一种含Zn和重稀土Gd的高强度铸造镁合金及制备方法
【技术领域】
[0001 ]本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种含Zn和重稀土 Gd的铸造镁合金及制 备方法。
【背景技术】
[0002] 镁合金作为目前密度最小的金属结构材料，在航空航天、汽车、电子等高新技术领 域的减重效益非常显著，如汽车、商用飞机、航空器重量每降低〇.45kg，可分别节约$34300 和$30000。如果能大量采用镁合金来取代目前航空航天、汽车、电子等行业主要使用的铝合 金及钢结构材料，就可以有效实现减重效益。
[0003] 目前市场上的商用镁合金主要以Mg-Al系及Mg-Zn系为主，但这些镁合金与与铝合 金相比，其较低的强度仍然限制了进一步扩大镁合金应用范围。Mg-RE系镁合金具有优异的 固溶强化和时效硬化效应，为开发出高性能镁合金带来了巨大希望。
[0004] Mg-RE合金系经历了从Mg-Re系、Mg-Th系、Mg-Y系过渡到目前的Mg-Gd合金系的发 展历程，先后开发了多种以RE为主要添加元素的新型镁合金，如WE54、WE43的Mg-Y系等。目 前，在钇组稀土元素中，对于Y元素在镁合金中的研究和应用日益成熟，而对于Gd，Tb，Dy等 元素的研究还不是很成熟。在共晶点温度，Gd在Mg中的极限固溶度是23.49wt. % (4.53at. % )，且该数值随温度的降低呈指数级下降，这意味着Mg-Gd合金是典型可以通过 完全热处理进行析出强化的镁合金。
[0005] 在Mg-RE合金中加入廉价的Zn，不仅对调控该合金系的时效析出组织有较为显著 的作用，而且近年来镁合金研究的另一个重要发现是:在适当的Gd、Zn等元素加入量及工艺 条件下，在Mg-RE合金系中会形成一种新型的长周期堆垛有序结构，即LPS0结构。该结构可 以进一步提高Mg-RE合金系的强度及塑性。具有LPS0结构的合金的室温和高温拉伸性能、耐 腐蚀性能等均有不同程度的提升，是一种有望应用于航空航天等领域的新型高性能轻质结 构材料。
[0006] 因此，为了满足航空航天等领域对新型轻质高强耐热材料的应用需要，迫切需要 开发出室温拉伸抗拉强度大于400MPa的新型高强度耐热镁合金材料。通过优化合金成分、 熔炼工艺技术和热处理工艺等可以解决镁合金强度低的关键问题，并实现其稳定性生产制 备，这对于航空航天等领域的工程化应用具有十分重要的战略意义，为我国材料的轻量化 奠定技术基础。本发明提出用一种高强度铸造镁合金及其制备方法，通过加入重稀土 Gd和 微合金强化元素 Zn并优化熔炼工艺技术和热处理工艺，制备高性能镁合金材料并实现性能 稳定化生产，有效提高我国现有的镁合金材料开发的先进水平，使之成为制备航空航天、汽 车等领域的首选材料。
【发明内容】
[0007] 针对现有技术中的缺陷，本发明的目的是提出一种含Zn和重稀土 Gd的高强度铸造 镁合金及制备方法，克服现有镁合金强度低且性能不稳定的关键问题。本发明通过向Mg中 加入Gd、Zn、Zr元素并优化其加入量，调整优化固溶和时效工艺参数，实现在合理的Gd、Zn、 Zr元素重量下，获得较高的室温强度，并在保持合金强度同时，提高合金的塑性，获得综合 性能优异的高强度铸造镁合金。通过完成高强度耐腐蚀铸造镁合金的优化与工程化工作， 制备出室温拉伸抗拉强度超过400MPa的高强度耐腐蚀镁合金，为航空航天等领域提供优质 高性能轻质镁合金材料。
[0008] 本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
[0009] 本发明提供了一种含Zn和重稀土 Gd的铸造镁合金，包含如下重量百分含量的各组 分:Gd 10-18%，ZnO · 5-2%，ZrO · 3-0 · 7%，不可避免总量小于0 · 02%的杂质，余量为Mg。 [0010]本发明还提供了一种含Zn和重稀土 Gd的铸造镁合金的制备方法，包括以下步骤： [0011 ] S1、秤取原料，所述原料为:镁锭，工业纯Zn，Mg-Gd中间合金，Mg-Zr中间合金；
[0012] S2、铸熔:先将镁锭置入有溶剂保护或SF6和C02的混合气体气体保护的坩埚中熔 化，然后依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，搅拌至各组份充分熔化且混 合均匀，形成熔体;静置之后，将熔体进行精炼处理，冷却后进行浇铸形成镁合金；
[0013] S3、将步骤S2铸造的镁合金进行固溶处理(T4):采取两步固溶处理，然后在80-100 °C热水中淬火，得T4态镁合金；
[0014] S4、将步骤S3制备的T4态镁合金进行时效处理（T6):采取单步时效处理，然后在 15-30°C冷水中淬火，得T6态镁合金，即得所述的含Zn和重稀土 Gd的铸造镁合金。
[0015] 优选地，步骤S1中，所述原料按照合金室温拉伸抗拉强度和屈服强度要求大于 400MPa的技术需求所设计的合金成分计算原料需要的重量百分比来秤取，原料秤取后需在 烘箱中预热至200°C待用。
[0016] 优选地，步骤S2中，所述依次加入工业纯Zn、Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金具体 为当镁锭熔化温度升至690°C时加入工业纯Zn，当温度继续升高达到720°C时，将Mg-Gd中间 合金加入到熔体中，待炉温升至780°C后加入Mg-Zr中间合金。
[0017] 优选地，步骤S2中，所述精炼处理具体为待熔体温度降至760°C加入精炼剂开始精 炼处理;所述冷却至710-750°C后进行浇铸。
[0018] 优选地，步骤S3中，所述两步固溶处理具体为:先在480-500°C下固溶l_2h，然后在 510-530°C下固溶10_50h。使用两步固溶即可以首先通过在低温平台的短时保温(480-500 °C下固溶l_2h)使合金初步均匀化;其后缓慢升至高温平台，通过避免冲温以及成分偏析造 成的过烧;再通过高温平台长时间保温(510-530°C下固溶10_50h)可最大限度消除晶界;之 后使用热水淬火，即防止冷却过程析出又避免冷却过快产生微裂纹。
[0019] 若仅采用低温平台长时保温一步固溶(480-500°C下固溶10_50h)，会造成晶界上 残余第二相过多，降低合金性能;若仅采用高温平台长时保温一步固溶(510_530°C下固溶 10-50h)，容易发生由于炉膛冲温或成分偏析造成的过烧，也会降低合金性能。高温平台固 溶时间过短（<l〇h)则晶界上残余第二相会无法完全固溶，而随着固溶时间增长，固溶程度 变化逐渐变小；而固溶时间过长（>50h)会导致晶粒过分长大。因此，高温固溶时间设置为 10-50h〇
[0020] 进一步优选地，步骤S4中，所述单步时效处理温度为175-225°C，时间为32-128h，
[0021] 时效温度过低会造成时效时间过长，加工成本过高，不利于工业应用;时效温度过 高会造成时效强化效果下降。时效时间过短则未充分发挥时效强化;时效时间过长则发生 不连续析出，均对合金性能不利。
[0022]优选地，所述制备方法还包括对步骤S4获得的T6态镁合金进行室温拉伸实验和合 金腐蚀速率测试。
[0023] 优选地，所述室温拉伸实验采用拉伸机为Zwick BTC-FR020TN.A50型电子万能材 料试验机，弹性阶段、屈服阶段、塑性阶段的拉伸速率分别为0.5mm/min，0.2mm/min和1mm/ min〇
[0024] 优选地，所述合金腐蚀速率测试采用静态盐水浸泡实验，具体测试方法为：
[0025] A、先用水磨砂纸将T6态镁合金样品表面的氧化层去掉，然后用金相砂纸进行细 磨，再用蒸馏水冲洗后暖风吹干，称出T6态镁合金样品的原始重量Wo;
[0026] B、将经步骤A处理的T6态镁合金样品用腐蚀介质浸泡，腐蚀后的T6态镁合金样品 用蒸馏水冲洗干净暖风吹干，然后用铬酸溶液清洗以除去T6态镁合金样品表面的腐蚀产 物；
[0027] C、将经步骤B处理的T6态镁合金样品取出后用蒸馏水冲洗干净后暖风吹干，用分 析天平称出腐蚀后的T6态镁合金样品重量MdPWo之间的差值即为样品的失重量;样品腐 蚀速率的计算公式(1)为：
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