CN105483485A - 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法 - Google Patents

一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105483485A
CN105483485A CN201510900499.6A CN201510900499A CN105483485A CN 105483485 A CN105483485 A CN 105483485A CN 201510900499 A CN201510900499 A CN 201510900499A CN 105483485 A CN105483485 A CN 105483485A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
magnesium alloy
preparation
heavy rare
cast magnesium
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201510900499.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105483485B (zh
Inventor
吴玉娟
容伟
彭立明
陈娟
张宇
丁文江
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shanghai Jiaotong University
Original Assignee
Shanghai Jiaotong University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shanghai Jiaotong University filed Critical Shanghai Jiaotong University
Priority to CN201510900499.6A priority Critical patent/CN105483485B/zh
Publication of CN105483485A publication Critical patent/CN105483485A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105483485B publication Critical patent/CN105483485B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/06—Alloys based on magnesium with a rare earth metal as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
    • G—PHYSICS
    • G01—MEASURING; TESTING
    • G01N—INVESTIGATING OR ANALYSING MATERIALS BY DETERMINING THEIR CHEMICAL OR PHYSICAL PROPERTIES
    • G01N17/00—Investigating resistance of materials to the weather, to corrosion, or to light
    • G01N17/006—Investigating resistance of materials to the weather, to corrosion, or to light of metals
    • G—PHYSICS
    • G01—MEASURING; TESTING
    • G01N—INVESTIGATING OR ANALYSING MATERIALS BY DETERMINING THEIR CHEMICAL OR PHYSICAL PROPERTIES
    • G01N5/00—Analysing materials by weighing, e.g. weighing small particles separated from a gas or liquid
    • G01N5/04—Analysing materials by weighing, e.g. weighing small particles separated from a gas or liquid by removing a component, e.g. by evaporation, and weighing the remainder

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • General Health & Medical Sciences (AREA)
  • Pathology (AREA)
  • Immunology (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Analytical Chemistry (AREA)
  • Biochemistry (AREA)
  • Biodiversity & Conservation Biology (AREA)
  • Ecology (AREA)
  • Environmental Sciences (AREA)
  • Environmental & Geological Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

本发明公开了一种含Zn与重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法。所述镁合金包含的各成分及重量百分比为：Gd10～18％，Zn0.5～2％，Zr0.3～0.7％，不可避免的总量小于0.02％的杂质，余量为Mg。所述制备方法包括：原料秤取，熔炼，铸造及后续热处理。所述熔炼在溶剂或SF6和C02混合气体保护下进行，所述后续热处理为将前述镁合金进行两步固溶处理和单步时效处理。本发明工艺简单，生产效率高，易应用于工业生产。所制备合金在室温下抗拉强度可达400-430MPa，屈服强度可达290-330MPa，高于目前市场上其他商用镁合金，可应用于汽车制造、航空航天等多个领域，满足多种应用场合的需要。

Description

一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金及制备方法。
背景技术
镁合金作为目前密度最小的金属结构材料，在航空航天、汽车、电子等高新技术领域的减重效益非常显著，如汽车、商用飞机、航空器重量每降低0.45kg，可分别节约$3、$300和$30000。如果能大量采用镁合金来取代目前航空航天、汽车、电子等行业主要使用的铝合金及钢结构材料，就可以有效实现减重效益。
目前市场上的商用镁合金主要以Mg-Al系及Mg-Zn系为主，但这些镁合金与与铝合金相比，其较低的强度仍然限制了进一步扩大镁合金应用范围。Mg-RE系镁合金具有优异的固溶强化和时效硬化效应，为开发出高性能镁合金带来了巨大希望。
Mg-RE合金系经历了从Mg-Re系、Mg-Th系、Mg-Y系过渡到目前的Mg-Gd合金系的发展历程，先后开发了多种以RE为主要添加元素的新型镁合金，如WE54、WE43的Mg-Y系等。目前，在钇组稀土元素中，对于Y元素在镁合金中的研究和应用日益成熟，而对于Gd，Tb，Dy等元素的研究还不是很成熟。在共晶点温度，Gd在Mg中的极限固溶度是23.49wt.％(4.53at.％)，且该数值随温度的降低呈指数级下降，这意味着Mg-Gd合金是典型可以通过完全热处理进行析出强化的镁合金。
在Mg-RE合金中加入廉价的Zn，不仅对调控该合金系的时效析出组织有较为显著的作用，而且近年来镁合金研究的另一个重要发现是：在适当的Gd、Zn等元素加入量及工艺条件下，在Mg-RE合金系中会形成一种新型的长周期堆垛有序结构，即LPSO结构。该结构可以进一步提高Mg-RE合金系的强度及塑性。具有LPSO结构的合金的室温和高温拉伸性能、耐腐蚀性能等均有不同程度的提升，是一种有望应用于航空航天等领域的新型高性能轻质结构材料。
因此，为了满足航空航天等领域对新型轻质高强耐热材料的应用需要，迫切需要开发出室温拉伸抗拉强度大于400MPa的新型高强度耐热镁合金材料。通过优化合金成分、熔炼工艺技术和热处理工艺等可以解决镁合金强度低的关键问题，并实现其稳定性生产制备，这对于航空航天等领域的工程化应用具有十分重要的战略意义，为我国材料的轻量化奠定技术基础。本发明提出用一种高强度铸造镁合金及其制备方法，通过加入重稀土Gd和微合金强化元素Zn并优化熔炼工艺技术和热处理工艺，制备高性能镁合金材料并实现性能稳定化生产，有效提高我国现有的镁合金材料开发的先进水平，使之成为制备航空航天、汽车等领域的首选材料。
发明内容
针对现有技术中的缺陷，本发明的目的是提出一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法，克服现有镁合金强度低且性能不稳定的关键问题。本发明通过向Mg中加入Gd、Zn、Zr元素并优化其加入量，调整优化固溶和时效工艺参数，实现在合理的Gd、Zn、Zr元素重量下，获得较高的室温强度，并在保持合金强度同时，提高合金的塑性，获得综合性能优异的高强度铸造镁合金。通过完成高强度耐腐蚀铸造镁合金的优化与工程化工作，制备出室温拉伸抗拉强度超过400MPa的高强度耐腐蚀镁合金，为航空航天等领域提供优质高性能轻质镁合金材料。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，包含如下重量百分含量的各组分：Gd10-18％，Zn0.5-2％，Zr0.3-0.7％，不可避免总量小于0.02％的杂质，余量为Mg。
本发明还提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，包括以下步骤：
S1、秤取原料，所述原料为：镁锭，工业纯Zn，Mg-Gd中间合金，Mg-Zr中间合金；
S2、铸熔：先将镁锭置入有溶剂保护或SF6和CO2的混合气体气体保护的坩埚中熔化，然后依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，搅拌至各组份充分熔化且混合均匀，形成熔体；静置之后，将熔体进行精炼处理，冷却后进行浇铸形成镁合金；
S3、将步骤S2铸造的镁合金进行固溶处理(T4)：采取两步固溶处理，然后在80-100℃热水中淬火，得T4态镁合金；
S4、将步骤S3制备的T4态镁合金进行时效处理(T6)：采取单步时效处理，然后在15-30℃冷水中淬火，得T6态镁合金，即得所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金。
优选地，步骤S1中，所述原料按照合金室温拉伸抗拉强度和屈服强度要求大于400MPa的技术需求所设计的合金成分计算原料需要的重量百分比来秤取，原料秤取后需在烘箱中预热至200℃待用。
优选地，步骤S2中，所述依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金具体为当镁锭熔化温度升至690℃时加入工业纯Zn，当温度继续升高达到720℃时，将Mg-Gd中间合金加入到熔体中，待炉温升至780℃后加入Mg-Zr中间合金。
优选地，步骤S2中，所述精炼处理具体为待熔体温度降至760℃加入精炼剂开始精炼处理；所述冷却至710-750℃后进行浇铸。
优选地，步骤S3中，所述两步固溶处理具体为：先在480-500℃下固溶1-2h，然后在510-530℃下固溶10-50h。使用两步固溶即可以首先通过在低温平台的短时保温(480-500℃下固溶1-2h)使合金初步均匀化；其后缓慢升至高温平台，通过避免冲温以及成分偏析造成的过烧；再通过高温平台长时间保温(510-530℃下固溶10-50h)可最大限度消除晶界；之后使用热水淬火，即防止冷却过程析出又避免冷却过快产生微裂纹。
若仅采用低温平台长时保温一步固溶(480-500℃下固溶10-50h)，会造成晶界上残余第二相过多，降低合金性能；若仅采用高温平台长时保温一步固溶(510-530℃下固溶10-50h)，容易发生由于炉膛冲温或成分偏析造成的过烧，也会降低合金性能。高温平台固溶时间过短(＜10h)则晶界上残余第二相会无法完全固溶，而随着固溶时间增长，固溶程度变化逐渐变小；而固溶时间过长(＞50h)会导致晶粒过分长大。因此，高温固溶时间设置为10-50h。
进一步优选地，步骤S4中，所述单步时效处理温度为175-225℃，时间为32-128h，
时效温度过低会造成时效时间过长，加工成本过高，不利于工业应用；时效温度过高会造成时效强化效果下降。时效时间过短则未充分发挥时效强化；时效时间过长则发生不连续析出，均对合金性能不利。
优选地，所述制备方法还包括对步骤S4获得的T6态镁合金进行室温拉伸实验和合金腐蚀速率测试。
优选地，所述室温拉伸实验采用拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min，0.2mm/min和1mm/min。
优选地，所述合金腐蚀速率测试采用静态盐水浸泡实验，具体测试方法为：
A、先用水磨砂纸将T6态镁合金样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，再用蒸馏水冲洗后暖风吹干，称出T6态镁合金样品的原始重量W0；
B、将经步骤A处理的T6态镁合金样品用腐蚀介质浸泡，腐蚀后的T6态镁合金样品用蒸馏水冲洗干净暖风吹干，然后用铬酸溶液清洗以除去T6态镁合金样品表面的腐蚀产物；
C、将经步骤B处理的T6态镁合金样品取出后用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的T6态镁合金样品重量W1，W1和W0之间的差值即为样品的失重量；样品腐蚀速率的计算公式(1)为：
V c o r r = W 0 - W 1 S · T - - - ( 1 )
其中，Vcorr为腐蚀速率，单位为mg·cm-2·d-1；
W0为样品腐蚀前的质量，单位为mg；
W1为样品腐蚀后的质量，单位为mg；
S为样品的表面积，单位为cm2；
T为腐蚀时间(浸泡时间)，单位为d(天)。
所述样品的腐蚀速率为5-10个样品的平均值。
优选地，步骤B中，所述的腐蚀介质为5％NaCl的盐水，采用分析纯的NaCl和蒸馏水配制而成；所述浸泡温度为25±2℃，浸泡时间为72h；所述的铬酸溶液包括200g/LCrO3和10g/LAgNO3，铬酸溶液温度为35-40℃。
本发明镁合金通过添加10-18％Gd，0.5-2％Zn及0.3-0.7％Zr等元素并优化固溶和时效工艺参数，增加时效析出相的数量并使其细化，从而有效提高固溶和时效强化效果，进而提高力学性能。调整Gd、Zn含量，控制合金LPSO组织比例，发挥LPSO组织强化作用并控制其对析出相数密度等的影响；Zr通过异质形核显著细化镁合金晶粒，通过细晶强化同时提升合金强度与塑性。通过以上方法，本发明制备出镁合金具有大于400MPa的高强度和优异耐腐蚀性能等特性。
本发明在提高合金强度的同时保证了优良的耐腐蚀性能，并可通过调整合金成分和热处理工艺，获得不同优良性能的组合，解决了上述现有技术存在的问题，并满足对轻质高性能材料的迫切需求，尤其满足航天航空、汽车部件轻量化的工程化需求。以Mg-15Gd-1Zn-0.5Zr(wt.％)合金为例，铸造合金经过热处理后，室温拉伸抗拉强度达到420-440MPa(远高于WE54的280MPa和GW103K的370MPa)、屈服强度为310-330MPa，延伸率为2.1-3.2％.
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、本发明镁合金通过添加Gd10-18％，Zn0.5-2％及Zr0.3-0.7％等元素并优化固溶和时效工艺参数，增加时效析出相的数量并使其细化，从而有效提高固溶和时效强化效果，进而提高力学性能。
2、本发明所制备镁合金在室温下抗拉强度可达400-430MPa，屈服强度可达290-330MPa，高于目前市场上其他商用镁合金，可应用于汽车制造、航空航天等多个领域，满足多种应用场合的需要。
3、相对于添加Ag的高强度铸造镁合金，本发明合金中不含Ag，降低了成本，同时将合金的腐蚀速率由约20mg·cm-2·d-1降低为5-8mg·cm-2·d-1，提高了耐腐蚀性。
4、本发明制备工艺简单，生产效率高，易应用于工业生产。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
本实施例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，其合金成分(重量百分比)为：15％Gd、1％Zn、0.5％Zr，杂质元素小于0.02％，其余为Mg。
上述含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法如下：
(1)按照500kg级镁稀土合金净化工艺与铸锭制备技术：将以上500kg原料首先在烘箱中预热至200℃。坩埚在室温喷好涂料后预热至暗红。将纯镁置入有SF6/CO2气体保护的预热至暗红的坩埚中熔化。当纯镁熔化温度回升至690℃左右时加入纯Zn，当温度继续升高达到720℃左右时，将Mg-87Gd中间合金缓慢加入到熔体中，保温后进行搅拌。之后将炉温升至780℃后加入Mg-30Zr中间合金。注意观察合金锭的熔化情况，当局部熔化时，立即停止加热防止温度过高，此时可适当提高SF6/CO2保护气体通入量以减少氧化并防止燃烧，待全部加入后，扒去表层氧化皮等杂质，搅拌至各组元充分熔化且混合均匀。之后静置，待熔体温度降至760℃左右加入精炼剂开始精炼处理。用精炼勺均匀地进行搅动至液面成镜面为止，在770℃静置使熔体内杂质充分沉淀。待镁液冷却至730℃时进行浇铸。
(2)将上述(1)铸造的镁合金进行T4处理：在空气电阻炉中进行，并放入硫铁矿以热分解释放出的SO2气体对合金加以阻燃保护，采取两步固溶处理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶12h，随后在90℃热水中淬火。
(3)将上述(2)制备的T4态镁合金进行时效处理(T6)：将步骤(2)制备的T4态镁合金进行T6处理，在恒温油浴炉中进行人工时效处理，采取单步时效处理，时效温度为200℃，时间64h，随后在20℃冷水中淬火。
(4)将上述(3)制备的T6态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min、0.2mm/min和1mm/min。获得合金室温拉伸抗拉强度为420-440MPa、屈服强度为310-330MPa、延伸率为2.1-3.2％.
(5)将上述(4)制备的T6态镁合金进行腐蚀速率的测试，测试中采用静态盐水浸泡实验，腐蚀的试样尺寸为Φ35mm×4mm。盐水浸泡试验前，首先用水磨砂纸将样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，随后用蒸馏水冲洗后暖风吹干，在分析天平上称出样品的原始重量W0，所用腐蚀介质为5％NaCl的盐水(纯NaCl和蒸馏水配制而成)。试验过程中，盐水的温度保持在25±2℃，浸泡时间为72h。腐蚀后的样品首先用蒸馏水冲洗干净并用暖风吹干，然后在温度为35-40℃的铬酸溶液(200g/LCrO3+10g/LAgNO3)中清洗以除去样品表面的腐蚀产物。将酸洗后的样品取出后立刻用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的重量W1。W1和W0之间的差值即为样品的失重量，按照公式(1)计算出腐蚀速率为6.4mg·cm-2·d-1，仅为对比例1中18.6mg·cm-2·d-1的1/3。
实施例2
本实施例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，其合金成分(重量百分比)为：10％Gd、0.5％Zn、0.3％Zr，杂质元素小于0.02％，其余为Mg。
上述含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法如下：
(1)按照500kg级镁稀土合金净化工艺与铸锭制备技术：将以上500kg原料首先在烘箱中预热至200℃。坩埚在室温喷好涂料后预热至暗红。将纯镁置入有SF6/CO2气体保护的预热至暗红的坩埚中熔化。当纯镁熔化温度回升至690℃左右时加入纯Zn，当温度继续升高达到720℃左右时，Mg-87Gd中间合金缓慢加入到熔体中，保温后进行搅拌。之后将炉温升至780℃后加入Mg-30Zr中间合金。注意观察合金锭的熔化情况，当局部熔化时，立即停止加热防止温度过高，此时可适当提高SF6/CO2保护气体通入量以减少氧化并防止燃烧，待全部加入后，扒去表层氧化皮等杂质，搅拌至各组元充分熔化且混合均匀。之后静置，待熔体温度降至760℃左右加入精炼剂开始精炼处理。用精炼勺均匀地进行搅动至液面成镜面为止，在760℃静置使熔体内杂质充分沉淀。待镁液冷却至710℃时用进行浇铸。
(2)将上述(1)铸造的镁合金进行T4处理：在空气电阻炉中进行，并放入硫铁矿以热分解释放出的SO2气体对合金加以阻燃保护，采取两步固溶处理:480℃下固溶1h，然后在520℃下固溶10h，随后在90℃热水中淬火。
(3)将上述(2)制备的T4态镁合金进行时效处理(T6)：将步骤(2)制备的T4态镁合金进行T6处理，在恒温油浴炉中进行人工时效处理，采取单步时效处理，时效温度为175℃，时间128h，随后在15℃冷水中淬火。
(4)将上述(3)制备的T6态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min、0.2mm/min和1mm/min。获得合金室温拉伸抗拉强度为400-410MPa、屈服强度为290-300MPa、延伸率为4.3-8.1％.
(5)将上述(4)制备的T6态镁合金进行腐蚀速率的测试，腐蚀速率的测试采用静态盐水浸泡实验，腐蚀的试样尺寸为Φ35mm×4mm。盐水浸泡试验前，首先用水磨砂纸将样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，随后用蒸馏水冲洗后暖风吹干，在分析天平上称出样品的原始重量W0，所用腐蚀介质为5％NaCl的溶液，采用分析纯的NaCl和蒸馏水配制而成。试验过程中，盐水的温度保持在25±2℃，浸泡时间为72h。腐蚀后的样品首先用蒸馏水冲洗干净暖风吹干，然后在温度为35～40℃的铬酸溶液(200g/LCrO3+10g/LAgNO3)中清洗以除去样品表面的腐蚀产物。将酸洗后的样品取出后立刻用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的重量W1。W1和W0之间的差值即为样品的失重量。腐蚀速率为4.3mg·cm-2·d-1，仅为对比例1中18.6mg·cm-2·d-1的1/4。
实施例3
本实施例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，其合金成分(重量百分比)为：15％Gd、2％Zn、0.5％Zr，杂质元素小于0.02％，其余为Mg。
上述含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法如下：
(1)按照500kg级镁稀土合金净化工艺与铸锭制备技术：将以上500kg原料首先在烘箱中预热至200℃。坩埚在室温喷好涂料后预热至暗红。将纯镁置入有SF6/CO2气体保护的预热至暗红的坩埚中熔化。当纯镁熔化温度回升至690℃左右时加入纯Zn，当温度继续升高达到720℃左右时，Mg-87Gd中间合金缓慢加入到熔体中，保温后进行搅拌。之后将炉温升至780℃后加入Mg-30Zr中间合金。注意观察合金锭的熔化情况，当局部熔化时，立即停止加热防止温度过高，此时可适当提高SF6/CO2保护气体通入量以减少氧化并防止燃烧，待全部加入后，扒去表层氧化皮等杂质，搅拌至各组元充分熔化且混合均匀。之后静置，待熔体温度降至760℃左右加入精炼剂开始精炼处理。用精炼勺均匀地进行搅动至液面成镜面为止，在780℃静置使熔体内杂质充分沉淀。待镁液冷却至720℃时用进行浇铸。
(2)将上述(1)铸造的镁合金进行T4处理：在空气电阻炉中进行，并放入硫铁矿以热分解释放出的SO2气体对合金加以阻燃保护，采取两步固溶处理:490℃下固溶2h，然后在510℃下固溶12h，随后在100℃热水中淬火。
(3)将上述(2)制备的T4态镁合金进行时效处理(T6)：在恒温油浴炉中进行人工时效处理，采取单步时效处理，时效温度为225℃，时间32h，随后在30℃冷水中淬火。
(4)将上述(3)制备的T6态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min、0.2mm/min和1mm/min。获得合金室温拉伸抗拉强度为410-420MPa、屈服强度为300-310MPa、延伸率为3.6-5.2％.
(5)将上述(3)制备的T6态镁合金进行腐蚀速率的测试，腐蚀速率的测试采用静态盐水浸泡实验，腐蚀的试样尺寸为Φ35mm×4mm。盐水浸泡试验前，首先用水磨砂纸将样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，随后用蒸馏水冲洗后暖风吹干，在分析天平上称出样品的原始重量W0。所用腐蚀介质为5％NaCl的溶液，采用分析纯的NaCl和蒸馏水配制而成。试验过程中，盐水的温度保持在25±2℃，浸泡时间为72h。腐蚀后的样品首先用蒸馏水冲洗干净暖风吹干，然后在温度为35-40℃的铬酸溶液(200g/LCrO3+10g/LAgNO3)中清洗以除去样品表面的腐蚀产物。将酸洗后的样品取出后立刻用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的重量W1，W1和W0之间的差值即为样品的失重量。腐蚀速率为6.7mg·cm-2·d-1，仅为对比例1中18.6mg·cm-2·d-1的1/3。
实施例4
本实施例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，其合金成分(重量百分比)为：18％Gd、2％Zn、0.7％Zr，杂质元素小于0.02％，其余为Mg。
上述含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法如下：
(1)按照500kg级镁稀土合金净化工艺与铸锭制备技术：将以上500kg原料首先在烘箱中预热至200℃。坩埚在室温喷好涂料后预热至暗红。将纯镁置入有SF6/CO2气体保护的预热至暗红的坩埚中熔化。当纯镁熔化温度回升至690℃左右时加入纯Zn，当温度继续升高达到720℃左右时，Mg-87Gd中间合金缓慢加入到熔体中，保温后进行搅拌。之后将炉温升至780℃后加入Mg-30Zr中间合金。注意观察合金锭的熔化情况，当局部熔化时，立即停止加热防止温度过高，此时可适当提高SF6/CO2保护气体通入量以减少氧化并防止燃烧，待全部加入后，扒去表层氧化皮等杂质，搅拌至各组元充分熔化且混合均匀。之后静置，待熔体温度降至760℃左右加入精炼剂开始精炼处理。用精炼勺均匀地进行搅动至液面成镜面为止，在780℃静置使熔体内杂质充分沉淀。待镁液冷却至750℃时用进行浇铸。
(2)将上述(1)铸造的镁合金进行T4处理：在空气电阻炉中进行，并放入硫铁矿以热分解释放出的SO2气体对合金加以阻燃保护，采取两步固溶处理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶50h，随后在100℃热水中淬火。
(3)将上述(2)制备的T4态镁合金进行时效处理(T6)：将步骤(2)制备的T4态镁合金进行T6处理，在恒温油浴炉中进行人工时效处理，采取单步时效处理，时效温度为200℃，时间64h，随后在30℃冷水中淬火。
(4)将上述(3)制备的T6态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min、0.2mm/min和1mm/min。获得合金室温拉伸抗拉强度为400-410MPa、屈服强度为290-310MPa、延伸率为2.2-4.0％.
(5)将上述(3)制备的T6态镁合金进行腐蚀速率的测试，测试中采用静态盐水浸泡实验，腐蚀的试样尺寸为Φ35mm×4mm。盐水浸泡试验前，首先用水磨砂纸将样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，随后用蒸馏水冲洗后暖风吹干，在分析天平上称出样品的原始重量W0。所用腐蚀介质为5％NaCl的溶液(使用纯NaCl与去离子水配制而成)。试验过程中，盐水的温度保持在25±2℃，浸泡时间为72h。腐蚀后的样品首先用蒸馏水冲洗干净并用暖风吹干，然后在温度为35-40℃的铬酸溶液(200g/LCrO3+10g/LAgNO3)中清洗7min以除去样品表面的腐蚀产物。将酸洗后的样品取出后立刻用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的重量W1，W1和W0之间的差值即为样品的失重量，腐蚀速率为8.7mg·cm-2·d-1，仅为对比例1中18.6mg·cm-2·d-1的1/2。
对比例1
本对比例提供了一种含Zn、Ag和重稀土Gd的组照镁合金及其制备方法，与实施例1的区别在于：除Gd、Zn、Zr外，另外添加了0.5wt.％的Ag，同时由于Ag会降低合金的固相线，为防止过烧，固溶处理为480℃下固溶2h，然后在500℃下固溶12h，随后在90℃热水中淬火。由此获得的T6态镁合金室温拉伸抗拉强度为385-400MPa、屈服强度为270-280MPa、延伸率为1.3-2.1％，腐蚀速率为18.6mg·cm-2·d-1。
对比例2
本对比例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金及其制备方法，与实施例1的区别仅在于：在制备方法中，步骤2采用一步固溶处理，固溶温度为500℃，时间为12h。由此获得的T6态镁合金室温拉伸抗拉强度为380-410MPa、屈服强度为270-300MPa、延伸率为1.0-1.8％，腐蚀速率为7.5mg·cm-2·d-1。
对比例3
本对比例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金及其制备方法，与实施例1的区别仅在于：在制备方法中，步骤2采用一步固溶处理：520℃下固溶12h。由此获得的T6态镁合金合金固溶过程中发生过烧，强度仅150-180MPa，未及屈服即断裂。腐蚀速率为10.6mg·cm-2·d-1。
对比例4
本对比例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金及其制备方法，与实施例1的区别仅在于：在制备方法中，步骤2采用采取两步固溶处理:500℃下固溶2h，然后在520℃下固溶5h，随后在90℃热水中淬火。由此获得的T6态镁合金室温拉伸抗拉合金室温拉伸抗拉强度为370-390MPa、屈服强度为250-260MPa、延伸率为1.3-1.9％、腐蚀速率为7.0mg·cm-2·d-1。
对比例5
本对比例提供了一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金及其制备方法，与实施例1的区别仅在于：在制备方法中，步骤3采用采取一步时效处理:采取单步时效处理，时效温度为200℃，时间10h。由此获得的T6态镁合金室温拉伸抗拉合金室温拉伸抗拉合金室温拉伸抗拉强度为380-400MPa、屈服强度为280-310MPa、延伸率为3.2-3.7％.腐蚀速率为4.8mg·cm-2·d-1。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。

Claims (10)

1.一种含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金，其特征在于，包含如下重量百分含量的各组分：Gd10～18％，Zn0.5～2％，Zr0.3～0.7％，不可避免的总量小于0.02％的杂质，余量为Mg。
2.一种如权利要求1所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、秤取原料，所述原料为：镁锭，工业纯Zn，Mg-Gd中间合金，Mg-Zr中间合金；
S2、熔炼、铸造：先将镁锭置入有溶剂保护或SF6和CO2的混合气体保护的坩埚中熔化，然后依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，搅拌至各组份充分熔化且混合均匀，形成熔体；静置之后，将熔体进行精炼处理，冷却后进行浇铸形成镁合金；
S3、将步骤S2铸造的镁合金进行固溶处理：采取两步固溶处理，然后在80-100℃热水中淬火，得T4态镁合金；
S4、将步骤S3制备的T4态镁合金进行时效处理：采取单步时效处理，然后在15-30℃冷水中淬火，得T6态镁合金，即得所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金。
3.如权利要求2所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤S1中，所述原料按照合金室温拉伸抗拉强度和屈服强度要求大于400MPa的技术需求所设计的合金成分计算原料需要的重量百分比来秤取，原料秤取后需在烘箱中预热至200℃待用。
4.如权利要求2所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金具体为当镁锭熔化温度升至690℃时加入工业纯Zn，当温度继续升高达到720℃时，将Mg-Gd中间合金加入到熔体中，待炉温升至780℃后加入Mg-Zr中间合金。
5.如权利要求2所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述精炼处理具体为待熔体温度降至760℃加入精炼剂开始精炼处理；所述冷却至710-750℃后进行浇铸。
6.如权利要求2所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤S3中，所述两步固溶处理具体为：先在480-500℃下固溶1-2h，然后在510-530℃下固溶10-50h；步骤S4中，所述单步时效处理的温度为175-225℃，处理时间为32-128h。
7.如权利要求2所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，还包括对步骤S4获得的T6态镁合金进行室温拉伸实验和合金腐蚀速率测试。
8.如权利要求7所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，
所述室温拉伸实验采用拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min，0.2mm/min和1mm/min。
9.如权利要求7所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，所述合金腐蚀速率测试采用静态盐水浸泡实验，具体测试方法为：
A、先用水磨砂纸将T6态镁合金样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细磨，再用蒸馏水冲洗后暖风吹干，称出T6态镁合金样品的原始重量W0；
B、将经步骤A处理的T6态镁合金样品用腐蚀介质浸泡，腐蚀后的T6态镁合金样品用蒸馏水冲洗干净暖风吹干，然后用铬酸溶液清洗以除去T6态镁合金样品表面的腐蚀产物；
C、将经步骤B处理的T6态镁合金样品取出后用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分析天平称出腐蚀后的T6态镁合金样品重量W1，W1和W0之间的差值即为样品的失重量；样品腐蚀速率的计算公式(1)为：
V c o r r = W 0 - W 1 S · T - - - ( 1 )
其中，Vcorr为腐蚀速率，单位为mg/cm2·天；
W0为样品腐蚀前的质量，单位为mg；
W1为样品腐蚀后的质量，单位为mg；
S为样品的表面积，单位为cm2；
T为腐蚀时间，单位为天。
10.如权利要求9所述的含Zn和重稀土Gd的铸造镁合金的制备方法，其特征在于，步骤B中，所述的腐蚀介质为5％NaCl的盐水，采用分析纯的NaCl和蒸馏水配制而成；所述浸泡温度为25±2℃，浸泡时间为72h；所述的铬酸溶液包括200g/LCrO3和10g/LAgNO3，铬酸溶液温度为35-40℃。
CN201510900499.6A 2015-12-08 2015-12-08 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法 Active CN105483485B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201510900499.6A CN105483485B (zh) 2015-12-08 2015-12-08 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201510900499.6A CN105483485B (zh) 2015-12-08 2015-12-08 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105483485A true CN105483485A (zh) 2016-04-13
CN105483485B CN105483485B (zh) 2017-10-31

Family

ID=55670754

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510900499.6A Active CN105483485B (zh) 2015-12-08 2015-12-08 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN105483485B (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106148792A (zh) * 2016-08-17 2016-11-23 上海交通大学 高强度高Gd含量的变形镁合金及其制备方法
CN107201472A (zh) * 2017-03-30 2017-09-26 上海交通大学 砂型铸造稀土镁合金及其制备方法
CN107245681A (zh) * 2017-05-31 2017-10-13 江苏金基特钢有限公司 一种高耐蚀性镁合金的优化热处理工艺
CN110923534A (zh) * 2019-11-13 2020-03-27 上海航天精密机械研究所 一种特殊挤压棒材织构的镁合金及其制备方法
CN113355575A (zh) * 2021-06-11 2021-09-07 华北电力大学 一种高性能轻质镁基合金材料及其制备方法
CN114645169A (zh) * 2022-03-11 2022-06-21 上海交通大学 一种高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法
CN115386747A (zh) * 2022-08-02 2022-11-25 山西银光华盛镁业股份有限公司 Zm5和zm6镁合金制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008280565A (ja) * 2007-05-09 2008-11-20 Ihi Corp マグネシウム合金およびその製造方法
CN102337441A (zh) * 2011-10-27 2012-02-01 哈尔滨工业大学 一种超高强稀土镁合金板材及其制备方法
CN103305738A (zh) * 2013-06-25 2013-09-18 上海交通大学 含硅耐热稀土镁合金及其制备方法
CN103805821A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 北京有色金属研究总院 一种超高强度高韧性镁合金材料及其制备方法
CN104195396A (zh) * 2014-08-04 2014-12-10 上海交通大学 含硅、锌和Gd(-Y)的耐热稀土镁合金及其制备方法
CN104451314A (zh) * 2014-12-19 2015-03-25 郑州轻工业学院 一种高强耐热铸造镁合金及制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008280565A (ja) * 2007-05-09 2008-11-20 Ihi Corp マグネシウム合金およびその製造方法
CN102337441A (zh) * 2011-10-27 2012-02-01 哈尔滨工业大学 一种超高强稀土镁合金板材及其制备方法
CN103805821A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 北京有色金属研究总院 一种超高强度高韧性镁合金材料及其制备方法
CN103305738A (zh) * 2013-06-25 2013-09-18 上海交通大学 含硅耐热稀土镁合金及其制备方法
CN104195396A (zh) * 2014-08-04 2014-12-10 上海交通大学 含硅、锌和Gd(-Y)的耐热稀土镁合金及其制备方法
CN104451314A (zh) * 2014-12-19 2015-03-25 郑州轻工业学院 一种高强耐热铸造镁合金及制备方法

Non-Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
J.P.LI等: "Microstructures of extruded Mg-12Gd-1Zn-0.5Zr and Mg-12Gd-4Y-1Zn-0.5Zr alloys", 《SCRIPTA MATERIALIA》 *
TOMOMICHI OZAKI等: "Mechanical Properties of Newly Developed Age Hardenable Mg-3.2mol%Gd-0.5mol%Zn Casting Alloy", 《MATERIALS TRANSACATION》 *
TOMOMICHI OZAKI等: "Mechanical Properties of Newly Developed Age Hardenable Mg-3.2mol%Gd-0.5mol%Zn Casting Alloy", 《MATERIALS TRANSACTIONS》 *
Y WU等: "Microstructure modification and performance improvement of Mg-RE alloys by friction stir processing", 《MAGNESIUM TECHNOLOGY》 *
何宗铃: "半连续铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金高周疲劳行为的研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技I辑》 *
潘复生等: "钇对Mg-12Gd-1Zn-0.6Zr镁合金组织和性能的影响", 《重庆大学学报》 *
郭永春等: "Mg-12Gd-4Y-1Zn-0.5Z合金的显微组织和力学性能", 《西安工业大学学报》 *

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106148792A (zh) * 2016-08-17 2016-11-23 上海交通大学 高强度高Gd含量的变形镁合金及其制备方法
CN106148792B (zh) * 2016-08-17 2019-02-22 上海交通大学 高强度高Gd含量的变形镁合金及其制备方法
CN107201472A (zh) * 2017-03-30 2017-09-26 上海交通大学 砂型铸造稀土镁合金及其制备方法
CN107245681A (zh) * 2017-05-31 2017-10-13 江苏金基特钢有限公司 一种高耐蚀性镁合金的优化热处理工艺
CN110923534A (zh) * 2019-11-13 2020-03-27 上海航天精密机械研究所 一种特殊挤压棒材织构的镁合金及其制备方法
CN113355575A (zh) * 2021-06-11 2021-09-07 华北电力大学 一种高性能轻质镁基合金材料及其制备方法
CN114645169A (zh) * 2022-03-11 2022-06-21 上海交通大学 一种高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法
CN114645169B (zh) * 2022-03-11 2023-10-31 上海交通大学 一种高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法
CN115386747A (zh) * 2022-08-02 2022-11-25 山西银光华盛镁业股份有限公司 Zm5和zm6镁合金制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN105483485B (zh) 2017-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105483485A (zh) 一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法
CN104004949B (zh) 一种高强度镁锂合金的制备方法
CN100441717C (zh) 具有优秀成形性的变形镁合金及其制造方法
CN111235450B (zh) 一种lpso相强化的可降解高温镁合金及其制备方法
CN102409213B (zh) 一种热处理强化的高强镁合金的制备方法
CN101353747B (zh) 压铸耐热镁合金及其制备方法
CN109022896A (zh) 一种具有电磁波屏蔽性能的高强高导耐热Cu-Fe-Y-Mg合金材料及其制备方法
CN105039817B (zh) 一种多元耐热镁合金的制备方法及多元耐热镁合金
CN101532107B (zh) 一种耐热稀土镁合金
CN101463442A (zh) 含Ag和重稀土的铸造镁合金及其制备方法
CN101748299A (zh) 铸造镁合金的制造方法
CN109706336B (zh) 一种超细晶高强塑性稀土镁合金的低成本制备方法
CN104498797A (zh) 一种低热裂倾向高强铸造镁合金及其制备方法
CN105018813A (zh) 一种抗蠕变稀土镁合金及其制备方法
CN103131925B (zh) 一种高强耐热复合稀土镁合金
CN105316550A (zh) 一种含长周期结构相高阻尼镁合金及其制备方法
CN109930045B (zh) 适于重力铸造的高强韧耐热Mg-Gd合金及其制备方法
CN103469039B (zh) 一种含钙和稀土钐的镁-铝-锌变形镁合金
CN105369077A (zh) 一种铝合金导体材料及其制备方法
CN104928549A (zh) 一种高强度高弹性模量的铸造镁稀土合金及其制备方法
CN103146972B (zh) 一种多元稀土镁合金及其制备方法
CN102560187A (zh) 用于电气化铁路接触网的铜合金及其制备方法
CN110468317A (zh) 具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法
CN109609824A (zh) 一种高塑性铸造镁合金及其制备方法
CN107177764A (zh) 一种低成本高强铸造镁合金及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant