CN113388768A - 一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法 - Google Patents

一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法，属于合金技术领域。对主要含有高固溶度元素(Gd，Y和Nd等)的稀土镁合金，添加Zn和Ca等合金元素引入基面LPSO相和基面γ’相，采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+T6峰值时效热处理或者采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+热挤压+T5峰值时效热处理或者采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+热挤压+热轧制+T5峰值时效热处理等制备工艺，促进β’相析出，在保证降低合金成本的前提下，提高合金力学性能，解决稀土镁合金高成本与高性能倒置的共性问题。

Description

一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法，特别涉及一种稀土总含量低于6wt％的高性能镁合金及其制备方法。利用所涉及的制备方法，该合金T6热处理态屈服强度高于210MPa，抗拉强度高于320MPa,延伸率高于5％，T5热处理态屈服强度高于300MPa，抗拉强度高于340MPa，延伸率高于9％。本发明涉及内容属于合金技术领域。
背景技术
近年来，随着能源供应日趋严峻，环保要求不断提高，人们对高性能结构减重材料的需求更加紧迫。镁合金是继钢铁和铝合金之后发展起来的第三代金属结构材料。镁合金的密度为1.75～1.90g/cm3，仅为铝合金的2/3，钢铁的1/4，是重量最轻的结构用金属材料。与其他金属结构材料相比，镁合金还具有比强度和比刚度高，减震性、电磁屏蔽性和抗辐射能力强，易切削加工、易回收等优点。因此，在汽车制造，航空航天工业领域以及电子3C等领域具有广阔的应用前景。
目前，工业领域主要应用的是铸造镁合金，典型的有AZ系列和AM系列镁合金。然而，这些镁合金绝对强度较低，特别是中高温度力学性能差的劣势也限制了其更广泛的实际应用。鉴于此，人们在镁合金中添加了稀土元素，利用固溶强化，弥散强化和析出强化机制等手段提高合金力学性能，并成功开发出了WE系列耐热高性能稀土镁合金。这些镁合金已经应用制备汽车变速箱壳体，离合器壳体，航空发动机零部件，飞机壁板等结构件。此后，人们在镁合金中同时添加重稀土元素，如Gd和Y等，和Zn元素，并提高稀土元素含量，成功开发出含有长程有序堆垛LPSO相的Mg-Gd-Y-Zn-Zr和Mg-Y/Gd-Zn-Zr系列镁合金。经过热变形复合时效处理，该系列镁合金屈服强度和抗拉强度均可以达到500MPa。然而，该系列镁合金仍然具有一定的劣势，如韧性较差，一般不超过5％；稀土含量过高，一般大于10wt％,因此导致成本提高。这些劣势限制了其在工业中的广泛应用。因此，如何在保持稀土镁合金较高力学性能的情况下，降低合金成本成为一个现实的难题。
发明内容
有鉴于此，本发明针对现有稀土镁合金强度高而韧性差，稀土总含量高，成本过高，以至难以实现大批量生产等问题，提供一种低成本高性能稀土镁合金及其制备方法。本发明通过限定稀土总含量低于或等于6wt％，对主要含有高固溶度元素(Gd，Y和Nd等)的稀土镁合金，添加Zn和Ca等合金元素引入基面LPSO相和基面γ’相，采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+T6峰值时效热处理或者采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+热挤压+T5峰值时效热处理或者采用重力铸造+T4固溶处理复合风冷或水冷等冷却方式+热挤压+热轧制+T5峰值时效热处理等制备工艺，促进β’相析出，在保证降低合金成本的前提下，提高合金力学性能，解决稀土镁合金高成本与高性能倒置的共性问题。
本发明的技术方案是：
一种低成本高性能稀土镁合金，其特征在于，合金成分包括：0.1wt％～2wt％的Nd，0.1wt％～3wt％的Gd，2wt％～4wt％的Y，0wt％～2wt％的Zn，0wt％～1wt％的Ca，0.2wt％～0.7wt％的Zr，余量的镁及不可避免的杂质，且Y、Gd和Nd稀土总含量小于等于6wt％；所述的低成本高性能稀土镁合金为Mg-Y-Gd-Nd-Zr，Mg-Y-Gd-Nd-Zn-Zr或Mg-Y-Gd-Nd-Zn-Ca-Zr。
上述低成本高性能稀土镁合金的制备方法，包括以下几种方法：
第一种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，再采用T6峰值时效热处理；
第二种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，然后进行热挤压变形处理，再进行T5峰值时效热处理；
第三种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，然后进行热挤压变形处理，再进行热轧制变形处理，最后进行T5峰值时效热处理；
上述三种方法中所述的重力铸造指的是：将稀土镁合金铸造成坯锭，并进行切削加工制成圆柱锭，如直径为35mm，高为32mm；或铸造坯锭不进行加工切削，保留待后续热处理。
上述三种方法中所述的T4固溶处理进行空冷或水冷指的是：将镁合金圆柱锭或不进行加工切削的铸造坯锭放在氩气保护下进行固溶处理，固溶处理温度为450～520℃，时间为8～24h，然后置于环境中空冷至室温或者置于25℃水中淬火；
上述第二种和第三种方法中所述的热挤压变形处理：将预热好的圆柱铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：380～450℃，挤压速度为2-3mm/s,挤压比为10:1，最终挤压成棒材如直径为12.7mm的棒材。
上述第三种方法中的热轧制变形处理：将热挤压变形处理后的棒材进行热轧制变形处理，轧制温度为380～450℃，轧制速度为3m/min,每道次下轧量为5-15％，道次间预热15min，总下轧量为50％，最终轧制成板材，如长70mm、宽20mm、厚5mm的板材。
上述第一种方法中的T6峰值时效热处理：将固溶处理后的铸造坯锭置于200℃油浴锅中时效处理最终达到峰值时效状态，达到峰值时效处理的时间为1h-100h；
上述第二种和第三种方法中所述的T5峰值时效热处理是：将上一步的合金(如热挤压或者热挤压+热轧制后的合金)置于200℃油浴锅中最终达到峰值时效状态，达到峰值时效处理的时间为1h-100h。
本发明第一种方法，T6热处理态屈服强度高于210MPa，抗拉强度高于320MPa,延伸率高于5％。
本发明第二种和第三种方法T5热处理态屈服强度高于300MPa，抗拉强度高于340MPa，延伸率高于9％。
本发明的实质性特点为：
本发明限定Y，Gd和Nd稀土总含量小于6wt％，降低了合金成本。在镁合金中Zn元素，在合金基面引入长程有序堆垛(LPSO)相和大长径比的γ’相，再加入Ca元素，增强γ’相的析出，以此提高合金强度和韧性。再通过铸造+固溶复合空冷或水冷+峰值时效处理工艺,在合金基体内引入大量棱柱面纳米析出相，再次提高合金力学性能。此外，对合金采用铸造+固溶空冷+挤压或挤压复合轧制形变热处理+峰值时效热处理工艺，在合金引入由再结晶晶粒和变形晶粒组成的混晶组织，并在晶粒内引入纳米析出相，从而同时提高合金强度和韧性。基于以上合金制备工艺，本发提供了一种低成本高性能稀土镁合金。
本发明的有益效果为：
1.通过限定稀土总含量低于或等于6wt％，在保证降低合金成本的前提下，提高了合金力学性能，解决稀土镁合金高成本与高性能倒置的共性问题。
2.本发明中应用的氩气为实验室常用的惰性保护气体，价格低廉，容易存储和运输、化学性能稳定、无毒无污染，成本低廉。
3.本发明中所用的设备简单方便，实验周期短，操作简单，安全，有利于大规模工业化应用。
4.采用本发明方法处理后的合金T6热处理态屈服强度高于210MPa，抗拉强度高于320MPa,延伸率高于5％，T5热处理态屈服强度高于300MPa，抗拉强度高于340MPa，延伸率高于9％。对比现有高性能稀土镁合金，具有稀土含量更低，制备成本更低，力学性能更高的优势。
附图说明
图1为本发明实施例1镁合金显微组织的TEM图；
图2为本发明实施例2镁合金显微组织的TEM图。
图3为本发明实施例10镁合金在热挤压后显微组织的OM图。
图4为本发明实施例11镁合金热挤压复合热轧制后显微组织的OM图。
图5为本发明实施例10和11镁合金的应力应变曲线图。
具体实施方式
下面用具体实施方式对本发明的技术方案做进一步说明，以下实施里均在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，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
实施例1(第一种方法)
选用成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后置于25℃水中淬火，并冷却至室温。将固溶处理后的铸锭置于200℃油浴锅中进行时效热处理，72h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(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)，直至拉断，得到屈服强度133MPa，抗拉强度252MPa，延伸率26.5％。
实施例2(第一种方法)
其步骤同实施例1，不同之处为固溶处理冷却方式改为空冷，达到峰值时效硬度的时间调整为120h。其屈服强度为135MPa，抗拉强度为260MPa，延伸率为26.8％。
实施例3(第一种方法)
选用成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Ca-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后置于25℃水中淬火，并冷却至室温。将固溶处理后的铸锭置于200℃油浴锅中进行时效热处理，72h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(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)，直至拉断，得到屈服强度153MPa，抗拉强度264MPa，延伸率17.2％。
实施例4(第一种方法)
其步骤同实施例3，不同之处为固溶处理冷却方式改为空冷，达到峰值时效硬度的时间调整为120h。其屈服强度为138MPa，抗拉强度为257MPa，延伸率为14.5％。
实施例5(第一种方法)
选用成分为Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后置于25℃水中淬火，并冷却至室温。将固溶处理后的铸锭置于200℃油浴锅中进行时效热处理，60h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(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)，直至拉断，得到屈服强度203MPa，抗拉强度314MPa，延伸率8.1％。
实施例6(第一种方法)
其步骤同实施例5，不同之处为固溶处理冷却方式改为空冷，达到峰值时效硬度的时间调整为96h。其屈服强度为217MPa，抗拉强度为321MPa，延伸率为5.6％。
实施例7(第二种方法)
选用成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后空冷至室温。将固溶处理后的铸锭切削加工制成直径为35mm，高为32mm的圆柱试样，随后放置加压机盛锭筒中预热8min至挤压温度425℃后，以2.5mm/s挤压速度和10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将此棒材置于200℃油浴锅中进行时效热处理，60h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(采用GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法)，直至拉断，得到屈服强度320MPa，抗拉强度354MPa，延伸率23.7％。
实施例8(第二种方法)
其步骤同实施例7，不同之处为合金成分变为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Ca-0.3Zr。其屈服强度为293MPa，抗拉强度为328MPa，延伸率为13.6％。
实施例9(第二种方法)
其步骤同实施例7，不同之处为合金成分变为Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr。其屈服强度为253MPa，抗拉强度为339MPa，延伸率为17.6％。
实施例10(第二种方法)
选用成分为Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后空冷至室温。将固溶处理后的铸锭切削加工制成直径为35mm，高为32mm的圆柱试样，随后放置加压机盛锭筒中预热8min至挤压温度410℃后，以2.5mm/s挤压速度和10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将此棒材置于200℃油浴锅中进行时效热处理，60h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(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)，直至拉断，得到屈服强度284MPa，抗拉强度370MPa，延伸率19％。
实施例11(第三种方法)
选用成分为Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr的铸锭，对其进行固溶处理，即将试样放置氩气保护的管式热处理炉中，随炉升温到500℃，保温10h，然后空冷至室温。将固溶处理后的铸锭切削加工制成直径为35mm，高为32mm的圆柱试样，随后放置加压机盛锭筒中预热8min至挤压温度410℃后，以2.5mm/s挤压速度和10:1挤压比实施热挤压变形处理，获得直径12mm棒材。将此棒材切削成长，宽，高分别70mm，10mm和10mm的长方棒，随后置于轧机中进行热轧变形处理。热轧条件：温度400℃，轧制速度3m/min，总下轧量50％，每道次下轧量为10％。将获得的轧板置于200℃油浴锅中进行时效热处理，24h后达到峰值硬度。将峰值时效态铸锭加工成拉伸试样，然后在拉神试验机上将上述拉伸试样进行拉伸测试(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)，直至拉断，得到屈服强度301MPa，抗拉强度345MPa，延伸率9.2％。
表1实施例数据
Figure BDA0003051019040000061
Figure BDA0003051019040000071
表1说明不同成分的稀土镁合金试样经过发明处理后的拉伸力学数据。
对比表1中实施例1-6的数据可知，成分为Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr合金在经过铸造+T4空冷+峰值时效工艺处理后较相同工艺处理条件下的成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Zr和Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Ca-0.3Zr合金具有更高的屈服强度和抗拉强度，但韧性较差。这是由于该合金内没有对提高韧性有利的LPSO相和γ’相；同时，由于缺少这些析出相，因此该合金基体内拥有更多的稀土溶质，可以在峰值时效处理中获得更多更密集的纳米析出相，以此显著地提高合金力学性能，但不利与韧性。对比表1中实施例7-11的数据可知，成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Zr在经过铸造+T4空冷+热挤压+峰值时效工艺处理后较相同工艺处理条件下的成分为Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Zr和Mg-4Y-1Gd-1Nd-1Zn-0.3Ca-0.3Zr合金具有更高的屈服强度，抗拉强度和韧性。这是由于该合金内具有由细小再结晶和变形晶粒组成的混晶组织，同时具有由基面LPSO相，基面γ’相和棱柱面β’相组成的强化结构，这些显微结构有利于同时提高合金强度和韧性。对于稀土含量更少，成本更低的Mg-3Y-2Gd-1Nd-0.3Zr合金，在经过铸造+T4空冷+热挤压(410℃)+热轧制+峰值时效工艺处理后，其屈服强度为301MPa，抗拉强度达到345MPa，延伸率为9.2％。该合金中虽然不含有基面的LPSO相和基面γ’相等强化相，但热轧变形增加了合金内的位错密度，增强了时效硬化效果，提高了合金的强度，但也牺牲了一部分韧性。即便如此，该合金仍然具有出色综合力学性能。
综上所述，针对稀土镁合金而言，通过限制Y，Gd和Nd稀土元素总量，通过添加Zn和Ca等元素引入并促进LPSO相和γ’相，或通过适当的制备工艺调控合金微观组织，促进β’相形成，最终实现在低稀土含量的条件下提高稀土镁合金力学性能的目的。
本发明的上述实施例仅仅是为说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其他不同形式的变化和变动。这里无法对所有的实施方式予以穷举。凡是属于本发明的技术方案所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之列。
本发明未尽事宜为公知技术。

Claims (3)

1.一种低成本高性能稀土镁合金，其特征在于，合金成分包括：0.1wt％～2wt％的Nd，0.1wt％～3wt％的Gd，2wt％～4wt％的Y，0wt％～2wt％的Zn，0wt％～1wt％的Ca，0.2wt％～0.7wt％的Zr，余量的镁及不可避免的杂质，且Y、Gd和Nd稀土总含量小于等于6wt％；所述的低成本高性能稀土镁合金为Mg-Y-Gd-Nd-Zr，Mg-Y-Gd-Nd-Zn-Zr或Mg-Y-Gd-Nd-Zn-Ca-Zr。
2.权利要求1所述的低成本高性能稀土镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下几种方法：
第一种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，再采用T6峰值时效热处理；
第二种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，然后进行热挤压变形处理，再进行T5峰值时效热处理；
第三种方法：采用重力铸造，然后T4固溶处理进行空冷或水冷，然后进行热挤压变形处理，再进行热轧制变形处理，最后进行T5峰值时效热处理；
上述三种方法中所述的重力铸造指的是：将稀土镁合金铸造成坯锭，并进行切削加工制成圆柱锭，如直径为35mm，高为32mm；或铸造坯锭不进行加工切削，保留待后续热处理；
上述三种方法中所述的T4固溶处理进行空冷或水冷指的是：将镁合金圆柱锭或不进行加工切削的铸造坯锭放在氩气保护下进行固溶处理，固溶处理温度为450～520℃，时间为8～24h，然后置于环境中空冷至室温或者置于25℃水中淬火；
上述第二种和第三种方法中所述的热挤压变形处理：将预热好的圆柱铸造坯锭进行热挤压变形处理，挤压温度为：380～450℃，挤压速度为2-3mm/s,挤压比为10:1，最终挤压成棒材；
上述第三种方法中的热轧制变形处理：将热挤压变形处理后的棒材进行热轧制变形处理，轧制温度为380～450℃，轧制速度为3m/min,每道次下轧量为5-15％，道次间预热15min，总下轧量为50％，最终轧制成板材；
上述第一种方法中的T6峰值时效热处理：将固溶处理后的铸造坯锭置于200℃油浴锅中时效处理最终达到峰值时效状态，达到峰值时效处理的时间为1h-100h；
上述第二种和第三种方法中所述的T5峰值时效热处理是：将上一步的合金置于200℃油浴锅中最终达到峰值时效状态，达到峰值时效处理的时间为1h-100h。
3.按照权利要求2所述的方法，其特征在于，第一种方法，T6热处理态屈服强度高于210MPa，抗拉强度高于320MPa,延伸率高于5％；
第二种和第三种方法T5热处理态屈服强度高于300MPa，抗拉强度高于340MPa，延伸率高于9％。
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