CN113403515A

CN113403515A - 一种低Gd含量的Mg-Gd合金及其制备和热处理方法

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Publication number: CN113403515A
Application number: CN202110711583.9A
Authority: CN
Inventors: 陈巧旺; 姜山; 邓莹; 周武中; 陶鹭; 王志飞; 张羽翔; 李佳颖; 陈琳
Original assignee: Chongqing University of Arts and Sciences
Current assignee: Chongqing University of Arts and Sciences
Priority date: 2021-06-25
Filing date: 2021-06-25
Publication date: 2021-09-17
Anticipated expiration: 2041-06-25
Also published as: CN113403515B

Abstract

本发明公开了一种低Gd含量的Mg‑Gd合金及其制备和热处理方法。所述低Gd含量的Mg‑Gd合金，包含以下质量百分比的化学成分：Gd：2~5%，Li：2~5%，Y：1~3%，Nd：1~2%，Zr：0.2~0.6%，余量为镁和不可避免的杂质。所述制备方法为S1、按照低Gd含量的Mg‑Gd合金的配比进行备料；S2、在SF₆+CO₂气体保护下，在电阻炉中将合金材料熔化后精炼2~4 min，再在电阻炉内静置25~30 min后浇铸到金属模具中获得铸件。所述热处理方法为将铸件放入坩埚中，将坩埚放入马弗炉中升温至480~500℃后进行保温处理，保温时间2~4 h；保温完成后取出所述坩埚立刻在水中淬火，完成热处理。本发明利用固溶态的Li促进MgGd相在低合金含量下形成，降低了Gd在Mg‑Gd合金中的含量。

Description

一种低Gd含量的Mg-Gd合金及其制备和热处理方法

技术领域

本发明涉及镁合金技术领域，具体涉及一种低Gd含量的Mg-Gd合金及其制备和热处理方法。

背景技术

作为目前密度最小的结构材料，镁合金具有比强度和比刚度高、散热减震性好、原料丰富及可回收利用等优点，十分具有发展潜力。在目前所开发的高强度镁合金中，Mg-Gd系合金所占的比例较高。Gd元素在镁合金中的强化效果主要通过形成MgGd强化相来实现。由Mg-Gd二元合金相图可知，Gd元素在镁基体中的最大固溶度可以达到23.3%（质量百分比）。在Mg-Gd二元合金中，通常Gd含量要在10%（质量百分比）以上，才能形成MgGd强化相，获得理想的强化效果。

但是，较高的Gd的含量首先会增加成本，不利于镁合金的推广应用；其次，在制备过程中容易发生偏析，降低合金力学性能，并且增加镁合金密度，降低镁合金低密度的优势。

目前，Mg-Gd合金主要通过添加其他合金元素来降低Gd元素含量并同时得到MgGd强化相，常用的元素有Y、Nd、Sm、Ag、Zn等。从公开报道的数据来看，Gd元素的含量仍然达到了6~15%（质量百分比），仍然存在上述缺点。

因此，如何设计一种Gd含量低且含有MgGd强化相的镁合金，是本领域技术人员研究的方向。

发明内容

针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的在于解决现有的Mg-Gd合金中Gd含量较高容易发生偏析、增加镁合金密度以及成本高的问题，提供一种低Gd含量的Mg-Gd合金。

为了解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：

一种低Gd含量的Mg-Gd合金，包含以下质量百分比的化学成分：Gd：2~5%，Li：2~5%，Y：1~3%，Nd：1~2%，Zr：0.2~0.6%，余量为镁和不可避免的杂质。

优选，所述Li的质量百分比为2~3%。这样，Li能够全部固溶到Mg基体中。

优选，所述Li与Gd的原子比大于10:1，这样，Li的原子百分含量比Gd高一个数量级，更易在镁合金基体内形成MgGd强化相。

本发明还提供一种低Gd含量Mg-Gd合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、按照所述的低Gd含量的Mg-Gd合金的配比进行备料；

S2、在SF₆+ CO₂气体保护下，在电阻炉中将合金材料熔化后精炼2~4 min，再在电阻炉内静置25~30 min后浇铸到金属模具中获得铸件。

其中，步骤S2中，所述合金材料为Mg-20Gd中间合金、Mg-20Y中间合金、Mg-10Li中间合金、Mg-20Nd中间合金和Mg-30Zr中间合金。

本发明还提供一种低Gd含量Mg-Gd合金的热处理方法，将制备的铸件放入坩埚中，将坩埚放入马弗炉中升温至480~500 ℃后进行保温处理，保温时间2~4 h；其中，升温速率为1~2 ℃/min；保温完成后取出所述坩埚立刻在水中淬火，完成热处理。

优选，将所述铸件用石墨包埋后放入坩埚中。

与现有技术相比，本发明具有如下优点：

1、本发明通过加入锂元素，由于锂与镁不形成化合物，在锂含量低于5.5%时会全部固溶到镁基体中，因此，锂的加入降低了Gd在镁合金中的固溶度，并促进MgGd相的生成，即利用固溶态的Li促进MgGd相在低合金含量下形成，使得本发明提供的镁合金中，主要强化相为MgGd相，但Gd的含量不大于5%，降低了Gd在Mg-Gd合金中的含量，进而降低使得镁合金的成本降低，并且在制备过程中不易发生偏析，提高了合金的力学性能。此外，锂的密度小（约0.5 g/cm³），进一步降低镁合金的密度，能够充分发挥镁合金低密度的优势。该Mg-Gd变形合金在表现出时效硬化能力。

2、锂与锆之间不形成化合物，同时没有固溶度，因此含锂的Mg-Gd合金可以用锆来细化晶粒，实现细晶强化，从而提高镁合金的综合力学性能。

3、由于锂的相对原子量小（约6.9），加入较低的质量百分比的锂就能提高合金中锂的原子百分比，从而起到利用少量的Li元素促进MgGd相的形成的作用，有利于降低镁合金的成本。本发明中，控制Li与Gd的原子比大于10:1，这样，Li的原子百分含量比Gd高一个数量级，更易在镁合金基体内形成MgGd强化相，从而提高镁合金的力学性能。

4、本发明提供的制备方法简单易操作，Li以及其他元素的加入都以中间合金的形式加入，减少了加入的合金元素的烧损，有利于控制合金成分。

5、本发明提供的热处理方法步骤简单，采用常规的实验设备。固溶温度为480-500℃，低于传统的500-525℃，降低了能耗。

附图说明

图1为本发明实施例1制备的Mg-Gd合金的原始铸态金相组织。

图2为本发明实施例1制备的Mg-Gd合金的X射线衍射图。

图3为本发明实施例1制备的Mg-Gd变形镁合金的时效硬化曲线（时效温度为200℃）。

图4为本发明实施例1制备的Mg-Gd变形镁合金的应力-应变曲线图。

图5为本发明实施例2制备的Mg-Gd合金原始铸态金相组织图。

图6为本发明实施例2制备的Mg-Gd合金挤压态金相组织图。

图7为本发明实施例3制备的Mg-Gd合金原始铸态金相组织图。

图8为本发明实施例3制备的Mg-Gd合金挤压态金相组织图。

具体实施方式

下面将结合实施例及附图对本发明作进一步说明。

实施例1

1、Mg-Gd合金的制备

按Mg-3%Gd-3%Li-2%Y-1%Nd-0.4%Zr(质量分数)进行配料，表面打磨干净后加入已经预热的电阻炉中，通入SF₆ + CO₂混合气体作为保护，逐步升温至760℃。当坩埚内炉料全部熔化后，精炼2~4 min。温度控制在720℃，合金在炉内静置25~30 min后浇注。铸锭在模内冷却后，即开模取出。

本实施例制得的铸态镁合金的金相组织如图1所示。图1中，较亮部分为基体Mg相，晶粒呈枝晶状态，晶界处衬度较暗，为第二相。对样品进行X-射线衍射分析，结果参见图2，可以得到合金的相组成为Mg + Mg₅Gd，即第二相组织为Mg₅Gd相。可见，在Li的加入下，即使Gd的含量降低到3%，仍然生成了Mg₅Gd相。

2、Mg-Gd合金的热处理

将制备的镁合金用石墨包埋在不锈钢坩埚中，把坩埚放入马弗炉中，从室温升温到500℃，升温速率为1℃/min，达到设定温度500℃后进行保温处理，保温时间2 h，保温完成后关闭电源，取出坩埚即刻在水中淬火，完成热处理。

3、Mg-Gd合金的性能测试

将热处理完成后的样品切割加工后放入380℃马弗炉中进行保温处理，保温时间15 min，同时将挤压机的挤压筒温度控制在380℃，样品保温完成后放入挤压机中进行挤压，挤压比为25：1，得到挤压棒材，将部分棒材在200℃下时效。

本实施例中，挤压态Mg-Gd合金的时效硬化曲线如图3所示。从图3可知，本实施例制备的Mg-Gd合金表现出了时效硬化能力，说明合金具有时效硬化能力，实现了析出强化。这一点在图4应力-应变曲线图得到证实。

实施例2

1、Mg-Gd合金的制备

按组成Mg-4%Gd-3%Li-3%Y-2%Nd-0.4%Zr(质量分数)进行配料，表面打磨干净后加入已经预热的电阻炉中，通入SF₆ + CO₂混合气体作为保护，逐步升温至760℃。当坩埚内炉料全部熔化后，精炼2~4 min。温度控制在720℃，合金在炉内静置25~30 min后浇注。铸锭在模内冷却后，即开模取出。

2、Mg-Gd合金的热处理

将制备的镁合金用石墨包埋在不锈钢坩埚中，把坩埚放入马弗炉中，从室温升温到500℃，升温速率为1℃/min，达到设定温度500℃后进行保温处理，保温时间4 h，保温完成后关闭电源，取出坩埚即刻在水中淬火，完成热处理。

3、Mg-Gd合金的性能测试

热处理完成后的样品切割加工后放入400℃马弗炉中进行保温处理，保温时间15min，同时将挤压机的挤压筒温度控制在400℃，样品保温完成后放入挤压机中进行挤压，挤压比为25：1，得到挤压棒材，将部分棒材在200℃下时效。

本实施例中制备的Mg-Gd合金的原始铸态图如图5所示，挤压态的金相组织图如图6所示。从图5和图6可知，基体由原始铸态的枝晶组织，经过热处理、挤压后转变为等轴晶组织，平均晶粒尺寸由原始铸态的88±25 μm，细化到挤压态的12±8 μm，实现了细晶强化。原始铸态合金中，第二相在基体晶界处连续分布，在拉伸过程中容易形成裂纹源；挤压态合金中，第二相被挤压破碎，在基体中弥散分布，通过弥散强化提高合金力学性能。

实施例3

1、Mg-Gd合金的制备

按组成Mg-3%Gd-2%Li-2%Y-2%Nd-0.3%Zr(质量分数)进行配料，表面打磨干净后加入已经预热的电阻炉中，通入SF₆ + CO₂混合气体作为保护，逐步升温至760℃。当坩埚内炉料全部熔化后，精炼2~4 min。温度控制在720℃，合金在炉内静置25~30 min后浇注。铸锭在模内冷却后，即开模取出。

2、Mg-Gd合金的热处理

将制备的镁合金用石墨包埋在不锈钢坩埚中，把坩埚放入马弗炉中，从室温升温到500℃，升温速率为1℃/min，达到设定温度500℃后进行保温处理，保温时间3 h，保温完成后关闭电源，取出坩埚即刻在水中淬火，完成热处理。

3、Mg-Gd合金的性能测试

热处理完成后的样品切割加工后放入390℃马弗炉中进行保温处理，保温时间15min，同时将挤压机的挤压筒温度控制在390℃，样品保温完成后放入挤压机中进行挤压，挤压比为25：1，得到挤压棒材，将部分棒材在200℃下时效。

本实施例中制备的Mg-Gd合金的固溶态金相组织图如图7所示，挤压态的金相组织图如图8所示。从图7和图8中可知，基体由原始铸态的枝晶组织，经过热处理、挤压后转变为等轴晶组织，平均晶粒尺寸由原始铸态的85±25 μm，细化到挤压态的11±7 μm，实现了细晶强化。由于挤压温度的降低，在变形合金中出现了少量未完全再结晶的剪切带。原始铸态合金中，第二相在基体晶界处连续分布，在拉伸过程中容易形成裂纹源；挤压态合金中，第二相被挤压破碎，在基体中弥散分布，通过弥散强化提高合金力学性能。

表1 实施例1-3中Li与Gd的质量百分比与原子比

	Li与Gd的质量百分比	Li与Gd的原子比
			实施例1	3:3	95.77:4.23≈22.6:1
实施例2	3:4	94.44:5.56≈16.98:1
			实施例3	2:3	98.79:6.21≈15.9:1

本发明提供的Mg-Gd合金中，Li和Gd的质量百分比均小于5%。从表1中可知，实施例1-3中Li与Gd的原子比均大于10:1。Mg-Gd合金中的主要强化相为Mg₅Gd相。由于Li的加入，降低了Gd在镁合金中的固溶度，并促进MgGd相的生成，使得制备的镁合金中，主要强化相为MgGd相，降低了镁合金的成本，并且在制备过程中不易发生偏析，该Mg-Gd变形合金表现出时效硬化能力，提高了合金的力学性能。

最后需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制技术方案，本领域的普通技术人员应当理解，那些对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种低Gd含量的Mg-Gd合金，其特征在于，包含以下质量百分比的化学成分：Gd：2~5%，Li：2~5%，Y：1~3%，Nd：1~2%，Zr：0.2~0.6%，余量为镁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述低Gd含量的Mg-Gd合金，其特征在于，所述Li的质量百分比为2~3%。

3.根据权利要求1所述低Gd含量的Mg-Gd合金，其特征在于，所述Li与Gd的原子比大于10:1。

4.一种低Gd含量Mg-Gd合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1、按照如权利要求1-3任一项所述的低Gd含量的Mg-Gd合金的配比进行备料；

S2、在SF₆ + CO₂气体保护下，在电阻炉中将合金材料熔化后精炼2~4 min，再在电阻炉内静置25~30 min后浇铸到金属模具中获得铸件。

5.根据权利要求4所述低Gd含量的Mg-Gd合金的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述合金材料为Mg-20Gd中间合金、Mg-20Y中间合金、Mg-10Li中间合金、Mg-20Nd中间合金和Mg-30Zr中间合金。

6.一种低Gd含量Mg-Gd合金的热处理方法，其特征在于，将权利要求4制备的铸件放入坩埚中，将坩埚放入马弗炉中升温至480~500 ℃后进行保温处理，保温时间2~4 h；其中，升温速率为1~2 ℃/min；保温完成后取出所述坩埚立刻在水中淬火，完成热处理。

7.根据权利要求6所述低Gd含量的Mg-Gd合金的热处理方法，其特征在于，将所述铸件用石墨包埋后放入坩埚中。