CN102618770A - 一种超高强多用途轻质合金、熔炼工艺及应用 - Google Patents
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Abstract
一种超高强多用途轻质合金、熔炼工艺及应用，属于合金技术领域。组成及质量百分比：13～40％Zn，17～50％Y，其中Y/Zn的质量比为0.75～2，余量为镁；长条状相体积百分含量不低于50％。将预热至200℃的Mg-Y中间合金置于坩埚中，保护气下炉温升至750-820℃，合金熔化，保温、除杂；降低温度至740-800℃，添加镁锭，保温、除杂；继续降低温度至700-780℃，添加Zn，搅拌并除渣；继续升高温度至760-800℃后，搅拌合金液，除渣；并保温、静止半小时以上，待合金液冷却至720-780℃浇注于模具中。本发明的超高强多用途轻质合金用作高温超强材料或材料增强颗粒。
Description
技术领域
本发明涉及一种超高强多用途轻质合金及、制备方法及应用，具体涉及通过一定的合金成分，熔炼工艺制备这种高性能多用途合金，属于合金技术领域。
背景技术
目前，镁合金是金属结构材料中密度最低的、继钢铁和铝合金之后发展起来的第三类金属结构材料，被称之为21世纪的绿色工程材料。因此，镁合金往往被用在航空航天以及军工产品领域。并且，由于大量的金属矿产资源日益枯竭，镁以其资源丰富而日益受到重视。此外，镁合金如果用于汽车、轨道交通等交通领域则可以减少车体重量，这样不但能够节约能源、提高燃料的利用率更有利于降低环境污染，净化社会环境，提高人类的居住环境。因此，镁合金成为目前最具研发前景、最具使用前途的合金体系。
稀土元素对合金具有独特的“净化”“细化”“强化”“合金化”的作用。因此，稀土元素往往成为提升镁合金力学性能、机械加工性能的首选合金化元素。Mg-Zn-RE合金为目前最具开发价值的合金体系，尤其添加稀土之后更是提高合金的成型能力、高温力学性能以及抗蠕变性能。
长周期叠层结构为Mg-Zn-Y镁合金中常见的三元相，它显著地提高了合金力学性能。长周期叠层结构最早由Padezhnova(E.M.Padezhnova，E.V.Melnik，R.A.Miliyevskiy，T.V.Dobatkina，V.V.Kinzhibalo.Russ Metall.(Metally)(Engl.Transl.)1982，4：185-188))等人发现，中国学者罗治平(Z.P.Luo，S.Q.Zhang.J.Mater.Sci.Lett.2000，19：813-815.)等人研究了Mg-7.2Y-1.2Zn-0.48Zr(质量百分比)合金中的长周期叠层结构，发现该结构为18R类型的长周期结构。罗治平(Z.P.Luo，S.Q.Zhang，Y.L.Tang，D.S.Zhao.J.alloys compd.1994，209：275-278.)在更早一篇文章中，发现了这种不连续分布于晶界处的长周期叠层结构，薄层状，沿着晶界方向尺寸约为10～30μm。2001年，河村能人(Y.Kawmura，K.Hayashi，A.Inoue.Mater.Trans.JIM 2001，42：1171-1716.)通过快速凝固+粉末冶金的方法制备了超高强Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)合金，其室温屈服强度可达610MPa，它被认为是目前强度最高的镁合金。它的制备过程是这样的：首先以纯Mg、纯Zn、纯Y为原料在高频感应炉中制备预制锭，然后用压力为9.8MPa氦气保护的雾化炉中将其雾化成球状粉末，球状粉末尺寸低于32μm，然后300℃～450℃下挤压成棒材。该合金主要的成分相为镁基体。合金的室温力学性能随着挤压温度的变化而变化，当挤压温度在300℃～450℃变化时，它的屈服强度大约在610-430MPa变化。该合金的力学性能对温度敏感，当拉伸温度为200℃时，它的屈服强度降至380MPa。这种高强合金明显的特点是合金由两种晶粒组成，一种为纳米级别的镁基体，体积分数大概在60～70％，另一种为6H类型的长周期叠层结构，体积分数大概在30～40％，这些小尺度的晶粒及6H类型的长周期叠层结构的尺寸大概50～200nm(E.Abe，Y.Kawamura，K.Hayashi，A.Inoue.Acta Mater.2002，50：3845-3857.)。但是，快速凝固+粉末冶金制备方法过于复杂，加工条件对环境要求苛刻，导致合金生产成本高，影响了合金的推广应用。此外，富镁角区域的Mg-Zn-Y合金力学性能显著受到了加工方法的影响，如2004年，河村能人(Y.Kawamura.Japan Institute of Metals Sendai Japan，2004，263.)采用常规挤压制备手段，开发了Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)挤压合金，该合金室温屈服强度为375MPa，延伸率为4％，长周期叠层结构与镁基体边界明显，沿着晶界方向尺寸大约为10-35μm。通过比较发现，普通方法制备的该类合金的强度远没有快速凝固+粉末冶金方法制备的合金强度高。河村能人(200580032675.3)在其专利中曾提到这种长周期叠层结构，在富镁角区域，Mg-xZn-yY(3.53≤y≤15.02，1.30≤x≤11.05，质量百分比)合金中添加稀土，形成了一种长周期叠层结构，该结构至少一部分和2H-Mg薄层片重合。该专利中说到，合金中的长周期叠层结构不连续分布于晶界处，与基体有清晰的界线，形貌为薄层状，沿着晶界方向尺寸大约为50～200μm。该专利中提到的长周期叠层结构经过塑性加工之后发生部分发生弯曲或屈曲，弯曲或屈曲一部分包含随机晶界。该发明的合金为高强高韧可用于工业化应用的轻质镁合金。
此外，Itoi(T.Itoi，T.Seimiya，Y.Kawamura，M.Hirohashi.Scripta Mater.2004，51：107-111.)在其制备的Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)合金中发现，铸态合金中的长周期叠层结构为18R长周期叠层结构，不连续分布于晶界处，含量较少，部分该结构与2H-Mg薄层片重合，与镁基体界线明显，高温条件下保温可以实现18R长周期叠层结构向14H长周期叠层结构的转化。Nishida(M.Nishida，Y.Kawamura，T.Yamamuro.Mater.Sci.Eng.A 2004，375-377：1217-1223.)研究快速凝固+粉末冶金方法制备的Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)时发现，长周期叠层结构含量较少，形貌为叠片状，为18R长周期叠层结构，合金最高硬度值为115HV。
Matsuda研究了快速凝固方法制备的Mg90.65Y6.84Zn2.51合金中的长周期叠层结构的强化机制，发现该结构通过抑制
孪晶的生长(M.Matsuda，S.Ando，M.Nishida.Mater.Trans.2005，46：361-364)而强化合金，此外，Matsuda实验发现(M.Matsuda，S.Ii，Y.Kawamura，Y.Ikuhara，M.Nishida.Mater.Sci.Eng.A 2004，386：447-452.)快速凝固Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)合金中的长周期叠层结构可提高临界剪切应力而激活非基面滑移，从而提高了合金韧性，Datta(A.Datta，U.V.Waghmare，U.Ramamurty.Acta Mater.2008，56：2531-2539.)通过第一性原理计算证明了上述结论。另外，沈阳金属所杨志卿(X.H.Shao，Z.Q.Yang，X.L.Ma.Acta Mater.2010，58：4760-4771.)采用普通铸造制备了含有长周期叠层结构的Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)合金，该合金中的长周期叠层结构为薄片状，不连续分布于晶界处，大小为20～200μm，长周期叠层结构与基体界线明显，通过压缩试验发现，该合金在300℃条件下压缩强度为190MPa，应变量为23％，这种长周期叠层结构发生“kinking”塑性变形提升了合金塑性及强度。
上海交通大学陈彬(ZL200910051634.9)采用通道挤压方法制备了Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)变形合金，该合金具有细小的晶粒，第二相与基体间界线明显，经过加工之后该合金的室温抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为428.56MPa，377.96MPa，3.09％，该专利主要涉及一种超细晶粒制备方法。上海交通大学林凌(200910051633.4)制备了Zr合金化元素增强的Mg90.65Y6.84Zn2.51(质量百分比)挤压合金，添加Zr后其屈服强度、抗拉强度、延伸率最高可达390.72MPa，364.15MPa，10.8％。该专利中提到，铸态合金的第二相为薄片状且不连续分布于晶界处、且与基体界线明显、沿着晶界方向生长、大小为20～100μm，挤压合金中的第二相则沿挤压方向分布，部分发生弯曲。兰州理工大学研究了Mg-2Zn-xY(x＝0，0.5，1.0，3.0，质量百分比)合金的组织及力学性能，发现随着Y添加量的增高，合金中的三元相则由I相(Mg3Zn6Y)+W相(Mg3Zn3Y2)转变为W相(Mg3Zn3Y2)+H(Mg12ZnY)相，当加入量1.0％的Y时，合金具有最佳的力学性能，抗拉强度可达207MPa，延伸率为16.9％，合金中第二相不连续分布于晶界处，其中H相为薄片状，沿着晶界方向的尺寸为20-100μm。近期，华南理工大学李长友(李长友，硕士论文，华南理工大学，2011)制备了Mg70.70Zn12.91Y16.38合金，采用机械合金化(球磨)技术，制得了颗粒度为40-70m的长周期叠层结构合金颗粒，研究发现长周期叠层结构具有良好的储氢性能。清华大学王柏树制备了Mg90.65Y6.84Zn2.51合金(质量百分比)，分别研究了该合金铸态、轧制态的组织及力学性能，铸态合金的晶界处有不连续的长周期叠层结构存在，部分长周期叠层结构与2H-Mg共存，轧制之后合金的室温力学性能显著提高，抗拉强度从108MPa升高到282MPa，屈服强度从18MPa升高到85MPa。
除了长周期叠层结构外，Mg-Zn-Y合金中最常见的第二相为I相(Mg3Zn6Y)，有I相生成的合金体系主要集中在高Zn低Y的合金体系中。上海交通大学张亚(Y.Zhang，X.Q.Zeng，L.F.Liu，C.Lu，H.T.Zhou，Q.Li，Y.P.Zhu.Mater.Sci.Eng.2004，373：320-327.)制备了Mg-5.5Zn-xY-0.4Zr(x＝0.74，1.35，1.72，质量百分比)合金，发现当Y的添加量为0.74，1.35时，合金中主要的第二相为I相，不连续分布于晶界，与基体界线明显，沿着晶界方向尺寸为15-100μm之间；当Y添加量为1.72时，合金中主要的第二相为I相+W相，不连续分布于晶界，与基体界线明显，沿着晶界方向尺寸为15-100μm之间。Mg-5.5Zn-1.35Y-0.4Zr(质量百分比)挤压合金具有最佳的室温力学性能，其抗拉强度、屈服强度及延伸率分别为340MPa、280MPa、15％。沈阳金属所许道奎(D.K.Xu，L.Liu，Y.B.Xu，E.H.Han.J.Alloys Compd.2006，426：155-156.)制备的Mg-6Zn-xY(x＝0，0.92，1.17，1.72，2.57，3.69，质量百分比)合金，该合金中常见第二相为I相(Mg3Zn6Y)及W相(Mg3Zn3Y2)，这两种三元相不连续分布于晶界处，与基体边界清晰，沿着晶界方向，其大小一般为30～200μm。Gao等人制备了含有大量准晶的MgZn30Y2.5合金，发现花瓣状的准晶，其最大直径范围为15～30μm。Lee(J.Y.Lee，H.Y.Lim，D.H.Kim，W.T.Kim，D.H.Kim.Mater.Sci.Eng.2007，449-451：987-990.)制备了不同I相含量的Mg-xZn-yY(3≤x≤12，0.6≤y≤2.4且x∶y＝5，质量百分比)合金，发现拉伸强度随着I相体积分数含量的增加而升高，经过轧制的Mg-12Zn-2.4Y合金的室温条件下抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为286MPa、189MPa、21％；300℃条件下拉伸，合金的高温强度极低，最高的不超过60MPa，延伸率较高，最高可达135.4％。中国兵器工业第五九研究所舒大禹(201110241855.X)以纯镁、Mg-25Zn、Mg-25Y(质量百分比)为原料，按Mg30Zn60Y10(原子百分比)的成分配比制备了中间合金熔体，作为ZK60基合金的合金化熔体，制备了准晶增强的ZK60镁合金。郑州大学沈永龙(沈永龙，硕士论文，郑州大学，2009)分别研究了不同冷却速度下的Mg68.47Zn25.70Y5.82，Mg57.08Zn34.99Y7.93，Mg47.62Zn42.70Y9.78(质量百分比)合金的组织演变规律，该合金中第二相的形貌随着冷却速度的不同而有变化，Mg68.47Zn25.70Y5.82，Mg57.08Zn34.99Y7.93合金中的I相分布于晶界处，骨骼状，与基体有明显的界线，Mg47.62Zn42.70Y9.68合金中有花瓣状的I相存在。
从以上分析可知，目前有关Mg-Zn-Y合金的制备发明主要集中在富镁角或者高锌角区域。根据合金中第二相的种类、形貌，可以将Mg-Zn-Y合金分为三大类：1)含有薄片状长周期叠层结构的合金，长周期叠层结构不连续分布于晶界处，与基体有明显的界线，有2H-Mg存在，室温强度、延伸率较高，高温强度不突出。2)含有骨骼状I相的合金，I相不连续分布于晶界处，与基体有明显的界线，无2H-Mg存在，室温强度、延伸率较高，高温强度过低。3)含有花瓣状I相存在的高锌合金，这种合金Zn含量高、Y含量低，并无关于力学性能方面的报道，且含有大量I相导致合金脆断，不易塑性加工或作为结构材料使用。因此，有必要开发新型、轻质、高温高强、生产方便的合金产品，以满足苛刻(高温等)条件下的使用要求，这有助于缓解人类社会所面临的能源及环境问题。
发明内容
本发明针对目前镁合金高温力学性能普遍不高的缺点，提供了一种高性能多用途合金及其制备工艺。通过控制合金成分区间、改变熔炼及加工等工艺条件，获得高温高强的Mg-Zn-Y合金。本发明的Mg-Zn-Y轻质合金，其高温力学性能优异，突破了粉末冶金制备高强镁合金的不足，使得合金制备、成形条件简化，且高温力学性能非常突出，具备在高温环境下应用的潜在价值。
为了实现上述目的，本发明采用了以下技术方案：超高强多用途轻质合金，选择Y、Zn作为主要合金化元素，组成及其质量百分比分别为13～40％Zn，17～50％Y，且其中Y/Zn的质量比为0.75～2，余量为镁。该合金主要有大量长条状相组成，长条状相体积百分含量不低于50％。
本发明提供的上述超高强多用途轻质合金的熔炼工艺，包括以下步骤：
合金熔炼工艺：将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至750-820℃温度区间后，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740-800℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至700-780℃，添加Zn，搅拌并除渣。继续升高温度，将温度升至760-800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至720-780℃浇注于模具中。
该合金应用特征在于：1)高温超强材料；2)其它材料增强颗粒。
本发明的实质性特点及显著进步：
1)制备了一种新型的长条状相为主的轻质合金，长条状相在塑性加工过程中发生弯曲变形且有回复或结晶发生。
2)长条状相的体积分数随着浇注温度的升高而升高，随着Y/Zn加入比例的升高而升高，因此可通过控制熔炼工艺、成分含量等实现了长条状相体积分数的可控，其长条状相体积百分含量不低于50％，甚至高于70％、高于90％，甚至更高。
3)采用普通铸造工艺制备了长条状相为主的新型Mg-Zn-Y轻质合金，它的制备过程简单，不需要特别设备，该合金经过塑性加工后强度急剧上升，可根据实际需要选择合金成分、熔炼工艺及加工条件，且该合金不用时效，可以直接成型使用。
4)本发明的超高强多用途镁合金，其在150℃～450℃区间内抗拉强度可达250～550MPa，它的应用特征之一在于作为高温结构材料.
5)本发明的超高强多用途镁合金，它应用特征之二在于作为增强颗粒强化其它材料。
附图说明
图1.铸态合金的光学金相图片；
图2.铸态合金XRD图谱；
图3.铸态合金的DSC分析曲线；
图4.挤压态合金的光学金相图片。
具体实施方式
实施例1
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为70％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为24wt.％，Y含量为18wt.％，Y/Zn＝0.75(质量比)。挤压合金的光学照片见图4。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：371MPa，屈服强度：332MPa，延伸率：4.3％。
300。℃抗拉强度：367MPa，屈服强度：328MPa，延伸率：5.9％。
实施例2
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为85％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为30wt.％，Y含量为22.5wt.％，Y/Zn＝0.75(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：381MPa，屈服强度：367MPa，延伸率：1.7％。
300℃抗拉强度：458MPa，屈服强度：412MPa，延伸率：2.8％。
450℃抗拉强度：487MPa，屈服强度：432MPa，延伸率：5.6％。
实施例3
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为89％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为33.3wt.％，Y含量为25wt.％，Y/Zn＝0.75(质量比)。
470℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：387MPa，屈服强度：352MPa，延伸率：0.8％。
300℃抗拉强度：437MPa，屈服强度：398MPa，延伸率：2.8％。
450℃抗拉强度：510MPa，屈服强度：478MPa，延伸率：4.5％。
实施例4
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为68％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为18wt.％，Y含量为18wt.％，Y/Zn＝1.0(质量比)。
430℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：398MPa，屈服强度：367MPa，延伸率：3.9％。
350℃抗拉强度：321MPa，屈服强度：284MPa，延伸率：6.8％。
450℃抗拉强度：259MPa，屈服强度：231MPa，延伸率：13.1％。
实施例5
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为75％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为20wt.％，Y含量为20wt.％，Y/Zn＝1.0(质量百分比)。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
350℃抗拉强度：389MPa，屈服强度：361MPa，延伸率：5.7％。
实施例6
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为84％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为22wt.％，Y含量为22wt.％，Y/Zn＝1.0(质量比)。
470℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：392MPa，屈服强度：378MPa，延伸率：1.7％。
350℃抗拉强度：412MPa，屈服强度：367MPa，延伸率：4.8％。
450℃抗拉强度：312MPa，屈服强度：287MPa，延伸率：8.7％。
实施例7
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为86％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为24wt.％，Y含量为24wt.％，Y/Zn＝1.0(质量比)。
470℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：389MPa，屈服强度：367MPa，延伸率：1.3％。
450℃抗拉强度：378MPa，屈服强度：300MPa，延伸率：6.9％。
实施例8
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为90％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为25wt.％，Y含量为25wt.％，Y/Zn＝1.0(质量比)。
470℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：400MPa，屈服强度：383MPa，延伸率：1.2％。
350℃抗拉强度：489MPa，屈服强度：432MPa，延伸率：3.7％。
450℃抗拉强度：521MPa，屈服强度：467MPa，延伸率：4.8％。
实施例9
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为60％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为16wt.％，Y含量为20wt.％，Y/Zn＝1.25(质量比)。
430℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
350℃抗拉强度：367MPa，屈服强度：321MPa，延伸率：8.0％。
450℃抗拉强度：254MPa，屈服强度：212MPa，延伸率：15.0％。
实施例10
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为72％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为18.4wt.％，Y含量为23wt.％，Y/Zn＝1.25(质量比)。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：387MPa，屈服强度：320MPa，延伸率：1.5％。
300℃抗拉强度：421MPa，屈服强度：389MPa，延伸率：5.9％。
450℃抗拉强度：318MPa，屈服强度：267MPa，延伸率：11.8％。
实施例11
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为91％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为22.4wt.％，Y含量为28wt.％，Y/Zn＝1.25(质量比)。
470℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：412MPa，屈服强度：397MPa，延伸率：0.8％。
350℃抗拉强度：481MPa，屈服强度：454MPa，延伸率：2.8％。
400℃抗拉强度：550MPa，屈服强度：479MPa，延伸率：3.1％。
实施例12
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为60％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为12wt.％，Y含量为18wt.％，Y/Zn＝1.5(质量比)。
430℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
室温抗拉强度：360MPa，屈服强度：300MPa，延伸率：2.1％。
200℃抗拉强度：400MPa，屈服强度：350MPa，延伸率：4.5％。
300℃抗拉强度：380MPa，屈服强度：320MPa，延伸率：6.2％。
350℃抗拉强度：300MPa，屈服强度：280MPa，延伸率：7.3％。
400℃抗拉强度：276MPa，屈服强度：212MPa，延伸率：10％。
实施例13
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至720℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为50％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为12wt.％，Y含量为18wt.％，Y/Zn＝1.5(质量比)。
430℃条件下挤压，挤压比10的合金高温力学性能：
200℃抗拉强度：387MPa，屈服强度：332MPa，延伸率：5.6％。
300℃抗拉强度：351MPa，屈服强度：307MPa，延伸率：7.6％。
实施例14
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为75％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为16.7wt.％，Y含量为25wt.％，Y/Zn＝1.5(质量比)。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金高温力学性能：
200℃抗拉强度：397MPa，屈服强度：349MPa，延伸率：3.2％。
300℃抗拉强度：423MPa，屈服强度：367MPa，延伸率：5.7％。
350℃抗拉强度：391MPa，屈服强度：342MPa，延伸率：6.9％。
实施例15
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至720℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为82％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为20wt.％，Y含量为30wt.％，Y/Zn＝1.5(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金高温力学性能：
室温抗拉强度：340MPa，屈服强度：300MPa，延伸率：0.5％。
200℃抗拉强度：400MPa，屈服强度：320MPa，延伸率：1.5％。
300℃抗拉强度：450MPa，屈服强度：400MPa，延伸率：3.0％。
实施例16
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为76％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为14.8wt.％，Y含量为26wt.％，Y/Zn＝1.75(质量比)。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：361MPa，屈服强度：313MPa，延伸率：0.9％。
300℃抗拉强度：398MPa，屈服强度：374MPa，延伸率：2.2％。
400℃抗拉强度：426MPa，屈服强度：388MPa，延伸率：5.7％。
实施例17
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为81％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为17.1wt.％，Y含量为30wt.％，Y/Zn＝1.75(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：400MPa，屈服强度：320MPa，延伸率：1.5％。
300℃抗拉强度：450MPa，屈服强度：400MPa，延伸率：3.0％。
450℃抗拉强度：420MPa，屈服强度：380MPa，延伸率：5.2％。
实施例18
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/C02混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为86％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为20.0wt.％，Y含量为35wt.％，Y/Zn＝1.75(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：387MPa，屈服强度：345MPa，延伸率：1.1％。
300℃抗拉强度：467MPa，屈服强度：424MPa，延伸率：1.7％。
400℃抗拉强度：494MPa，屈服强度：439MPa，延伸率：4.2％。
实施例19
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为73％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为15.0wt.％，Y含量为30wt.％，Y/Zn＝2.0(质量比)。
450℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：337MPa，屈服强度：282MPa，延伸率：1.5％。
300℃抗拉强度：387MPa，屈服强度：353MPa，延伸率：2.1％。
实施例20
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为80％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为17.0wt.％，Y含量为34wt.％，Y/Zn＝2.0(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：389MPa，屈服强度：320MPa，延伸率：1.3％。
300℃抗拉强度：412MPa，屈服强度：378MPa，延伸率：3.0％。
350℃抗拉强度：439MPa，屈服强度：384MPa，延伸率：4.7％。
实施例21
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为82％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为18.0wt.％，Y含量为36wt.％，Y/Zn＝2.0(质量比)。
460℃条件下挤压，挤压比10的合金的高温力学性能：
200℃抗拉强度：384MPa，屈服强度：316MPa，延伸率：1.1％。
300℃抗拉强度：420MPa，屈服强度：371MPa，延伸率：3.1％。
350℃抗拉强度：428MPa，屈服强度：387MPa，延伸率：4.5％。
实施例22
现将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温。当炉温升至780℃温度区间，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮等渣子；然后，降低熔炼温度至740℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至720℃，添加Zn，搅拌并除渣。加大电流，将温度升至800℃后，搅拌合金液，除渣。最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至780℃浇注于模具中。制得长条状相的体积分数约为64％的Mg-Zn-Y合金。合金中Zn含量为14.1wt.％，Y含量为22.7wt.％，Y/Zn＝1.61(质量比)。铸态合金的XRD结果、光学照片及DSC曲线分别见图1、图2、图3。
铸态合金室温力学性能：抗拉强度：185MPa，屈服强度：167MPa，延伸率：0.5％。430℃条件下挤压，挤压比为10合金的室温力学性能：抗拉强度：358MPa，屈服强度：309MPa，延伸率：1.8％。
Claims (3)
1.超高强多用途轻质合金，其特征在于，选择Y、Zn作为主要合金化元素，组成及其质量百分比分别为：13～40％Zn，17～50％Y，且其中Y/Zn的质量比为0.75～2，余量为镁；该合金主要有大量长条状相组成，长条状相体积百分含量不低于50％。
2.权利要求1所述的超高强多用途轻质合金的熔炼工艺，其特征在于，包括以下步骤：将预热至200℃的Mg-Y中间合金放置于坩埚中，SF6/CO2混合气体保护下进行升温；当炉温升至750-820℃温度区间后，中间合金熔化，保温10-20分钟后，搅拌并除掉合金液表面的氧化皮渣子；然后，降低熔炼温度至740-800℃，添加镁锭，保温10-20分钟后，搅拌并除渣子；继续降低温度至700-780℃，添加Zn，搅拌并除渣；继续升高温度，将温度升至760-800℃后，搅拌合金液，除渣；最后，将合金液在该温度下保温、静止半小时以上，待合金液冷却至720-780℃浇注于模具中。
3.权利要求1所述的超高强多用途轻质合金用作高温超强材料或材料增强颗粒。
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