专利名称：一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金及其制备方法
技术领域：
本发明涉及一种含锡和硅的耐热镁合金及其制备方法，具体涉及一种 Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金及其制备方法。
背景技术：
镁合金以其独特的轻质特性在汽车“减重、节能和减排”中具有其它金属结构材 料无可比拟的优势。但是，镁合金较差的耐热(热强性能和高温抗蠕变)使其在汽车领域 的应用受到一定的限制，如何提高镁合金的热强及其高温抗蠕变性能，开发新型的耐热镁 合金一直是广大研究者非常关注的重要问题。其中主要的耐热镁合金体系有Mg-Al系和 Mg-RE (稀土元素)系。Mg-Al系合金中应用最广的是Mg-Al-Zn系(AZ)合金，但该类合金的蠕变性 能较差，使用温度不能超过120°C。为进一步提高其耐热性能，研究者进一步开发了 Mg-Al-Si (AS)系、Mg-Al-Ca(AC)系、Mg-Al-Sr (AJ)系、Mg-Al-RE(AE)系等，如公开号为 1119679、1341767、1431328、1431329、101067178 的中国专利均涉及到在 Mg-Al 合金基础上 进一步复合RE、Ca、Sr、Si、Sb、Bi等元素中的一种或几种，从而开发出具有更高抗蠕变性 能的耐热镁合金。与AZ系合金相比，AS、AC、AJ和AE系的蠕变性能有一定的提高，但提高 幅度有限。其原因主要在于Mg-Al系合金的Mg-Al共晶反应温度低(437°C )，且含有高温 软化相Mg17Al12,尽管在Mg-Al合金中复合Si、Ca、Sr和RE等元素可生成高温稳定相，但因 Mg17Al12的存在使其高温强化作用受到削弱。基于此，无Al化成为高温耐热镁合金开发的 主要方向。无Al的耐热镁合金主要有Mg-Zn系和Mg-RE系耐热镁合金。和Mg-Al基合金相 比，Mg-Zn基合金中也存在共晶反应温度低(437°C )，MgZn相高温下易软化等问题，因此其 耐热性能的提高幅度仍有限。相对而言，Mg-RE系合金以其优异的耐热性能受到的关注更 为广泛。因含RE的析出相通常具有高的热稳定性，同时RE元素在镁基体中扩散速率较慢， 使得Mg-RE合金具有较高的高温强度和优良的抗蠕变性能，与Mg-Al系和Mg-Zn系合金相 比，Mg-RE系可用于在200 300°C下长期工作的零部件。最近几年，国内公开了系列有关 稀土耐热镁合金的专利，如Mg-Gd-Y系(公开号1804083)、Mg-Y-Sm_Zr (公开号1814837)、 Mg-Gd-Mn-Sc (公开号 101058861)、Mg-Y-Gd-Zn_Mn (公开号 101148724)、Mg-Gd-Y-Sm-Zr (公 开号101532106和101532107)。上述专利中所公开的耐热镁合金均以稀土为主要合金化元 素，其中稀土类元素的含量均在10%以上。因稀土价格昂贵，Mg-RE系耐热镁合金的生产和 制造成本很高，目前主要用于航空航天等领域，在民用领域很难推广使用。在无Al的耐热 镁合金中，公开号为101397623和101392345的中国专利分别公开了 Mg-Cu-Y系和Mg-Ni-Y 系耐热镁合金。从Mg-Si和Mg-Sn 二元相图可知，Si和Sn可与Mg分别反应生成高熔点的M&Si (熔 点为10830C )和Mg2Sn(熔点为771 V )相，且Mg-Mg2Si, Mg-Mg2Sn共晶反应温度分别为 638°C和561°C。可见，Mg-Si和Mg-Sn合金无论是生成的化合物的热稳定性还是共晶反应
3温度均显著高于Mg-Al和Mg-Zn合金。因此，在Mg合金中复合Si或者Sn均应可显著提高 其高温抗蠕变性能。且与稀土类元素相比，Sn和Si在价格方面具有显著优势。本发明选 择Sn和Si为主要的合金化元素，拟公开一种无Al的Mg-Sn-Si系耐热镁合金，并复合少量 的La元素以控制和改善该合金系的组织，从而改善其性能。最近，公开号为101161840的 中国专利公开了一种Mg-Sn-Si合金，并利用高温(490 550°C )长时间(1 4h)保温的 办法可有效改变共晶Mg2Si相的形态，但该方法处理温度高，时间长，能耗大。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术的缺陷，提供一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金及 其制备方法。本发明利用Si和Sn能与Mg分别反应生成高热稳定性的金属间化合物Mg2Si 和M&Sn相，并利用La可有效变质Mg2Si相形态这一特性，从而获得一种低成本的含锡和硅 的高性能耐热镁合金。本发明的目的通过如下技术方案来实现。一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金，含有以下成分Mg、Sn、Si和La ；各成分的重量 百分比为Sn 3 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。各成分的重量百分比优选为Sn 4 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。所述的一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金的制备方法，具体包括以下步骤(1)在750 800°C下熔化纯Mg，保持750 800°C，按配方在镁熔体中加入纯Sn、 纯Si和Mg-20% La中间合金，保温10分钟；(2)搅拌，再保温10分钟，得到Mg-Sn-Si-La熔体；(3)对Mg-Sn-Si-La熔体进行精炼后，将熔体浇铸入经300°C预热的金属模具，即 得Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金。所述配方为最终产品中各成分的重量百分比Sn 3 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。所述配方为最终产品中各成分的重量百分比，优选Sn 4 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。本发明以Sn和Si为合金化元素，以生成具有高稳定性的耐热强化相Mg2Sn和 Mg2Si,而加入La的目的在于控制Mg2Si的形态，达到细化的目的，同时La复合后还可生成 La5Si4合金相。本发明和现有技术相比，具有如下优点和有益效果(1)本发明所公开的耐热镁合金中不含Al，可以克服含Al的耐热镁合金中所生成 的Mg17Al12相高温下不稳定性的问题。(2)本发明中所公开的耐热镁合金体系中的合金元素均为普通元素，成本低廉，与 稀土镁合金相比，具有显著的成本优势。(3)利用普通的铸造方法即可制备该耐热镁合金，制造方法简单，成本低廉。(4)所开发的耐热镁合金耐热性能优异，在250°C和60MPa应力条件下，与AZ91合 金相比，其抗蠕变性能提高10 25倍，而与Mg-3Sn-lSi相比，其抗蠕变性能最高可提高约 58倍。
图1为Mg-5Sn_2Si合金的SEM照片；图2为Mg-5Sn_2Si合金的XRD图谱；图3 为 Mg-5Sn-2Si_2La 合金的 SEM 照片；图 4 为 Mg-5Sn-2Si_2La 合金的 XRD 图谱；图 5 为 AZ91、Mg_5Sn、Mg_5Sn_2Si 和 Mg-5Sn-2Si_2La 四种合金材料在 250°C和 60MPa拉伸应力作用下的蠕变变形曲线；图 6 为 AZ91、Mg_3Sn_lSi 和 Mg-3Sn-lSi_lLa 三种合金材料在 250°C和 60MPa 拉 伸应力作用下的蠕变变形曲线；图 7 为 AZ91、Mg-8Sn_3Si 和 Mg-8Sn-3Si_3La 三种合金材料在 250°C和 60MPa 拉 伸应力作用下的蠕变变形曲线。
具体实施例方式为了更好地理解本发明的技术特点，下面结合实施例对本发明作进一步的说明， 需要说明的是，实施例并不是对本发明保护范围的限制。实施例lMg-5Sn-2Si_2La合金的制备本实施例所用原材料包括纯Mg、纯Sn、纯Si和Mg_20% La中间合金。制备方法为 在770°C下熔化332g纯Mg，熔化过程中利用覆盖剂(组分为45wt. % MgCl2, 35wt. % KCl, IOwt. % CaF2, IOwt. % NaCl) 2g进行覆盖以防止镁烧损。待纯Mg熔化后按照配方(Sn 5%, Si 2%,La 2%，其余为Mg)依次加入20g纯Sn、8g纯Si和40g Mg-20% La中间合金。在 770°C下继续保温10分钟，然后搅拌熔体以保证合金元素在熔体中分散均勻。再保温10分 钟后，利用C2Cl6对熔体进行精炼。然后将镁熔体浇铸入到经300°C预热的金属模具中，从 而到Mg-5Sn-2Si-2La合金。为对比，本实施例中还制备了 Mg_5Sn和Mg_5Sn_2Si合金。另 外，还制备了工业生产中应用最为广泛的AZ91 (Mg-QAl-IZn)合金试样。为说明上述合金的组织及其性能特性，本实施例首先利用标准的金相试样制备程 序制备了组织观测样品，并利用电子扫描电镜(SEM)观测其组织，利用X-射线衍射(XRD) 法确定其相组成。并制备了拉伸蠕变试样，测定上述合金的高温蠕变性能。图1和图2所示分别为Mg-5Sn-2Si合金的SEM照片和XRD图谱。从图1可以看出，Mg-5Sn-2Si合金组织中含有粗大的树枝晶状相，暗白色的片状 相，其它部分应为Mg基体。从XRD分析结果(图2所示)可以看出，Mg-5Sn-2Si合金主要 由Mg、Mg2Si和Mg2Sru结合XRD图谱及其扫描电镜能谱(EDS)分析可知，其中粗大的树枝 晶状相为M&Si，而暗白色的片状相为Mg2Sru图3和图4所示分别为Mg-5Sn-2Si-2La合金的SEM照片和XRD图谱。从图3可以看出，与Mg-5Sn-2Si合金相比，Mg-5Sn-2Si-La合金的组织明显细化。 从XRD分析结果(图4所示)可以看出，Mg-5Sn-2Si-La合金的相组成除了 Mg、Mg2Si和 Mg2Sn外，还有形成了一种新的化合物相La5Si4。结合XRD图谱及其扫描电镜能谱分析可知， SEM照片中呈颗粒聚集状特征的化合物相为Mg2Si,经La复合后，Mg2Si相粗大的树枝状特 征消失，表现出良好的变质特征。而片状的Mg2Sn相仍保持其原有形态，La复合对其形态没 有显著影响。经EDS分析，组织中呈粗大颗粒状以及条状的化合物为La5Si4相。
可见，在Mg-Sn-Si合金系的基础上复合La后，一方面可有效细化合金组织，特别 可实现Mg2Si相的形态控制，将其由粗大的树枝状变质为颗粒状。同时，在合金中还可以生 成新的金属间化合物La5Si4相。图 5 所示为 AZ91、Mg-5Sn、Mg-5Sn-2Si 和 Mg-5Sn-2Si_2La 四种合金材料在 250°C， 60MPa恒定拉应力作用下的蠕变曲线。随着蠕变时间的延长，试样的变形量逐渐增加。基于 蠕变曲线可以获得合金蠕变断裂延伸率和最小蠕变速率，其中蠕变断裂延伸率定义为变形 量与标距(18mm)之间的比值，而最小蠕变速率定义为稳态蠕变阶段时延伸率与变形时间 之间的比值。在250°C和60MPa作用下，AZ91合金在3. 1小时时发生蠕变断裂，其蠕变断裂延 伸率很低，仅为1.4%，其最小蠕变速率为0. 00451/h ；而对Mg-5Sn合金，其变形速度很快， 在1. 1小时即发生蠕变断裂，蠕变断裂延伸率为13. 5%，其最小蠕变速率为0. 09151/h ； 而在Mg-5Sn合金中复合2% Si后获得的Mg-5Sn-2Si合金，其变形速率稍有降低，在拉伸 4. 14h后发生蠕变断裂，蠕变断裂延伸率降低至3. 9%，最小蠕变速率为0. 009671/h。但对 于Mg-5Sn-2Si-2La，在在250°C和60MPa环境条件下，该材料的蠕变变形量随时间增加缓慢 增加，蠕变时间到达58小时以上仍未发生断裂，其最小蠕变速率为0. 000331/h。实践中，一般以最小蠕变速率作为衡量抗蠕变性能的评价指标，对于 Mg-5Sn-2Si-2La合金，其最小蠕变速率分别为Mg_5Sn、Mg-5Sn_2Si和AZ91合金的1/277、 1/29和1/14。可见，Mg-5Sn-2Si-2La合金表现出优异的抗蠕变性能，与AZ91合金相比，该 合金抗蠕变能力提高了约14倍。实施例2Mg-3Sn-lSi_lLa合金的制备本实施例所用原材料包括纯Mg、纯Sn、纯Si和Mg_20% La中间合金。制备方法 为在750°C下熔化364g纯Mg，熔化过程中利用覆盖剂(组分为45wt. % MgCl2, 35wt. % KCiaOwt. % CaF2, IOwt. % NaCl) 2g进行覆盖以防止镁烧损。待纯Mg熔化后按照配方(Sn 3%,Sil%,La 1%，其余为Mg)依次加入12g纯Sn、4g纯Si和20g Mg-20% La中间合金。 在750°C下继续保温10分钟，然后搅拌熔体以保证合金元素在熔体中分散均勻。再继续保 温10分钟后，利用C2Cl6对熔体进行精炼。然后将镁熔体浇铸入到经300°C预热的金属模 具中，从而得到Mg-3Sn-lSi-lLa合金。为对比，本实施例中还制备了 Mg-3Sn-lSi和工业生 产中应用最为广泛的AZ91 (Mg-QAl-IZn)合金试样。本实施例也对Mg-3Sn_lSi和Mg-3Sn-lSi_lLa合金进行了组织观测和蠕变性能 测试。组织分析表明，Mg-3Sn-lSi和Mg-3Sn-lSi-lLa合金与实施例1中的Mg_5Sn_2Si和 Mg-5Sn-2Si-2La具有相似的组织特征，不同之处在于合金相的数量相对较少。图 6 所示为 AZ91、Mg_3Sn_lSi 和 Mg-3Sn-lSi_lLa 三种合金材料在 250°C，60MPa 恒定拉应力作用下的蠕变曲线。随着蠕变时间的延长，试样的变形量逐渐增加。基于蠕变 曲线可以获得合金蠕变断裂延伸率和最小蠕变速率，其中蠕变断裂延伸率和最小蠕变速率 的定义与实施例1相同。在250°C和60MPa作用下，AZ91合金在3. 1小时时发生蠕变断裂，其蠕变断裂延 伸率很低，仅为1. 4%，其最小蠕变速率为0. 00451/h ；而对Mg-3Sn-lSi合金的蠕变变形 速度相对较快，在2. 3小时后即发生蠕变断裂，蠕变断裂延伸率为5. 6%，其最小蠕变速率 为0. 02441/h ；但对于Mg-3Sn-lSi-lLa，在在250°C和60MPa环境条件下，该材料的蠕变
6变形量随时间增加缓慢增加，蠕变时间到达51小时以上仍未发生断裂，其最小蠕变速率 为0. 000421/h，该最小蠕变速率分别为Mg-3Sn-lSi和AZ91合金的1/58和1/11。可见， Mg-3Sn-lSi-lLa合金表现出优异的抗蠕变性能，与AZ91合金相比，该合金抗蠕变能力提高 了约11倍。与Mg-3Sn-lSi相比，其抗蠕变性能提高约58倍。实施例3Mg-8Sn-3Si_3La合金的制备本实施例所用原材料包括纯Mg、纯Sn、纯Si和Mg_20% La中间合金。制备方法 为在800°C下熔化296g纯Mg，熔化过程中利用覆盖剂(组分为45wt. % MgCl2, 35wt. % KCiaOwt. % CaF2, IOwt. % NaCl) 2g进行覆盖以防止镁烧损。待纯Mg熔化后按照配方(Sn 8%,Si 12%,La 3%，其余为Mg)依次加入32g纯Sn、12g纯Si和60g Mg_20%La中间合 金。在800°C下继续保温10分钟，然后搅拌熔体以保证合金元素在熔体中分散均勻。再继 续保温10分钟后，利用C2Cl6对熔体进行精炼。然后将镁熔体浇铸入到经300°C预热的金 属模具中，从而制得Mg-8Sn-3Si-3La合金。为对比，本实施例中还制备了 Mg-8Sn-3Si和工 业生产中应用最为广泛的AZ91 (Mg-QAl-IZn)合金试样。本实施例也对Mg-8Sn_3Si和Mg-8Sn-3Si_3La合金进行了组织观测和蠕变性能 测试。组织分析表明，Mg-8Sn-3Si和Mg-8Sn-3Si-3La合金与实施例1中的Mg-5Sn_2Si和 Mg-5Sn-2Si-2La具有相似的组织特征，不同之处在于合金相的数量显著增加。图 7 所示为 AZ91、Mg-8Sn_3Si 和 Mg-8Sn-3Si_3La 三种合金材料在 250°C，60MPa 恒定拉应力作用下的蠕变曲线。随着蠕变时间的延长，试样的变形量逐渐增加。基于蠕变 曲线可以获得合金蠕变断裂延伸率和最小蠕变速率，其中蠕变断裂延伸率和最小蠕变速率 的定义与实施例1相同。在250°C和60MPa作用下，AZ91合金在3. 1小时时发生蠕变断裂，其蠕变断裂延伸 率很低，仅为1. 4%，其最小蠕变速率为0. 00451/h ；而对于Mg-8Sn-3Si和Mg-8Sn-3Si_3La 合金，其蠕变变形速度均较慢。对于Mg-8Sn-3Si合金，在32小时后即发生蠕变断裂，蠕变 断裂延伸率为4. 5%，其最小蠕变速率为0. 001381/h ；但对于Mg-8Sn-3Si-3La，在250°C和 60MPa环境条件下，该材料的蠕变变形量随时间增加缓慢增加，蠕变时间到达58小时以上 仍未发生断裂，其最小蠕变速率为0. 000181/h。可见，Mg-8Sn-3Si合金比AZ91合金具有更 低的最小蠕变速率，也表现出较好的抗蠕变性能。而对于Mg-8Sn-3Si-3La合金，其蠕变速 率更低，为AZ91合金的1/25，表现出优异的抗蠕变性能，与AZ91合金相比，该合金抗蠕变能 力提高了约25倍。
权利要求
一种Mg Sn Si La系耐热镁合金，其特征在于，含有以下成分Mg、Sn、Si和La；各成分的重量百分比为Sn 3～8％、Si1～3％、La 1～3％，余量为Mg。
2.根据权利要求1所述的一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金，其特征在于，；各成分的重 量百分比为Sn 4 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。
3.权利要求1或2所述的一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金的制备方法，其特征在于，具 体包括以下步骤(1)在750 80(TC下熔化纯Mg，保持750 80(TC，按配方在镁熔体中加入纯Sn、纯 Si和Mg-20% La中间合金，保温10分钟；(2)搅拌，再保温10分钟，得到Mg-Sn-Si-La熔体；(3)对Mg-Sn-Si-La熔体进行精炼后，将熔体浇铸入经300°C预热的金属模具，即得 Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述配方为最终产品中各成分的重量百 分比Sn 3 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述配方为最终产品中各成分的重量百 分比Sn 4 8%、Sil 3%、La 1 3%，余量为Mg。
全文摘要
本发明公开了一种Mg-Sn-Si-La系耐热镁合金及其制备方法。所述耐热镁合金的成分为3～8％Sn、1～3％Si、1～3％La，余量为Mg。熔炼时分别以纯Sn、纯Si和Mg-20％La中间合金的形式向镁熔体中添加Sn、Si、Mn和La，熔炼的温度范围为750～800℃。本发明以Sn和Si为合金化元素，以生成具有高稳定性的耐热强化相Mg2Sn和Mg2Si，而加入La的目的在于控制Mg2Si的形态，达到细化的目的，同时La复合后还可生成La5Si4合金相。本发明中的耐热镁合金不含Al，其制备方法简单，成本低廉，加入量易于控制，表现出优异的高温抗蠕变性能。
文档编号C22C1/03GK101948975SQ20101029124
公开日2011年1月19日 申请日期2010年9月21日 优先权日2010年9月21日
发明者吴资湧, 李文芳, 杜军, 林上广, 麦嘉浩 申请人:华南理工大学