CN111607726B - 一种稀土镁合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及稀土镁合金材料技术领域，尤其涉及一种稀土镁合金及其制备方法。本发明提供的稀土镁合金，包括：Gd 6wt％～12wt％；Y 1wt％～4wt％；Er 0.01wt％～0.5wt％；Ho 0.01wt％～0.25wt％；Dy 0.01wt％～0.25wt％；La 0.01wt％～0.5wt％；Zn 0.5wt％～1.3wt％；Bi 0.01wt％～0.5wt％；Zr 0.3wt％～0.9wt％；余量的Mg。本发明提供的稀土镁合金利用稀土元素在镁合金中的交互作用，显著细化了合金晶粒，并促进了强化相的析出，显著提高了热变形后合金的室温及高温力学性能。

Description

一种稀土镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及稀土镁合金材料技术领域，尤其涉及一种稀土镁合金及其制备方法。
背景技术
镁是目前可实际应用的金属结构材料中最轻的，密度只有1.74g/cm3，是铝的2/3，铁的1/4。镁合金在航空航天、国防军工、交通运输等领域均有着巨大的应用潜力，并已经实现了较大规模的实际应用。特别是在航天、汽车领域，根据美国国家航空航天局(NationalAeronautics and Space Administration，NASA)的数据，航天器每减重1kg，可节约近10万美元。实验证明，一辆车的车重降低10％，油耗就能降低6％-8％，换种说法就是汽车减重100公斤，百公里油耗能够降低0.3～0.6L。同时对环保也同样如此，车辆减重100公斤，就能够少排放5g/公里的二氧化碳，具有非常显著的经济、社会效益。因此，近年来镁合金的研究成为人们关注的热点，镁合金的应用也得到了人们越来越多的重视。
稀土作为镁中重要的合金化元素，可显著提高镁合金的力学性能、耐高温性能、耐腐蚀性能、耐疲劳性能等，稀土镁合金作为镁合金中最重要的合金体系，目前已经有几十种合金牌号。根据最新实行的中华人民共和国国家标准GB/T 5153-2016变形镁及镁合金牌号和化学成分，含稀土的变形镁合金牌号可划分为，少(微)稀土含量的镁合金牌号：AZ30M、AE90M、AW90M、AQ80M、ZA73M、ZM21N、ZE10A、ZE20M、ZE90M、ZC20M、ME20M、LA86M，中等稀土含量的镁合金牌号：ZW62M、ZW62N、EZ22M、VK41M、WZ52M、WE43B、WE43C，高稀土含量的镁合金牌号：VE82M、VW64M、VW75M、VW83M、VW84M、WE54A、WE71M、WE83M、WE91M、WE93M等29个合金牌号。
申请号为201310489037.0的中国专利提供了一种稀土镁合金及其制备方法，其提供的稀土镁合金是在WE43铸造合金的基础上进行的改进，为铸造合金，不涉及变形合金。申请号为201810161282.1的中国专利提供了一种稀土钐强化的镁合金及其制备方法，其是在WE54合金的基础上进行的改进，属于WE系合金，为铸造合金，不涉及变形合金。
虽然目前已有多种稀土镁合金牌号，但实际上稀土镁合金的研究体系并不系统，合金牌号亦不充分。现有牌号的镁合金多为三元或简单四元合金，这是合金成分体系发展不成熟的表现之一。利用多元微合金化研制新型镁合金，可充分利用多种合金化元素的综合强化效果，少量或微量添加即可实现强化合金性能的目的，具有显著的经济性。同时，采用纯稀土研制稀土镁合金还存在成本较高的问题。
申请号为201010580905.2的中国专利公开了含富铈混合稀土和钆的高强度耐热镁合金及其制备加工方法，提出一种高强度的耐热镁合金，其特征在于：该镁合金的成份含量为：Gd7.5～17wt％，富铈混合稀土0.7～3.0wt％，Zr 0.4～1.2wt％，其余为Mg，其中，富铈混合稀土的成分含量为：Ce 50±5wt％；La：30±3wt％；Nd：15±2wt％；Pr：5±1wt％。富铈混合稀土在镁中的固溶度较低，不能形成很好的固溶、时效强化效果。
发明内容
有鉴于此，本发明要解决的技术问题在于提供一种稀土镁合金及其制备方法，本发明提供的稀土镁合金具有较优的室温及高温力学性能。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：
Figure GDA0002591421690000021
Figure GDA0002591421690000031
优选的，包括：
Figure GDA0002591421690000032
本发明还提供了一种稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B)在步骤A)熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D)将铸锭进行固溶处理；
E)将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
优选的，步骤A)包括：
将镁锭预热到80～160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150～300℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂进行覆盖，熔化；
所述熔剂为5号熔剂。
优选的，步骤B)中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
优选的，步骤B)中，所述精炼的温度为740℃；
所述精炼后，还包括静置；
所述静置的温度为740℃。
优选的，步骤C)中，将精炼后的熔体降温至720℃以下；
保护气包括CO2和SF6；
所述CO2和SF6的体积比为100：1；
所述铸锭采用半连续铸造方式；
半连续铸造采用的结晶器直径为510mm。
优选的，步骤D)中，所述固溶处理包括：
先在495～505℃保温7～9h，再在510～520℃保温1～3h，然后，在90℃的水中淬火。
优选的，步骤E)中，所述热变形为热挤压或热锻造；
热挤压的挤压温度为380～460℃，挤压速度为0.1～2.0mm/s，挤压比为7～28：1；
热锻造的锻造温度为430～480℃，锻造速度为0.1～5.0mm/s，锻造比为6～14：1，道次变形量为30％～70％。
优选的，步骤E)中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：Gd 6wt％～12wt％；Y 1wt％～4wt％；Er0.01wt％～0.5wt％；Ho 0.01wt％～0.25wt％；Dy 0.01wt％～0.25wt％；La 0.01wt％～0.5wt％；Zn 0.5wt％～1.3wt％；Bi 0.01wt％～0.5wt％；Zr 0.3wt％～0.9wt％；余量的Mg。本发明提供的稀土镁合金属于VW系合金，可以为改性VW83镁合金。现有的VW83镁合金成分包括：Gd 8.0～9.0wt％，Y 2.8～3.5wt％，Zr 0.4～0.6wt％，余量为镁及杂质。现有的VW83M合金塑性较差，无法实现锻造。本发明在VW83镁合金的基础上，适当提高了Gd的含量，并引入了Er、Ho、Dy、La和Bi微合金化元素，利用稀土元素在镁合金中的交互作用，显著细化了合金晶粒，并促进了强化相的析出。显著提高了热变形后合金的室温及高温力学性能。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％；高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不低于15％。
附图说明
图1为本发明实施例1的稀土镁合金的金相检测图；
图2为本发明比较例1的稀土镁合金的金相检测图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：
Figure GDA0002591421690000051
本发明提供的稀土镁合金包括Gd。所述Gd的含量为6wt％～12wt％。在本发明的某些实施例中，所述Gd的含量为8wt％～9.4wt％。在某些实施例中，所述Gd的含量为9.2wt％、6wt％或12wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Y。所述Y的含量为1wt％～4wt％。在本发明的某些实施例中，所述Y的含量为2wt％～3wt％。在某些实施例中，所述Y的含量为2.1wt％、4wt％或1wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Er。所述Er的含量为0.01wt％～0.5wt％。在本发明的某些实施例中，所述Er的含量为0.2wt％～0.4wt％。在某些实施例中，所述Er的含量为0.2wt％、0.5wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Ho。所述Ho的含量为0.01wt％～0.25wt％。在本发明的某些实施例中，所述Ho的含量为0.1wt％～0.2wt％。在某些实施例中，所述Ho的含量为0.1wt％、0.25wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Dy。所述Dy的含量为0.01wt％～0.25wt％。在本发明的某些实施例中，所述Dy的含量为0.1wt％～0.2wt％。在某些实施例中，所述Dy的含量为0.1wt％、0.25wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括La。所述La的含量为0.01wt％～0.5wt％。在本发明的某些实施例中，所述La的含量为0.2wt％～0.4wt％。在某些实施例中，所述La的含量为0.2wt％、0.5wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Zn。所述Zn的含量为0.5wt％～1.3wt％。在本发明的某些实施例中，所述Zn的含量为0.8wt％～1.1wt％。在某些实施例中，所述Zn的含量为0.9wt％、0.5wt％或1.3wt％。Zn的加入，使合金中生成了14H-LPSO结构，提高了合金的强韧化效果。
本发明提供的稀土镁合金还包括Bi。所述Bi的含量为0.01wt％～0.5wt％。在本发明的某些实施例中，所述Bi的含量为0.1wt％～0.3wt％。在某些实施例中，所述Bi的含量为0.2wt％、0.01wt％或0.5wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Zr。所述Zr的含量为0.3wt％～0.9wt％。在本发明的某些实施例中，所述Zr的含量为0.5wt％～0.8wt％。在某些实施例中，所述Zr的含量为0.6wt％、0.3wt％或0.9wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括余量的Mg。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金还包括不可避免的杂质元素。本发明对所述杂质元素的成份没有特殊的限制，为本领域技术人员熟知的常规镁合金的杂质成份即可。在本发明的某些实施例中，所述杂质元素包括Fe、Cu、Si和Ni中的一种或几种。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金中不可避免的杂质元素的总含量<0.1wt％。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金的平均晶粒尺寸为32～48μm。在某些实施例中，所述稀土镁合金的平均晶粒尺寸为32μm。本发明提供的稀土镁合金的显微组织均匀且细化，金相组织主要为均匀的等轴晶组成，晶界处存在块状及片层状的析出相。
本发明提供的稀土镁合金属于VW系合金，可以为改性VW83镁合金。现有的VW83镁合金成分包括：Gd 8.0～9.0wt％，Y 2.8～3.5wt％，Zr 0.4～0.6wt％，余量为镁及杂质。现有的VW83M合金塑性较差，无法实现锻造。本发明在VW83镁合金的基础上，适当提高了Gd的含量，并引入了Er、Ho、Dy、La和Bi微合金化元素，利用稀土元素在镁合金中的交互作用，显著细化了合金晶粒，并促进了强化相的析出。显著提高了热变形后合金的室温及高温力学性能。
本发明还提供了一种稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B)在步骤A)熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D)将铸锭进行固溶处理；
E)将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
本发明先将预热后的镁锭在熔剂中熔化。优选的，具体包括：
将镁锭预热到80～160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150～300℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，然后熔化。
在本发明的某些实施例中，所述镁锭为高纯镁锭。所述镁锭的纯度为99.95％。在本发明的某些实施例中，将镁锭预热到120℃、160℃或80℃。在本发明的某些实施例中，将熔炼炉的坩埚预热到200℃、300℃或150℃。
在本发明的某些实施例中，所述熔剂为5号熔剂。
本发明中，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，可以防止镁在高温下过分氧化。
镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼。
在本发明的某些实施例中，镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入预热的锌锭和预热的金属Bi。
在本发明的某些实施例中，所述锌锭为1号锌锭。所述锌锭的纯度为99.99％。
在本发明的某些实施例中，所述金属Bi为化学纯金属Bi。
在本发明的某些实施例中，预热后的锌锭的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热后的锌锭的温度为120℃、160℃或80℃。在本发明的某些实施例中，预热后的金属Bi的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热后的金属Bi的温度为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，所述Gd源为Mg-Gd中间合金，所述Y源为Mg-Y中间合金，所述Er源为Mg-Er中间合金，所述Ho源为Mg-Ho中间合金，所述Dy源为Mg-Dy中间合金，所述La源为Mg-La中间合金。在某些实施例中，所述Mg-Gd中间合金中的Gd含量为23wt％；所述Mg-Y中间合金中的Y含量为20wt％；所述Mg-Er中间合金中的Er含量为20wt％；所述Mg-Ho中间合金中的Ho含量为20wt％；所述Mg-Dy中间合金中的Dy含量为20wt％；所述Mg-La中间合金中的La含量为20wt％。
在本发明的某些实施例中，所述Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源为同时含有Gd、Y、Er、Ho、Dy、La和Mg的Mg-富Y中间合金。所述Mg-富Y中间合金中，Gd的含量为3.45wt％，Y的含量为14.92wt％，Er的含量为1.21wt％，Ho的含量为0.62wt％，Dy的含量为0.53wt％，La的含量为1.46wt％。所述Mg-富Y中间合金中还含有其他微量稀土元素，因此，所述Mg-富Y中间合金中包括23wt％的稀土元素和余量的Mg。
本发明对Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Er中间合金、Mg-Ho中间合金、Mg-Dy中间合金、Mg-La中间合金和Mg-富Y中间合金的来源并无特殊的限制。在本发明的某些实施例中，所述Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Er中间合金、Mg-Ho中间合金、Mg-Dy中间合金、Mg-La中间合金和Mg-富Y中间合金均采用低温下沉液态阴极法电解制备。具体的，可以根据申请号为200510017229.7的中国专利进行制备。
本发明中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，原料的分批次加入可以防止一次加入量太多使熔体的温度下降太快。本发明对具体的分批加入方法并无特殊的限制，具体的，可以采用将镁稀土中间合金分成若干小块，分批加入的方法。
在本发明的某些实施例中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源包括：
分批加入预热的Gd源、预热的Y源、预热的Er源、预热的Ho源、预热的Dy源和预热的La源。
在本发明的某些实施例中，预热后的Gd源的温度为80～160℃；预热后的Y源的温度为80～160℃；预热后的Er源的温度为80～160℃；预热后的Ho源的温度为80～160℃；预热后的Dy源的温度为80～160℃；预热后的La源的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热的Gd源、预热的Y源、预热的Er源、预热的Ho源、预热的Dy源和预热的La源的温度均为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源后，混匀后升温至760℃以上，再加入Zr源。
在本发明的某些实施例中，所述Zr源为Mg-Zr中间合金。在某些实施例中，所述Mg-Zr中间合金中Zr的含量为30wt％。在本发明的某些实施例中，所述Mg-Zr中间合金的来源为一般市售。
在本发明的某些实施例中，再加入Zr源包括：再加入预热的Zr源。在某些实施例中，预热后的Zr源的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热后的Zr源的温度为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，再加入Zr源，混匀后，还包括降温至740℃，然后，在氩气的气氛中精炼。
在本发明的某些实施例中，所述精炼的温度为740℃。在本发明的某些实施例中，所述精炼的时间为30min。
在本发明的某些实施例中，所述精炼后，还包括静置。在某些实施例中，所述静置的温度为740℃。在某些实施例中，所述静置的时间为40min。
本发明中，精炼的温度选择740℃，在镁合金中属于较高温度的精炼，目的是减少Zr的损失。精炼时间主要和熔炼合金的量有关。
静置完成后，将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭。
在本发明的某些实施例中，将精炼后的熔体降温至720℃以下。
在本发明的某些实施例中，保护气包括CO2和SF6。在本发明的某些实施例中，所述CO2和SF6的体积比为100：1。
在本发明的某些实施例中，所述铸锭采用半连续铸造方式。在本发明的某些实施例中，半连续铸造采用的结晶器直径为510mm。
精炼和铸造过程是合金获得较优良品质铸锭的关键，目前此类高含量重稀土镁合金的铸锭直径大于450mm的基本没有，本发明除了通过成分优化降低铸造裂纹的倾向，还有一点就是通过优化半连续铸造的工艺参数，获得质量优良、无宏观和显微裂纹的大尺寸铸锭。
在本发明的某些实施例中，所述铸造完成后，还包括：将铸造后的铸锭切头切尾，车削掉铸造表面，再进行后续的固溶处理。
在本发明的某些实施例中，铸锭经过切头切尾，车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭。
在本发明的某些实施例中，所述固溶处理包括：
先在495～505℃保温7～9h，再在510～520℃保温1～3h，然后，在90℃的水中淬火。
优选为：先在500℃保温8h，再在515℃保温2h，然后，在90℃的水中淬火。
固溶处理后，将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
在本发明的某些实施例中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。
在本发明的某些实施例中，所述热变形为热挤压或热锻造。
在本发明的某些实施例中，热挤压的挤压温度为380～460℃，挤压速度为0.1～2.0mm/s，挤压比为7～28：1。在某些实施例中，热挤压的挤压温度为380℃或460℃，挤压速度为0.1mm/s或2mm/s，挤压比为7：1或28：1。
在本发明的某些实施例中，热锻造的锻造温度为430～480℃，锻造速度为0.1～5.0mm/s，挤压比为6～14：1，道次变形量为30％～70％。在某些实施例中，热锻造为锻造温度480℃，锻造速度为5.0mm/s，锻造比为14：1，道次变形量为70％。
本发明中，分级固溶和热变形工艺是获得优良性能的关键，本发明通过分级固溶处理，使合金的析出物充分回溶，并保持晶粒不发生明显长大。通过优化热变形工艺，显著细化晶粒，使合金获得优良的力学性能。
本发明可平衡各个稀土元素间的原子半径效应，平衡不同稀土元素间的凝固系数，实现大尺寸稀土镁合金铸锭的半连续铸造。本发明中实现了结晶器直径510mm的大尺寸高强耐热稀土镁合金的半连续铸造。本发明制备的是一种大尺寸高强耐热稀土镁合金变形材。
由于采用了多元微合金化，显著促进了挤压态合金的动态再结晶，提高了动态再结晶的体积分数，细化了再结晶的晶粒尺寸。动态析出的纳米级析出相也提供了极好的强化效果。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％；高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不低于15％。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的一种稀土镁合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
以下实施例所用的原料均为一般市售。
实施例1
按照Gd 9.2wt％，Y 2.1wt％，Er 0.2wt％，Ho 0.1wt％，Dy 0.1wt％，La 0.2wt％，Zn 0.9wt％，Bi 0.2wt％，Zr 0.6wt％，余量为Mg的成分配比，准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源为同时含有Gd、Y、Er、Ho、Dy、La和Mg的Mg-富Y中间合金(Gd的含量为3.45wt％，Y的含量为14.92wt％，Er的含量为1.21wt％，Ho的含量为0.62wt％，Dy的含量为0.53wt％，La的含量为1.46wt％，稀土总含量为23％，余量的Mg)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学纯金属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到120℃；
(2)将铁坩埚预热至200℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr源，充分搅拌后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热挤压处理，热挤压工艺的挤压温度380℃，挤压速度为0.1mm/s，挤压比为7：1，即得到所需多元微合金化的稀土镁合金。
本实施例对得到的铸态稀土镁合金的金相组织进行检测，得到的稀土镁合金的金相检测图，如图1所示。图1为本发明实施例1的稀土镁合金的金相检测图。从图1可以看出，实施例1合金的显微组织均匀且细化，金相组织主要为均匀的等轴晶组成，平均晶粒尺寸为32μm，晶界处存在块状及片层状的析出相。
本实施例还对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度421MPa，屈服强度387MPa，延伸率13％；高温200℃时，抗拉强度374MPa，屈服强度347MPa，延伸率10％；高温250℃时，抗拉强度326MPa，屈服强度319MPa，延伸率14％；高温300℃时，抗拉强度261MPa，屈服强度231MPa，延伸率15％。
实施例2
(1)按照Gd 6wt％，Y 4wt％，Er 0.5wt％，Ho 0.25wt％，Dy 0.25wt％，La0.5wt％，Zn 0.5wt％，Bi 0.01wt％，Zr 0.3wt％，余量为Mg的成分配比，准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源(Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量为20wt％)、Er源(Mg-Er中间合金，Er含量为20wt％)、Ho源(Mg-Ho中间合金，Ho含量为20wt％)、Dy源(Mg-Dy中间合金，Dy含量为20wt％)、La源(Mg-La中间合金，La含量为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学纯金属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到160℃；
(2)将铁坩埚预热至300℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr源，搅匀后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热锻造处理，热锻造工艺的锻造温度480℃，锻造速度为5.0mm/s，锻造比为14：1，道次变形量为70％，即得到所需多元微合金化的稀土镁合金。
本实施例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度408MPa，屈服强度329MPa，延伸率8.5％；高温200℃时，抗拉强度350MPa，屈服强度305MPa，延伸率9.5％；高温250℃时，抗拉强度305MPa，屈服强度280MPa，延伸率15％；高温300℃时，抗拉强度225MPa，屈服强度190MPa，延伸率22％。
实施例3
(1)按照Gd 12wt％，Y 1wt％，Er 0.01wt％，Ho 0.01wt％，Dy 0.01wt％，La0.01wt％，Zn 1.3wt％，Bi 0.5wt％，Zr 0.9wt％，余量为Mg的成分配比，准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源(Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量为20wt％)、Er源(Mg-Er中间合金，Er含量为20wt％)、Ho源(Mg-Ho中间合金，Ho含量为20wt％)、Dy源(Mg-Dy中间合金，Dy含量为20wt％)、La源(Mg-La中间合金，La含量为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学纯金属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到80℃；
(2)将铁坩埚预热至150℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr源，搅匀后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热挤压处理，热挤压工艺的挤压温度460℃，挤压速度为2mm/s，挤压比为28：1，即得到所需多元微合金化的稀土镁合金。
本实施例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度396MPa，屈服强度374MPa，延伸率6.5％；高温200℃时，抗拉强度342MPa，屈服强度280MPa，延伸率8％；高温250℃时，抗拉强度288MPa，屈服强度260MPa，延伸率12％；高温300℃时，抗拉强度205MPa，屈服强度180MPa，延伸率18％。
比较例1
(1)按照Gd 9wt％，Y 3wt％，Zn 1wt％，Zr 0.6wt％，余量为Mg的成分配比，准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源(Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到120℃；
(2)将铁坩埚预热至200℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源，将铁坩埚内熔体升温至745℃，然后分批向其中加入Gd源和Y源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr源，搅匀后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热锻造处理，热锻造工艺的锻造温度430℃，锻造速度为0.1mm/s，锻造比为6：1，道次变形量为30％，即得到所需多元微合金化的稀土镁合金。
本比较例对得到的铸态稀土镁合金的金相组织进行检测，得到的稀土镁合金的金相检测图，如图2所示。图2为本发明比较例1的稀土镁合金的金相检测图。从图2可以看出，与实施例1合金相比，比较例1合金的组织较粗大，晶粒尺寸约为48μm，晶粒尺寸非常不均匀，且晶界处的块状析出相较粗大，这些都会对合金的力学性能造成不利影响。
本比较例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，所述稀土镁合金的室温抗拉强度为354MPa，屈服强度329MPa，延伸率6％；高温200℃时，抗拉强度308MPa，屈服强度250MPa，延伸率8％；高温250℃时，抗拉强度236MPa，屈服强度200MPa，延伸率16％；高温300℃时，抗拉强度185MPa，屈服强度150MPa，延伸率30％。
比较例2
本发明还对比了一些文献制备的合金的挤压态力学性能，结果如表1所示。合金1性能引自文献C.Xu etc.MSEA 559(2013)615，合金2性能引自文献Z.Y.Xue etc.JMEP 26(2017)5963，合金3性能引自文献Z.J.Yu etc.MSEA 578(2013)346，合金4性能引自文献X.L.Hou etc.MSEA528(2011)7805。
表1本发明及类似牌号合金的室温及高温力学性能
Figure GDA0002591421690000161
Figure GDA0002591421690000171
从表1中可以看出，本发明提供的稀土镁合金的室温及高温下抗拉强度、屈服强度及延伸率均较优。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％；高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不低于15％。
以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (9)

1.一种稀土镁合金，包括：
Gd 6 wt%~12 wt%；
Y 1 wt%~4 wt%；
Er 0.01 wt%~0.5 wt%；
Ho 0.01 wt%~0.25 wt%；
Dy 0.01 wt%~0.25 wt%；
La 0.01 wt%~0.5 wt%；
Zn 0.5 wt%~1.3 wt%；
Bi 0.01 wt%~0.5 wt%；
Zr 0.3 wt%~0.9 wt%；
余量的Mg；
所述稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A）将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B）在步骤A）熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C）将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D）将铸锭进行固溶处理；
所述固溶处理包括：
先在495~505℃保温7~9 h，再在510~520℃保温1~3 h，然后，在90℃的水中淬火；
E）将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
2.根据权利要求1所述的稀土镁合金，其特征在于，包括：
Gd 8 wt%~9.4 wt%；
Y 2 wt%~3 wt%；
Er 0.2 wt%~0.4 wt%；
Ho 0.1 wt%~0.2 wt%；
Dy 0.1 wt%~0.2 wt%；
La 0.2 wt%~0.4 wt%；
Zn 0.8 wt%~1.1 wt%；
Bi 0.1 wt%~0.3 wt%；
Zr 0.5 wt%~0.8 wt%；
余量的Mg。
3.一种如权利要求1或2所述稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A）将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B）在步骤A）熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C）将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D）将铸锭进行固溶处理；
所述固溶处理包括：
先在495~505℃保温7~9 h，再在510~520℃保温1~3 h，然后，在90℃的水中淬火；
E）将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤A）包括：
将镁锭预热到80~160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150~300℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂进行覆盖，熔化；
所述熔剂为5号熔剂。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤B）中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤B）中，所述精炼的温度为740℃；
所述精炼后，还包括静置；
所述静置的温度为740℃。
7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤C）中，将精炼后的熔体降温至720℃以下；
保护气包括CO2和SF6；
所述CO2和SF6的体积比为100：1；
所述铸锭采用半连续铸造方式；
半连续铸造采用的结晶器直径为510 mm。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤E）中，所述热变形为热挤压或热锻造；
热挤压的挤压温度为380~460℃，挤压速度为0.1~2.0 mm/s，挤压比为7~28：1；
热锻造的锻造温度为430~480℃，锻造速度为0.1~5.0 mm/s，锻造比为6~14：1，道次变形量为30%~70%。
9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤E）中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。
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