含铪耐热铸造镁合金及其制备方法与流程

本发明属于镁合金领域，具体涉及一种含铪耐热铸造镁合金。

背景技术：

随着我国航空航天业、汽车业的迅猛发展，航天器和汽车等交通工具的轻量化成为亟需解决的问题，镁合金作为最有前途的轻合金具有广阔的应用前景，而目前汽车上的镁合金部件基本上都是压铸件，现有铸造镁合金中，以AZ91D、AM50等合金的应用最为广泛，这些镁合金具有良好的力学性能、耐腐蚀性能和压铸性能。然而，当工作温度超过120℃时，这些合金的蠕变性能急剧下降，因此无法用于生产汽车传动系统部件。目前已有的车用耐热镁合金主要有Mg-Al-RE、Mg-Al-Ca、Mg-Zn-Al-Ca、Mg-Al-Ca-RE、Mg-Al-Sr、Mg-Al-Sn、Mg-Zn-Al、Mg-Zn-RE、Mg-Zn-Si和Mg-Zn-Sn等耐热镁合金。

稀土元素被认为是用来提高镁合金耐热性能的重要元素，例如已或商业化应用的WE54和WE43。专利CN 1804083A中开发了一种含稀土耐热镁合金，其组成为：2～10％质量比的Gd、3～12％质量比的Y，Gd和Y的总质量占该合金总质量的13～14％，以及0.4～0.7％质量比的Zr和≤0.3％的活化元素(Zn、Ag、Cu、Sr、Ca、Ti、Bi、Cd中任选一种)，或0.6～1.5％的Mn和不大于0.3％的活化元素，其余为镁。该稀土镁合金的析出相延基体的棱柱面析出，能够有效阻碍位错的基面滑移，在300℃下抗拉强度大于180MPa。但是析出相在300℃会迅速长大，所以此镁合金在300℃的抗蠕变性能急剧下降。

所以研发出一种在高温条件下仍具有较好的抗蠕变性能的镁合金是非常有必要的。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种含铪耐热铸造镁合金，通过添加铪、钆和锌元素可以提高合金的高温抗蠕变性能，本发明还提供了上述镁合金的制备方法。

为达到上述目的，本发明提供了如下的技术方案：

1、含铪耐热铸造镁合金，各组分按重量百分比为：Zn 1.5～8.0％，Hf 0.1～3.0％，Gd 0.1～2.0％，Zr 0.1～1.0％，余量为Mg和杂质，杂质总和≤0.15％。

优选的，各组分按重量百分比为：Zn 6.2％，Hf 0.7％，Gd 0.4％，Zr 0.33％，其它杂质元素≤0.15％，余量为Mg。

优选的，各组分按重量百分比为：Zn 4.6％，Hf 0.2％，Gd 1.5％，Zr 0.38％，其它杂质元素≤0.15％，余量为Mg。

优选的，各组分按重量百分比为：Zn 2.1％，Hf 2.7％，Gd 0.25％，Zr 0.45％，其它杂质元素≤0.15％，余量为Mg。

优选的，各组分按重量百分比为：Zn 7.1％，Hf 1.8％，Zr 0.44％，其它杂质元素≤0.15％，余量为Mg。

优选的，杂质元素包括Fe、Cu、Ni。

更优选的，按重量百分比计，Fe<0.005％，Cu<0.015％，Ni<0.002％。

2、所述的含铪耐热铸造镁合金的制备方法，具体步骤为：将工业纯镁加热至完全熔化后，在700℃加入工业纯Zn，当熔体温度达到720℃后，加入Mg-Hf和Mg-Gd中间合金，待中间合金熔化后熔体温度回升至780℃再加入Mg-Zr中间合金，搅拌2min使其充分熔化，再升温至780℃，保温20min后降温至750℃，精炼6min，精炼后静置20min，待金属液温度冷却至740℃撇去表面浮渣进行浇铸。

本发明的有益效果在于：本发明公开的含铪耐热铸造镁合金，Hf或Gd元素的加入可产生延棱柱面生长的析出相，且该析出相在300℃具有优异的热稳定性，提高合金的抗蠕变性能，Zn的加入一方面可在合金的晶界附近生成熔点较高的富Zn第二相，起到钉扎晶界的作用，同时Zn与Hf和Gd共同作用可形成大量长周期有序堆垛结构，该结构与Mg基体有共格关系，能够阻碍位错的基面滑移，强化基体，进一步提高了合金的高温抗蠕变性能。另外，加入Zr作为晶粒细化剂可显著细化晶粒，提高合金的屈服强度。本发明公开的含铪耐热铸造镁合金能在275～300℃，50MPa条件下稳定工作，使该合金在汽车工业中的广泛应用成为可能。

附图说明

为了使本发明的目的、技术方案和有益效果更加清楚，本发明提供如下附图：

图1表示合金铸造采用的金属模具示意图；

图2表示实施例1所述合金的金相图；

图3表示实施例2所述合金的金相图；

图4表示实施例3所述合金的金相图；

图5表示实施例4所述合金的金相图。

具体实施方式

下面对本发明的优选实施例进行详细的描述。实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照常规条件或按照制造厂商所建议的条件。

合金制备方法如下：

将工业纯镁加热至完全熔化后加入工业纯锌，当熔体温度达到720℃后，加入Mg-Hf和/或Mg-Gd中间合金，待中间合金熔化后熔体温度回升至780℃再加入Mg-Zr中间合金，搅拌2min使其充分熔化，再升温至780℃，保温20min后降温至750℃，精炼6min，精炼后静置20min，待金属液温度冷却至740℃撇去表面浮渣进行浇铸。图1表示合金铸造采用的金属模具示意图。

各实施例和WE54合金成分如下表所示，成分含量用重量百分比表示。

注：表中“～”表示不添加。

WE54合金的室温抗拉强度为283MPa，屈服强度为179MPa，延伸率为3.9％；在300℃，屈服强度126MPa，延伸率8.6％；在300℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.74％。

实施例1所述合金的金相图如图2所示，该合金室温抗拉强度为291MPa，屈服强度为208MPa，延伸率为3.1％；在300℃，屈服强度151MPa，延伸率3.9％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.12％；在300℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.21％。

实施例2所述合金的金相图如图3所示，该合金室温抗拉强度为307MPa，屈服强度为216MPa，延伸率为3.9％；在300℃，屈服强度164MPa、延伸率4.6％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.13％，在300℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.18％。

实施例3所述合金的金相图如图4所示，该合金室温抗拉强度为336MPa，屈服强度为241MPa，延伸率为2.5％；在300℃，屈服强度203MPa，延伸率3.2％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.07％；在300℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.09％。

实施例4所述合金的金相图如图5所示，该合金的室温抗拉强度为309MPa，屈服强度为213MPa，延伸率为4.4％；在300℃，屈服强度184MPa，延伸率4.6％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.13％；在300℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.18％。

由以上实施例可看出，本发明所制备合金的高温(300℃)拉伸性能和抗蠕变性能较WE54均有显著提高。这是因为Hf或Gd元素的加入可产生延棱柱面生长的析出相，且该析出相在300℃具有优异的热稳定性，提高合金的抗蠕变性能，Zn的加入一方面可在合金的晶界附近生成熔点较高的富Zn第二相，起到钉扎晶界的作用，同时Zn与Hf和Gd共同作用可形成大量长周期有序堆垛结构，能够阻碍位错的基面滑移，强化基体，进一步提高了合金的高温性能。

最后说明的是，以上优选实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管通过上述优选实施例已经对本发明进行了详细的描述，但本领域技术人员应当理解，可以在形式上和细节上对其作出各种各样的改变，而不偏离本发明权利要求书所限定的范围。