CN112522561A - 一种压铸镁合金及其制备方法 - Google Patents

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CN112522561A CN202011408766.5A CN202011408766A CN112522561A CN 112522561 A CN112522561 A CN 112522561A CN 202011408766 A CN202011408766 A CN 202011408766A CN 112522561 A CN112522561 A CN 112522561A
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Abstract

本发明公开了一种压铸镁合金及其制备方法，涉及金属材料领域。该压铸镁合金包括：Al：2.0～3.5％、Nd：1.0～3.5％、Zn：0.2～0.6％、Mn：0.05～0.2％，余量为Mg。该压铸镁合金通过Nd的加入、大幅降低Al含量以及稍微降低Zn和Mn含量，可使得该合金的压铸态室温抗拉强度为250～260MPa，伸长率为15.0～17.0％，导热系数为88.5～105.0W/m·k，流动长度为1080～1165mm。相同条件下对比AZ91D合金，抗拉强度提高5～9％，伸长率提高150～183％，导热系数提高45～72％，流动长度基本相当，使其具有中强、高塑、高导热、高流动性的优异综合性能。

Description

一种压铸镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料领域，具体而言，涉及一种压铸镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金具有低密度、高比刚度和比强度、良好的减振降噪和电磁屏蔽性能、易加工、构件尺寸相对稳定、环保等优点，广泛应用于汽车、航天航空、通讯电子等领域。近年来，蓬勃发展的5G通讯和新能源汽车关键部件(如滤波器壳体、电池包壳体/托盘等)的轻量化对镁合金材料的综合性能和成型技术提出了更高的要求，镁合金材料应在满足力学性能和铸造工艺性能的同时具备良好的导热性能。
目前，国内外有关压铸镁合金的研究主要集中在Mg-Al系合金(如最常用的AZ91D合金)，使用量占压铸镁合金总量的90％以上。但该系合金组织中的主要强化相Mg17Al12呈半连续网状分布，导致力学性能相对较低，压铸塑性一般低于8％。同时成分中的高Al含量导致固溶于Mg基体中的Al含量相对较高，导热性能随之显著降低，不能满足5G通讯和新能源汽车关键部件对镁合金材料散热性能的要求。因此有必要开发兼具优异的综合力学性能、导热性能以及铸造工艺性能的新型压铸镁合金，从而拓宽镁合金材料的应用领域。
在Mg-Al系合金中添加稀土RE是常用的合金化方法之一。在净化合金熔体的同时，在凝固过程中添加的RE会优先与Al相结合，生成高热稳定性的Al-RE相，有效抑制低热稳定性Mg17Al12相的析出，并能显著细化组织，因此添加RE能有效改善Mg-Al系合金的组织、成形性和提高力学性能、导热性能。在所有稀土中，Nd对改善镁合金组织和提高性能的效果较明显，价格相对便宜，因此国内外研究学者亦开展了含Nd的Mg-Al系组织与性能的研究。
公开号为CN105385917B名称为“高强度高塑性镁合金及其制备方法”的发明专利申请，公开了一种高强度高塑性镁合金Mg-(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。通过复合添加3种稀土RE以及碱土Ca，降低彼此在Mg基体中的固溶度，减少稀土使用量，同时明显提高合金的强化效果，压铸室温抗拉强度为268～301MPa，屈服强度为175～195MPa，伸长率为5.2～10.2％。
公开号为CN1210424C名称为“一种含Nd-Sr铸造镁合金及其制备方法”的发明专利申请，公开了一种含Nd-Sr的铸造镁合金Mg-(4.5～5.5)Al-(0.3～0.6)Mn-(0.75～1.5)Nd-(0.75～1.5)Sr，通过稀土Nd和碱土Sr的综合作用，在改善合金韧性的同时进一步明显提高抗拉强度，压铸室温抗拉强度为255.5MPa，伸长率为17％。
公开号为CN109136699A名称为“高导热镁合金、逆变器壳体、逆变器及汽车”的发明专利申请，公开了一种高导热镁合金Mg-(2.0～4.0)Al-(0.1～0.3)Mn-(1.0～2.0)La-(2.0～4.0)Ce-(0.1～1.0)Nd-(0.5～2.0)Zn-(0.1～0.5)Ca，通过3种稀土和碱土Ca的综合作用，在具有非常高的导热率的同时力学性能理想，压铸室温抗拉强度为223～224MPa，屈服强度为152～155MPa，伸长率为5％，导热系数为110～114W/m·k。该合金材料可用于制作汽车的逆变器壳体等。
虽然上述发明专利公开的含Nd的Mg-Al系压铸镁合金呈现出较好的力学性能，或者较高的导热性能，但存在着一些共性问题：首先，上述公开的含Nd的Mg-Al系压铸镁合金都是1种或多种稀土RE与碱土Ca或Sr的复合添加，多种合金化元素的添加较难精确控制各元素的含量，强化机理复杂，同时碱土Ca或Sr在熔铸过程中收得率非常低，连同多种稀土RE的存在，导致合金成本偏高，不适合工业化生产。其次，压铸镁合金的力学性能、导热性能和铸造工艺性能仍有待于综合考虑，综合性能仍有待于进一步提高，以适应5G通讯和新能源汽车等关键部件对镁合金结构-功能一体化成形的高要求：高流动性和高塑性以保证镁合金压铸件产品结构的大型复杂薄壁化；高导热性能以保证镁合金压铸件具有良好的散热性能，解决温降问题。
鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的目的在于克服Mg-Al系合金力学性能、导热性能、铸造工艺性能不能兼顾的问题，提供一种中强、高塑、高导热、高流动性压铸镁合金及其制备方法。
本发明的实施例是这样实现的：
第一方面，本发明提供一种压铸镁合金，包括按照重量百分比计的如下成分：
Al：2.0～3.5％、Nd：1.0～3.5％、Zn：0.2～0.6％、Mn：0.05～0.2％，余量为Mg。
在可选的实施方式中，包括按照重量百分比计的如下成分：
Al：3.1％、Nd：3.1％、Zn：0.6％、Mn：0.1％，余量为Mg。
在可选的实施方式中，压铸镁合金的压铸态组织中的第二相绝大部分为细小且弥散分布的颗粒状Al2Nd相。
在可选的实施方式中，细小且弥散分布的颗粒状Al2Nd相的直径为1～2μm。
在可选的实施方式中，压铸镁合金的压铸态室温抗拉强度为250～260MPa，伸长率为15.0～17.0％，导热系数为88.5～105.0W/m·k，流动长度为1080～1165mm。
第二方面，本发明提供一种前述实施方式中任一项的压铸镁合金的制备方法，包括：
将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
在可选的实施方式中，熔化的步骤具体包括：
在CO2和SF6混合气体保护下，待工业纯Mg熔化后升温至720～750℃，每隔2～10min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使熔体成分均匀。
在可选的实施方式中，精炼的步骤具体包括：
在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750～780℃，并静置20～30min。
在可选的实施方式中，冷却的步骤具体包括：
在精炼的步骤后，待熔体冷却至690℃。
在可选的实施方式中，压铸的步骤具体包括：
将除渣后的熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得压铸镁合金试样。
本发明的实施例至少具有以下优点或有益效果：
本发明的实施例提供了一种压铸镁合金，包括按照重量百分比计的如下成分：Al：2.0～3.5％、Nd：1.0～3.5％、Zn：0.2～0.6％、Mn：0.05～0.2％，余量为Mg。该压铸镁合金通过添加Nd，使得熔体凝固过程中会优先析出Al2Nd相，抑制了半连续网状分布Mg17Al12相的析出，使得合金的拉伸力学性能以及流动性能有所提高。同时，稀土Nd还能在熔体中与MgO等发生反应去除夹杂物，使熔体粘度下降，使得合金的流动性能进一步提高。并且，大幅降低合金中的Al含量且稍微降低Zn和Mn含量还能有效地提高合金的导热性能，合金的Al含量的降低也有助于合金塑性的提高，从而可制备得到中强、高塑、高导热、高流动性的优异综合性能的压铸镁合金，进而能拓宽Mg-Al系压铸镁合金在5G通讯、新能源汽车、轨道交通、3C等领域的应用。
本发明的实施例提供的一种压铸镁合金的制备方法，其通过简单可靠的制备方法，能便捷地制备得到一种中强、高塑、高导热、高流动性压铸镁合金。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本发明的实施例2的压铸态SEM微观组织照片；
图2为本发明的实施例2的压铸态XRD谱；
图3为本发明的实施例2的压铸态流动试样宏观照片；
图4为本发明的对比例的压铸态SEM微观组织照片；
图5为本发明的对比例的压铸态流动试样宏观照片。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
本发明的实施例提供了一种压铸镁合金，包括按照重量百分比计的如下成分：Al：2.0～3.5％、Nd：1.0～3.5％、Zn：0.2～0.6％、Mn：0.05～0.2％，余量为Mg。
详细地，金属材料的强化机理主要包括细晶强化、弥散强化、析出沉淀强化等。压铸凝固过程冷却速度快，晶粒细小，由合金成分带来的晶粒再细化受限制。同时，传统压铸件避免不了存在气孔等缺陷，不能通过后续热处理进一步提高力学性能。因此压铸组织中析出大量细小、弥散分布的颗粒状第二相是提高合金压铸综合性能的有效途径。
相关技术中，常用的AZ91D合金压铸微观组织中存在大量半连续网状分布的Mg17Al12相。为此，本发明的实施例所添加较其它稀土元素更趋于析出细小、弥散分布颗粒状第二相的稀土Nd，使其在熔体凝固过程中会优先析出大量细小(1～2μm)、弥散分布的颗粒状Al2Nd相，抑制了半连续网状分布Mg17Al12相的析出。从而通过弥散强化作用导致合金的压铸态综合拉伸力学性能有所提高，特别是塑性大幅度提高。
同时，镁合金的导热性能显著依赖于合金成分。固溶于Mg基体中的溶质原子可诱导Mg基体的晶格畸变，改变晶格常数c/a，缩短电子和声子的平均自由程，从而降低合金的导热性能。但是，Al在Mg基体中的最大固溶度可达到12.7wt.％，因此Mg-Al系合金的导热性能随着Al含量的增加而更显著地降低，如纯Mg的导热系数为156W/m·k，而铸态Mg-1.5Al合金的导热系数已降至100W/m·k，压铸态AZ91D合金的导热系数仅为61.1W/m·k，已不能满足5G通讯和新能源汽车关键部件对合金导热性能的要求。
为此，本发明的实施例首先大幅降低合金中的Al含量，由AZ91D合金中的8.5～9.5％Al减至本发明的2.0～3.5％Al；接着添加合适的Nd含量，在凝固过程中优先析出第二相Al2Nd，抑制Mg17Al12相的析出；最后再稍微降低Zn和Mn含量。通过上述措施，整体降低Al以及Zn、Mn溶质原子在Mg基体中的含量，从而提高合金的导热性能。并且，由于Al含量显著降低，也使得合金塑性的提高。
并且，常用的AZ91D压铸镁合金铸造工艺性能已很好，Al含量的降低势必会降低合金的流动性能。为此，本发明通过添加稀土Nd，使其在熔体中与MgO等发生反应去除夹杂物，使熔体粘度下降，流动性能有所提高。同时大量细小、弥散分布的第二相亦能使流动性能有所提高。两方面作用以确保合金具有与AZ91D合金相当的流动性能。
因而，综上所述，本发明的实施例通过大幅降低AZ91D合金中的Al含量、稍微降低Zn和Mn含量和添加单一稀土Nd的综合手段，在较快的冷却速度条件下，在晶粒明显细化的同时，析出大量细小(1～2μm)、弥散分布的颗粒状Al2Nd相，半连续网状Mg17Al12相已不存在，杆状(针状)Al11Nd3相亦很少，同时固溶于Mg基体中的Al、Zn、Mn溶质原子含量进一步降低。因此本发明的Mg-Al-Nd-Zn-Mn合金的压铸态室温抗拉强度为250～260MPa，伸长率为15.0～17.0％，导热系数为88.5～105.0W/m·k，流动长度为1080～1165mm。相同条件下对比AZ91D合金，抗拉强度提高5～9％，伸长率提高150～183％，导热系数提高45～72％，流动长度基本相当，是一种中强、高塑、高导热、高流动性的优异综合性能的压铸镁合金，可拓宽Mg-Al系压铸镁合金在5G通讯、新能源汽车、轨道交通、3C等领域的应用。
作为优选的方案，在本实施例中，包括按照重量百分比计的如下成分：Al：3.1％、Nd：3.1％、Zn：0.6％、Mn：0.1％，余量为Mg。当然，在其他实施例中，还可以根据需求进行调整，本实施例不做限定。
本发明的实施例还提供了一种压铸镁合金的制备方法，其具体包括以下步骤：
S1：将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
S2：将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
其中，步骤S2具体包括：
S21：在CO2和SF6混合气体保护下，待工业纯Mg熔化后升温至720～750℃，每隔2～10min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使熔体成分均匀。
需要说明的是，优选的为待工业纯Mg熔化后升温至730℃，每隔5min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，以使得熔体混合均匀。
S22：在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750～780℃，并静置20～30min。
需要说明的是，优选的为在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750℃，并静置20min。
S23：在精炼的步骤后，待熔体冷却至690℃。
S24：将除渣后的熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得压铸镁合金试样。
通过上述各步骤的温度以及时间参数的控制，使得能更快速便捷地压铸得到呈现中强、高塑、高导热、高流动性的优异综合性能的Mg-Al-Nd-Zn-Mn合金。
下面通过具体的实施例进行详细地说明：
实施例1
本实施例提供了一种压铸镁合金，合金成分的重量百分比为：Al：2.0％、Nd：1.0％、Zn：0.2％、Mn：0.05％，余量为Mg，其通过以下的方法制备得到：
S1：将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
S2：将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
其中，步骤S2具体包括：
S21：在CO2和SF6混合气体保护下，待工业纯Mg熔化后升温至730℃，每隔5min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使熔体成分均匀；
S22：在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750℃，并静置20min；
S23：在精炼的步骤后，待熔体冷却至690℃；
S24：将除渣后的熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得压铸镁合金试样。
经检测，实施例1的压铸态微观组织由α-Mg基体和较多细小弥散分布的颗粒状Al2Nd相组成，压铸态室温抗拉强度为250MPa，伸长率为16.0％，导热系数为105.0W/m·k，流动长度为1080mm。
实施例2
请参阅图1、图2以及图3，本实施例提供了一种压铸镁合金，合金成分的重量百分比为：Al：3.1％、Nd：3.1％、Zn：0.6％、Mn：0.1％，余量为Mg，其通过以下的方法制备得到：
S1：将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
S2：将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
其中，步骤S2具体包括：
S21：在CO2和SF6混合气体保护下，待工业纯Mg熔化后升温至730℃，每隔5min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使熔体成分均匀；
S22：在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750℃，并静置20min；
S23：在精炼的步骤后，待熔体冷却至690℃；
S24：将除渣后的熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得压铸镁合金。
经检测，实施例2的压铸态微观组织由α-Mg基体、大量细小弥散分布的颗粒状Al2Nd相和少量杆状(针状)Al11Nd3相组成，压铸态室温抗拉强度为256MPa，伸长率为17.0％，导热系数为93.5W/m·k，流动长度为1165mm。
实施例3
本实施例提供了一种压铸镁合金，合金成分的重量百分比为：Al：3.5％、Nd：3.5％、Zn：0.4％、Mn：0.2％，余量为Mg，其通过以下的方法制备得到：
S1：将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
S2：将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
其中，步骤S2具体包括：
S21：在CO2和SF6混合气体保护下，待工业纯Mg熔化后升温至730℃，每隔5min依次将工业纯Al、纯Zn锭、Mg-Nd以及Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使熔体成分均匀；
S22：在熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750℃，并静置20min；
S23：在精炼的步骤后，待熔体冷却至690℃；
S24：将除渣后的熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得压铸镁合金试样。
经检测，实施例3的压铸态微观组织由α-Mg基体、大量细小弥散分布的颗粒状Al2Nd相和少量杆状(针状)Al11Nd3相组成，压铸态室温抗拉强度为206MPa，伸长率为15.0％，导热系数为88.5W/m·k，流动长度为1150mm。
对比例
请参阅图4与图5，对比例提供了一种AZ91D合金，合金成分的重量百分比为：Al8.5～9.5％、Zn 0.45～0.90％、Mn 0.17～0.40％，余量为Mg。
在CO2和SF6混合气体保护下，待AZ91D合金锭熔化后升温至730℃；然后加入精炼剂搅拌后升温至750℃，静置20min；最后待熔体温度冷却至690℃。除渣后，熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，从而获得压铸态力学性能试样、导热性能试样和流动性能试样。
经检测，对比例的微观组织由α-Mg基体和大量半连续网状分布的Mg17Al12相组成，压铸态室温抗拉强度为238MPa，伸长率为6.0％，导热系数为61.1W/m·k，流动长度为1196mm。
本发明的实施例和对比例的拉伸力学性能、导热性能和流动性能结果列于表1中。
表1实施例和对比例的拉伸力学性能、流动性能和导热性能
Figure BDA0002816622850000111
根据表1的数据可知，在相同条件下，本发明的Mg-Al-Nd-Zn-Mn合金压铸态室温抗拉强度为250～260MPa，伸长率为15.0～17.0％，导热系数为88.5～105.0W/m·k，流动长度为1080～1165mm。与AZ91D合金相比，抗拉强度提高5～9％，伸长率提高150～183％，导热系数提高45～72％，流动长度基本相当。
综上所述，本发明的实施例提供了一种能克服Mg-Al系合金力学性能、导热性能、铸造工艺性能不能兼顾的问题，且具有中强、高塑、高导热、高流动性的压铸镁合金及其制备方法。
以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种压铸镁合金，其特征在于，包括按照重量百分比计的如下成分：
Al：2.0～3.5％、Nd：1.0～3.5％、Zn：0.2～0.6％、Mn：0.05～0.2％，余量为Mg。
2.根据权利要求1所述的压铸镁合金，其特征在于，包括按照重量百分比计的如下成分：
Al：3.1％、Nd：3.1％、Zn：0.6％、Mn：0.1％，余量为Mg。
3.根据权利要求1所述的压铸镁合金，其特征在于：
所述压铸镁合金的压铸态组织中的第二相绝大部分为细小且弥散分布的颗粒状Al2Nd相。
4.根据权利要求3所述的压铸镁合金，其特征在于：
所述细小且弥散分布的颗粒状Al2Nd相的直径为1～2μm。
5.根据权利要求1所述的压铸镁合金，其特征在于：
所述压铸镁合金的压铸态室温抗拉强度为250～260MPa，伸长率为15.0～17.0％，导热系数为88.5～105.0W/m·k，流动长度为1080～1165mm。
6.一种权利要求1至5中任一项所述的压铸镁合金的制备方法，其特征在于，包括：
将工业纯Mg、纯Al、纯Zn锭以及Mg-Nd、Al-Mn中间合金锭按照对应的重量百分比及相应的各元素的收得率进行称量；
将各原料依次进行熔化、精炼、冷却、除渣以及压铸。
7.根据权利要求6所述的压铸镁合金的制备方法，其特征在于，所述熔化的步骤具体包括：
在CO2和SF6混合气体保护下，待所述工业纯Mg熔化后升温至720～750℃，每隔2～10min依次将所述工业纯Al、所述纯Zn锭、所述Mg-Nd以及所述Al-Mn中间合金加入熔体中，并在1h内搅拌熔体多次，以使所述熔体的成分均匀。
8.根据权利要求7所述的压铸镁合金的制备方法，其特征在于，所述精炼的步骤具体包括：
在所述熔体成分均匀后加入精炼剂搅拌后升温至750～780℃，并静置20～30min。
9.根据权利要求7所述的压铸镁合金的制备方法，其特征在于，所述冷却的步骤具体包括：
在所述精炼的步骤后，待所述熔体冷却至690℃。
10.根据权利要求7所述的压铸镁合金的制备方法，其特征在于，所述压铸的步骤具体包括：
将除渣后的所述熔体快速压入预热温度为200℃的冷室压铸机上的压铸模具中，以获得所述压铸镁合金试样。
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