CN105385917B

CN105385917B - 高强度高塑性镁合金及其制备方法

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Publication number: CN105385917B
Application number: CN201510896631.0A
Authority: CN
Inventors: 苏再军; 杨树忠; 普建; 周健; 文小强; 周强; 袁德林; 王玉香
Original assignee: GANZHOU NONFERROUS METALLURGICAL INSTITUTE
Current assignee: GANZHOU NONFERROUS METALLURGICAL INSTITUTE
Priority date: 2015-12-07
Filing date: 2015-12-07
Publication date: 2017-06-20
Anticipated expiration: 2035-12-07
Also published as: CN105385917A

Abstract

本发明公开了一种高强度高塑性镁合金及其制备方法，该高强度高塑性镁合金的化学成分按质量百分比为：7.5～9.0％Al，0.5～1.0％Zn，0.1～0.5％Mn，0.1～1.0％La，0.1～1.0％Y，0.1～1.0％Nd，0.1～1.0％Ca，其余为Mg和不可避免的杂质元素。在本发明中通过复合添加多种元素，由于元素间的相互影响，不仅可以降低彼此在镁基体中的固溶度，减少稀土使用量，还可以明显提高合金的强化效果，从而得到一种具有高强度、高塑性的镁合金。

Description

高强度高塑性镁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种镁合金，特别涉及一种高强度高塑性镁合金及其制备方法。

背景技术

随着环境问题的越来越突出，交通运输行业对轻量化高性能材料越来越重视。镁合金具有密度轻，比强度及比刚度高、压铸性能及阻尼性能好等铝合金不可比拟的优点，全面替代铝合金为必然发展趋势。目前，最常见的商用压铸镁合金都为Mg-Al合金，其中，力学性能较好的AZ91合金(Mg-9Al-1Zn)的室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为230Mpa、150MPa和3.5％，其值大大低于铝合金，尤其是过低的塑性限制其在汽车上的应用。

稀土元素(RE)具有独特的外层电子结构，不仅能有效地改善合金的铸造性能及减少缩松和热裂倾向，还可显著优化合金的显微组织和提高力学性能。但单独添加一种稀土元素对合金的力学性能提高有限，加入多种稀土元素时，由于元素间的相互影响，不仅可以降低彼此在镁基体中的固溶度，还可以明显提高合金的强化效果。因此采用多元稀土合金化是减少稀土使用量、提高力学性能的必然选择。目前，国内外对高强高塑性压铸稀土镁合金的应用研究还较少，尤其是压铸性能良好的低稀土含量高强高塑性压铸稀土镁合金还未见报道。

我国的镁及稀土资源十分丰富，因此，开发出适应我国基本国情的高强高塑性压铸稀土镁合金，全部或部分替代铁、铜、铝合金及塑料元件，满足工业轻量化的发展趋势，具有重要的意义。

发明内容

本发明的目的在于针对目前商用Mg-Al系压铸镁合金强度低，塑性差等缺点，提供了一种高强高塑性压铸镁合金及其制备方法。

本发明提供的一种高强度高塑性镁合金，该镁合金的化学成分按质量百分比为：7.5～9.0％Al，0.5～1.0％Zn，0.1～0.5％Mn，0.1～1.0％La，0.1～1.0％Y，0.1～1.0％Nd，0.1～1.0％Ca，其余为Mg和不可避免的杂质元素。

上述的高强度高塑性镁合金，该镁合金的化学成分按质量百分比为：7.5～9.0％Al，0.5～0.8％Zn，0.1～0.2％Mn，0.1～0.8％La，0.1～0.5％Y，0.1～0.8％Nd，0.1～0.6％Ca，其余为Mg和不可避免的杂质元素。

上述的高强度高塑性镁合金，在铸态下，该镁合金的抗拉强度为268～301MPa，屈服强度为175～195MPa，伸长率5.2～10.2％。

本发明还提供一种制备上述的高强度高塑性镁合金的制备方法，该方法包括以下步骤：

S1：按设计的合金成分取镁锭、铝锭、锌锭、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-La中间合金、Mg-Ca中间合金及Al-Mn中间合金配料称重；

S2：将镁锭、铝锭预热并加热熔化形成熔体，将熔体升温至700～720℃，再将锌锭、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-La中间合金、Mg-Ca中间合金、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，使其融化，并搅拌均匀；

S3：再将搅匀后的熔体升温至730～750℃，进行精炼，再保温静置，

S4：将精炼后的熔体冷却，再扒去表面浮渣，然后进行压铸以获取镁合金产品。

上述的制备方法，镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

上述的制备方法，在步骤S2中，所述搅拌为机械搅拌，搅拌时间2～5min，搅拌速度为30～60r/min，

上述的制备方法，在步骤S3中，通入Ar气搅拌精炼除气，搅拌时间5～10min，气体压力为0.2～0.5Mpa，通气量2～5L/min。

上述的制备方法，在步骤S3中，保温静置时间为20～50min。

上述的制备方法，在步骤S4的压铸过程中，浇注温度为660℃～720℃，模具温度为220℃～280℃，一级与二级压射速度≤0.2m/s，三级压射速度为4～6m/s，压射比压60～85MPa。

上述的制备方法，在步骤S4中，将精炼后的熔体冷却至680℃～720℃。

实施本发明的有益效果在于：在轻稀土元素中，La与Al优先形成长条状的Al₁₁La₃相，这种相更能阻碍位错的运动，其次这种相的分解能高于Al₁₁Ce₃和Al₁₁Nd₃相，因此合金具有较好的耐热性能，Nd元素在镁基体中的最大固溶度为3.6wt.％，它能显著地提高镁合金的力学性能和蠕变抗力，Y元素具有比Nd元素更优异的固溶强化和析出强化效果，在晶界处形成的细小弥散分布的Al₂(Nd,Y)或Al₁₁(Nd,Y)₃相能够显著地提高合金的力学性能。少量Ca固溶进Mg₁₇Al₁₂相中，可提高合金的力学性能及耐热性能，但以上元素单独添加对合金力学性能的提高有限。因此，在本发明中通过复合添加多种元素，由于元素间的相互影响，不仅可以降低彼此在镁基体中的固溶度，减少稀土使用量，还可以明显提高合金的强化效果，从而得到一种具有高强度、高塑性的镁合金。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

实例1

将镁锭、铝锭预热到250℃，放入预热到350℃的熔炉内加热熔化，待合金完全熔化后形成熔体，将熔体升温至720℃时，将锌锭、Mg-La、Mg-Nd、Mg-Ca、Mg-Y、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，待加入熔体的合金熔化后，机械搅拌2min，搅拌速度为30r/min，搅拌均匀；再将搅匀后的熔体升温至740℃，将Ar气通入熔液底部，精炼搅拌10min，气体压力为0.5Mpa，通气量5L/min；然后保温静置20min。最后将精炼后的熔体降温至700℃，扒去表面浮渣，在冷室压铸机上进行压铸生产，压铸生产的一级与二级压射速度0.16m/s，三级压射速度为5.5m/s，浇注温度690℃，模具温度为250℃，压射比压60MPa，由此压铸获得镁合金产品，该镁合金产品为试样1。其中，镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

表1该试样1的镁合金产品成分(按质量百分比)

Al	Zn	Mn	Y	Nd	La	Ca	Si	Ni	Cu	Mg
											9.00	1.00	0.50	1.00	0.10	0.10	1.00	0.0059	0.0005	0.0007	余量

将压铸的合金试样打磨后进行拉伸，测得的合金室温抗拉强度为268MPa，屈服强度为175MPa，伸长率5.2％。

实施例2

将镁锭、铝锭预热到250℃，放入预热到350℃的熔炉内加热熔化，待合金完全熔化后形成熔体，将熔体升温至700℃时，将锌锭、Mg-La、Mg-Nd、Mg-Ca、Mg-Y、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，待加入熔体的合金熔化后，机械搅拌5min，搅拌速度为60r/min，搅拌均匀，再将搅匀后的熔体升温至730℃将Ar气通入熔液底部，精炼搅拌5min，气体压力为0.2Mpa，通气量2L/min；然后保温静置50min。最后将精炼后的熔体降温至690℃，扒去表面浮渣，在冷室压铸机上进行压铸生产，压铸生产的一级与二级压射速度0.2m/s，三级压射速度为6m/s，浇注温度660℃，模具温度为220℃，压射比压85MPa，由此压铸获得镁合金产品，该镁合金产品为试样2。其中，镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

表2该试样2的镁合金产品成分(按质量百分比)

Al	Zn	Mn	Y	Nd	La	Ca	Si	Ni	Cu	Mg
											8.10	0.60	0.20	0.10	0.80	0.80	0.10	0.0059	0.0005	0.0007	余量

将压铸的合金试样打磨后进行拉伸，测得的合金室温抗拉强度为275MPa，屈服强度为185MPa，伸长率6.7％。

实施例3

将镁锭、铝锭预热到250℃，放入预热到350℃的熔炉内加热熔化形成熔体，待合金完全熔化后形成熔体，将熔体升温至710℃时，将锌锭、Mg-La、Mg-Nd、Mg-Ca、Mg-Y、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，待加入熔体的合金熔化后，机械搅拌4min，搅拌速度为50r/min，搅拌均匀；再将搅匀后的熔体升温至750℃将Ar气通入熔液底部，精炼搅拌8min，气体压力为0.4Mpa，通气量4L/min；然后保温静置30min。最后将精炼后的熔体降温至680℃，扒去表面浮渣，在冷室压铸机上进行压铸生产，压铸生产的一级与二级压射速度0.11m/s，三级压射速度为5m/s，浇注温度680℃，模具温度为240℃，压射比压75MPa，由此压铸获得镁合金产品，该镁合金产品为试样3。其中，镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

表3该试样3的镁合金产品成分(按质量百分比)

Al	Zn	Mn	Y	Nd	La	Ca	Si	Ni	Cu	Mg
											7.85	0.50	0.15	0.50	0.50	0.50	0.30	0.0059	0.0005	0.0007	余量

将压铸的合金试样打磨后进行拉伸，测得的合金室温抗拉强度为301MPa，屈服强度为195MPa，伸长率10.2％。

实施例4

将镁锭、铝锭预热到250℃，放入预热到350℃的熔炉内加热熔化形成熔体，待合金完全熔化后形成熔体，将熔体升温至715℃时，将锌锭、Mg-La、Mg-Nd、Mg-Ca、Mg-Y、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，待加入熔体的合金熔化后，机械搅拌3min，搅拌速度为40r/min，搅拌均匀，再将搅匀后的熔体升温至740℃，将Ar气通入熔液底部，精炼搅拌6min，气体压力为0.3Mpa，通气量3L/min；然后保温静置45min。最后将精炼后的熔体降温至720℃，扒去表面浮渣，在冷室压铸机上进行压铸生产，压铸生产的一级与二级压射速度0.09m/s，三级压射速度为4.5m/s，浇注温度720℃，模具温度为280℃，压射比压70MPa，由此压铸获得镁合金产品，该镁合金产品为试样4。其中，镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

表4该试样4的镁合金产品成分(按质量百分比)

Al	Zn	Mn	Y	Nd	La	Ca	Si	Ni	Cu	Mg
											7.50	0.80	0.10	0.30	1.00	1.00	0.60	0.0059	0.0005	0.0007	余量

将压铸的合金试样打磨后进行拉伸，测得的合金室温抗拉强度为283MPa，屈服强度为186MPa，伸长率7.8％。

应当理解的是，对本领域普通技术人员来说，可以根据上述说明加以改进或变换，而所有这些改进和变换都应属于本发明所附权利要求的保护范围。

Claims

1.一种高强度高塑性镁合金，其特征在于，该镁合金的化学成分按质量百分比为：

Al 7.5～9.0％，

Zn 0.5～1.0％，

Mn 0.1～0.5％，

La 0.1～1.0％，

Y 0.1～1.0％，

Nd 0.1～1.0％，

Ca 0.1～1.0％，

其余为Mg和不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的高强度高塑性镁合金，其特征在于，该镁合金的化学成分按质量百分比为：

Al 7.5～9.0％，

Zn 0.5～0.8％，

Mn 0.1～0.2％，

La 0.1～0.8％，

Y 0.1～0.5％，

Nd 0.1～0.8％，

Ca 0.1～0.6％，

其余为Mg和不可避免的杂质元素。

3.根据权利要求1或2所述的高强度高塑性镁合金，其特征在于，在铸态下，该镁合金的抗拉强度为268～301MPa，屈服强度为175～195MPa，伸长率5.2～10.2％。

4.一种制备如权利要求1或2所述的高强度高塑性镁合金的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

S2：将镁锭、铝锭预热并加热熔化形成熔体，将熔体升温至700～720℃，再将锌锭、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-La中间合金、Mg-Ca中间合金、Al-Mn中间合金直接加入熔体中，使其熔化，并搅拌均匀；

S3：再将搅匀后的熔体升温至730～750℃，进行精炼，再保温静置；

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：镁锭的纯度≥99.99％，铝锭的纯度≥99.95％，锌锭的纯度≥99.99％。

6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：在步骤S2中，所述搅拌为机械缓慢搅拌，搅拌时间2～5min，搅拌速度为30～60r/min。

7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：在步骤S3中，通入Ar气搅拌精炼除气，搅拌时间5～10min，气体压力为0.2～0.5Mpa，通气量2～5L/min。

8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：在步骤S3中，保温静置时间为20～50min。

9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：在步骤S4的压铸过程中，浇注温度为660℃～720℃，模具温度为220℃～280℃，一级与二级压射速度≤0.2m/s，三级压射速度为4～6m/s，压射比压60～85MPa。

10.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于：在步骤S4中，将精炼后的熔体冷却至680℃～720℃。