CN112779446B - 一种多元微合金化高强耐热稀土镁合金及其制备方法 - Google Patents

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    • 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

Abstract

本发明提供了一种稀土镁合金，所述稀土镁合金为改性的Mg‑Gd‑Y‑Zr系稀土镁合金；所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有边缘圆整Mg5Gd相；或者，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相；所述小颗粒的径向尺寸10～150nm。本发明通过多元微合金化的方法改善合金微观组织形貌，通过添加特定比例的微量Ag与Sc改善合金材料的微观组织形貌，提高时效硬化与晶粒细化效果，进而获得优异的室温及高温力学性能。本发明在不增加稀土总量的前提下，强度性能指标较高，且保留了较好的塑性，易于实现工程化应用，能够满足当前航空航天、导弹军工、轨道交通等领域对轻质结构材料在室温、高温坏境下力学性能的需求。

Description

一种多元微合金化高强耐热稀土镁合金及其制备方法
技术领域
本发明属于稀土镁合金材料技术领域，涉及一种稀土镁合金及其制备方法，尤其涉及一种多元微合金化高强耐热稀土镁合金及其制备方法。
背景技术
在目前常用的金属结构材料中，镁的密度是最小的，纯镁的密度是1.74g/cm3，相比于铝(2.7g/cm3)和铁(7.87g/cm3)分别轻了1/3和3/4，是实用金属中的最轻的金属，具有高比强度和高比刚度的特点，在急需减重的行业领域具有很好的应用前景。而镁合金则是以镁为基础加入其他元素组成的合金，也是工程应用中最轻的金属结构材料，其特点是：密度小(镁合金的密度为1.8g/cm3左右)，比强度高，比刚度高、减震性高，弹性模量大，散热好，消震性好，承受冲击载荷能力比铝合金大，耐有机物和碱的腐蚀性能好，易加工和易回收等优点，在航天、军工、电子通讯、交通运输等领域有着巨大的应用市场，特别是在全球铁、铝、锌等金属资源紧缺大背景下，镁的资源优势、价格优势、产品优势得到充分发挥，镁合金成为一种迅速崛起的工程材料。镁合金中主要的合金元素有铝、锌、锰、铈、钍以及少量锆或镉等。目前使用最广的是镁铝合金，其次是镁锰合金和镁锌锆合金。但目前常见的镁及其合金存在强度较低，热处理效果较差等问题，严重的阻碍了镁合金在航空、航天、汽车等领域内大规模应用的速度，而合金化是提高镁合金力学性能的有效的方法，这其中，稀土元素的作用尤为明显。
Mg-Gd-Y-Zr体系合金是目前实际应用中性能最为优秀的稀土镁合金，受到航空航天、导弹军工、精密制造等领域的重视。但该体系合金主要依赖析出相阻碍位错运动的Orwan机制强化，明显降低合金的塑性，难以满足精密制造的加工性能要求及航空、轨道交通等领域的使用需求，而且在此类合金中进一步增加稀土含量，会恶化合金的工艺性能、增加使用成本、影响适用范围，改性潜力较低。
因此，如何在保证高强度、高耐热性能、不降低合金工艺性能的基础上，进一步提升Mg-Gd-Y-Zr体系合金的性能，更好的满足精密制造的加工性能要求及航空、轨道交通等领域的使用需求，已成为本领域诸多具有前瞻性的研究人员广为关注的焦点之一。
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，特别是一种多元微合金化高强耐热的稀土镁合金。本发明通过添加稀土元素以外的多元合金化元素，实现材料强化与韧化满足高强、耐热和高容损等不同需求，是一种有效的技术途径。本发明能够有效改善中稀土含量GW合金的工艺性能与塑性，能够满足空天大型复杂构件、精密仪器、导弹军工领域工程化应用的迫切需求，而且工艺简单，适于工业化大生产的推广和应用。
本发明提供了一种稀土镁合金，所述稀土镁合金为改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有边缘圆整Mg5Gd相；
或者，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相；
所述小颗粒的径向尺寸10～150nm。
优选的，所述Mg5Gd相为细化的Mg5Gd相；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有细化的晶粒；
所述细化的晶粒的尺寸为50～70μm；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中的晶粒内不含有条状的亚稳态相；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中的有效组分呈弥散态分布；
所述稀土镁合金为GW系稀土镁合金。
优选的，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有细化的动态再结晶区；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中的动态再结晶区呈弥散态分布；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有均匀分散的小颗粒状析出相；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中不含有破碎的未熔金属间相颗粒；
所述改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金具体为，Ag和Sc改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；
所述稀土镁合金为高强耐热稀土镁合金。
本发明提供了一种稀土镁合金，按质量百分比组成，包括：
Gd：8.5wt.％～11.5wt.％、Y：2.5wt.％～3.5wt.％、Ag：0.5wt.％～1.0wt.％、Sc：0.01wt.％～0.1wt.％、Zr：0.25wt.％～0.65wt.％、Zn：0～0.3wt.％，余量为Mg；
其中稀土元素总量不超过15wt.％。
优选的，所述稀土元素组分与Ag的组分质量比为(15～20)：1；
所述稀土元素组分与Sc的组分质量比为(150～1100)：1；
所述镁合金为可时效强化镁合金；
所述镁合金还包括不可避免的杂质元素。
本发明提供了一种如上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金或上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
1)将Mg、Ag、Zn、Mg-RE中间合金熔化后再升温，加入Mg-Zr中间合金和Mg-Sc中间合金进行精炼，得到熔融物；
2)将上述步骤得到的熔融物降温后静置，再进行铸造，得到镁合金铸锭；
3)将上述步骤得到的镁合金铸锭进行固溶处理，再进行时效处理后，得到稀土镁合金。
优选的，所述Mg-RE中间合金的稀土元素含量为20wt.％～30wt.％；
所述升温的温度为720～780℃；
所述精炼的温度为750～780℃；
所述精炼的时间为10～30min；
所述静置的温度为690～750℃；
所述静置的时间为20～60min。
优选的，所述铸造的温度为680～740℃；
所述固溶处理的温度为500～530℃；
所述固溶处理的时间为6～24h；
所述时效处理的温度为200～250℃；
所述时效处理的时间为12～72h。
本发明提供了一种如上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金或上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
a)将纯Mg、Ag、Zn、Mg-Sc中间合金、Mg-Zr中间合金和Mg-RE中间合金进行铸造后，得到镁合金铸态坯料；
b)将上述步骤得到的镁合金铸态坯料经过分级均匀化处理后，得到挤压坯料；
c)将上述步骤得到的挤压坯料经过预热后再进行挤压，得到挤压型材；
d)将上述步骤得到的挤压型材经过后时效处理后，得到稀土镁合金。
优选的，所述铸造的温度为680～740℃；
所述分级均匀化处理的步骤为：
在480～500℃条件下，一级均匀化处理10～60min小时；
在510～530℃条件下，二级均匀化处理4～10小时；
所述预热的温度为300～400℃；
所述预热的时间为2.0～2.5h；
所述挤压的挤压比为(8～25)：1；
所述挤压的挤压速度为0.01～1.0m/min；
所述后时效处理的温度为180～200℃；
所述后时效处理的时间为10～72h。
本发明提供了一种稀土镁合金，所述稀土镁合金为改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有边缘圆整Mg5Gd相；或者，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相；所述小颗粒的径向尺寸10～150nm。与现有技术相比，本发明提供的多元微合金化高强耐热稀土镁合金具有特定的微观金相形貌，铸态组织晶粒细化，Mg5Gd相明显细化，边缘圆整，晶粒内无亚稳态相，有效组分呈弥散态分布；而挤压态则明显可见动态再结晶区呈弥散态分布，析出相呈小尺寸颗粒状，无明显偏聚，展现了良好的强化效果。本发明通过多元微合金化的方法改善合金微观组织形貌，以含稀土金属间化合物的析出强化为主要强化机制，并通过添加特定比例的微量Ag与Sc改善合金材料的微观组织形貌，提高时效硬化与晶粒细化效果，进而获得优异的室温及高温力学性能。而且本发明通过添加稀土元素以外的多元合金化元素，实现材料强化与韧化满足高强、耐热和高容损等不同需求，被证明是一种有效的技术途径，通过引入微量Ag与Sc进行多元改性，在此强化原理上开发新的Mg-Gd-Y-Zr系列合金材料，在不增加稀土总组分的前提下获得理想的塑性与耐热性能。本发明将有效改善中稀土含量GW合金的工艺性能与塑性，克服其固有缺陷，实现性能上的强韧化协调，在成本与性能上达到最优，进而扩大其在航空航天、导弹军工及轨道交通等领域的工程应用范围、提高应用的技术水平，促进整个镁合金研究领域和相关产业生态的良性发展循环。
本发明在不增加稀土总量的前提下，强度性能指标在本领域内较高，且保留了较好的塑性，易于实现工程化应用，能够满足当前航空航天、导弹军工、轨道交通等领域对轻质结构材料在室温、高温坏境下力学性能的需求。
实验结果表明，本发明铸造后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：300～340MPa、260～280MPa、4％～6％，在250℃时材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：220～240MPa、200～220MPa、8％～12％。挤压后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：410～450MPa、380～400MPa、8％～10％，在250℃时材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：280～320MPa、260～270MPa、15％～25％。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的高强耐热镁合金的金相照片；
图2为与只添加Ag的同组分的镁合金的金相照片；
图3为未进行优化的同组分的镁合金的金相照片；
图4为本发明实施例5制备的高强耐热镁合金的金相照片；
图5为与只添加Ag的同组分的镁合金的金相照片；
图6为未进行优化的同组分的镁合金的金相照片。
具体实施方式
为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为了进一步说明本发明的特征和优点，而不是对发明权利要求的限制。
本发明所有原料，对其来源没有特别限制，在市场上购买的或按照本领域技术人员熟知的常规方法制备的即可。
本发明所有原料，对其纯度没有特别限制，本发明优选采用工业纯或稀土镁合金制备领域常规的纯度要求。
本发明所有原料，其牌号和简称均属于本领域常规牌号和简称，每个牌号和简称在其相关用途的领域内均是清楚明确的，本领域技术人员根据牌号、简称以及相应的用途，能够从市售中购买得到或常规方法制备得到。
本发明所用工艺，其简称均属于本领域常规简称，每个简称的具体步骤和常规参数在其相关领域内均是清楚明确的，本领域技术人员根据简称，能够以常规方法进行实现。
本发明提供了一种稀土镁合金，所述稀土镁合金为改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有边缘圆整Mg5Gd相；
或者，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相；
所述小颗粒的径向尺寸10～150nm。
本发明对所述稀土镁合金的定义和类别没有特别限制，以本领域技术人员熟知的常规镁合金的定义和类别即可，本领域技术人员可以根据实际应用情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明所述稀土镁合金为改性的新型Mg-Gd-Y-Zr体系合金，也可以为GW系稀土镁合金，是一种高强耐热稀土镁合金，可时效强化镁合金。
本发明对所述Mg5Gd相的具体表现没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述Mg5Gd相优选为细化的Mg5Gd相。
本发明对所述稀土镁合金的铸态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的铸态金相组织中优选具有细化的晶粒。
本发明对所述细化的晶粒的尺寸没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述细化的晶粒的尺寸优选为50～70μm，更优选为54～66μm，更优选为58～62μm。
本发明对所述稀土镁合金的铸态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的铸态金相组织中的晶粒内优选不含有条状的亚稳态相。
本发明对所述稀土镁合金的铸态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的铸态金相组织中的有效组分优选呈弥散态分布。
本发明所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相。所述小颗粒的径向尺寸为10～150nm，优选为30～130nm，更优选为50～110nm，更优选为70～90nm。
本发明对所述稀土镁合金的挤压态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中优选具有细化的动态再结晶区。
本发明对所述稀土镁合金的挤压态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中的动态再结晶区优选呈弥散态分布。
本发明对所述稀土镁合金的挤压态金相组织的其他特性没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中优选具有均匀分散的小颗粒状析出相。
本发明为完整和细化整体制备工艺，更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中优选不含有破碎的未熔金属间相颗粒。
本发明对所述改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金的具体方式没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金具体优选为，Ag和Sc改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金。
本发明提供了一种稀土镁合金，按质量百分比组成，优选包括：
Gd：8.5wt.％～11.5wt.％、Y：2.5wt.％～3.5wt.％、Ag：0.5wt.％～1.0wt.％、Sc：0.01wt.％～0.1wt.％、Zr：0.25wt.％～0.65wt.％、Zn：0～0.3wt.％，余量为Mg；
其中稀土元素总量不超过15wt.％。
本发明对上述质量百分比含量的定义没有特别限制，以本领域技术人员熟知的稀土镁合金常规质量百分比含量的定义即可，本发明上述质量百分比含量均优选为质量百分比含量。
本发明对所述镁合金的定义和类别没有特别限制，以本领域技术人员熟知的常规镁合金的定义和类别即可，本领域技术人员可以根据实际应用情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，所述镁合金优选为可时效强化镁合金，同时，所述镁合金还优选包括不可避免的杂质元素。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Gd的质量含量为8.5wt.％～11.5wt.％，优选为9wt.％～11wt.％，更优选为9.5wt.％～10.5wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Y的质量含量为2.5wt.％～3.5wt.％，优选为2.7wt.％～3.3wt.％，更优选为2.9wt.％～3.1wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Ag的质量含量为0.5wt.％～1.0wt.％，优选为0.6wt.％～0.9wt.％，更优选为0.7wt.％～0.8wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Sc的质量含量为0.01wt.％～0.1wt.％，优选为0.03wt.％～0.08wt.％，更优选为0.05wt.％～0.06wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Zr的质量含量为0.25wt.％～0.65wt.％，优选为0.3wt.％～0.6wt.％，更优选为0.35wt.％～0.55wt.％,更优选为0.4wt.％～0.5wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，所述Zn的质量含量为0～0.3wt.％，优选为0.05wt.％～0.25wt.％，更优选为0.1wt.％～0.2wt.％。
本发明所述镁合金的组成和含量中，其中稀土元素总量不超过15wt.％，优选不超过14wt.％，更优选不超过12wt.％。
本发明对所述元素Ag的含量没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，为形成理想的微观组织形貌与力学性能，所述稀土组分与Ag的组分质量比应维持在特定范围，所述稀土元素组分与Ag的组分质量比优选为(15～20)：1，更优选为(16～19)：1，更优选为(17～18)：1。
本发明研究认为Ag的添加能在Mg-Gd/Mg-Y合金中形成新相Ag2Gd(Y)，并可以改善Mg-Gd/Mg-Y析出相的分布，更易获得细小弥散的时效析出相，提高合金的强度，使合金晶粒细化，促进金属间相的析出与细化，因此可以显著提高Mg-Gd/Mg-Y体系合金的时效硬化效应。但是Ag的加入导致合金热处理工艺过程时间被拉长，导致合金的晶粒长大幅度提高，不过Ag在热处理过程中向金属间相的富集与置换也抑制了金属间相的长大及有害析出相的形成，对合金塑性的提高也存在有益作用。经过峰值时效处理后，含Ag量较低的改性合金组织中脆性相的形成受到Ag的抑制，并因显微组织内低析出密度区域的增多而使合金的塑性较热处理前没有明显的下降。
所以，在本发明中稀土与Ag需要存在特定比例：合金中Ag的富集程度会随含量的增加而增加，并伴随着显微组织与晶粒尺寸的粗化。较低含量时，Ag仅起到固溶强化作用，没有显著的合金化增强效果。当Ag组分含量超过1.0wt.％后，显微组织中析出相的构成、形貌、分布随着Ag的增加而变得复杂。Ag的添加使合金显微组织晶界相貌在细小圆整化的同时，也变得更加复杂无序。当合金中Ag含量较高时，会形成对合金强化作用不明显的由于γ相，γ相的形成会降低其周围Ag的浓度，其附近会再次形成Ag比例较低的粗大Mg5Gd相，多元稀土的复合强化作用受到削弱。
因此，在本发明中，Ag存在最佳的组分范围，同时其与稀土组分结合其形成Ag2Gd形核质点及Mg5(Gd,Ag)相的效率与合金中的稀土组分高度相关，故提出其与稀土组分存在较为严格的比例关系。
参见表1，表1为Ag在组分优化合金中的存在的形态。
表1
Ag含量(wt.％) Ag存在的形态
0～0.5 弥散分布
0.5～1.0 弥散分布 + Mg<sub>5</sub>(Gd, Ag)相
1.0～2.5 弥散分布 + Mg<sub>5</sub>(Gd, Ag)相 + γ相
本发明对所述元素Sc的含量没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，为形成理想的微观组织形貌与力学性能，所述稀土组分与Sc的组分质量比应维持在特定范围，所述稀土元素组分与Sc的组分质量比优选为(150～1100)：1，更优选为(350～900)：1，更优选为(550～700)：1。
本发明采用了特定比例的元素Sc，Sc的加入不仅能够细化晶粒，还起到了圆整晶界、减少析出相尺寸、改善组织尖锐边界等作用，进而改善了合金的微观组织相貌，显著减少了材料内部缺陷，对铸态及挤压态材料均起到了改善力学性能、实现强韧化协调的作用。由于Sc元素影响合金凝固过程中的形核数量，故过多的Sc并不能起到显著优化效果，过少则效果不明显。合金中的Sc在Mg-RE金属间相中同样存在与稀土元素的置换作用，所需Sc的数量与合金中析出相数量呈一定比例才能发挥最优效果，故本发明中Sc的添加量与稀土元素的添加总量、主析出相总量成对应关系。Sc的优化组分区间由“起异质形核作用的弥散Sc”+“金属间相中起置换作用的Sc”共同决定，这都与稀土元素的总量呈比例关系。
本发明提供了一种如上述技术方案所述的稀土镁合金或上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金的铸造成型制备方法，即铸态稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
1)将Mg、Ag、Zn、Mg-RE中间合金熔化后再升温，加入Mg-Zr中间合金和Mg-Sc中间合金进行精炼，得到熔融物；
2)将上述步骤得到的熔融物降温后静置，再进行铸造，得到镁合金铸锭；
3)将上述步骤得到的镁合金铸锭进行固溶处理，再进行时效处理后，得到稀土镁合金。
本发明对上述制备过程中所需原料的成分、类别和加入比例，以及相应的优选原则，与前述镁合金材料中所对应的材料成分、类别和加入比例，以及相应的优选原则均可以进行对应，在此不再一一赘述。
本发明首先将Mg、Ag、Zn、Mg-RE中间合金熔化后再升温，加入Mg-Zr中间合金和Mg-Sc中间合金进行精炼，得到熔融物。
本发明对所述Mg-RE中间合金的稀土元素含量没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述Mg-RE中间合金的稀土元素含量优选为20wt.％～30wt.％，更优选为22wt.％～28wt.％，更优选为24wt.％～26wt.％。
本发明对所述升温的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述升温的温度优选为720～780℃，更优选为730～770℃，更优选为740～760℃。
本发明对所述精炼的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述精炼的温度优选为750～780℃，更优选为755～775℃，更优选为760～770℃。
本发明对所述精炼的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述精炼的时间优选为10～30min，更优选为14～26min，更优选为18～22min。
本发明然后将上述步骤得到的熔融物降温后静置，再进行铸造，得到镁合金铸锭。
本发明对所述静置的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述静置的温度优选为690～750℃，更优选为700～740℃，更优选为710～730℃。
本发明对所述静置的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述静置的时间优选为20～60min，更优选为25～55min，更优选为30～50min，更优选为35～45min。
本发明对所述铸造的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述铸造的温度优选为680～740℃，更优选为690～730℃，更优选为700～720℃。
本发明最后将上述步骤得到的镁合金铸锭进行固溶处理，再进行时效处理后，得到稀土镁合金。
本发明对所述固溶处理的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述固溶处理的温度优选为500～530℃，更优选为505～525℃，更优选为510～520℃。
本发明对所述固溶处理的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述固溶处理的时间优选为6～24h，更优选为10～20h，更优选为14～16h。
本发明对所述时效处理的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述时效处理的温度优选为200～250℃，更优选为210～240℃，更优选为220～230℃。
本发明对所述时效处理的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述时效处理的时间优选为12～72h，更优选为22～62h，更优选为32～52h。
本发明为完整和细化制备工艺，更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，上述稀土镁合金的铸造成型制备方法具体可以为以下步骤：
本发明以纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20～30wt.％)中间合金为原料制备而成。
为该镁合金提供一种优化的精密铸造成型制备方法包括以下步骤：
(1)镁合金铸锭制备：将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20wt.％～30wt.％)中间合金按上述额定质量百分比配料，清洗烘干、预热。
(2)将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-RE(20wt.％～30wt.％)放入坩埚中熔化并升温至740℃，随后加入Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金进行搅拌与精炼。
(3)将熔体降温至一定温度后静止一段时间，随后进行浇铸成型。
(4)固溶处理：将铸件在500～530℃热处理6～24h，然后空冷至室温。
(5)时效处理：将铸件在200～250℃热处理12～72h，然后空冷至室温。
本发明提供了一种上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金或上述技术方案任意一项所述的稀土镁合金的挤压成形制备方法，即挤压态的稀土镁合金，包括以下步骤：
a)将纯Mg、Ag、Zn、Mg-Sc中间合金、Mg-Zr中间合金和Mg-RE中间合金进行铸造后，得到镁合金铸态坯料；
b)将上述步骤得到的镁合金铸态坯料经过分级均匀化处理后，得到挤压坯料；
c)将上述步骤得到的挤压坯料经过预热后再进行挤压，得到挤压型材；
d)将上述步骤得到的挤压型材经过后时效处理后，得到稀土镁合金。
本发明对上述制备过程中所需原料的成分、类别和加入比例，以及相应的优选原则，与前述镁合金材料中所需原料的成分、类别和加入比例，以及相应的优选原则均可以进行对应，在此不再一一赘述。
本发明首先将纯Mg、Ag、Zn、Mg-Sc中间合金、Mg-Zr中间合金和Mg-RE中间合金进行铸造后，得到镁合金铸态坯料。
本发明对所述铸造的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述铸造的温度优选为680～740℃，更优选为690～730℃，更优选为700～720℃。
本发明再将上述步骤得到的镁合金铸态坯料经过分级均匀化处理后，得到挤压坯料。
本发明对所述分级均匀化处理的具体步骤没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述分级均匀化处理的步骤为：
优选在480～500℃条件下，一级均匀化处理10～60min小时，更优选为在484～496℃条件下，一级均匀化处理10～60min小时，更优选为在488～492℃条件下，一级均匀化处理10～60min小时，更优选在480～500℃条件下，一级均匀化处理20～50min小时，更优选在480～500℃条件下，一级均匀化处理30～40min小时。
优选在510～530℃条件下，二级均匀化处理4～10小时，更优选为在514～526℃条件下，二级均匀化处理4～10小时，更优选为在518～522℃条件下，二级均匀化处理4～10小时，更优选为在510～530℃条件下，二级均匀化处理5～9小时，更优选为在510～530℃条件下，二级均匀化处理6～8小时。
本发明再将上述步骤得到的挤压坯料经过预热后再进行挤压，得到挤压型材。
本发明对所述预热的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述预热的温度优选为300～400℃，更优选为320～380℃，更优选为340～360℃。
本发明对所述预热的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述预热的时间优选为2.0～2.5h，更优选为2.1～2.4h，更优选为2.2～2.3h。
本发明对所述挤压的挤压比没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述挤压的挤压比优选为(8～25)：1，更优选为(12～21)：1，更优选为(16～17)：1。
本发明对所述挤压的挤压速度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述挤压的挤压速度优选为0.01～1.0m/min，更优选为0.2～0.8m/min，更优选为0.4～0.6m/min。
本发明最后将上述步骤得到的挤压型材经过后时效处理后，得到稀土镁合金。
本发明对所述后时效处理的温度没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述后时效处理的温度优选为180～200℃，更优选为184～196℃，更优选为188～192℃。
本发明对所述后时效处理的时间没有特别限制，本领域技术人员可以根据实际生产情况、产品要求及质量要求进行选择和调整，本发明为更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，所述后时效处理的时间优选为10～72h，更优选为20～62h，更优选为30～52h，更优选为40～42h。
本发明为完整和细化制备工艺，更好的提高稀土镁合金的工艺性能与塑性，更好的实现性能上的强韧化协调，上述稀土镁合金的挤压成形制备方法具体可以为以下步骤：
本发明以纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20～30wt.％)中间合金为原料制备而成。
为该镁合金提供一种优化的挤压成形工艺包括以下步骤：
(1)镁合金铸态坯料制备：将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20wt.％～30wt.％)中间合金按上述额定质量百分比配料，并铸造成镁合金铸态坯料。
(2)挤压坯料制备：将上述镁合金铸态坯料按480～500℃×2小时+510～530℃×4～10h小时进行分级均匀化处理，并加工成挤压坯料。
(3)挤压型材制备：将上述挤压坯料和挤压模具在300～400℃时预热2.0～2.5h，挤压比为8:1～25:1，挤压速度为0.01～1.0m/min，经塑性变形制备成挤压型材。
(4)后时效处理：将上述挤压型材在180～200℃时效处理10～72h。
本发明针对所提供的材料的组分特点与强化机制，提供了优化的铸造成型及挤压成型工艺，可以减少材料内部组织缺陷、降低元素损耗、提升熔体质量，能够适应不同场合的制备要求，有利于产业化应用简化合金种类，减低技术难度与生产成本。
本发明上述步骤提供了一种多元微合金化高强耐热稀土镁合金及其制备方法。本发明提供的多元微合金化高强耐热稀土镁合金具有特定的微观金相形貌，铸态组织晶粒细化，Mg5Gd相明显细化，边缘圆整，晶粒内无亚稳态相，有效组分呈弥散态分布；而挤压态则明显可见动态再结晶区呈弥散态分布，析出相呈小尺寸颗粒状，无明显偏聚，展现了良好的强化效果。本发明通过多元微合金化的方法改善合金微观组织形貌，以含稀土金属间化合物的析出强化为主要强化机制，并通过添加特定比例的微量Ag与Sc改善合金材料的微观组织形貌，提高时效硬化与晶粒细化效果，进而获得优异的室温及高温力学性能。而且本发明通过添加稀土元素以外的多元合金化元素，实现材料强化与韧化满足高强、耐热和高容损等不同需求，被证明是一种有效的技术途径，通过引入微量Ag与Sc进行多元改性，在此强化原理上开发新的Mg-Gd-Y-Zr系列合金材料，在不增加稀土总组分的前提下获得理想的塑性与耐热性能。本发明将有效改善中稀土含量GW合金的工艺性能与塑性，克服其固有缺陷，实现性能上的强韧化协调，在成本与性能上达到最优，进而扩大其在航空航天、导弹军工及轨道交通等领域的工程应用范围、提高应用的技术水平，促进整个镁合金研究领域和相关产业生态的良性发展循环。
本发明在不增加稀土总量的前提下，强度性能指标在本领域内较高，且保留了较好的塑性，易于实现工程化应用，能够满足当前航空航天、导弹军工、轨道交通等领域对轻质结构材料在室温、高温坏境下力学性能的需求。
实验结果表明，本发明铸造后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：300～340MPa、260～280MPa、4％～6％，在250℃时材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：220～240MPa、200～220MPa、8％～12％。挤压后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：410～450MPa、380～400MPa、8％～10％，在250℃时材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：280～320MPa、260～270MPa、15％～25％。
为了进一步说明本发明，以下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描述，但是应当理解，这些实施例是在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制，本发明的保护范围也不限于下述的实施例。
以下实施例中所用原辅材料均为市售。
实施例1
本实施例高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：8.5wt.％、Y：2.5wt.％、Ag：0.5wt.％、Sc：0.01wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。
本实施例高强耐热镁合金的铸造成型制备包括以下步骤：
(1)镁合金铸锭制备：将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20～30wt.％)中间合金按上述额定质量百分比配料，清洗烘干、预热。
(2)将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-RE(20～30wt.％)放入坩埚中熔化并升温至740℃，随后加入Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金进行搅拌与精炼。
(3)将熔体降温至710℃静止约40分钟，随后进行浇铸成型。
(4)固溶处理：将铸件在520℃热处理6h，然后空冷至室温。
(5)时效处理：将铸件在225℃热处理16h，然后空冷至室温。
对本发明实施例1制备的铸态高强耐热镁合金进行表征。
参见图1，图1为本发明实施例1制备的高强耐热镁合金的金相照片。
参见图2，图2为与只添加Ag的同组分的镁合金的金相照片。其中，Ag的加入量与实施例1中，Ag和Sc的加入量相同。
参见图3，图3为未进行优化的同组分的镁合金的金相照片。
由图1～3对比可知，未进行组分优化的镁合金，铸态组织晶粒较粗，有粗大的Mg5Gd相，晶粒内的亚稳态析出相较多(条状、易引起应力集中)；而添加Ag组分优化后的镁合金，铸态组织晶粒细化，Mg5Gd相明显细化，且边缘圆整，晶粒内无亚稳态相，有效组分呈弥散态分布。添加Ag+Sc组分优化后的镁合金，对铸态组织的优化作用进一步增强。
实施例2
本实施例2与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：9.5wt.％、Y：3wt.％、Ag：0.7wt.％、Sc：0.04wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在510℃热处理12h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在225℃热处理48h，然后空冷至室温。
实施例3
本实施例3与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：10.5wt.％、Y：3.5wt.％、Ag：1.0wt.％、Sc：0.08wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在530℃热处理8h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在250℃热处理24h，然后空冷至室温。
实施例4
本实施例4与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：11.5wt.％、Y：2.5wt.％、Ag：1.0wt.％、Sc：0.1wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在530℃热处理12h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在200℃热处理72h，然后空冷至室温。
实施例5
本实施例高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：8.5wt.％、Y：2.5wt.％、Ag：0.5wt.％、Sc：0.01wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。
本实施例高强耐热镁合金的挤压成型制备包括以下步骤：
(1)镁合金铸态坯料制备：将纯Mg、纯Ag、纯Zn、Mg-Zr中间合金、Mg-Sc中间合金、Mg-RE(20～30wt.％)中间合金按上述额定质量百分比配料，并铸造成镁合金铸态坯料。
(2)挤压坯料制备：将上述镁合金铸态坯料按500℃×2小时+520℃×6h小时进行分级均匀化处理，并加工成挤压坯料。
(3)挤压型材制备：将上述挤压坯料和挤压模具在400℃时预热2.5h，挤压比为20:1，挤压速度为0.5m/min，经塑性变形制备成挤压型材。
(4)后时效处理：将上述挤压型材在180℃时效处理24h，然后空冷至室温。
对本发明实施例5制备的挤压态高强耐热镁合金进行表征。
参见图4，图4为本发明实施例5制备的高强耐热镁合金的金相照片。
参见图5，图5为与只添加Ag的同组分的镁合金的金相照片。其中，Ag的加入量与实施例1中，Ag和Sc的加入量相同。
参见图6，图6为未进行优化的同组分的镁合金的金相照片。
由图4～6对比可知，未进行组分优化的镁合金，挤压态可见动态再结晶区粗化，析出相明显较多并长大，并有较多破碎的未熔金属间相颗粒；而添加Ag组分优化后的镁合金，挤压态可见动态再结晶区呈弥散态分布，析出相呈小尺寸颗粒状，无明显偏聚，展现了良好的强化效果。添加Ag+Sc组分优化后的镁合金，对挤压态组织的优化作用进一步增强。
实施例6
本实施例6与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：9.5wt.％、Y：3wt.％、Ag：0.7wt.％、Sc：0.04wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在200℃热处理30h，然后空冷至室温。
实施例7
本实施例7与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：10.5wt.％、Y：3.5wt.％、Ag：1.0wt.％、Sc：0.08wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在200℃热处理40h，然后空冷至室温。
实施例8
本实施例8与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：Gd：11.5wt.％、Y：2.5wt.％、Ag：1.0wt.％、Sc：0.1wt.％、Zr：0.45wt.％、Zn：0.2wt.％，余量为Mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在200℃热处理40h，然后空冷至室温。
对本发明上述实施例1～8制备的镁合金棒材进行室温及高温拉伸性能测试，实验结果见表2及表3。
表2本发明所述高强耐热镁合金的室温力学性能
序号 材料状态 抗拉强度(MPa) 屈服强度(MPa) 延伸率(％)
实施例1 铸造后热处理 300 260 6
实施例2 铸造后热处理 320 265 5.5
实施例3 铸造后热处理 335 280 4.5
实施例4 铸造后热处理 340 280 4
实施例5 挤压后热处理 410 380 10
实施例6 挤压后热处理 420 385 10
实施例7 挤压后热处理 450 395 8.5
实施例8 挤压后热处理 445 400 8
表3本发明所述高强耐热镁合金在250℃下力学性能
序号 材料状态 抗拉强度(MPa) 屈服强度(MPa) 延伸率(％)
实施例1 铸造后热处理 220 200 10
实施例2 铸造后热处理 225 200 10.5
实施例3 铸造后热处理 230 215 12
实施例4 铸造后热处理 240 220 8
实施例5 挤压后热处理 280 260 25
实施例6 挤压后热处理 295 260 20
实施例7 挤压后热处理 315 270 16
实施例8 挤压后热处理 320 270 15
由上表可见，本发明的合金具有优异的室温及高温力学性能，可以满足镁合金在国防军工、航空航天、汽车和轨道交通等高技术产业的应用要求。镁合金微观组织金相照片表明，本发明所述合金的主要强化机制为时效析出强化，合金的组织细小均匀，且细小、高温稳定的第二相弥散分布在基体中，能够有效阻碍基面位错滑移，从而提高合金室温及高温条件下的强度。
以上对本发明提供的一种多元微合金化高强耐热稀土镁合金及其制备方法进行了详细的介绍，本文中应用了具体个例对本发明的原理及实施方式进行了阐述，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，包括最佳方式，并且也使得本领域的任何技术人员都能够实践本发明，包括制造和使用任何装置或系统，和实施任何结合的方法。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。本发明专利保护的范围通过权利要求来限定，并可包括本领域技术人员能够想到的其他实施例。如果这些其他实施例具有不是不同于权利要求文字表述的结构要素，或者如果它们包括与权利要求的文字表述无实质差异的等同结构要素，那么这些其他实施例也应包含在权利要求的范围内。

Claims (10)

1.一种稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比组成，包括：
Gd：8.5 wt.%~11.5 wt.%、Y：2.5 wt.%~3.5 wt.%、Ag：0.5 wt.%~1.0 wt.%、Sc：0.01wt.%~0.1 wt.%、Zr：0.25 wt.%~0.65 wt.%、Zn：0~0.3 wt.%，余量为Mg；
其中稀土元素总量不超过15 wt.%。
2.根据权利要求1所述的稀土镁合金，其特征在于，所述稀土元素Gd和Y组分与Ag的组分质量比为（15~20）：1；
所述稀土元素Gd和Y组分与Sc的组分质量比为（150~1100）：1；
所述镁合金为可时效强化镁合金；
所述镁合金还包括不可避免的杂质元素。
3.一种如权利要求1~2任意一项所述的稀土镁合金，其特征在于，所述稀土镁合金为改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有边缘圆整Mg5Gd相；
所述Mg5Gd相为细化的Mg5Gd相；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中具有细化的晶粒；
所述细化的晶粒的尺寸为50~70μm；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中的晶粒内不含有条状的亚稳态相；
所述稀土镁合金的铸态金相组织中的有效组分呈弥散态分布；
或者，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有小颗粒状的析出相；
所述小颗粒的径向尺寸为10~150nm。
4.根据权利要求3所述的稀土镁合金，其特征在于，所述稀土镁合金为GW系稀土镁合金。
5.根据权利要求3所述的稀土镁合金，其特征在于，所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有细化的动态再结晶区；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中的动态再结晶区呈弥散态分布；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中具有均匀分散的小颗粒状析出相；
所述稀土镁合金的挤压态金相组织中不含有破碎的未熔金属间相颗粒；
所述改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金具体为，Ag和Sc改性的Mg-Gd-Y-Zr系稀土镁合金；
所述稀土镁合金为高强耐热稀土镁合金。
6.一种如权利要求1~2任意一项所述的稀土镁合金或权利要求3~5任意一项所述的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
1）将Mg、Ag、Zn、Mg-RE中间合金熔化后再升温，加入Mg-Zr中间合金和Mg-Sc中间合金进行精炼，得到熔融物；
2）将上述步骤得到的熔融物降温后静置，再进行铸造，得到镁合金铸锭；
3）将上述步骤得到的镁合金铸锭进行固溶处理，再进行时效处理后，得到稀土镁合金。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述Mg-RE中间合金的稀土元素含量为20 wt.%~30 wt.%；
所述升温的温度为720~780℃；
所述精炼的温度为750~780℃；
所述精炼的时间为10~30min；
所述静置的温度为690~750℃；
所述静置的时间为20~60min。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述铸造的温度为680~740℃；
所述固溶处理的温度为500~530℃；
所述固溶处理的时间为6~24h；
所述时效处理的温度为200~250℃；
所述时效处理的时间为12~72h 。
9.一种如权利要求1~3任意一项所述的稀土镁合金或权利要求4~5任意一项所述的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
a）将纯Mg、Ag、Zn、Mg-Sc中间合金、Mg-Zr中间合金和Mg-RE中间合金进行铸造后，得到镁合金铸态坯料；
b）将上述步骤得到的镁合金铸态坯料经过分级均匀化处理后，得到挤压坯料；
c）将上述步骤得到的挤压坯料经过预热后再进行挤压，得到挤压型材；
d）将上述步骤得到的挤压型材经过后时效处理后，得到稀土镁合金。
10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述铸造的温度为680~740℃；
所述分级均匀化处理的步骤为：
在480~500℃条件下，一级均匀化处理10~60min小时；
在510~530℃条件下，二级均匀化处理4~10小时；
所述预热的温度为300~400℃；
所述预热的时间为2.0~2.5h；
所述挤压的挤压比为（8~25）：1；
所述挤压的挤压速度为0.01~1.0 m/min；
所述后时效处理的温度为180~200℃；
所述后时效处理的时间为10~72h 。
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