CN107460386A - 一种磁场铸造调控含lpso结构高强韧镁合金制备方法 - Google Patents

一种磁场铸造调控含lpso结构高强韧镁合金制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种磁场铸造调控含纳米级层片状LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，包含如下步骤：A、将RE、Zn原子比例在一定区间的Mg‑RE‑Zn合金放入一定温度下的坩埚熔化；B、待全部原料熔化后，加热至700～740℃在磁场条件下浇铸到石墨模具中，铸造成Mg‑RE‑Zn铸锭；C、将Mg‑RE‑Zn铸锭固溶后进行淬火处理，得到具有纳米级层片状LPSO结构的磁场铸造Mg‑RE‑Zn合金。本发明通过在特制的石墨模具中浇铸时改变脉冲磁场的电流和频率以及后续固溶处理的温度和时间来调控合金的组织，首次在Mg‑RE‑Zn铸造合金中制备出可强韧化镁合金的纳米级层片状LPSO结构组织。

Description

一种磁场铸造调控含LPSO结构高强韧镁合金制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种磁场铸造调控含LPSO结构高强韧镁合金制备方法。
背景技术
目前，镁合金在商业应用中取得了突出的进展，但由于其易腐蚀、塑性差、强度韧度不高等因素导致其不能得到广泛的应用与推广，想要改变这一现状，就要采取一定得强化手段，而目前Mg-RE镁合金的显著时效强化效果引起了人们的兴趣，越来越多的稀土镁合金被开发出来。1970年之后，由Rokhlin等人([1]刘光华.稀土材料与应用技术[M].化学工业出版社,2005；[2]郭旭涛,李培杰，曾大本等,稀土在耐热镁合金中的作用,稀土,2002,23(2):63-67)发现Gd、Dy、Tb等稀土元素Mg中固溶度很大，并且它们对合金的强化作用很大，不过由于当时稀土元素价格普遍很高，而在这些稀土元素中，Gd的性价比是最好的，如Mg-Gd系的Mg-7％Gd-2.25％Nd–0.6％Zr(wt.％)合金，铸造T6态的最高抗拉强度为300MPa，屈服强度约为190MPa，延伸率为2％([3]LorimerG.W.,AppsP.J.,Karimzadeh H.,et al.,Improving the performance of Mg-rare earth alloys by the use of Gd or Dyadditions,Materials Science Forum,2003,419-422:279-284)。澳大利亚莫那什大学(Monash University)Nie等人研究了Mg-6Gd-(1-2)Zn(wt.％)合金的时效硬化、拉伸性能及蠕变性能，铸造T6态的最高抗拉强度为213MPa，屈服强度约为137MPa，延伸率为7％([4]Nie J.F.,Gao X.,Zhu S.M.,Enhanced age hardening response and creep resistanceof Mg-Gd alloys containing Zn.Scripta Mater,2005,53:1049),并且美国空军部的技术报告中也曾认为，Mg-Gd系稀土镁合金在航空航天领域的应用前景非常可观，其中Mg-20Gd(wt.％)合金在研究中高温强度优于传统的WE54A耐热镁合金。
在稀土镁合金中添加Zn元素,且经过一定的加工后会形成一种新型的长周期堆垛有序结构(Long Period Stacking Order Structure，简称LPSO结构)。大量研究表明：LPSO结构对镁合金的强韧化能起到很大的促进作用，LPSO结构的丰富结构形态和优异的性能使含LPSO结构的镁合金越来越成为人们研究的焦点，成为了一种非常具有研究潜质的新型的轻质高强结构材料([5]Yamada K,Okubo Y,Shiono M,et al.Alloy development of hightoughness Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloys[J].Materials transactions,2006,47(4):1066-1070；[6]Li D J,Zeng X Q,Dong J,et al.Microstructure evolution of Mg–10Gd–3Y–1.2Zn–0.4Zr alloy during heat-treatment at 773K[J].Journal of Alloys andCompounds,2009,468(1):164-169.)。目前，周全等人发明出直流磁场控制长周期结构增强镁合金基体结晶织构的方法(公开号CN201210448207.6)。然而，上述文献[1-6]和专利中都没有制备出纳米级LPSO结构。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术存在的不足，提供一种磁场铸造调控含纳米级层片状LPSO结构的高强韧镁合金制备方法。制得一种Mg合金中层片状LPSO结构的一种新形貌，制备的固溶态Mg-RE-Zn合金具有镁基体、晶界X相、晶内微米级LPSO结构和晶内纳米级层片状LPSO结构和残留的共晶β相。本发明旨在通过改变合金成分、磁场铸造凝固工艺路径和参数以及固溶温度和时间来制备一种具有晶内纳米级LPSO结构的磁场铸造Mg-Gd-Zn合金，且该种合金室温下强度和塑性相较于通过传统重力铸造下的铸造合金(无晶内纳米级LPSO结构)具有较大的提高。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，所述方法包含如下步骤：
A、将Mg-RE-Zn合金原料在保护气体存在的条件下加热至完全熔化；
B、待全部原料熔化后，加热至700～740℃在磁场条件下浇铸，铸造成Mg-RE-Zn铸锭；
C、将Mg-RE-Zn铸锭固溶后进行淬火处理，即得到具有纳米级层片状LPSO结构的磁场铸造Mg-RE-Zn合金；
所述RE为Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种。
优选地，所RE为Gd。
优选地，步骤A中，所述原料中RE和Zn的原子比为1:1～7:1。
优选地，步骤A中，所述原料加热前需提前预热至150～300℃；各熔化时使用的工具烘干并预热至200～250℃的步骤。
优选地，步骤A中，所述保护气体为氩气或SF6和CO2的混合气体；所述SF6和CO2的混合气体中，SF6的体积分数为0.2％。
优选地，步骤B中，所述磁场为旋转磁场，其三相电流为10～300A，频率为2～30Hz。
优选地，步骤B中，采用的浇铸模具为石墨模具；所述浇铸前，包括将石墨模具预热至100-300℃的步骤。
优选地，所述Mg-RE-Zn铸锭中，杂质元素包括Fe、Cu和Ni，所述杂质元素占合金总重的重量百分比含量分别为：Fe＜0.005％，Cu＜0.0148％，Ni＜0.002％。
优选地，步骤C中，所述固溶温度为480～530℃，固溶时间为0.5～60h。
优选地，步骤C中，所述淬火温度为20～100℃。
本发明还提供了一种前述方法制备的含LPSO结构的高强韧镁合金，所述镁合金为Mg-RE-Zn合金，具有纳米级层片状LPSO结构。本发明制得的纳米级LPSO结构有着类似于变形合金中的强韧化镁合金作用。
优选地，所述镁合金中，RE为Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种。
优选地，所述镁合金为Mg-RE-Zn时，RE和Zn的原子比为1:1～7:1。
优选地，所述Mg-RE-Zn合金中，杂质元素包括Fe、Cu和Ni，所述杂质元素占合金总重的重量百分比含量分别为：Fe＜0.005％，Cu＜0.0148％，Ni＜0.002％。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、本发明工艺简单，生产周期短，效率高。
2、本发明通过在特制的石墨模具中浇铸时改变旋转磁场的三相电流和频率以及后续固溶处理的温度和时间来调控合金的组织，首次在Mg-RE-Zn(RE＝Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm)铸造合金中制备出了可强韧化镁合金的纳米级层片状LPSO结构组织。
3、本发明通过合金浇铸时的凝固方式和模具的合理设计、熔炼工艺的优化以及合适的固溶参数的选取，在磁场铸造的固溶态Mg-RE-Zn(RE＝Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm)合金中实现晶内纳米级层片状LPSO结构的制备，且该种合金室温下强度和塑性相较于重力铸造的相同固溶参数下的合金(无纳米级层片状LPSO结构)有所提高。
附图说明
通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：
图1是本发明制备的铸态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金的磁场铸造设备图；中1为浇包，2为绕组，3为三相电电流控制旋钮，4为三相电流控制柜，5为三相电流频率控制旋钮，6为金属液，7为石墨模具；
图2是本发明实施例3制备的铸态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金的OM和SEM组织图；其中(a)为由传统重力铸造制备的合金OM图；(b)为由磁场铸造制备的合金OM图；(c)为由传统重力铸造制备的合金SEM组织图；(d)为由磁场铸造制备的合金SEM组织图；
图3是本发明实施例3的铸态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金经过固溶处理后的SEM、TEM组织图；其中(a)为传统重力铸造的合金经固溶处理后的SEM组织图；(b)、(c)为磁场铸造的合金经固溶处理后不同倍数的SEM组织图；(d)为磁场铸造的合金经固溶处理后的TEM组织图。
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，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。
以下实施例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，所述方法包含如下步骤：
A、将Mg-RE-Zn合金原料在保护气体存在的条件下加热至完全熔化；
B、待全部原料熔化后，加热至700～740℃在磁场条件下浇铸，铸造成Mg-RE-Zn铸锭；
C、将Mg-RE-Zn铸锭固溶后进行淬火处理，即得到具有纳米级层片状LPSO结构的磁场铸造Mg-RE-Zn合金；
所述RE为Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种。
步骤A中，所述原料中RE和Zn的原子比为1:1～7:1。
步骤A中，所述原料加热前需提前预热至150～300℃；各熔化时使用的工具烘干并预热至200～250℃的步骤。
步骤A中，所述保护气体为氩气或SF6和CO2的混合气体；所述SF6和CO2的混合气体中，SF6的体积分数为0.2％。
步骤B中，所述磁场为旋转磁场，其三相电流为10～300A，频率为2～30Hz。
步骤B中，采用的浇铸模具为石墨模具；所述浇铸前，包括将石墨模具预热至100-300℃的步骤。
所述Mg-RE-Zn铸锭中，杂质元素包括Fe、Cu和Ni，所述杂质元素占合金总重的重量百分比含量分别为：Fe＜0.005％，Cu＜0.0148％，Ni＜0.002％。
步骤C中，所述固溶温度为480～530℃，固溶时间为0.5～60h。
步骤C中，所述淬火温度为20～100℃。
实施例1
本实施例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，具体采用以下步骤：
1)采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-20Gd(质量百分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。
2)实验所用的坩埚需要提前刷洗干净，直至坩埚壁和底部无明显残渣附着，将实验需要的搅拌勺和撇渣勺一并刷洗干净后倒置晾干。将一定量的滑石粉和水玻璃及水调配在一起制作出一种粘稠状的涂料，然后在坩埚底部和坩埚内壁及搅拌勺、撇渣勺上均匀地刷上很薄的一层涂料，最后将各种工具以及原料放入烘干炉烘干，设置烘干温度为150℃，随着炉温的升高，将合金料也放入烘干炉烘干及预加热。
3)熔炼镁合金时，将镁锭从烘干炉中取出，将纯镁放入坩埚中在SF6和CO2混合气体(SF6体积分数占0.2％)保护下进行加热，加热至700℃融化，熔化后升温至730℃，加入纯Zn和Mg-20Gd(质量百分数)，待合金熔化后保温10min,除去表面浮渣，并不断搅拌5min，然后调节温度至760℃后一边搅拌一边撒入精炼剂，精炼10分钟，除渣，调节温度为730℃，降温至730℃后搅拌5min后保温。
4)旋转磁场铸造：调节合金液温度700℃时浇铸到预热200℃的石墨模具中，在三相电流为10A、频率为2Hz的旋转磁场下凝固，得镁合金铸锭。
5)将步骤4后得到的铸锭在480℃的条件下固溶0.5h后进行淬火处理(水温20℃)，最终获得一种具有纳米层片状X相的磁场铸造的固溶态Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)合金。
将上述磁场铸造的固溶态Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(228)MPa、屈服强度为(104)MPa、延伸率为(12.0)％。
以通过传统重力铸造作为对比，将步骤3)获得的合金液采用重力铸造，具体步骤为：调节合金液温度700℃时浇铸到预热200℃的石墨模具中，在空气环境条件下凝固，得镁合金铸锭。再将铸锭采用步骤5的方法进行固溶后淬火处理，最终获得具有微米级层片状LPSO结构的传统重力铸造的固溶态Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)合金。该固溶态合金的晶内不含纳米级层片状LPSO结构，其拉伸抗拉强度为(209)MPa、屈服强度为(87)MPa、延伸率为(10.5)％。
由此可知，采用磁场铸造及后续固溶处理制备的含纳米级层片状LPSO结构的Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)镁合金强度和塑性优于传统重力铸造机后续固溶处理制备的晶内不含纳米级层片状LPSO结构的镁合金。
实施例2
本实施例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，具体采用以下步骤：
1)采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-50Gd(质量百分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-2.5Gd-1Zn(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。
2)实验所用的坩埚需要提前刷洗干净，直至坩埚壁和底部无明显残渣附着，将实验需要的搅拌勺和撇渣勺一并刷洗干净后倒置晾干。将一定量的滑石粉和水玻璃及水调配在一起制作出一种粘稠状的涂料，然后在坩埚底部和坩埚内壁及搅拌勺、撇渣勺上均匀地刷上很薄的一层涂料，最后将各种工具以及原料放入烘干炉烘干，设置烘干温度为200℃，随着炉温的升高，将合金料也放入烘干炉烘干及预加热。
3)熔炼镁合金时，将镁锭从烘干炉中取出，将纯镁放入坩埚中在SF6和CO2混合气体(SF6体积分数占0.2％)保护下进行加热，加热至700℃融化，熔化后升温至730℃，加入纯Zn和Mg-50Gd(质量百分数)，待合金熔化后保温10min,除去表面浮渣，并不断搅拌5min，然后调节温度至760℃后一边搅拌一边撒入精炼剂，精炼10分钟，除渣，调节温度为730℃，降温至730℃后搅拌5min后保温。
4)旋转磁场铸造：调节合金液温度710℃时浇铸到预热250℃的石墨模具中，在三相电流为100A、频率为11Hz的旋转磁场下凝固，得镁合金铸锭。
5)将步骤4后得到的铸锭在500℃的条件下固溶24h后进行淬火处理(水温50℃)，最终获得一种具有纳米级层片状LPSO结构的固溶态Mg-2.5Gd-1Zn(原子百分数)合金。
将上述磁场铸造的固溶态Mg-2.5Gd-1Zn(原子百分数)镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(227)MPa、屈服强度为(106)MPa、延伸率为(12.0)％。
以通过传统重力铸造作为对比，将步骤3)获得的合金液采用重力铸造，具体步骤为：调节合金液温度700℃时浇铸到预热200℃的石墨模具中，在空气环境条件下凝固，得镁合金铸锭。再将铸锭采用步骤5的方法进行固溶后淬火处理，最终获得具有微米级层片状LOSO结构的传统重力铸造的固溶态Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)合金。该固溶态合金的晶内不含纳米级层片状LPSO结构，其拉伸抗拉强度为(205)MPa、屈服强度为(93)MPa、延伸率为(10.0)％。
由此可知，磁场铸造及后续固溶处理制备的含纳米级层片状LPSO结构的Mg-2.5Gd-1Zn(原子百分数)镁合金强度和塑性优于传统重力铸造机后续固溶处理制备的晶内不含纳米级层片状LPSO结构的镁合金。
实施例3
本实施例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，具体采用以下步骤：
1)采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-90Gd(质量分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。
2)实验所用的坩埚需要提前刷洗干净，直至坩埚壁和底部无明显残渣附着，将实验需要的搅拌勺和撇渣勺一并刷洗干净后倒置晾干。将一定量的滑石粉和水玻璃及水调配在一起制作出一种粘稠状的涂料，然后在坩埚底部和坩埚内壁及搅拌勺、撇渣勺上均匀地刷上很薄的一层涂料，最后将各种工具以及原料放入烘干炉烘干，设置烘干温度为250℃，随着炉温的升高，将合金料也放入烘干炉烘干及预加热。
3)熔炼镁合金时，将镁锭从烘干炉中取出，将纯镁放入坩埚中在SF6和CO2混合气体(SF6体积分数占0.2％)保护下进行加热，加热至700℃融化,熔化后升温至730℃，加入纯Zn和Mg-25Gd(质量百分数)，待合金熔化后保温10min，除去表面浮渣，并不断搅拌5min，然后调节温度至760℃后一边搅拌一边撒入精炼剂，精炼10分钟，除渣，调节温度为730℃，降温至730℃后搅拌5min后保温。
4)旋转磁场铸造：调节合金液温度720℃时浇铸到预热300℃的石墨模具中，在三相电流为200A、频率为20Hz的旋转磁场下凝固，制得镁合金铸锭。
5)将步骤4后得到的铸锭在520℃的条件下固溶36h后进行淬火处理(水温80℃)，最终获得一种具有纳米层片状X相的的磁场铸造的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金。
将上述磁场铸造的固溶态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(238)MPa、屈服强度为(154)MPa、延伸率为(4.5)％。
以通过传统重力铸造作为对比，将步骤3)获得的合金液采用重力铸造，具体步骤为：调节合金液温度720℃时浇铸到预热300℃的石墨模具中，在空气环境条件下凝固，得镁合金铸锭。再将铸锭采用步骤5的方法进行固溶后淬火处理，最终获得具有微米级层片状LPSO结构的传统重力铸造的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金。其晶内不含纳米级层片状LPSO结构，拉伸抗拉强度为(220)MPa、屈服强度为(134)MPa、延伸率为(3.4)％。
图1为磁场铸造设备图，此设备在本发明各实施例中的浇铸过程中使用；其中1为浇包，2为绕组，3为三相电电流控制旋钮，4为三相电流控制柜，5为三相电流频率控制旋钮，6为金属液，7为石墨模具。所述的浇铸过程是：通过浇包1将金属液6浇入石墨模具7，在浇铸过程以及凝固过程中通过调控三相电流控制柜4的三相电电流控制旋钮3以及三相电频率控制旋钮5来促使绕组2提供旋转磁场。
图2(a)和(c)为在传统重力铸造条件下，制得的Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金铸锭的OM和SEM组织；图2(b)和(d)为本实施例采用磁场铸造制备的Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金铸锭的OM和SEM组织。由图2(c)和(d)可知，经传统重力铸造和磁场铸造获得的铸态Mg-2.67Gd-0.43Zn合金均具有镁基体、共晶β相和晶内微米级LPSO和晶界层片状X相；不同的是，图2(a)中的共晶β相枝晶完整，而图(b)中的共晶β相枝晶破碎，减少了粗大柱状晶比例，起到了细化均匀化组织的作用。
图3(a)为采用传统重力铸造并经过固溶处理工艺制得的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金的SEM形貌；图3(b)、(c)为本实施例采用磁场铸造并经过固溶处理工艺制得的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金的不同放大倍数的SEM形貌；图3(d)为本实施例采用磁场铸造并经过固溶处理工艺制得的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)合金中纳米级层片状LPSO的TEM形貌。由图3可知，经过后续固溶后的Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)均具有共晶β相、晶内微米级层片状LPSO结构和晶界微米级层片状X相；不同的是，图3(b)、(c)中有显著的晶内纳米级层片状X相，可起到强韧化镁合金作用，图3(a)中没有类似的结构；并且可以从图3(d)中看出，由磁场铸造的固溶态Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)中的LPSO结构确实为纳米尺度，且为层片状。
由此可知，磁场铸造及后续固溶处理制备的含纳米级层片状LPSO结构的Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)镁合金强度和塑性优于传统重力铸造机后续固溶处理制备的晶内不含纳米级层片状LPSO结构的镁合金。
实施例4
本实施例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，具体采用以下步骤：
1)采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Gd质量百分含量为90的Mg-Gd中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-2.67Gd-0.38Zn(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。
2)实验所用的坩埚需要提前刷洗干净，直至坩埚壁和底部无明显残渣附着，将实验需要的搅拌勺和撇渣勺一并刷洗干净后倒置晾干。将一定量的滑石粉和水玻璃及水调配在一起制作出一种粘稠状的涂料，然后在坩埚底部和坩埚内壁及搅拌勺、撇渣勺上均匀地刷上很薄的一层涂料，最后将各种工具以及原料放入烘干炉烘干，设置烘干温度为300℃，随着炉温的升高，将合金料也放入烘干炉烘干及预加热。
3)熔炼镁合金时，将镁锭从烘干炉中取出，将纯镁放入坩埚中在SF6和CO2混合气体(SF6体积分数占0.2％)保护下进行加热，加热至700℃融化,熔化后升温至730℃，加入纯Zn和Mg-87Gd(质量百分数)，待合金熔化后保温10min,除去表面浮渣，并不断搅拌5min，然后调节温度至760℃后一边搅拌一边撒入精炼剂，精炼10分钟，除渣，调节温度为730℃，降温至730℃后搅拌5min后保温。
4)旋转磁场铸造：调节合金液温度至740℃时浇铸到预热300℃的石墨模具中，在三相电流为300A、频率为30Hz的旋转磁场下凝固，制得镁合金铸锭。
5)将步骤4后得到的铸锭在530℃的条件下固溶60h后进行淬火处理(水温100℃)，最终获得一种具有纳米级层片状LPSO结构的磁场铸造的固溶态Mg-2.67Gd-0.38Zn(原子百分数)合金。
将上述磁场铸造的固溶态Mg-2.67Gd-0.38Zn(原子百分数)镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。获得合金室温下拉伸抗拉强度为(237)MPa、屈服强度为(140)MPa、延伸率为(4.0)％。
以通过传统重力铸造作为对比，将步骤3)获得的合金液采用重力铸造，具体步骤为：调节合金液温度740℃时浇铸到预热300℃的石墨模具中，在空气环境条件下凝固，得镁合金铸锭。再将铸锭采用步骤5的方法进行固溶后淬火处理，最终获得具有微米级层片状LPSO结构的传统重力铸造的固溶态
(原子百分数)合金。该合金不含纳米级层片状LPSO结构，其拉伸抗拉强度为(220)MPa、屈服强度为(136)MPa、延伸率为(3.0)％。
由此可知，采用本发明方法制备的镁合金强度和塑性优于传统重力铸造的不含纳米级层片状LPSO结构的镁合金。
对比例1
本对比例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，与实施例1的步骤基本相同，不同之处仅在于：步骤5中，本对比例采用的固溶温度为380℃，固溶时间为100h。
本对比例制备的固溶态Mg-1Gd-1Zn(原子百分数)镁合金不含纳米级层片状LPSO结构。该镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(200)MPa、屈服强度为(83)MPa、延伸率为(10.3)％。
对比例2
本对比例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，与实施例1的步骤基本相同，不同之处仅在于：步骤1中，本对比例按Mg-2.66Gd(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。
本对比例制备的固溶态Mg-2.66Gd(原子百分数)镁合金不含纳米级层片状LPSO结构。该镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(160)MPa、屈服强度为(140)MPa、延伸率为(2.3)％。
对比例3
本对比例提供了一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，与实施例4的步骤基本相同，不同之处仅在于：步骤4中，本对比例采用的旋转磁场的三相电流为350A，频率为35Hz。。
本对比例制备的固溶Mg-2.67Gd-0.43Zn(原子百分数)镁合金不含纳米级层片状LPSO结构。该镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为Zwick BTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。其室温下拉伸抗拉强度为(211)MPa、屈服强度为(120)MPa、延伸率为(3.3)％。
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化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。

Claims (10)

1.一种磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，所述方法包含如下步骤：
A、将Mg-RE-Zn合金原料在保护气体存在的条件下加热至完全熔化；
B、待全部原料熔化后，加热至700～740℃在磁场条件下浇铸，铸造成Mg-RE-Zn铸锭；
C、将Mg-RE-Zn铸锭固溶后进行淬火处理，即得到具有纳米级层片状LPSO结构的磁场铸造Mg-RE-Zn合金；
所述RE为Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种。
2.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤A中，所述原料中RE和Zn的原子比为1:1～7:1。
3.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤A中，所述原料加热前需提前预热至150～300℃。
4.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤A中，所述保护气体为氩气或SF6和CO2的混合气体；所述SF6和CO2的混合气体中，SF6的体积分数为0.2％。
5.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤B中，所述磁场为旋转磁场，其三相电流为10～300A，频率为2～30Hz。
6.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤B中，采用的浇铸模具为石墨模具；所述浇铸前，包括将石墨磨具预热至100-300℃的步骤。
7.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤C中，所述固溶温度为480～530℃，固溶时间为0.5～60h。
8.根据权利要求1所述的磁场铸造调控含LPSO结构的高强韧镁合金制备方法，其特征在于，步骤C中，所述淬火温度为20～100℃。
9.一种根据权利要求1所述方法制备的含LPSO结构的高强韧镁合金，其特征在于，所述镁合金为Mg-RE-Zn合金。
10.根据权利要求9所述方法制备的含LPSO结构的高强韧镁合金，其特征在于，所述镁合金中，RE为Gd、Y、Tb、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种。
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