專利名稱：高強耐熱稀土鎂合金的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種稀土鎂合金。
背景技術：
鎂合金按照耐熱性能可分為兩類，一類在120℃以下能正常工作的Mg-Al系合金和Mg-Zn系合金，如AZ91-Mg-9Al-1Zn-0.2Mn、ZK60-Mg-6Zn-0.5Zr。另一類是在120℃以上使用的鎂合金，一般是稀土鎂合金Mg-Re，含釷Mg-Th系鎂合金的耐熱性最好，可在350℃下工作，如HM31A、HK31，但釷的放射性限制了這些合金的應用。從上世紀40年代以來，相繼開發了一些在高溫下有良好性能的鎂-稀土金屬合金，如QE22、EQ21、WE54、WE43等，這些合金的正常使用溫度一般達不到250℃。由于航空航天和汽車工業的需要，要求研制耐熱溫度大于250℃甚至達到300℃的耐熱鎂合金，并且合金具有高溫強度。因此目前人們特別重視重稀土鎂合金的研究。
發明內容
本發明的目的在于提供一種耐熱性能好、強度高的高強耐熱稀土鎂合金，以滿足航空航天和汽車工業的需要。
本發明提供的高強耐熱稀土鎂合金包括2～10％重量比的釓(Gd)、3～12％重量比的釔(Y)，其余為鎂。
由于稀土鎂合金主要靠固溶強化和析出強化。重稀土釓(Gd)和釔(Y)的二元鎂合金的最大固溶度分別是4.53at％和3.75at％，它們在稀土元素中為較大的固溶元素。而Mg-Gd二元合金的高溫強度與蠕變性能表現最顯著，其次是釔。Mg-Gd合金的時效反應比Mg-Y敏感，在同樣的時效溫度下，Mg-Gd合金出現峰值時效較早，兩種合金的析出平衡相分別是Mg5Gd和Mg24Y5。本發明復合添加這兩種稀土元素形成三元Mg-Gd-Y系合金，通過系列實驗及應用研究表明，這種三元Mg-Gd-Y系合金析出相是Mg、Gd、Y的復雜化合物，是一種較穩定的耐熱相，其相組成可能是Mg5Gd與Mg24Y5的無限固溶體，析出物總是沿基體的棱柱面析出，形成一種交叉的網狀相結構。這種相結構特征類似于耐熱的Mg-Th系合金，是一種高度抗粒子粗化、能提供高度強化和蠕變抗力的析出結構。微結構分析表明，本發明合金的析出序列是Mg-Gd型的，也就是三元Mg-Gd-Y系合金的析出相類似于二元合金Mg-Gd中的析出相Mg5Gd的析出過程。即α′(cph)→β″(D019)→β′(cbco)→β1(fcc)→β(Mg5Gd，fcc)。本發明在300℃應用條件下，短時(10分鐘以上)極限拉伸強度σb≥180MPa。即可以作為鑄造鎂合金使用，又可以作為變形鎂合金加工。因此能應用于航空航天領域和汽車工業要求高溫環境服役條件的結構件，滿足航空航天及汽車工業的需要。
圖1是本發明一種實施例擠壓合金GY94KX的極限拉伸強度與溫度的關系曲線及現有標準牌號鎂合金WE54、WE43、QE22、QE21、ZE41、EZ332的極限拉伸強度與溫度的關系曲線比較圖。
圖2是本發明另一種實施例軋制合金GY94MX在室溫下的拉伸曲線圖。
圖3是圖2所示軋制合金GY94MX經T6處理后在室溫下的拉伸曲線圖。
具體實施例方式
實施例1本實施例擠壓合金GY94KX的化學成份為8.75％重量比的Gd，3.82％重量比的Y，0.64％重量比的Zr，0.2％重量比的Cu，其余為鎂和鑄造工藝中不可避免的雜質。合金鑄錠經500℃固溶6小時，在480℃溫度下擠壓成直徑為Ф15mm的棒，擠壓比為16。在擠壓態條件下，作各個溫度下的拉伸試驗，得到極限抗拉強度與溫度的關系圖，如圖1的標記1所示。圖1中還反映了現有標準牌號WE54、WE43、QE22、QE21、ZE41、EZ332的極限抗拉強度與溫度的關系圖，其中WE54、WE43是目前認為開發最成功的稀土鎂合金，它們是在鑄造或變形加工后，經高溫固溶處理，然后再進行人工時效的熱處理方法得到的。WE43的化學成份是RE2.4～3.4wt％，Y3.7～4.3wt％，Zn≤0.2wt％，Mn≤0.0.15wt％，Zr0.4～1wt％，Cu≤0.03wt％，Ni≤0.005wt％，MgBal；WE54的化學成份是RE2.0～4.0wt％，Y4.75～5.5wt％，Zn≤0.2wt％，Mn≤0.0.15wt％，Zr0.4～1wt％，Cu≤0.03wt％，Ni≤0.005wt％，MgBal。從圖1的比較中可以看出，本發明合金GY94KX極限強度-溫度曲線在合金WE54、WE43的曲線之上。表明本實施例合金GY94KX的耐熱性及高溫下的強度均優于WE54、WE43合金。
實施例2本發明另一實施例軋制合金GY94MX的化學成份為9.44％重量比的Gd，4.32％重量比Y的，0.65％重量比的Mn，0.2％重量比的Sb，其余為鎂和鑄造工藝中不可避免的雜質。
參見圖2是本實施例軋制合金GY94MX通過實驗得到的拉伸應力-位移曲線圖，實驗時軋制合金GY94MX經520℃固溶2小時，在500℃爐中加熱2小時熱軋，每道次壓下量為10％，中間經0.5小時退火，總變形量為75％，由2所示可知軋態的極限強度和屈服強度相差不大，延伸率為5.3％。
參見圖3是上述實驗的試樣經過520℃固溶10小時后，再進行225℃下72小時時效的T6處理(T6處理是指合金在鑄造或變形加工后，經高溫固溶處理，然后再進行人工時效的熱處理)，極限拉伸拉伸強度約有增加，而延伸率卻增大了一倍多。可見這種合金的耐熱性是很好的。
表1對上述實驗中的一些數據進行了實時記錄，其中T5表示合金在鑄造或變形加工后，再進行人工時效處理。T6表示合金在鑄造或變形加工后，經高溫固溶處理，然后再進行人工時效的熱處理方法。從這些數據中可以看出目前認為開發最成功的稀土鎂合金WE54與本發明在300℃時拉伸性能有很大區別，在300℃時WE54鎂合金的屈服強度只有50MPa，抗拉強度和伸長率也較低。屈服強度過低是WE54鎂合金不能滿足航空航天及汽車工業要求的主要原因，而本發明在300℃時的屈服強度都在100MPa左右，抗拉強度在200MPa左右，伸長率在20％以上，相比之下本發明具有更高的高溫強度和蠕變抗力，因此完全能滿足航空航天及汽車工業的要求。
表1擠壓合金在室溫和300℃時的拉伸性能Table 1Tensile properties of the alloys at room temperature and 300℃
在本發明成分范圍內發明人還做了一系列的拉伸性能實驗，由于圖形曲線與圖1-圖3相差不大，因此沒有給出，但在以下的實施例3-實施例8中作了介紹。
實施例3本發明成份范圍合金GY104KX的化學成份為9.84％重量比的Gd，3.12％重量比的Y，0.4％重量比的Zr。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝275.5MPa，屈服強度為σ0.2＝267.3MPa，伸長率為δ＝3.2％。經500℃固溶處理6小時然后經220℃人工時效處理24小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝330.5MPa，屈服強度為σ0.2＝320.8MPa，伸長率為δ＝4.5％。
實施例4本發明成份范圍合金GY104MX的化學成份為9.87％重量比的Gd，3.52％重量比的Y，0.61％重量比的Mn，0.15％重量比的Ca。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝265.5MPa，屈服強度為σ0.2＝256.5MPa，伸長率為δ＝3.4％。經500℃固溶處理6小時然后經220℃人工時效處理24小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝310.5MPa，屈服強度為σ0.2＝290.7MPa，伸長率為δ＝4.7％。
實施例5本發明成份范圍合金YG112KX的化學成份為11.83％重量比的Y，2.25％重量比的Gd，0.7％重量比的Zr，0.12％重量比的Ca。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝270.5MPa，屈服強度為σ0.2＝262.8MPa，伸長率為δ＝3.4％。經500℃固溶處理6小時然后經220℃人工時效處理100小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝335.5MPa，屈服強度為σ0.2＝319.8MPa，伸長率為δ＝4.3％。
實施例6本發明成份范圍合金YG112MX的化學成份為11.35％重量比的Y，2.38％重量比的Gd，1.5％重量比的Mn，0.15％重量比的Sb。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝260.8MPa，屈服強度為σ0.2＝255.7MPa，伸長率為δ＝3.5％。經500℃固溶處理6小時然后經220℃人工時效處理100小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝315.8MPa，屈服強度為σ0.2＝298.8MPa，伸長率為δ＝5.4％。
實施例7本發明成份范圍合金YG85MX的化學成份為8.36％重量比的Y，5.42％重量比的Gd，1.46％重量比的Mn，0.3％重量比的Sn。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝265.7MPa，屈服強度為σ0.2＝256.5MPa，伸長率為δ＝3.3％。經500℃固溶處理6小時然后經200℃人工時效處理100小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝319.8MPa，屈服強度為σ0.2＝302.9MPa，伸長率為δ＝5.6％。
實施例8本發明成份范圍合金YG85KX的化學成份為8.36％重量比的Y，5.42％重量比的Gd，0.54％重量比的Zr，0.12％重量比的Zn。鑄態室溫極限拉伸強度為σb＝269.8MPa，屈服強度為σ0.2＝266.5MPa，伸長率為δ＝3.8％。經500℃固溶處理6小時然后經200℃人工時效處理100小時(T6狀態)，室溫峰值拉伸強度σb＝324.8MPa，屈服強度為σ0.2＝315.6MPa，伸長率為δ＝5.2％。
本發明的合金系Mg-Gd-Y-Zr-X和Mg-Gd-Y-Mn-X是時效強化合金，合金的固溶溫度處在500～520℃之間，視釓∶釔＝Gd∶Y的比率而變化；時效溫度處在200～250℃之間，時效溫度低，則達到峰值硬度所需時間長，相應的峰值硬度較高；兩種合金系的熱加工溫度處在400～500℃中間，視熱加工的應變速率而變化。
在本發明成分范圍內發明人還做了一系列的實驗，這里不再一一例舉。從上述的實施例中可以看出本發明高強耐熱鎂合金的主要元素釓和釔分別在2～10％及5～12％重量比范圍是本發明明具有高強耐熱性能的絕對因素，當釓和釔的重量占本發明總重量的13-14％時，本發明有著更好的力學性能。當再添加0.4～0.7wt％的鋯(Zr)元素及其≤0.3wt％的相容活化元素鋅(Zn)、銀(Ag)、銅(Cu)、鍶(Sr)、鈣(Ca)、鈦(Ti)、鉍(Bi)、鎘(Cd)元素中的一種形成Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金，使本發明的性能進一步改善。鋯(Zr)是稀土鎂合金目前最有效的晶粒細化劑，適當添加與其相容的其它微量元素亦可起活化作用，降低晶界的界面能力改善最終合金的組織。符合本發明成份范圍的鑄造Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金有優良的鑄造組織和低溫、中溫及高溫(300℃)力學性能，并且變形的Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金有更高的高溫強度和蠕變抗力，這種合金的耐熱性能高緣于其組織結構中的Mg5Gd型(fcc)耐熱相及其網狀相結構，稀土析出相在基體三個棱柱面上的交叉結構是合金具有很高高溫強度和熱穩定性的重要原因。改善本發明綜合力學性能的另一條途徑是添加0.6～1.5wt％的錳(Mn)元素，與錳(Mn)元素一起添加的活化元素還可以有錫(Sn)、硅(Si)、銻(Sb)、鈣(Ca)、鍶(Sr)元素中的一種，活化元素的添加量≤0.3％重量比，形成Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金。選擇錳(Mn)及其相容元素作為少量添加元素，可改善合金的力學性能，特別是耐熱性能。錳(Mn)是常用的合金化元素，在稀土鎂合金的熔鑄中，錳(Mn)與稀土元素會發生反應生成多種化合物，特別易于和釔反應，這些錳稀土第二相有良好的耐熱性，且能彌散地分布在基體中，增加合金的強度和熱強性。符合本發明成份范圍的鑄造的Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金也有優良的低溫、中溫及高溫(300℃)力學性能，但常規鑄造組織的晶粒沒有Mg-Gd-Y-Zr-X多元合金那么細小；變形的Mg-Gd-Y-Mn-X多元合金是通過Mg5Gd型(fcc)稀土析出相沉淀強化和MnxRe等相彌散強化，合金的熱穩定更高，并且可進行變形后的T6熱處理，其極限強度不減而伸長率大大增加，有利于合金綜合性能的改善。
本發明鎂合金的制備方法是采用傳統的熔劑保護方法進行熔煉、合金化和精煉。合金化元素是通過純稀土的中間合金加入鎂熔體。在合金設計和配制中，具體選擇何種釓釔比Gd∶Y的合金視應用的需要而定。例如，可選發明材料GY94KX、GY85MX、YG85KX、YG94MX等。由于合金釓(Gd)的密度為7.88g/cm3，合金釔(Y)的密度為4.46g/cm3，所以隨著釔(Y)含量的降低，合金的密度會增大，反之亦然。對于需要密度小的合金，可選用含釓(Gd)量較低的合金。
權利要求
1.一種高強耐熱稀土鎂合金，其特征在于這種稀土鎂合金包括2～10％重量比的釓(Gd)、3～12％重量比的釔(Y)，其余為鎂。
2.根據權利要求1所述的高強耐熱稀土鎂合金，其特征在于釓(Gd)和釔(Y)的重量之和占這種稀土鎂合金總重量的13-14％。
3.根據權利要求1或2所述的高強耐熱稀土鎂合金，其特征在于這種稀土鎂合金還包括0.4～0.7％重量比的鋯(Zr)元素以及不大于0.3％重量比的活化元素，所述活性元素從下列元素中任選一種鋅(Zn)、銀(Ag)、銅(Cu)、鍶(Sr)、鈣(Ca)、鈦(Ti)、鉍(Bi)、鎘(Cd)元素。
4.根據權利要求1或2所述的高強耐熱稀土鎂合金，其特征在于這種稀土鎂合金還包括0.6～1.5％重量比的錳(Mn)元素以及不大于0.3％重量比的活化元素，所述活性元素從下列元素中任選一種錫(Sn)、硅(Si)、銻(Sb)、鈣(Ca)、鍶(Sr)元素。
全文摘要
本發明公開了一種高強耐熱稀土鎂合金，這種稀土鎂合金包括2～10％重量比的釓(Gd)、3～12％重量比的釔(Y)，其余為鎂。本發明的相結構特征類似于耐熱的Mg－Th系合金，是一種高度抗粒子粗化、能提供高度強化和蠕變抗力的析出結構，在300℃應用條件下，短時(10分鐘以上)極限拉伸強度σ
文檔編號C22C23/00GK1804083SQ200610031169
公開日2006年7月19日 申請日期2006年1月23日 優先權日2006年1月23日
發明者張新明, 陳健美 申請人:中南大學