CN114686711B - 一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法，所述镁合金的组分及其质量百分比为：5.6～10.8％Gd，2.2～3.2％Y，0.1～0.4％Zn，0.1～0.4％La，0.3～0.7％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.2wt.％，余量为Mg；所述制备方法包括烘料、熔镁、添加合金元素、精炼、铸造成型、热处理等工序。本发明通过La元素微合金化及后续热处理工艺优化，获得的可快速高温固溶处理高强韧铸造镁稀土合金，可以显著缩短高温固溶时间、提高固溶处理效率，同时保证合金具有较高的强度与塑性。本发明也为高强韧铸造镁稀土合金在线连续固溶处理工艺的实施提供了材料基础。

Description

一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金及其制备 方法

技术领域

本发明涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法，属于金属结构材料技术领域。

背景技术

作为最轻的金属结构材料，镁合金具有比强度、比刚度高，减震性好等优点，广泛应用于航空航天、交通、3C领域等。高温固溶处理+低温时效处理工艺是高强度铸造镁合金的典型热处理工艺，简称T6处理。如《含稀土高强度铸造镁合金及其制备方法》(专利号：CN200510030457.8)专利公开的高强度铸造镁稀土合金EZ30Z(Mg-Nd-Zn-Zr-Ca)，其常规热处理工艺为：(525～540)℃×(4～12)h固溶处理+200℃×(12～20)h时效处理；《砂型铸造镁稀土合金及其制备方法》(专利号：CN201710204140.4)公开的高强度Mg-Gd-Zn-Zr镁稀土合金，其常规热处理工艺为：(480～530)℃×(8～16)h固溶处理+(200～225)℃×(12～128)h时效处理；常规商业高强度镁稀土合金WE43(Mg-4Y-2Nd-1RE，wt.％)的标准热处理工艺为：525℃×8h固溶处理+250℃×16h时效处理；我国商业镁合金ZM6(Mg-Nd-Zn-Zr)镁稀土合金的标准热处理工艺为：(525～535)℃×(12～16)h固溶处理+200℃×(12～16)h时效处理；由Magnesium Elektron公司开发商业高强度镁稀土合金EV31(Mg-Nd-Gd-Zn-Zr，Elektron 21)的标准热处理工艺为：520℃×8h固溶处理+200℃×16h时效处理。在T6热处理工序中，高温固溶处理对设备的控温精度、温度场均匀性要求较高，设备制造成本与维护成本较高。为了提高生产效率，对于批量比较大的产品，制造商通常需要配备多个高温固溶处理炉，场地、设备维护、设备校验成本显著增加。为了提高生产效率，采用短时间、更高温度固溶处理是常用的一种方法，然而，更高的固溶处理温度在缩短固溶时间的同时也导致合金晶粒整体粗化和局部晶粒异常长大，显著降低了合金的力学性能和铸件力学性能的稳定性。设计开发可快速高温固溶处理的铸造镁稀土合金是解决这一行业性难题有效方法。

Mg-Gd系由于具有良好室温强度和铸造性能，近年来在航空航天领域获得了一定的应用，如国家标准《铸造镁合金锭》(GB/T19078-2016)中的VW103Z和VQ132Z铸造镁稀土合金。尽管Mg-Gd系铸造镁合金强度高，但室温塑性较低，难以满足航空航天领域对强塑性要求较高的场景：如VW103Z铸造镁稀土合金标准的抗拉强度为300MPa、屈服强度为200MPa，伸长率仅为2.0％；VQ132Z铸造镁稀土合金标准的抗拉强度350MPa、屈服强度为240MPa，伸长率仅为1.0％。如何设计开发强度更高塑性更佳的高强韧铸造镁稀土合金已成为行业刚需。基于Mg-Gd系合金设计开发强度更高塑性更佳且可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金成为高性能镁稀土合金批量应用时的迫切需要。

发明内容

为了缩短高温固溶处理的时间、提高固溶处理设备的利用效率和镁合金铸件的热处理效率，本发明通过合金成分与热处理工艺优化设计，开发了一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金及其制备方法；在显著缩短的铸造镁稀土合金的高温固溶时间、在提高铸件生产效率的同时，确保合金具有较高的强塑性，满足高端制造领域对高性能铸造镁合金的需要。

本发明的目的是通过以下技术方案实现的：

第一方面，本发明提供了一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其包含按重量百分数计的如下组分：

Gd：5.6～10.8％，

Y：2.2～3.2％，

Zn：0.1～0.4％，

La：0.1～0.4％，

Zr：0.3～0.7％，

余量为镁和不可避免的杂质，所述杂质的重量百分数总和不超过0.2％。

本发明采用Gd(钆)为第一组分：现有研究表明，稀土元素Gd是镁合金中最有效的强化元素，目前所有室温抗拉强度达到或者超过350MPa的高强度铸造镁合金均为Mg-Gd系合金。本研究表明，当Gd含量>10.8wt.％时，合金屈服强度继续增加，但室温塑性显著下降，且铸造过程中形成的Mg-Gd相很难短时间全部固溶；当Gd含量<5.6wt.％时，合金室温塑性很好，但屈服强度、抗拉强度较低，铸件强度难以保障。本专利中，Gd元素的成分范围为：5.6～10.8wt.％。

本发明采用Y(钇)为第二组分：现有研究表明，稀土元素Y能够显著降低稀土元素Gd在镁基体中的固溶度，提高Mg-Gd合金时效热处理时的析出相强化效果。本研究中，为了保障合金同时具有较好的屈服强度与塑性，Y元素的成分范围为：2.2～3.2wt.％。

本发明采用Zn(锌)为第三组分：现有研究表明，微量Zn元素加入Mg-Gd合金体系时，Zn以固溶原子形式存在于镁基体和析出相中，可以促使镁合金室温塑性变形时非基面滑移系开动，显著提高合金的室温塑性；当Zn含量>0.4wt.％时，固溶处理过程中，Zn元素与Zr元素反应，形成较多的针状Zn₂Zr₃相，该相虽然有一定的强化效果，但对合金塑性负面影响比较明显。本专利中，Zn的成分范围为：0.1～0.40wt.％。

本发明采用La(镧)为第四组元：现有研究表明，La在镁合金中几乎没有固溶度，且La与Mg在610℃即形成Mg₁₂La共晶相；本研究表明，Mg₁₂La相在合金545～555℃高温固溶处理时能够很好的钉扎晶界，有效抑制镁合金晶粒的粗化，同时固溶到镁基体中的微量La元素在后续时效热处理中能够提高Mg-Gd析出相的数密度，增加的时效析出相的强化效果。当La含量>0.4wt.％时，合金中Mg₁₂La相颗粒粗化，合金塑性显著下降。本发明中，La的成分范围为：0.10～0.40％wt.％。此外，对于固溶处理，低温也能发挥阻碍晶粒粗化的作用，但需要的固溶时间将显著增加，即低温固溶时，只有增加固溶时间，才能将铸造过程中形成的MgGd相完全固溶进入基体中，同时低温时，Gd元素不能完全固溶到镁合金基体中，会减弱后续时效时的析出相强化效果。而固溶温度高于555℃时，如580℃，合金会局部过烧(局部熔化)，合金强塑性显著下降。

本发明采用Zr(锆)为第五组分，与常规含Zr镁合金类似，Zr在Mg-Nd-Gd-La合金中的作用主要为晶粒细化，Zr元素的含量为0.3～0.7wt.％。

作为本发明的一个实施方案，所述杂质元素包含硅、铁、铜、镍中的至少一种，且硅元素的含量不超过0.01％、铁元素的含量不超过0.01％、铜元素的含量不超过0.03％、镍元素的含量不超过0.005％。

第二方面，本发明还提供了一种如前述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其包括如下步骤：

烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金分别预热；

熔镁：将烘干后的纯镁在保护气氛环境中熔化；

添加合金元素：当镁液温度达到700～720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-Gd、Mg-Y和Mg-La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入Mg-Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣；

精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750～760℃时，不断电精炼，精炼后升温到780-790℃静置；

铸造成型：静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr镁稀土合金片锭；

热处理：将镁稀土合金片锭进行快速高温固溶处理，然后水中淬火，最后进行单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

作为本发明的一个实施方案，所述快速高温固溶处理是指在545～555℃下固溶处理30～60分钟。

作为本发明的一个实施方案，所述水中淬火工艺中淬火介质为水且水温为25～80℃。

作为本发明的一个实施方案，所述单级时效处理是指在200～250℃下时效处理4～64小时。

作为本发明的一个实施方案，所述水中淬火工艺中铸锭的转移时间<20秒。

作为本发明的一个实施方案，所述保护气氛为SF₆和CO₂的混合气体。

作为本发明的一个实施方案，所述预热是在200℃预热3小时以上。优选200～250℃预热3～8小时。

作为本发明的一个实施方案，添加合金元素步骤中，撇去表面浮渣后搅拌2～3分钟。

作为本发明的一个实施方案，精炼步骤中静置时间为15～30分钟。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

1)与现有高强度铸造镁稀土合金(如《铸造镁合金锭》(GB/T19078-2016)中的VW103Z)相比，本发明能够显著缩短高温固溶时间、提高固溶处理工序效率，。

2)与VW103Z高强度铸造镁稀土合金相比，本发明技术方案中合金室温塑性的改善率>100％。

3)本发明为高强韧铸造镁稀土合金在线连续固溶处理工艺的实施提供了材料基础。

附图说明

通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：

图1为550℃×60min固溶处理后的显微组织(500×)：(a)对比例3中的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金，平均晶粒尺寸为122±16μm；(b)实施例5中的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金，平均晶粒尺寸为68±8μm。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。

实施例1

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.1wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至770℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2.5分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至755℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为20分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至720℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.1La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度222±6MPa、抗拉强度354±8MPa、伸长率6.6±0.5％。

实施例2

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至770℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2.5分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至755℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为20分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至720℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度224±4MPa、抗拉强度356±7MPa、伸长率7.4±0.3％。

实施例3

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.4wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至770℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2.5分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至755℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为20分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至720℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度228±4MPa、抗拉强度352±6MPa、伸长率5.8±0.3％。

实施例4

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：5.6wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至760℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌3分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为30分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至690℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行212℃×64h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-5.6Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度195±7MPa、抗拉强度340±9MPa、伸长率8.2±0.6％。

实施例5

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：10.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至760℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌3分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为30分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至690℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×32h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度244±4MPa、抗拉强度372±6MPa、伸长率5.8±0.4％。

实施例6

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：10.8wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至760℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌3分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为30分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至690℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×32h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-10.8Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度248±4MPa、抗拉强度362±5MPa、伸长率4.8±0.4％。

实施例7

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.1wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至780℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至760℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为15分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.1Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度227±4MPa、抗拉强度361±6MPa、伸长率6.8±0.6％。

实施例8

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.8wt.％Y、0.4wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至780℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至760℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为15分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.4Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度234±3MPa、抗拉强度352±5MPa、伸长率6.2±0.4％。

实施例9

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、2.2wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至780℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为30分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至700℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-2.2Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度220±5MPa、抗拉强度352±7MPa、伸长率9.2±0.4％。

实施例10

本实施例涉及一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：8.2wt.％Gd、3.2wt.％Y、0.2wt.％Zn、0.2wt.％La、0.4wt.％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总含量小于0.2wt.％，余量为Mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为Mg、Zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及如前述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的制备方法，其中，熔铸工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金在200℃预热3小时以上。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至780℃时加入Mg-30wt.％Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2分钟。Gd、Y、Zr元素添加时需根据元素实际收得率对加入的中间合金进行适量补充。

(4)精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750℃时，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为30分钟。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至700℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr铸造镁稀土合金片锭。

(6)热处理：将镁稀土合金片锭进行550℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金。

本实施例制备的Mg-8.2Gd-3.2Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度230±5MPa、抗拉强度360±4MPa、伸长率5.9±0.3％。

对比例1

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒显著粗化；T6态的室温力学性能为：屈服强度214±8MPa、抗拉强度312±9MPa、伸长率2.8±0.6％，与实施例2相比，合金强度与塑性显著下降。

对比例2

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中La元素含量为0.6wt％，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.6La-0.4Zr铸造镁稀土合金铸锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.6La-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度234±4MPa、抗拉强度328±8MPa、伸长率3.4±0.4％。与实施例2相比，合金室温塑性与抗拉强度显著下降。

对比例3

本对比例与实施例5的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，将镁稀土合金片锭进行520℃×8h的标准高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行225℃×16h的单级时效处理，得到Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金T6态的室温力学性能为：屈服强度234±4MPa、抗拉强度332±6MPa、伸长率2.4±0.3％，与实施例5相比，合金室温塑性与抗拉强度显著下降。本对比例获得的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.4Zr铸造镁稀土合金显微组织如图1a所示，T6态合金平均晶粒尺寸达122±16μm，与实施例5(图1b，平均晶粒尺寸为68±8μm)相比，晶粒尺寸显著粗化。可见，在本申请体系中，合金晶界处的Mg₁₂La相在固溶处理过程中有效的抑制了晶粒的粗化。

本发明中，La在合金中主要具有三个作用：(1)Mg₁₂La相在合金高温固溶处理时能够很好的钉扎晶界，有效抑制固溶处理时镁合金晶粒的粗化；(2)固溶到镁基体中的微量La元素在后续时效热处理中能够提高Mg-Gd析出相的数密度，增加的时效析出相的强化效果；(3)Mg₁₂La相具有弥散强化作用。三个作用的综合效果显著提高了合金的强塑性。

表1为本发明可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金的热处理工艺和力学性能与现有高强度铸造镁稀土合金对比表。其中，VW103Z的力学性能数据来自于国家标准《铸造镁合金锭》(GB/T19078-2016)，对比例3和实施例5为本研究中的实测数据。图1为550℃×60min固溶处理后的显微组织。图1说明微量La元素能够显著抑制镁稀土合金固溶处理中的晶粒粗化；表1表明与现有高强度铸造镁合金相比，本发明得到的镁稀土合金具有更高的强塑性，同时可以进行快速高温固溶处理，在显著提高合金强塑性的同时显著缩短了合金的固溶处理时间。具体而言，与常规热处理方案相比，本发明技术方案固溶时间节省了87.5％；同时，与现有高强度铸造镁稀土合金相比，本发明高强韧铸造镁稀土合金具有更优的抗拉强度和塑性，特别是合金的室温塑性，塑性的改善率>100％。

表1

对比例4

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，添加了0.2wt.％Er，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Er-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Er-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒显著粗化；T6态的室温力学性能为：屈服强度216±5MPa、抗拉强度311±7MPa、伸长率4.2±0.5％，与实施例2相比，合金抗拉强度与塑性显著下降。

对比例5

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，添加了0.2wt.％Ca，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Ca-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Ca-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒显著粗化；T6态的室温力学性能为：屈服强度221±4MPa、抗拉强度314±10MPa、伸长率3.6±0.6％，与实施例2相比，合金抗拉强度与塑性显著下降。

对比例6

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，添加了0.2wt.％Ce，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Ce-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2Ce-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒显著粗化；T6态的室温力学性能为：屈服强度218±6MPa、抗拉强度318±6MPa、伸长率3.2±0.5％，与实施例2相比，合金抗拉强度与塑性显著下降。

对比例7

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加La元素，添加了0.6wt.％Ce，得到Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.6Ce-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-8.2Gd-2.8Y-0.2Zn-0.6Ce-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒粗化与实施例2相当；T6态的室温力学性能为：屈服强度232±5MPa、抗拉强度327±7MPa、伸长率3.3±0.4％，与实施例2相比，合金室温屈服强度稍微提高，但合金抗拉强度与塑性显著下降。

对比例8

本对比例中在常规商业镁合金AZ91D(Mg-9.0Al-0.6Zn-0.3Mn,wt.％)中添加0.2wt.％La元素，得到AZ91D-0.2La合金。具体制备方法如下：

(1)烘料：将纯镁、纯铝、纯锌、Al-Mn、Mg-La中间合金在200℃预热3h。

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化。

(3)添加合金元素：当镁液温度达到720℃时，向镁液中直接加入纯铝、纯锌、Al-10wt.％Mn和Mg-20wt.％La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至750℃时撇去表面浮渣，搅拌2.5min。

(4)精炼：将熔体温度保持在750℃，不断电精炼，精炼后熔体升温到760℃静置，静置时间为20min。

(5)铸造成型：静置后镁液冷却至700℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，其中钢制模具壁厚30mm、预热温度200℃，得到壁厚30mm的Mg-9.0Al-0.6Zn-0.3Mn-0.2La(AZ91D-La)铸造镁合金片锭。

(6)热处理：将AZ91D-La铸造镁合金片锭进行430℃×60min的快速高温固溶处理，然后在80℃水中淬火，最后进行175℃×16h的单级时效处理，得到T6态AZ91D-0.2La铸造镁合金。

与AZ91D合金相比，固溶处理后，AZ91D-0.2La合金的平均晶粒尺寸较大，即在AZ91D镁合金中，无法通过少量La元素的添加细化固溶处后的合金晶粒尺寸。经过常规T6处理后，AZ91D-0.2La合金的强塑性与AZ91D镁合金相当，无改善作用。

对比例9

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中Gd元素含量为4.6wt％，得到Mg-4.6Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金铸锭。

本对比例制备的Mg-4.6Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒粗化与实施例2相当；T6态的室温力学性能为：屈服强度162±5MPa、抗拉强度308±7MPa、伸长率12.6±0.8％。与实施例2相比，合金室温屈服强度和抗拉强度显著下降。

对比例10

本对比例与实施例2的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中Gd元素含量为11.8wt％，得到Mg-11.8Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金铸锭。

本对比例制备的Mg-11.8Gd-2.8Y-0.2Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒粗化与实施例2相当；T6态的室温力学性能为：屈服强度241±6MPa、抗拉强度346±8MPa、伸长率2.4±0.4％。与实施例2相比，合金室温塑性显著下降。

对比例11

本对比例与实施例5的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中未添加Zn元素，得到Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒粗化与实施例5相当；T6态的室温力学性能为：屈服强度242±8MPa、抗拉强度342±9MPa、伸长率3.2±0.4％，与实施例5相比，合金室温塑性显著下降。

对比例12

本对比例与实施例5的采用的制备方法基本相同，不同之处仅在于：本对比例中Zn元素含量由0.2wt.％增加至0.8wt.％，得到Mg-10.2Gd-2.8Y-0.8Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金片锭。

本对比例制备的Mg-10.2Gd-2.8Y-0.8Zn-0.2La-0.4Zr铸造镁稀土合金经过快速高温固溶处理后，合金晶粒粗化与实施例5相当；T6态的室温力学性能为：屈服强度268±7MPa、抗拉强度352±8MPa、伸长率2.8±0.3％，与实施例5相比，合金室温屈服强度有明显提升，但合金室温塑性显著下降。

综上所述，通过上述实施例和对比例可以发现，本发明通过La元素微合金化及后续热处理工艺优化，获得的可快速高温固溶处理高强韧铸造镁稀土合金，可以显著缩短高温固溶时间、提高固溶处理效率，同时保证合金具有较高的强度与塑性。本发明也为高强韧铸造镁稀土合金在线连续固溶处理工艺的实施提供了材料基础。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。

Claims (8)

1.一种可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，由按重量百分数计的如下组分组成：

Gd：5.6～10.8％，

Y：2.2～3.2％，

Zn：0.1～0.4％，

La：0.1～0.4％，

Zr：0.3～0.7％，

余量为镁和不可避免的杂质，所述杂质的重量百分数总和不超过0.2％；

所述可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金是通过包括如下步骤的方法制备而得：

烘料：将纯镁、纯锌、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-La、Mg-Zr中间合金分别预热；

熔镁：将烘干后的纯镁在保护气氛环境中熔化；

添加合金元素：当镁液温度达到700～720℃时，向镁液中直接加入纯锌、Mg-Gd、Mg-Y和Mg-La中间合金；待上述中间合金全部熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入Mg-Zr中间合金，待Mg-Zr中间合金熔化后撇去表面浮渣；

精炼：加入Zr元素后，熔体温度降温至750～760℃时，不断电精炼，精炼后升温到780～790℃静置；

铸造成型：静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到Mg-Gd-Y-Zn-La-Zr镁稀土合金片锭；

热处理：将镁稀土合金片锭进行快速高温固溶处理，然后水中淬火，最后进行单级时效处理，得到高强韧铸造镁稀土合金；所述快速高温固溶处理是指在545～555℃下固溶处理30～60分钟。

2.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述杂质元素包含硅、铁、铜、镍中的至少一种，且硅元素的含量不超过0.01％、铁元素的含量不超过0.01％、铜元素的含量不超过0.03％、镍元素的含量不超过0.005％。

3.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述单级时效处理是指在200～250℃下时效处理4～64小时。

4.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述水中淬火工艺中淬火介质为水且水温为25～80℃。

5.如权利要求1或4所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述水中淬火工艺中铸锭的转移时间<20秒。

6.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述保护气氛为SF₆和CO₂的混合气体。

7.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，所述预热是在200～250℃预热3～8小时。

8.如权利要求1所述的可快速高温固溶处理的高强韧铸造镁稀土合金，其特征在于，添加合金元素步骤中，撇去表面浮渣后搅拌2～3分钟；精炼步骤中静置时间为15～30分钟。

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