底及表面浮渣，沉降5~10 min；精炼：氩气管插入坩埚底以上80~100mm向四周方向通氩气，流量为0.03~0.08 mpa，精炼10~20 min，精炼结束后扒出表面浮渣，撒一层rj-6熔剂覆盖，然后依次进行高温静置和低温静置；半连续铸造：半连续铸造时在六氟化硫和氩气保护下，确保结晶器内干燥并在内壁刷润滑油，浇铸温度为710~730 ℃，水温为室温，铸造速度110~130 mm/min，水流量100~120 l/min，水压0.15~0.25 mpa；（2）时效处理：将镁合金铸锭在190~210℃下保温36~64 h，空冷至室温，即得到所述超高强镁合金。3.权利要求1所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤：（1）半连续铸造镁合金铸锭：预热坩埚：将电熔炉温度设定为550 ~600 ℃；装炉：先加入镁锭，每层加完后在表面撒一层rj-6熔剂；均匀化处理：将电炉温度升至770~790℃，扒去液体表面浮渣后，向坩埚内加入镁钆中间合金、镁锆中间合金、镁钇中间合金和纯锌，人工搅拌并不断均匀撒rj-6熔剂，搅拌完毕清出锅底及表面浮渣，沉降5~10 min；精炼：氩气管插入坩埚底以上80~100mm向四周方向通氩气，流量为0.03~0.08 mpa，精炼10~20 min，精炼结束后扒出表面浮渣，撒一层rj-6熔剂覆盖，然后依次进行高温静置和低温静置；半连续铸造：半连续铸造时在六氟化硫和氩气保护下，确保结晶器内干燥并在内壁刷润滑油，浇铸温度为710~730 ℃，水温为室温，铸造速度110~130 mm/min，水流量100~120 l/min，水压0.15~0.25 mpa；（2）固溶处理：将镁合金铸锭在480~500 ℃下保温8~12 h，水冷至室温；（3）时效处理：将固溶处理后的镁合金在190~210 ℃下保温36~64 h，空冷至室温，即得到所述超高强镁合金。4.根据权利要求2或3所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，高温静置时，在780~810 ℃下静置10~20 min。5.根据权利要求2或3所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，低温静置时，在670~700 ℃下静置10~20 min。6.根据权利要求2或3所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，rj-6熔剂总用量为投料总量的1 %。7.根据权利要求2或3所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，精炼时，依次进行一次精炼和二次精炼：一次精炼：将氩气管插入坩埚底以上80~100 mm处向上拉动，以坩埚直径八个等方向调整氩气流量至0.03~0.08 mpa，精炼5~10 min，且在精炼过程中不断往浪峰处均匀撒精炼剂；
二次精炼：采用氩气搅拌5~10 min，气体流量为0.03~0.08 mpa，且在精炼过程中不断往浪峰处均匀撒精炼剂，直至镁熔体表面呈镜面状，停止精炼；一次精炼和二次精炼使用的精炼剂总量为投料总量的2~3%。8.根据权利要求7所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，所述精炼剂为rj-6熔剂和氟化镁混合物，其中rj-6熔剂和氟化镁的质量比为4:1。9.根据权利要求2或3所述的一种超高强镁合金的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，六氟化硫和氩气的体积比1:5。

技术总结
本发明公开了一种超高强镁合金及其制备方法，该超高强镁合金按质量百分比计，包括：Gd：8~13 wt%；Y：1~3 wt%；Zn：0.5~1.5 wt%；Zr：0.2~0.8 wt%；Fe≤0.003 wt%；Cu≤0.002wt%；Si≤0.005wt%；Ni≤0.0012 wt%；其余为Mg和不可避免的杂质。制备方法如下：预热坩埚，将镁锭加入坩埚并在坩埚中熔化镁锭；再升温至770~790℃，向坩埚内加入镁钆中间合金、镁锆中间合金、镁钇中间合金和锌粒进行均匀化处理；然后进行精炼；精炼结束后，扒出表面浮渣，撒覆盖剂覆盖，然后依次进行高温静置和低温静置；铸造时确保结晶器内干燥并在内壁刷润滑油，在的六氟化硫和氩气保护下，浇铸温度为710~730℃，水温为室温，铸造得到镁合金铸锭；然后热处理，即得超高强镁合金。本发明的超高强镁合金具有良好的力学性能，具有广泛应用的潜力。具有广泛应用的潜力。具有广泛应用的潜力。


技术研发人员：程仁菊 蒋斌 潘复生 宋江凤 李建波 黄兴华
受保护的技术使用者：重庆大学
技术研发日：2023.07.12
技术公布日：2023/9/26