CN100383271C - 高强耐热稀土镁合金 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高强耐热稀土镁合金，这种稀土镁合金包括2～10%重量比的钆(Gd)、3～12%重量比的钇(Y)，其余为镁，所述钆(Gd)和钇(Y)的重量之和占这种稀土镁合金总重量的13-14%。本发明的相结构特征类似于耐热的Mg-Th系合金，是一种高度抗粒子粗化、能提供高度强化和蠕变抗力的析出结构，在300℃应用条件下，短时(10分钟以上)极限拉伸强度σ_b≥180MPa。既可以作为铸造镁合金使用，又可以作为变形镁合金加工。因此能应用于航空航天领域和汽车工业要求高温环境服役条件的结构件，满足航空航天及汽车工业的需要。

Description

高强耐热稀土镁合金

技术领域

本发明涉及一种稀土镁合金。

背景技术

镁合金按照耐热性能可分为两类，一类在120℃以下能正常工作的Mg-Al系合金和Mg-Zn系合金，如AZ91-Mg-9Al-1Zn-0.2Mn、ZK60-Mg-6Zn-0.5Zr。另一类是在120℃以上使用的镁合金，一般是稀土镁合金Mg-Re，含钍Mg-Th系镁合金的耐热性最好，可在350℃下工作，如HM31A、HK31，但钍的放射性限制了这些合金的应用。从上世纪40年代以来，相继开发了一些在高温下有良好性能的镁-稀土金属合金，如QE22、EQ21、WE54、WE43等，这些合金的正常使用温度一般达不到250℃。由于航空航天和汽车工业的需要，要求研制耐热温度大于250℃甚至达到300℃的耐热镁合金，并且合金具有高温强度。因此目前人们特别重视重稀土镁合金的研究。

发明内容

本发明的目的在于提供一种耐热性能好、强度高的高强耐热稀土镁合金，以满足航空航天和汽车工业的需要。

本发明提供的高强耐热稀土镁合金包括2～10％重量比的钆(Gd)、3～12％重量比的钇(Y)，其余为镁。

由于稀土镁合金主要靠固溶强化和析出强化。重稀土钆(Gd)和钇(Y)的二元镁合金的最大固溶度分别是4.53at％和3.75at％，它们在稀土元素中为较大的固溶元素。而Mg-Gd二元合金的高温强度与蠕变性能表现最显著，其次是钇。Mg-Gd合金的时效反应比Mg-Y敏感，在同样的时效温度下，Mg-Gd合金出现峰值时效较早，两种合金的析出平衡相分别是Mg₅Gd和Mg₂₄Y₅。本发明复合添加这两种稀土元素形成三元Mg-Gd-Y系合金，通过系列实验及应用研究表明，这种三元Mg-Gd-Y系合金析出相是Mg、Gd、Y的复杂化合物，是一种较稳定的耐热相，其相组成可能是Mg₅Gd与Mg₂₄Y₅的无限固溶体，析出物总是沿基体的棱柱面析出，形成一种交叉的网状相结构。这种相结构特征类似于耐热的Mg-Th系合金，是一种高度抗粒子粗化、能提供高度强化和蠕变抗力的析出结构。微结构分析表明，本发明合金的析出序列是Mg-Gd型的，也就是三元Mg-Gd-Y系合金的析出相类似于二元合金Mg-Gd中的析出相Mg₅Gd的析出过程。即：α′(cph)→β″(D0₁₉)→β′(cbco)→β₁(fcc)→β(Mg₅Gd，fcc)。本发明在300℃应用条件下，短时(10分钟以上)极限拉伸强度σ_b≥180MPa。即可以作为铸造镁合金使用，又可以作为变形镁合金加工。因此能应用于航空航天领域和汽车工业要求高温环境服役条件的结构件，满足航空航天及汽车工业的需要。

附图说明

图1是本发明一种实施例挤压合金GY94KX的极限拉伸强度与温度的关系曲线及现有标准牌号镁合金WE54、WE43、QE22、QE21、ZE41、EZ332的极限拉伸强度与温度的关系曲线比较图。

图2是本发明另一种实施例轧制合金GY94MX在室温下的拉伸曲线图。

图3是图2所示轧制合金GY94MX经T6处理后在室温下的拉伸曲线图。

具体实施方式

实施例1：

本实施例挤压合金GY94KX的化学成份为：8.75％重量比的Gd，3.82％重量比的Y，0.64％重量比的Zr，0.2％重量比的Cu，其余为镁和铸造工艺中不可避免的杂质。合金铸锭经500℃固溶6小时，在480℃温度下挤压成直径为Φ15mm的棒，挤压比为16。在挤压态条件下，作各个温度下的拉伸试验，得到极限抗拉强度与温度的关系图，如图1的标记1所示。图1中还反映了现有标准牌号WE54、WE43、QE22、QE21、ZE41、EZ332的极限抗拉强度与温度的关系图，其中WE54、WE43是目前认为开发最成功的稀土镁合金，它们是在铸造或变形加工后，经高温固溶处理，然后再进行人工时效的热处理方法得到的。WE43的化学成份是RE：2.4～3.4wt％，Y：3.7～4.3wt％，Zn：≤0.2wt％，Mn：≤0.0.15wt％，Zr：0.4～1wt％，Cu：≤0.03wt％，Ni：≤0.005wt％，Mg：Bal；WE54的化学成份是RE：2.0～4.0wt％，Y：4.75～5.5wt％，Zn：≤0.2wt％，Mn：≤0.0.15wt％，Zr：0.4～1wt％，Cu：≤0.03wt％，Ni：≤0.005wt％，Mg：Bal。从图1的比较中可以看出，本发明合金GY94KX极限强度-温度曲线在合金WE54、WE43的曲线之上。表明本实施例合金GY94KX的耐热性及高温下的强度均优于WE54、WE43合金。

实施例2

本发明另一实施例轧制合金GY94MX的化学成份为：9.44％重量比的Gd，4.32％重量比Y的，0.65％重量比的Mn，0.2％重量比的Sb，其余为镁和铸造工艺中不可避免的杂质。

参见图2是本实施例轧制合金GY94MX通过实验得到的拉伸应力-位移曲线图，实验时轧制合金GY94MX经520℃固溶2小时，在500℃炉中加热2小时热轧，每道次压下量为10％，中间经0.5小时退火，总变形量为75％，由2所示可知：轧态的极限强度和屈服强度相差不大，延伸率为5.3％。

参见图3是上述实验的试样经过520℃固溶10小时后，再进行225℃下72小时时效的T6处理(T6处理是指合金在铸造或变形加工后，经高温固溶处理，然后再进行人工时效的热处理)，极限拉伸拉伸强度约有增加，而延伸率却增大了一倍多。可见这种合金的耐热性是很好的。

表1对上述实验中的一些数据进行了实时记录，其中T5表示合金在铸造或变形加工后，再进行人工时效处理。T6表示合金在铸造或变形加工后，经高温固溶处理，然后再进行人工时效的热处理方法。从这些数据中可以看出目前认为开发最成功的稀土镁合金WE54与本发明在300℃时拉伸性能有很大区别，在300℃时WE54镁合金的屈服强度只有50MPa，抗拉强度和伸长率也较低。屈服强度过低是WE54镁合金不能满足航空航天及汽车工业要求的主要原因，而本发明在300℃时的屈服强度都在100MPa左右，抗拉强度在200MPa左右，伸长率在20％以上，相比之下本发明具有更高的高温强度和蠕变抗力，因此完全能满足航空航天及汽车工业的要求。

表1挤压合金在室温和300℃时的拉伸性能

在本发明成分范围内发明人还做了一系列的拉伸性能实验，由于图形曲线与图1-图3相差不大，因此没有给出，但在以下的实施例3-实施例8中作了介绍。

实施例3

本发明成份范围合金GY104KX的化学成份为：9.84％重量比的Gd，3.12％重量比的Y，0.4％重量比的Zr。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝275.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝267.3MPa，伸长率为δ＝3.2％。经500℃固溶处理6小时然后经220℃人工时效处理24小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝330.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝320.8MPa，伸长率为δ＝4.5％。

实施例4

本发明成份范围合金GY104MX的化学成份为：9.87％重量比的Gd，3.52％重量比的Y，0.61％重量比的Mn，0.15％重量比的Ca。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝265.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝256.5MPa，伸长率为δ＝3.4％。经500℃固溶处理6小时然后经220℃人工时效处理24小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝310.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝290.7MPa，伸长率为δ＝4.7％。

实施例5

本发明成份范围合金YG112KX的化学成份为：11.83％重量比的Y，2.25％重量比的Gd，0.7％重量比的Zr，0.12％重量比的Ca。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝270.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝262.8MPa，伸长率为δ＝3.4％。经500℃固溶处理6小时然后经220℃人工时效处理100小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝335.5MPa，屈服强度为σ_0.2＝319.8MPa，伸长率为δ＝4.3％。

实施例6

本发明成份范围合金YG112MX的化学成份为：11.35％重量比的Y，2.38％重量比的Gd，1.5％重量比的Mn，0.15％重量比的Sb。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝260.8MPa，屈服强度为σ_0.2＝255.7MPa，伸长率为δ＝3.5％。经500℃固溶处理6小时然后经220℃人工时效处理100小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝315.8MPa，屈服强度为σ_0.2＝298.8MPa，伸长率为δ＝5.4％。

实施例7

本发明成份范围合金YG85MX的化学成份为：8.36％重量比的Y，5.42％重量比的Gd，1.46％重量比的Mn，0.3％重量比的Sn。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝265.7MPa，屈服强度为σ_0.2＝256.5MPa，伸长率为δ＝3.3％。经500℃固溶处理6小时然后经200℃人工时效处理100小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝319.8MPa，屈服强度为σ_0.2＝302.9MPa，伸长率为δ＝5.6％。

实施例8

本发明成份范围合金YG85KX的化学成份为：8.36％重量比的Y，5.42％重量比的Gd，0.54％重量比的Zr，0.12％重量比的Zn。铸态室温极限拉伸强度为σ_b＝269.8MPa，屈服强度为σ_0.2＝266.5MPa，伸长率为δ＝3.8％。经500℃固溶处理6小时然后经200℃人工时效处理100小时(T6状态)，室温峰值拉伸强度σ_b＝324.8MPa，屈服强度为σ_0.2＝315.6MPa，伸长率为δ＝5.2％。

本发明的合金系Mg-Gd-Y-Zr-X和Mg-Gd-Y-Mn-X是时效强化合金，合金的固溶温度处在500～520℃之间，视钆∶钇＝Gd∶Y的比率而变化；时效温度处在200～250℃之间，时效温度低，则达到峰值硬度所需时间长，相应的峰值硬度较高；两种合金系的热加工温度处在400～500℃中间，视热加工的应变速率而变化。

在本发明成分范围内发明人还做了一系列的实验，这里不再一一例举。从上述的实施例中可以看出本发明高强耐热镁合金的主要元素钆和钇分别在2～10％及5～12％重量比范围是本发明明具有高强耐热性能的绝对因素，当钆和钇的重量占本发明总重量的13-14％时，本发明有着更好的力学性能。当再添加0.4～0.7wt％的锆(Zr)元素及其≤0.3wt％的相容活化元素锌(Zn)、银(Ag)、铜(Cu)、锶(Sr)、钙(Ca)、钛(Ti)、铋(Bi)、镉(Cd)元素中的一种形成Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金，使本发明的性能进一步改善。锆(Zr)是稀土镁合金目前最有效的晶粒细化剂，适当添加与其相容的其它微量元素亦可起活化作用，降低晶界的界面能力改善最终合金的组织。符合本发明成份范围的铸造Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金有优良的铸造组织和低温、中温及高温(300℃)力学性能，并且变形的Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金有更高的高温强度和蠕变抗力，这种合金的耐热性能高缘于其组织结构中的Mg₅Gd型(fcc)耐热相及其网状相结构，稀土析出相在基体三个棱柱面上的交叉结构是合金具有很高高温强度和热稳定性的重要原因。改善本发明综合力学性能的另一条途径是添加0.6～1.5wt％的锰(Mn)元素，与锰(Mn)元素一起添加的活化元素还可以有锡(Sn)、硅(Si)、锑(Sb)、钙(Ca)、锶(Sr)元素中的一种，活化元素的添加量≤0.3％重量比，形成Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金。选择锰(Mn)及其相容元素作为少量添加元素，可改善合金的力学性能，特别是耐热性能。锰(Mn)是常用的合金化元素，在稀土镁合金的熔铸中，锰(Mn)与稀土元素会发生反应生成多种化合物，特别易于和钇反应，这些锰稀土第二相有良好的耐热性，且能弥散地分布在基体中，增加合金的强度和热强性。符合本发明成份范围的铸造的Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金也有优良的低温、中温及高温(300℃)力学性能，但常规铸造组织的晶粒没有Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金那么细小；变形的Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金是通过Mg₅Gd型(fcc)稀土析出相沉淀强化和MnxRe等相弥散强化，合金的热稳定更高，并且可进行变形后的T6热处理，其极限强度不减而伸长率大大增加，有利于合金综合性能的改善。

本发明镁合金的制备方法是采用传统的熔剂保护方法进行熔炼、合金化和精炼。合金化元素是通过纯稀土的中间合金加入镁熔体。在合金设计和配制中，具体选择何种钆钇比Gd∶Y的合金视应用的需要而定。例如，可选发明材料GY94KX、GY85MX、YG85KX、YG94MX等。由于合金钆(Gd)的密度为7.88g/cm³，合金钇(Y)的密度为4.46g/cm³，所以随着钇(Y)含量的降低，合金的密度会增大，反之亦然。对于需要密度小的合金，可选用含钆(Gd)量较低的合金。

Claims (3)

1.一种高强耐热稀土镁合金，这种稀土镁合金包括2～10％重量比的钆(Gd)、3～12％重量比的钇(Y)，其余为镁，其特征在于：所述钆(Gd)和钇(Y)的重量之和占这种稀土镁合金总重量的13-14％。

2.根据权利要求1所述的高强耐热稀土镁合金，其特征在于：这种稀土镁合金还包括不大于0.3％重量比的活化元素，所述活性元素从下列元素中任选一种：锌(Zn)、银(Ag)、铜(Cu)、锶(Sr)、钙(Ca)、钛(Ti)、铋(Bi)、镉(Cd)元素。

3.根据权利要求1或2所述的高强耐热稀土镁合金，其特征在于：这种稀土镁合金还包括0.6～1.5％重量比的锰(Mn)元素以及不大于0.3％重量比的活化元素，所述活性元素从下列元素中任选一种：锡(Sn)、硅(Si)、锑(Sb)、钙(Ca)、锶(Sr)元素。

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