CN109881064B - 高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强韧耐热压铸Mg‑Gd‑Y合金及其制备方法;所述合金化学成分质量百分比含量为:3.0~7.0%RE、1.2~4.2%Zn、0.5~1.2%Al、0.1~0.3%Mn、0.01~0.08%M,余量为Mg和其他不可避免的杂质,其中RE为Gd和Y的组合元素,M为Ti,B中至少一种元素。本发明的高强韧耐热压铸Mg‑Gd‑Y合金经压力铸造后,压铸态合金的室温抗拉强度为282MPa以上,延伸率为10%以上,200℃高温抗拉强度为190MPa以上,延伸率为15.0%以上,而且无需时效、固溶热处理便可使用,满足航空航天、汽车、电讯等行业对轻量化发展的高端需求。

Description

高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金及其制备方法
技术领域
本发明属于工业用镁合金及其制造领域,具体涉及一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金及其压力铸造制备方法。
背景技术
镁合金作为最轻的工程金属材料(镁的密度为铝的2/3,钢的1/4),其比强度明显高于铝合金和钢,比刚度虽然与铝合金和钢相当,但远高于工程塑料,同时具有良好的铸造性、切削加工性好、导热性好、阻尼性以及电磁屏蔽能力强和易于回收等一系列优点,在航空、航天、汽车、电子及国防军工等领域有着广泛的应用前景。镁合金成为替代铝合金、钢铁和工程塑料以实现轻量化的理想材料,其中替代潜力最大的是铝合金。
压力铸造是一种将液态或半固态金属在高压作用下高速填充入压铸模型腔内并在在压力下凝固形成铸件的铸造方法。压铸不仅使铸件具有较高的强度、尺寸精度和表面光洁度,而且易于实现机械化和自动化,生产效率很高,可以生产形状复杂的薄壁铸件,因此,在汽车、电子仪表、电讯等行业获得了广泛的应用。
镁合金压铸是所有铸造方法中是最有竞争力的,其在生产成本上甚至比铝合金压铸还低。其原因在于(1)镁合金的体积比热和热导率均较低,压铸不仅生产率高而且合金液对模具的热冲击小,模具使用寿命长;(2)镁不与铁反应,粘模倾向小,在相同的充型压力下的充型速度更大,故较小的拔模斜度使其可生产外形更为复杂、公差精度更高的铸件。近年来,由于环保压力和轻量化节能需求的增强,镁合金压铸在汽车和电讯工业上的应用获得了快速的增长,已占镁消费量的第二位,其中80%用于汽车工业。
AZ(如AZ91)和AM系镁合金(如AM60、AM50)是目前应用最广泛的商业化压铸镁合金,广泛应用于汽车和3C产品压铸件。AZ91D具有优良的铸造性能,能铸造出结构精密复杂的薄壁压铸件,但塑性较差,延伸率只有3%,而AM60的塑性则较好,延伸率达到8%,常用于制造仪表盘支撑件和座椅框架等减震耐冲击的汽车安全部件,但其强度较低,屈服强度只有130MPa。另外,AZ和AM系镁合金高温蠕变性能很差,温度高于150℃时的拉伸强度迅速降低,其原因在于在高温蠕变过程中过饱和的α-Mg基体在晶界处的Mg17Al12相非连续析出。通过加入合金元素以改善析出相的特性(晶体结构、形态及热稳定性)来提高Mg-Al合金的耐热性能,在此基础上开发了Mg-Al-RE压铸镁合金。目前美国陶氏化学公司开发的综合力学性能最佳的商用镁合金AE44,其典型性能为屈服强度140MPa,抗拉强度247MPa,延伸率11%。AE系镁合金镁合金虽然具有相对优异的延伸率,但是其常温和高温力学性能仍无法达到目前广泛应用的A380压铸铝合金的水平,并且压铸时因粘模倾向而难于生产,严重限制了其应用发展。
锌Zn是镁合金中重要的合金元素,在Mg中的最大固溶度高达6.2wt%,能起到固溶强化和时效强化作用。典型的Mg-Zn系铸造镁合金包括ZK51A和ZK60A,变形合金包括ZK21A、ZK31、ZK40A、ZK60A和ZK61等。随Zn含量增加,合金的抗拉强度和屈服强度提高,但是其断后伸长率降低,铸造性能、工艺塑性和焊接性能恶化,特别是因凝固范围过宽(例如ZK60的凝固区间高达265℃,Journal of Materials Science 45(14)(2010)3797-3803.)导致热裂倾向极为严重,不能用于压铸。
稀土元素对镁合金强度性能的有益作用和锆对镁合金的晶粒细化作用都是在二十世纪三十年代发现的,Mg-RE-Zr系(EK30,EK31,EK41)中EK31成为Mg-Zr类中最早开发成功的高温铸造镁合金。基于稀土RE元素的镁稀土合金具有优异的时效硬化效应,多种以RE为主加元素的新型镁合金先后被开发出来,如Mg-Y系的WE54、WE43合金等。中国发明专利201410564817.1(高导热可压铸Mg-Y-Zr系多元镁合金及其制备方法)报道了一种高导热压铸耐腐蚀镁合金,该镁合金的成分含量为Y的含量为1.5~4wt.%,Mn的含量为0.001~1wt.%,Zn的含量为0.001~2wt.%,Ca的含量为0.001~1wt.%,Zr的含量为0.4~0.8wt.%,其余为Mg;由于该合金中的Ca元素的加入急剧增大了合金的凝固温度区间,增加热裂倾向,压铸铸锭抗拉强度仅为140~190MPa。
由于Gd和Y的性能相似且原子半径相近,研究者们通常在Mg-Gd系合金中添加Y来提高合金的性能。Mg-Gd-Y合金是Mg-Gd系合金中研究最为深入和广泛的,其高温性能和抗蠕变性能有着优异的表现。研究表明:随着Y含量的增加,Mg-10Gd-xY-0.4Zr(x=1,3,5wt.%)的合金铸态组织得到了细化(晶粒度从150μm到40μm),呈离散形分布的析出相也逐渐增多,且种类也发生了变化,经固溶时效处理后的XRD和EDS分析显示富稀土相从Mg5(Gd,Y)→Mg5(Gd,Y)→Mg24(Gd,Y),这是因为Y的加入降低了Gd在合金中的固溶度,代替了原来部分Gd的晶格节点并促进了稀土相的析出(Materials Science and Engineering:A456(1)(2007)78-84.)。
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,而且在不同的Zn/RE(RE为Gd和/或Y)比条件下可以形成多种强化相:当合金中Zn/RE原子比≥6.0时容易形成二十面体准晶体结构I相(Mg3Zn6RE包括Mg3Zn6Gd、Mg3Zn6Y及Mg3Zn6(Gd,Y));当合金中Zn/RE原子比介于1.5和6.0时容易形成面心立方结构W相(Mg3Zn3RE2包括Mg3Zn3Gd2、Mg3Zn3Y2及Mg3Zn3(Gd,Y)2)和I相;当合金中Zn/RE原子比介于1.0和1.5时容易形成W相和长周期堆垛有序结构LPSO相(Mg12ZnRE包括Mg12ZnGd、Mg12ZnY及Mg12Zn(Gd,Y));当合金中Zn/RE原子比≤1.0时容易形成LPSO相(Materials Science andEngineering:A695(2017)135-143;Mater.Lett.59(29)(2005)3801-3805;ActaMaterialia 58(8)(2010)2936-2947)。多种Mg-Gd-Y-Zn强化相可以进一步提高镁合金的室温强度及高温性能,中国发明专利201310597670.1(含微量Al的稀土变形镁合金及其制备方法)报道的一种含微量Al元素的稀土变形镁合金,其重量百分比组成为:Gd:6.5~15.0%,Y:3.0~5.5%,Zn:2.0~4.0%,Nd:0.3~1.5%,Zr:0.3~0.9%,Al:0.4~1.0%,余量为Mg。该镁合金的制备方法包括原料准备、合金熔炼、合金半固态挤压、均匀化处理、再变形、冷却及预拉伸处理和时效强化处理等步骤。该发明存在的技术问题为:在该发明提供的合金成分范围内添加的Nd稀土元素促进形成粗大的块状Mg5(Gd,Y,Nd)相,其三元强化相数量相应减少导致性能下降。稀土元素Gd、Y和Nd含量太高,昂贵的稀土价格和复杂的制备工艺导致该发明很难在工业上进行大规模的应用。中国发明专利ZL201110155378.5(自生准晶增强Mg-Zn-Y合金及其熔炼方法)报道的自生准晶增强Mg-Zn-Y合金的化学成分质量百分组成为:Zn 3.0~10.0%,Y 0.5~3.0%,Al-Ti-C 0.05~1.0%,余量为Mg和不可避免的杂质;其制备方法包括熔炼和铸造,熔炼后的熔体降温至700~720℃时加入Al-Ti-C中间合金,在熔体中引入超声波,经超声波处理后浇铸制成;该发明自生准晶增强Mg-Zn-Y合金抗拉强度可达260MPa,延伸率10.6%。该发明技术的仍存在以下问题:该合金的Zn/Y质量比含量过高,形成准晶I相,同时其凝固区间过大,只能进行重力铸造而不适合压铸,而且引入超声波处理,操作过于复杂,很难在工业上进行大规模的应用。在常规凝固条件下,Mg-Gd-Y-Zn合金晶粒粗大,析出相常常呈粗大的网状结构,恶化了其力学性能,必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用,目前这类Mg-Gd-Y-Zn合金一般局限于重力铸造和热加工工艺,而且必须需要复杂的热处理工艺,还没有用于压铸应用的报道。
Mg-Gd-Y-Zn合金通常加入Zr作为晶粒细化元素,以细化其粗大的微观组织。目前已报道的加Zr方式有海绵Zr、Zr的卤盐、Zn-Zr中间合金和Mg-Zr中间合金等,其中Mg-Zr中间合金有使用方便、夹杂少和细化效果好等优点,是目前加入Zr的主要方式。中国发明专利201611133731.9(一种高强韧耐蚀防燃Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金及其制备方法)报道的一种高强韧耐蚀防燃Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金及其制备方法,所述Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金包含的各组分及其质量百分比为:3.0%≤Gd≤9.0%,1.0%≤Y≤6.0%,0.5%≤Zn≤3.0%,0.2%≤Zr≤1.5%,余量为Mg和不可避免的杂质。该发明技术的仍存在以下问题:首先,Mg-Zr中间合金的制备工艺复杂、能耗高,导致其价格昂贵,因此使用Mg-Zr中间合金细化晶粒会提高产品成本;其次,Zr的化学活性强,在高温下容易和大气、炉气反应,当使用钢制坩埚时,在熔体温度高于750℃时,Zr容易和坩埚中的Fe反应,生成稳定的金属间化合物Fe2Zr,这些都导致Zr的损耗高;Mg-Zr中间合金中的很多Zr是以大尺寸单质Zr颗粒的形式存在,由于Zr的熔点高(1852℃),Zr颗粒很难溶解在熔体中,加上Zr的密度远大于镁熔体的密度(Zr的密度为6.52g/cm3,纯镁熔体的密度为1.58g/cm3),易于沉淀到坩埚底部,导致Zr的收得率低。同时,该发明合金为变形镁合金,其实施例中Zn含量最高为1.1%,(Gd+Y)含量超过8.0%,该发明合金中添加了Zr,没有添加元素Al和Mn。
发明内容
本发明为了解决现有压铸镁合金因强韧性、耐热性不足而无法完全取代压铸铝合金,导致其应用受到极大限制的行业性难题,提供一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金及其压力铸造的制备方法,该高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金经压力铸造后,压铸态合金的室温抗拉强度为282MPa以上,延伸率为10%以上,200℃高温抗拉强度为190MPa以上,延伸率为15.0%以上。
第一方面,本发明涉及一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,包括按质量百分数计的如下元素:3.0~7.0%RE、1.2~4.2%Zn、0.5~1.2%Al、0.1~0.3%Mn、0.01~0.08%M,余量为Mg和其他不可避免的杂质,其中,RE为含有Gd和Y元素的组合元素,M为Ti和B中的至少一种元素。
优选的,Zn/RE质量比为0.2~0.6:1,其中RE的组成中Gd/Y的质量比为0.25~4:1。
优选的,(Zn+Al)/RE质量比为0.3~0.8:1。
优选的,以占所述Mg-Gd-Y合金总重的重量百分数计,所述M为Ti和B的组合元素时,Ti的质量分数为0.01~0.08%、B的质量分数为0.01~0.08%。
与现有技术方案相比,本发明提供的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的创新思想之一为:合金设计采用廉价的Zn元素和稀土RE元素(RE为Gd和/或Y)与基体Mg元素形成三元Mg-RE-Zn强化相,特别Zn/RE质量比为0.2~0.6,其中RE的组成中Gd/Y的质量比为0.25~4范围内,一方面本发明合金主要形成长周期堆垛有序结构LPSO相(Mg12ZnRE包括Mg12ZnGd、Mg12ZnY及Mg12Zn(Gd,Y))及面心立方结构W相(Mg3Zn3RE2包括Mg3Zn3Gd2、Mg3Zn3Y2及Mg3Zn3(Gd,Y)2),均为高熔点相,与二元Mg-Y强化相比,三元强化相在镁基体中的高温稳定更好,避免由于析出强化相溶解导致的性能降低,有效地增强了高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的室温力学性能和高温性能,特别是在300℃时的高温蠕变性能提高一个数量级以上;另一方面,本发明克服了传统的Mg-Zn-RE合金因过高的Zn含量导致凝固区间过大而易产生热裂缺陷,无法保证合金的强韧性能和压铸性能。
本发明提供的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的创新思想之二为:高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金所添加的稀土RE元素为Y和Gd的混合稀土,而不采用Gd或Y与常用的Ce、La、Nd、Pr的混合稀土,其原因在于:一方面,如果合金中添加含有Ce、La、Nd、Pr常用稀土元素,随着Ce等常用稀土元素含量的提高,合金的凝固温度范围变大导致合金偏析和铸造工艺性能变差,容易形成铸造缺陷;另一方面,随着Ce等常用稀土元素含量的提高,合金析出的主要强化相W、LPSO相逐渐转变为(Mg,Zn)12RE相,导致合金中成分稳定的W、LPSO强化相数量急剧减少,从而导致析出强化效果降低。
本发明提供的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的创新思想之三为:Mg-Gd-Y-Zn合金在常规凝固条件下析出相常常呈粗大的网状结构,恶化了其力学性能,通常必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用。该类合金通常加入Zr作为晶粒细化元素,本发明的合金元素中含有Al、Mn和稀土Y合金元素,这些元素与Zr结合形成Al3Zr等化合物而沉淀到坩埚底部使锆不起晶粒细化作用。另一方面,研究表明,添加Zr细化的Mg-Gd-Y-Zn合金的组织热稳定性较差,在550℃保温时晶粒急剧粗化,导致高温性能大幅度降低。本发明的合金中添加低熔体的0.5-1.2%Al替代Zr,形成弥散的高熔点Al2Y、Al2Gd及Al4GdY相,不仅细化了合金的组织,而且与LPSO等高温相确保了镁合金组织的高温稳定性。同时Al与少量的Ti和B一起起复合晶粒细化作用,进一步细化了合金组织,提高了合金的强韧性。本发明的合金元素中添加少量的Mn,不仅能够促进LPSO相的形成,提高合金的高温稳定性,而且提高镁合金的耐腐蚀性能。
本发明提供的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的创新思想之四为:本发明的合金中限定Gd/Y的质量比为0.25~4,Zn/RE质量比为0.2~0.6以及(Zn+Al)/RE质量比为0.3~0.8,保证合金的凝固区间小,从而克服了Mg-Gd-Y-Zn合金的压铸过程中的热裂倾向,提高了合金的压铸工艺性能。
第二方面,本发明涉及一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的制备方法,包括如下步骤:
S1、将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Mn中间合金均去除氧化层并烘干预热至180-200℃;按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;
S2、将占坩埚高度20-25%的工业纯镁锭在675-685℃、通入保护气体的条件下熔化;
S3、待所述镁锭全部熔化后,升温至700~710℃,将所述纯锌、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金和Mg-Mn中间合金分2~4次加入,保持温度恒定在720℃,直至熔化,保温30-40分钟;
S4、压力铸造前40~60分钟,升温至725-735℃,加入所述铝锭、Al-M中间合金,熔化,精炼,升温至750~760℃保温静置10~20分钟,得到镁合金熔体;
S5、将所述镁合金熔体降温至720~740℃,撇去表面浮渣,以4~15m/s的速度压射到预热至180~250℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
优选的,所述Mg-Gd中间合金为MgGd25或MgGd30,所述Mg-Y中间合金为MgY25或MgY30,所述Mg-Mn中间合金为MgMn10,所述Al-M中间合金为AlTiB中间合金、AlB中间合金、AlTi中间合金中的一种或几种。更优选所述Al-M中间合金为AlTi5B1、AlB3、AlB8、AlTi5、AlTi10中的一种或几种。
优选的,所述精练采用的精炼剂包括如下重量百分数的各组分:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2
优选的,所述精练添加的精炼剂用量为原料总重量的1.0~3.5%。
优选的,所述精炼的温度为720~730℃,精炼处理的搅拌时间为10~15min。
优选的,所述保护气体为氩气;或SF6和CO2的混合气体,其中SF6的体积分数为0.2%。
本发明提供的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的制备方法的优点为:(1)在720℃加入易烧损的稀土元素Mg-Gd、Mg-Y中间合金,并在低温下保温熔化,提高了稀土Gd和Y的收得率;(2)精炼处理采用不含MgCl2的专用精炼剂,进一步降低了精炼过程中稀土Gd和Y的烧损。
与现有技术相比,本发明具有如下的有益效果:
本发明的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金经压力铸造后,压铸态合金的室温抗拉强度为282MPa以上,延伸率为10%以上,200℃高温抗拉强度为190MPa以上,延伸率为15.0%以上,综合性能达到A380等压铸铝合金的性能;所提供的制备方法具有工艺简单、效率高、适合规模化生产等优点,而且无需时效、固溶热处理便可使用,满足航空航天、汽车、电讯等行业对轻量化发展的高端需求。
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为实施例4中制备压铸镁合金铸态金相组织图。
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
本实施例涉及的一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.6%Gd,2.4%Y,1.2%Zn,1.2%Al,0.3%Mn,0.01%Ti,0.01%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法是:(1)按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgGd25、MgY30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃;按合金的成分及化学计量比,计算所需原料的用量;(2)将占坩埚高度25%的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后,通入保护气体氩气,加入剩余镁锭;(3)待镁锭全部熔化后,升温至720℃,将工业纯锌和MgGd25、MgY30和MgMn10中间合金分2次加入,并保持温度恒定在720℃,直至全部熔化并保温30分钟;(4)压力铸造前40分钟,升温至730℃,待所述工业纯铝锭、AlTi5中间合金、AlB3中间合金依次加入等待全部熔化,加入原料重量1%的精炼剂进行精炼,精炼的温度730℃,精炼处理的搅拌时间10min,精炼剂组分按质量百分比为:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2。将炉温升至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降,得到镁合金熔体;(5)将所述镁合金熔体降温至720℃,撇去表面浮渣,以4m/s的速度压射到预热至180℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为282MPa,延伸率16%;200℃下高温拉伸抗拉强度为190MPa,延伸率27%。
实施例2
本实施例涉及的一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,2.0%Gd,5.0%Y,4.2%Zn,0.8%Al,0.1%Mn,0.08%Ti,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法是(1)按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgGd30、MgY30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至180℃;按合金的成分及化学计量比,计算所需原料的用量;(2)将占坩埚高度20%的工业纯镁锭在675℃下熔化成熔池后,通入保护气体含0.2%体积分数的SF6和CO2的混合气体,加入剩余镁锭;(3)待镁锭全部熔化后,升温至720℃,将工业纯锌和MgGd30、MgY30和MgMn10中间合金分4次加入,并保持温度恒定在720℃,直至全部熔化并保温40分钟;(4)压力铸造前60分钟,升温至730℃,待所述工业纯铝锭、AlTi10中间合金依次加入等待全部熔化,加入原料重量3.5%的精炼剂进行精炼,精炼的温度730℃,精炼处理的搅拌时间10min,精炼剂组分按质量百分比为:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降,得到镁合金熔体;(5)将所述镁合金熔体降温至740℃,撇去表面浮渣,以15m/s的速度压射到预热至250℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为305MPa,延伸率12%;200℃下高温拉伸抗拉强度为214MPa,延伸率15%。
实施例3
本实施例涉及的一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,3.0%Gd,3.0%Y,3.0%Zn,0.9%Al,0.2%Mn,0.05%Ti,0.03%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法是(1)按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgGd30、MgY25和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃;按合金的成分及化学计量比,计算所需原料的用量;(2)将占坩埚高度20%的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后,通入保护气体氩气,加入剩余镁锭;(3)待镁锭全部熔化后,升温至720℃,将工业纯锌和MgGd30、MgY25和MgMn10中间合金分3次加入,并保持温度恒定在720℃,直至全部熔化并保温30分钟;(4)压力铸造前40分钟,升温至725℃,待所述工业纯铝锭、AlTi5B1中间合金、AlB3中间合金依次加入等待全部熔化,加入原料重量2.5%的精炼剂进行精炼,精炼的温度720℃,精炼处理的搅拌时间15min,精炼剂组分按质量百分比为:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2。将炉温升至750-760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降,得到镁合金熔体;(5)将所述镁合金熔体降温至730℃,撇去表面浮渣,以10m/s的速度压射到预热至200℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为316MPa,延伸率11%;200℃下高温拉伸抗拉强度为202MPa,延伸率20%。
实施例4
本实施例涉及的一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,4.0%Gd,1.0%Y,2.0%Zn,0.5%Al,0.2%Mn,0.08%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法是(1)按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgGd25、MgY25和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃;按合金的成分及化学计量比,计算所需原料的用量;(2)将占坩埚高度25%的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后,通入含0.2%体积分数的SF6和CO2的混合保护气体,加入剩余镁锭;(3)待镁锭全部熔化后,升温至720℃,将工业纯锌和MgGd25、MgY25和MgMn10中间合金分4次加入,并保持温度恒定在720℃,直至全部熔化并保温30分钟;(4)压力铸造前60分钟,升温至735℃,待所述工业纯铝锭、AlB8中间合金依次加入等待全部熔化,加入原料重量3.0%的精炼剂进行精炼,精炼的温度720℃,精炼处理的搅拌时间15min,精炼剂组分按质量百分比为:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降,得到镁合金熔体;(5)将所述镁合金熔体降温至720℃,撇去表面浮渣,以8m/s的速度压射到预热至220℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
本实施例制备压铸镁合金铸态金相组织图如图1所示。将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为302MPa,延伸率14%;200℃下高温拉伸抗拉强度为210MPa,延伸率18%。
实施例5
本实施例涉及的一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,5.0%Gd,2.0%Y,1.4%Zn,0.7%Al,0.3%Mn,0.04%Ti,0.04%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法是(1)按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgGd25、MgY30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃;按合金的成分及化学计量比,计算所需原料的用量;(2)将占坩埚高度25%的工业纯镁锭在685℃下熔化成熔池后,通入保护气体氩气,加入剩余镁锭;(3)待镁锭全部熔化后,升温至720℃,将工业纯锌和MgGd25、MgY30和MgMn10中间合金分2次加入,并保持温度恒定在720℃,直至全部熔化并保温30分钟;(4)压力铸造前40分钟,升温至725℃,待所述工业纯铝锭、AlTi10中间合金、AlB8中间合金依次加入等待全部熔化,加入原料重量2.0%的精炼剂进行精炼,精炼的温度730℃,精炼处理的搅拌时间10min,精炼剂组分按质量百分比为:55%KCl、25%CaCl2、5%CaF2、15%BaCl2。将炉温升至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降,得到镁合金熔体;(5)将所述镁合金熔体降温至740℃,撇去表面浮渣,以15m/s的速度压射到预热至250℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为310MPa,延伸率10%;200℃下高温拉伸抗拉强度为215MPa,延伸率23%。
对比例1
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.2%Gd,0.5%Y,4.2%Zn,0.8%Al,0.1%Mn,0.08%Ti,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例2相同。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为182MPa,延伸率3.5%;200℃下高温拉伸抗拉强度为120MPa,延伸率13%。
对比例2
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.6%Gd,2.4%Y,1.2%Zn,1.5%Al,0.3%Mn,0.01%Ti,0.01%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例1相同。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为269MPa,延伸率11.5%;200℃下高温拉伸抗拉强度为175MPa,延伸率18%。
对比例3
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.6%Sc,2.4%Y,1.2%Zn,1.2%Al,0.3%Mn,0.01%Ti,0.01%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例1相同。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为271MPa,延伸率12%;200℃下高温拉伸抗拉强度为177MPa,延伸率17%。
对比例4
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.6%Gd,2.4%Nd,1.2%Zn,1.2%Al,0.3%Mn,0.01%Ti,0.01%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例1相同。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为234MPa,延伸率9%;200℃下高温拉伸抗拉强度为130MPa,延伸率14%。
对比例5
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,0.6%Gd,2.4%Y,0.3%Zn,1.2%Al,0.3%Mn,0.01%Ti,0.01%B,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例1相同。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为251MPa,延伸率10.2%;200℃下高温拉伸抗拉强度为132MPa,延伸率12.6%。
对比例6
本对比例涉及的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金的重量百分比为:按理论配比,4.0%Gd,1.0%Y,2.0%Zn,0.5%Al,0.2%Mn,0.08%B,0.5%Zr,余量为Mg和其他不可避免的杂质。
其制备方法与实施例4基本相同;其中步骤(4)中,MgZr30中间合金在工业纯铝锭、AlB8中间合金加入后添加至镁合金熔体中,并待全部熔化。
将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试;b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试,其中拉伸测试的应变速率为10-5s-1的静态拉伸。本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为274MPa,延伸率12%;200℃下高温拉伸抗拉强度为177MPa,延伸率19%。
以上对本发明的具体实施例进行了详细说明描述。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 (6)

1. 一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述Mg-Gd-Y合金包括按质量百分数计的如下元素:3.0~7.0%RE、1.2~4.2%Zn、0.5~1.2%Al、0.1~0.3%Mn、0.01~0.08%M,余量为Mg和其他不可避免的杂质;其中,RE为含有Gd和Y元素的组合元素,M为Ti和B中的至少一种元素;所述Zn与RE的质量比为0.2~0.6:1;所述组合元素中Gd与Y的质量比为0.25~4:1;
所述Zn和Al的总质量与RE的质量比为0.3~0.8:1;
以占所述Mg-Gd-Y合金总重的重量百分数计,所述M为Ti和B的组合元素时,Ti的质量分数为0.01~0.05%、B的质量分数为0.01~0.03%;
所述Mg-Gd-Y合金是通过包括如下步骤的方法制备而得:
S1、将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Mn中间合金均去除氧化层并烘干预热至180-200℃;按上述Mg-Gd-Y合金成分及化学计量比,计算所需原料的用量;
S2、将占坩埚高度20-25%的工业纯镁锭在675-685℃、通入保护气体的条件下熔化;
S3、待所述镁锭全部熔化后,升温至700~710℃,将所述纯锌、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金和Mg-Mn中间合金分2~4次加入,保持温度恒定在720℃,直至熔化,保温30-40分钟;
S4、压力铸造前40~60分钟,升温至725-735℃,加入所述铝锭、Al-M中间合金,熔化,精炼,升温至750~760℃保温静置10~20分钟,得到镁合金熔体;
S5、将所述镁合金熔体降温至720~740℃,撇去表面浮渣,以4~15m/s的速度压射到预热至180~250℃的压铸模具中,冷却后得到所述高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金。
2.如权利要求1所述的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述Mg-Gd中间合金为MgGd25或MgGd30;所述Mg-Y中间合金为MgY25或MgY30;所述Mg-Mn中间合金为MgMn10;所述Al-M中间合金为AlTi5B1、AlB3、AlB8、AlTi5、AlTi10中的一种或几种。
3.如权利要求1所述的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述精练采用的精炼剂包括如下重量百分数的各组分:55% KCl、25% CaCl2、5% CaF2、15% BaCl2
4.如权利要求1所述的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述精练添加的精炼剂用量为原料总重量的1.0~3.5%。
5.如权利要求1所述的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述精炼的温度720~730℃,精炼处理的搅拌时间10~15min。
6.如权利要求1所述的高强韧耐热压铸Mg-Gd-Y合金,其特征在于,所述保护气体为氩气;或SF6和CO2的混合气体,其中SF6的体积分数为0.2%。
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