CN114351021B

CN114351021B - 一种航空航天用高性能铸造镁合金材料及其制备方法

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Publication number: CN114351021B
Application number: CN202111626591.XA
Authority: CN
Inventors: 冯志军; 李泽华; 李宇飞; 安如爽; 熊俊杰
Original assignee: Shenyang Zhuyan Technology Co ltd
Current assignee: Shenyang Zhuyan Technology Co ltd
Priority date: 2021-12-28
Filing date: 2021-12-28
Publication date: 2023-05-26
Anticipated expiration: 2041-12-28
Also published as: CN114351021A

Abstract

本发明涉及一种航空航天用高性能铸造镁合金材料及其制备方法，属于铸造镁合金材料技术领域，高性能铸造镁合金按质量百分比记，由以下组分组成：Gd:5.5～8.5wt.％，Nd:2.0～2.8wt.％，Zr:0.4～0.6wt.％，Ag:0～1.0wt.％，杂质元素总量：＜0.1％，余量为镁。本发明所述高性能铸造镁合金制备方案是，按固定的加料顺序及加料工艺进行合金熔炼，并采用混合保护气对合金熔铸全流程进行保护，合金熔炼完成后浇注制备铸件或者铸锭，将铸件或铸锭通过固溶热处理，淬火冷却至室温后再经过时效处理。合金抗拉强度为310～360MPa，屈服强度为200～260MPa，延伸率为4.5～7.5％，不仅拥有较高的力学性能，同时，合金拥有良好的流动性，且铸造过程不易产生氧化夹渣等冶金缺陷，合金整体铸造工艺性良好。

Description

一种航空航天用高性能铸造镁合金材料及其制备方法

技术领域

本发明属于镁合金材料及铸造技术领域，涉及一种高性能铸造镁合金材料及其制备方法，具体是指一种力学性能高、铸造工艺性良好、氧化夹杂少的高性能铸造镁合金材料的制备方法。

背景技术

镁合金铸件具有高比强度、高比模量、良好的电磁屏蔽能力以及高阻尼性能等优良特性，被广泛应用于航空航天、军事、轨道交通等领域。目前，随着航空航天和轨道交通等领域的快速发展，轻量化要求逐步提高，高性能铸造镁合金材料需求迅速增加。

国内现有的高强镁合金材料为ZM6稀土镁合金材料，材料抗拉强度230～260MPa，屈服强度120～150Mpa，无法满足航空航天高性能复杂镁合金铸件技术要求，在研的VW103、VW114等镁合金材料由于稀土合金元素含量过高，导致合金铸造工艺性差，铸造过程易产生偏析、裂纹、夹杂等冶金缺陷，难以在航空航天高端复杂镁合金铸件领域实现工程化应用，此外，WE43高性能稀土镁合金材料在实际应用过程中存在氧化钇夹杂缺陷无法攻克。高性能稀土镁合金材料已成为我国航空航天新型武器装备领域的急需。

发明内容

为满足我国航空航天领域对高性能铸造镁合金材料的需求，提升我国新一代航空航天镁合金铸件产品的内部质量和综合性能，本发明提供了一种航空航天用高性能铸造镁合金材料及其制备方法。

本发明技术方案如下：

一种航空航天用高性能铸造镁合金材料，其特征在于：所述镁合金由以下组分组成：Gd:5.5～8.5wt.％、Nd:2.0～2.8wt.％，Zr:0.4～0.6wt.％，Ag:0～1.0wt.％，杂质元素总量：＜0.1wt.％，余量为镁。

所述镁合金成分优选配比为：Gd:5.5～7.5wt.％、Nd:2.2～2.6wt.％，Zr:0.5～0.6wt.％，Ag:0.4～1.0wt.％，杂质元素总量：＜0.1wt.％，余量为镁。

本发明开发的一种高性能铸造镁合金材料中Gd在Mg中的最大固溶度是23.5wt.％，且其固溶度随温度下降而急剧减小，具有极强的时效强化效应，可与Mg形成Mg₃Gd、Mg₅Gd、Mg₇Gd和MgGd等多种二元化合物相，能有效阻碍合金中位错滑移，通过限定镁合金中Gd元素的加入量，控制各二元化合物相的生成量，不仅可有效提升合金室温力学性能，并且可以提升合金的耐热性；Nd元素不仅可以有效细化镁合金晶粒，同时还具有一定时效强化效应，可有效提升合金的力学性能，通过限定向含有Gd元素的镁合金中Nd元素的加入量，不仅可以提高合金中析出相的体积分数，还可以提高合金的强度。Ag元素加入增强稀土元素析出，还具有改善共晶相分布的作用，对Mg-Gd-Nd-Zr合金的延伸率及屈服强度有明显的提升。

本发明所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)合金熔炼：熔炼炉通电，通入混合保护气10～15min后，投入Mg锭，Mg锭熔化后，依次加入Mg-Gd中间合金、Mg-Nd中间合金和纯Ag块，加入完成后搅拌3～6min，最后加入Mg-Zr中间合金，Mg-Zr加入完成后搅拌6～12min，然后静置20～40min进行浇注；

(2)合金浇注：将保护气充满铸型型腔中，将熔炼完成的合金液在混合保护气氛条件下重力倾倒或反重力浇注至铸型内部，凝固形成铸件或者铸锭；

(3)热处理：将清理完成的铸件或铸锭进行固溶处理后，水淬，冷却至室温，然后进行人工时效处理，并再次冷却至室温。

作为优选的技术方案：

步骤(1)中，所述Mg-Gd中间合金、Mg-Nd中间合金的加料温度为680℃～730℃，纯Ag块的加料温度为700℃～740℃，Mg-Zr中间合金的加料温度为760℃～800℃。

步骤(1)中，所述混合保护气为SF₆与CO₂气的混合气，其中SF₆与CO₂流量比为0.05～0.1，熔炼过程持续向熔炼炉内输送混合气，混合保护气总流量Q1范围0.1～1m³/h。

步骤(1)中，混合保护气总流量Q1实际设定值(进行计算时单位为L/min)应与镁合金熔体表面积S(单位为cm²)相关，计算方式为(Q1)²：S＝0.2～1。

步骤(1)中，选择保护气管直径为8～10mm，保护气管位于圆形坩埚内镁合金熔体液面中央，距熔体表面高度100～150mm，镁合金液面距坩埚上表面200mm以上。

步骤(2)中，所述保护气为SF₆与Ar气的混合气，两者流量比为0.01～0.04，混合气总流量Q2范围为0.1～2m³/h。通过对铸型型腔内抽真空并通入保护气方式使保护气最终充填铸型型腔。

步骤(2)中，铸型直浇道底部外通直径D(单位为cm)的单向通气管，管口直径范围为1～2cm，型腔保护气总流量设定值Q2(进行计算时单位为L/min)，型腔总体积为V(单位L)，三者之间比值关系为：V：(Q2×D³)＝5～10，保护气通气时间10～20min，通气结束后单向通气管封闭。

步骤(3)中，所述固溶处理为在460～510℃下保温6～12h，并于7～15s内转移至25℃～75℃水中冷却至常温。

步骤(3)中，所述人工时效处理为190℃～250℃下保温8～45h。

本发明的有益效果体现在：

本发明提供了一种高性能铸造镁合金及其制备方法，通过科学的合金化成分设计，配合适当的热处理工艺，获得了兼具高强度和高塑性的高性能铸造镁合金材料，在室温条件下，该铸造镁合金的抗拉强度可以达到310～360MPa，屈服强度可达到200～260MPa，延伸率可达到4.5～7.5％。且合金流动性强，缩松缩孔和热裂倾向小，整体铸造工艺性良好。避开了国内高强稀土镁合金存在氧化钇夹渣缺陷无法解决的问题。

本发明通过对铸型型腔空气进行置换，将混合保护气注入铸型型腔中，进一步加强了镁合金液在充型凝固过程的保护，减少了合金氧化，从而进一步提高合金流动性，消除铸件氧化夹渣缺陷。

本发明中的制备方法简单易操作，只需常规设备，成本低，适合工业化生产。

附图说明

图1是实施例1中制备的高性能镁合金固溶并时效后金相组织图(放大100倍)；

图2是实施例2中制备的高性能镁合金固溶并时效后金相组织图(放大100倍)；

图3是对比例1中制备的高性能镁合金铸态金相组织图(放大100倍)；

图4是对比例1中制备的高性能镁合金固溶后金相组织图(放大200倍)；

图5是对比例2中制备的高性能镁合金铸态金相组织图(放大100倍)；

图6是对比例2中制备的高性能镁合金固溶后金相组织图(放大100倍)；

图7是对比例3中制备的高性能镁合金固溶并时效后金相组织图(放大100倍)。

具体实施方式

如未特殊说明，本发明实施例所用铸型直浇道底部外通直径D(单位为cm)的单向通气管，管口直径范围为1～2cm，型腔保护气流量为Q2(单位为L/min)，型腔总体积为V(单位L)，三者之间比值关系为：V：(Q2×D³)＝5～10，保护气通气时间10～20min，通气结束后单向通气管封闭。

下面结合实例对本发明的结果及实施效果做进一步说明：

实施例1

本实施例为制备Mg-Gd-Nd-Ag-Zr铸造镁合金。

具体过程如下：

(1)合金熔炼：熔炼炉通电，通入混合保护气(SF₆与CO₂流量比为0.05)，10min后，投入Mg锭，Mg锭熔化后，在700℃加入Mg-Gd中间合金、720℃加入Mg-Nd中间合金，740℃加入纯Ag块，各中间合金及Ag块加入完成后搅拌5min，最后780℃加入Mg-Zr中间合金，Mg-Zr加入完成后搅拌6min，然后静置25min，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：7.24％，Nd：2.06％，Ag：0.56％，Zr：0.56％；

(2)合金浇注：将SF₆+Ar保护气(SF₆与Ar流量比为0.02)充满铸型型腔中，将熔炼完成的温度为730℃的合金液在混合保护气氛条件下采用浇包重力倾倒至铸型内部，凝固形成铸锭；

(3)热处理：将清理完成的铸锭进行480℃，12小时固溶处理后，采用25℃常温水淬，并冷却至室温，然后进行200℃，44小时人工时效处理，并再次冷却至室温。经过热处理后，合金主要由Mg基体、Mg₅Gd等相组成。其中，Mg₅Gd相为时效析出相均匀分布于合金基体中，该相可有效提升合金的强度。同时合金的晶界处析出了块状相，该相可以有效提升合金强度和塑性。所得合金力学性能见表2。

实施例2

本实施例为制备Mg-Gd-Nd-Ag-Zr铸造镁合金。

具体过程如下：

(1)合金熔炼：熔炼炉通电，通入混合保护气(SF₆与CO₂流量比为0.08)10min后，投入Mg锭，Mg锭熔化后，在705℃加入Mg-Gd中间合金、732℃加入Mg-Nd中间合金，744℃加入纯Ag块，各中间合金及Ag块加入完成后搅拌5min，最后781℃加入Mg-Zr中间合金，Mg-Zr加入完成后搅拌12min，然后静置40min，进行浇注，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：7.74％，Nd：2.56％，Ag：0.68％，Zr：0.51％；

(2)合金浇注：对铸型型腔抽真空，将SF₆+Ar保护气(SF₆与Ar流量比为0.04)充满铸型型腔中，将熔炼完成的温度为730℃的合金液在混合保护气氛条件下采用浇包重力倾倒至铸型内部，凝固形成铸锭；

(3)热处理：将清理完成的铸锭进行500℃，8小时固溶处理后，采用25℃常温水淬，并冷却至室温，然后进行230℃，12小时人工时效处理，并再次冷却至室温。由于合金中Nd含量的较实施例1有所增加，经过热处理后，合金晶界中块状的相的体积分数较实施例1明显增加。值得注意的是，Nd含量的增加会促进Mg₅Gd相的析出，使合金的强度增加的同时，也会降低合金的塑性。所得合金力学性能见表2。

实施例3

与实施例1的不同之处在于：Gd元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：5.78％，Nd：2.48％，Ag：0.48％，Zr：0.54％。所得合金力学性能见表2。

实施例4

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：8.38％，Nd：2.28％，Ag：0.38％，Zr：0.50％。所得合金力学性能见表2。

实施例5

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：6.52％，Nd：2.34％，Ag：0.76％，Zr：0.53％。所得合金力学性能见表2。

实施例6

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：6.12％，Nd：2.74％，Ag：0.75％，Zr：0.57％。所得合金力学性能见表2。

实施例7：

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：6.42％，Nd：2.78％，Ag：0％，Zr：0.56％。所得合金力学性能见表2。

对比例1

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：6.49％，Nd：2.60％，Ag：1.28％，Zr：0.45％。由于合金中Ag元素含量超出1％，导致Gd、Nd等稀土元素在晶界富集与Ag共同形成大量低熔点共晶相，热处理极易出现过烧组织，合金性能极低，所得合金力学性能见表2。

对比例2

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：9.22％，Nd：2.68％，Ag：0.4％，Zr：0.46％。由于合金中Gd元素含量超出8.5％，Nd元素含量偏高，在Ag元素作用下Gd、Nd等稀土元素在晶界富集与Ag共同形成大量低熔点共晶相，热处理出现过烧组织，合金性能极低，所得合金力学性能见表2。

对比例3

与实施例1的不同之处在于：Gd、Nd、Ag元素加入量不同，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：4.12％，Nd：1.88％，Ag：0.63％，Zr：0.49％。由于合金中Gd、Nd元素含量偏低，热处理后合金组织中强化相明显减少，合金屈服强度明显偏低，所得合金力学性能见表2。

对比例4

与实施例1的不同之处在于：熔炼时采用保护气流量为0.1L/min，保护气管高度距离合金液面50mm，合金保护效果明显降低，液面着火烧损严重，浇注前检测合金成分，按质量百分比计算，由以下组成：Gd：5.12％，Nd：2.04％，Ag：0.47％，Zr：0.29％。浇注时型腔内未进行保护，铸件表面肉眼可见氧化渣所得合金力学性能见表2。

表1合金组成(wt.％)

表2合金力学性能测试结果

本发明未尽事宜为公知技术。

上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种航空航天用高性能铸造镁合金材料，其特征在于：所述镁合金由以下组分组成：Gd:5.5~8.5wt.%、Nd: 2.06~2.8wt.%，Zr: 0.4~0.6wt.%，Ag:0.38~1.0wt.%，杂质元素总量：＜0.1 wt.%，余量为镁;

上述铸造镁合金材料的制备方法，包括以下步骤：

（1）合金熔炼：熔炼炉通电，通入SF₆与CO₂的混合保护气10~15min后，投入Mg锭，Mg锭熔化后，依次加入Mg-Gd中间合金、 Mg-Nd中间合金和纯Ag块，加入完成后搅拌3~6min，最后加入Mg-Zr中间合金，Mg-Zr中间合金加入完成后搅拌6~12min，然后静置20~40min进行浇注；

（2）合金浇注：将保护气充满铸型型腔中，将熔炼完成的合金液在混合保护气氛条件下重力倾倒或反重力浇注至铸型内部，凝固形成铸件或者铸锭；

（3）热处理：将清理完成的铸件或铸锭进行固溶处理后，水淬，冷却至室温，然后进行人工时效处理，并再次冷却至室温;

步骤（2）中，所述保护气为SF₆与Ar气的混合气，两者流量比为SF₆: Ar =0.01~0.04，型腔混合气流量Q2为0.1~2m³/h;

步骤（2）中，铸型直浇道底部外通直径D的一次性单向通气管，管口直径范围为1~2cm，型腔保护气流量Q2，型腔总体积为V，V、Q2、D三者之间设定数值比为V：（Q2×D³） =5~10，保护气通气时间10~20min，通气结束后单向通气管封闭；其中D单位为cm，Q2单位为L/min，V单位为L;

步骤（3）中，所述固溶处理为在460~510℃下保温6~12h，并于7~15s内转移至25℃~75℃水中冷却至常温;

步骤（3）中，所述人工时效处理为190℃~250℃下保温8~45h。

2.按照权利要求1所述航空航天用高性能铸造镁合金材料，其特征在于，所述镁合金成分配比为：Gd:5.5~7.5wt.%、Nd: 2.2~2.6wt.%，Zr: 0.5~0.6wt.%，Ag:0.4~1.0wt.%，杂质元素总量：＜0.1 wt.%，余量为镁。

3.一种权利要求1所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

（3）热处理：将清理完成的铸件或铸锭进行固溶处理后，水淬，冷却至室温，然后进行人工时效处理，并再次冷却至室温。

4.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（1）中，所述Mg-Gd中间合金、Mg-Nd中间合金的加料温度为680℃~730℃，纯Ag块的加料温度为700℃~740℃，Mg-Zr中间合金的加料温度为760℃~800℃。

5.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（1）中， SF₆与CO₂两者流量比为SF₆: CO₂=0.05~0.1，熔炼过程持续向熔炼炉内输送混合气，混合气流量Q1为0.1~1m³/h。

6.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（2）中，所述保护气为SF₆与Ar气的混合气，两者流量比为SF₆: Ar =0.01~0.04，型腔混合气流量Q2为0.1~2m³/h。

7.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（2）中，铸型直浇道底部外通直径D的一次性单向通气管，管口直径范围为1~2cm，型腔保护气流量Q2，型腔总体积为V，V、Q2、D三者之间设定数值比为V：（Q2×D³） =5~10，保护气通气时间10~20min，通气结束后单向通气管封闭；其中D单位为cm，Q2单位为L/min，V单位为L。

8.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（3）中，所述固溶处理为在460~510℃下保温6~12h，并于7~15s内转移至25℃~75℃水中冷却至常温。

9.按照权利要求3所述航空航天用高性能铸造镁合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（3）中，所述人工时效处理为190℃~250℃下保温8~45h。

10.一种采用权利要求3所述方法制备得到的航空航天用高性能铸造镁合金材料，其特征在于：所述镁合金的抗拉强度为310~360MPa，屈服强度为200~260MPa，延伸率为4.5~7.5%。