专利名称：一种高强韧镁合金及其制备方法
技术领域：
本发明涉及合金制备领域，具体指一种高强韧镁合金及该合金的制备方法。
背景技术：
镁合金具有高的比强度、比刚度以及良好的减震性、导热性和可回收性，因此被誉为21世纪的“绿色”工程材料。镁合金由于室温、高温强度低、变形能力差限制了它大规模的工业应用。在镁合金的牌号中，Mg-Al系是应用最为广泛的一类合金，其中AZ81镁合金以其性能适中，价格较低等优点应用最广。然而，AZ81镁合金本身存在许多固有缺点限制了它的使用。首先，这种镁合金凝固温度范围较宽，晶粒有粗化的倾向。其次，凝固过程中粗大的i3_Mgl7A112相以离异共晶的方式呈网状沿晶界析出，导致合金力学性能变差。同时，当工作温度超过120°C 时，晶界上网状的Mgl7A112化合物易软化和粗化，使合金的力学性能大幅下降。这大大限制了 AZ81镁合金在汽车、飞机等关键结构部件和耐热零部件方面的应用。合金化是提高镁合金性能的一种方法，特别是向合金中添加稀土元素。稀土元素具有净化合金、改善组织，提高合金高温力学性能和增强合金耐蚀性等作用。由于稀土具有较高的热力学稳定性和高温稳定性，在镁合金中加入稀土元素可以明显改善合金的高温力学性能。已有的研究表明，在Mg-Al系合金中加入RE，可进一步改善Mg-Al合金的高温性能和抗蠕变性能。这是因为RE与Al结合生成RE-Al化合物，减少了 Al形成低熔点的β 相的数量。RE-Al化合物具有高熔点，并且在α-Mg中的扩散速度慢，因此具有很高的热稳定性。同时，RE元素加入镁合金中能起到细化晶粒的作用。稀土元素Gd是重稀土元素，根据相图可知，稀土元素Gd与Al形成化合物A13Gd和A12Gd，其熔点分别为1125°C，1525°C。 从理论上看，这些高熔点化合物的存在能提高AZ81镁合金高温性能和室温性能。因此，开发含稀土 AZ81-xGd高强韧镁合金材料，对我国实现镁合金产业化具有重要意义。
发明内容
本发明的提供一种高强韧镁合金及其制备方法，该高强韧镁合金与目前常用的 AZ81镁合金相比其力学性能大大提高。为实现上述目的，本发明采用以下技术方案
一种高强韧镁合金，其特征在于所述镁合金由以下组分按质量百分比组成-J 8%A1，0. 7 l%Zn，4. 1 6. 9%Gd，杂质元素 Μη<0. 12%，其余为 Mg。该高强韧镁合金是由为原料熔炼而成。一种高强韧镁合金的制备方法，其特征在于所述方法包括如下步骤
(1)将AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金分别置于坩埚中预热
(2)将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有预热后的AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中，然后通ΛΝ2+0. I%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向坩埚中的合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金；
(3)当井式电阻炉升温至700-720°C，固料全部熔化后，搅拌合金熔液1-2分钟使其均勻混合，然后清除合金熔液中的熔渣；
(4)最后，井式电阻炉升温至750-760°C，保温静置10-15分钟；
(5)待合金熔液降至浇注温度700-720°C时，将坩埚从井式电阻炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；
(6)将铸态合金进行热处理即可得到高强韧镁合金。步骤(1)中所述的预热温度为120 130°C。步骤(5)所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-210°C，在预热后的模具表面涂
一薄层SiO。步骤(5)所述的浇铸时应从直浇口往铸型内通入防护性气体0.5-1分钟，并用石棉板盖上冒口 ；同时，在浇杯下放置一块可挡住氧化夹渣的过滤网，浇注时往液流处连续输送防护性气体进行保护。步骤(6)所述的热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；
所述固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。所述时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。优点及效果
本发明的高强韧镁合金力学性能上的特点是室温合金的抗拉强度(6 b)最高达沈2 MPa，延伸率为10.04%。热处理后的性能固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6b)最高达278MPa，延伸率为13. 47%。时效处理后的力学性能合金的抗拉强度(6 b)最高达280 MPa，延伸率为12. 01%。本发明的高强韧镁合金在力学性能上远高于常规的AZ81镁合金，在汽车、通讯、航天工业具有广阔的应用前景。此外本发明Gd元素添加量控制在4. 1% 5. 5%范围内，可解决①因加入量过低合金强度和塑性提高不能达到较高数值的问题；②因加入量过高Al2Gd相发生团聚而引起的合金强度和塑性下降的问题。
图1是AZ81镁合金的铸态显微组织图。图2是AZ81加入4. 5%Gd元素合金的铸态显微组织图。图3是AZ81加入6%Gd元素合金的铸态显微组织图。
具体实施例方式
本发明的设计原理如下
在AZ系镁合金中，其铸态显微组织是由两相组成α-Mg固溶体和β- Mg17Al12相组成。α-Mg为基体相，β- Mg17Al12相为强化相。在金属型铸造冷却条件下，现用的AZ系列的镁合金中的强化相为沿晶非连续析出的i3_Mgl7A112相。在W(Al)彡9%时，随Al含量的增加，AZ系列合金的强度随之增加，而塑性降低；在W(Al) > 9%时，AZ系列合金的强度、 塑性都开始降低。当合金元素中Al含量为7. 0 8. 0%时，金属型铸造冷却条件下，β - Mg17Al12相在晶界上呈网状或块状分布。当合金中加入稀土 Gd元素后，其铸态显微组织发生了显著的变化
(1) α-Mg晶粒明显细化。这是因为在Mg- Al合金中加入Gd元素后，Gd和Mg均为密排六方晶格，二者的晶格常数很接近，aMg=3. 23X10"10m, cMg=5. 20X10"10m，aGd=3. 64X10"10m, cGd=5. 78X10_1(lm，根据金属结晶原理中晶粒形核核心的尺寸结构相匹配原则，Gd可以成为 α -Mg的结晶核心。Gd元素的加入起到形核剂的作用，增加了非自发形核的数目，因此Gd 对镁合金有较好的细晶强化作用。(2)在α -Mg晶内出现形状不规则形状的块状新相，且随着Gd含量的增加，新相的体积分数增加，但其形态基本不变，以弥散的不规则的块状分布在α-Mg基体上。经过能谱分析，新相是由Al与Gd两种元素组成。经χ射线衍射分析，新相为Al2Gd,其熔点是1525°C。 新相弥散分布在α "Mg晶粒内，对合金起的第二相强化作用。(3)当Gd含量为4. 1% 6. 9%时，随着Gd含量的增加，β - Mg17Al12相由沿晶界呈网状或块状分布变成断续、弥散的小块状分布，而且Gd含量愈高β - Mg17Al12相愈加变得细小和弥散。这是由于Gd-Al的电负性差值是0. 41,Gd-Mg电负性差值是0. ILAl-Mg电负性差值是0.3。因此，从热力学的角度看，在Mg- Al合金中加入稀土 Gd后优先形成Al-Gd化合物。Al，Gd元素的大量结合，导致Al与Gd化合物周围液相中Al含量相对减少，使得周围晶界上β - Mg17Al12相数量减少，β - Mg17Al12相由沿晶界呈网状或块状分布变成断续、弥散的小块状分布结构。细小的弥散的Mg17Al12相对合金能起到弥散强化作用。当Gd含量超过5. 5wt. %时，新相Al2Gd开始出现团聚现象，随着Gd含量的增加， 其团聚现象越严重。团聚的Al2Gd相会使合金的力学性能有所下降。因此本发明将Gd元素添加量控制在4. 1% 5. 5%范围内，可解决因加入量过低合金强度和塑性提高不能达到较高数值的问题，以及因加入量过高Al2Gd相发生团聚而引起的合金强度和塑性下降的问题。下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。实施例1
本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成8. 0%A1，0. 7%Zn,4. l%Gd， 杂质元素Μη<0. 12%，其余为Mg。按上述成分配制合金，其熔炼工艺为
(1)称取Mg-20.02%Gd中间合金410克，工业纯铝(纯度为99. 999%) 19克，工业纯锌(纯度为99. 999%) 3克，AZ91镁合金1573克配成上述合金；
(2)将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130°C ；
(3)由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N2+0. 1%SF6 (体积百分比)混合气体保护。将井式电阻炉升温到700_720°C，把预热后的AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、 工业纯锌放入炉中。通入N2+0. 1%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金。(4)熔体升温至700-720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1_2分钟使成分均勻，然后清除熔渣。最后，升温至750-760°C，保温静置10-15分钟。(5)待熔体降至浇注温度700-720°C左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210°C左右，并在预热后在模具表面涂一薄层SiO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；
固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法按照国家标准 GB6397-86 金属拉伸实验试样》加工成5倍的标准拉伸试样。在国产CSS-55100型电子万能试验机上进行拉伸实验。本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度(6b)为215MPa，延伸率为9%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达237MPa， 延伸率为10. 48%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达MOMPa，延伸率为 10. 01%。实施例2
本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成:7. 5%A1，0. 7%Zn,4. 5%Gd， 杂质元素Μη<0. 12%，其余为Mg。按上述成分配制合金，其熔炼工艺为
(1)称取Mg-20. 02%Gd中间合金450克，工业纯铝(纯度为99. 999%) 11克，工业纯锌(纯度为99. 999%) 3克，AZ91镁合金1540克配成上述合金。(2)将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg_20. 02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130°C ；
(3)由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体保护。将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金。(4)熔体升温至700-720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1_2分钟使成分均勻，然后清除熔渣。最后，升温至750-760°C，保温静置10-15分钟。(5)待熔体降至浇注温度700-720°C左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200°C左右，在预热后在模具表面涂一薄层aio以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实施例1。本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为230MPa，延伸率为
9.2%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6b)最高达25710\，延伸率为11.56%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达258 MPa，延伸率为 11. 38%ο实施例3
本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成8%A1，0. 8%Zn, 4. 9%Gd，杂质元素Μη<0. 12%，其余为Mg。按上述成分配制合金，其熔炼工艺为
(1)称取Mg-20. 02%Gd中间合金490克，工业纯铝(纯度为99. 999%)27克，工业纯锌(纯度为99. 999%) 6克，AZ91镁合金1482克配成上述合金。(2)将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg_20. 02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130°C ；
(3)由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体保护。将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入N2+O. I%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金。(4)熔体升温至700-720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1_2分钟使成分均勻，然后清除熔渣。最后，升温至750-760°C，保温静置10-15分钟。(5)待熔体降至浇注温度700-720°C左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210°C左右，在预热后在模具表面涂一薄层SiO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；
固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度(MPa，延伸率为
10.04%。 热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为278MPa， 延伸率为13.47%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6b)为观0 MPa，延伸率为12. 01%。实施例4
本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成:7. 2%A1，0. 8%Zn,5. 5%Gd， 杂质元素Μη<0. 12%，其余为Mg。按上述成分配制合金，其熔炼工艺为
(1)称取Mg-20. 02%Gd中间合金549克，工业纯铝(纯度为99. 999%) 15克，工业纯锌(纯度为99. 999%) 6克，AZ91镁合金14；34克配成上述合金。(2)将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg_20. 02%Gd中间合金放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130°C ；
(3)由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体保护。将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金。(4)熔体升温至700-720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1_2分钟使成分均勻，然后清除熔渣。最后，升温至750-760°C，保温静置10-15分钟。(5)待熔体降至浇注温度700-720°C左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210°C左右，在预热后在模具表面涂一薄层SiO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；
固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。
铸态高强韧镁合金的热处理工艺固溶处理温度为415°C，保温时间20小时；时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实例1。本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为MlMPa，延伸率为 9. 5%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6b)*^57MPa，延伸率为12. 3%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为273 MPa，延伸率为11. 71%。实施例5
本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成8. 0%Α1,0. 85%Zn,
6. 0%Gd，杂质元素Μη<0. 12%，其余为Mg。按上述成分配制合金，其熔炼工艺为
(1)称取Mg-20. 02%Gd中间合金600克，工业纯铝(纯度为99. 999%)37克，工业纯锌(纯度为99. 999%) 7. 5克，AZ91镁合金1362克配成上述合金。
8
(2)将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg_20. 02%Gd中间合金放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130°C ；
(3)由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体保护。将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入队+O. 1%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金。(4)熔体升温至700-720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1_2分钟使成分均勻，然后清除熔渣。最后，升温至750-760°C，保温静置10-15分钟。(5)待熔体降至浇注温度700-720°C左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210°C左右，在预热后在模具表面涂一薄层SiO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；
固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实例1。本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为197 MPa，延伸率为 8. 5%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6b)为211MPa，延伸率为8. 13%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为205 MPa，延伸率为7. 54%.为了对本发明的技术效果进行更好的说明，下面对附图进行详细描述。图1是AZ81镁合金的铸态显微组织图。图1中箭头所指的相是Mg17Al12相，它沿晶界呈网状或块状分布。图2是AZ81加入4. 5%Gd元素合金的铸态显微组织图。图2中箭头所指的相分别是Mg17Al12相和新生成的Al2Gd相。可以看到加入4. 5%Gd元素后Mg17Al12相变成沿晶界呈小块状分布，晶内生成了较规则几何形状的新相Al2Gd相。图3是AZ81加入6%Gd元素合金的铸态显微组织图。图2中箭头所指的相分别是 Mg17Al12相和新生成的Al2Gd相。可以看到加入6%Gd元素后Mg17Al12相变得更细小，晶内生成的新相Al2Gd出现团聚现象。
权利要求
1.一种高强韧镁合金，其特征在于所述镁合金由以下组分按质量百分比组成7 8%Α1，0· 7 1%Ζη，4. 1 6. 9%Gd，杂质元素 Μη<0. 12%，其余为 Mg。
2.根据权利要求1所述的高强韧镁合金，其特征在于该高强韧镁合金是由以下原料按质量比熔炼而成ΑΖ91镁合金工业纯铝(纯度为99. 999%):工业纯锌(纯度为99. 999%):Mg_20. 02%Gd中间合金=420 524 :6 17 :1 2 :137 230。
3.—种如权利要求2所述的高强韧镁合金的制备方法，其特征在于所述方法包括如下步骤(1)将AZ91镁合金、工业纯铝(纯度为99.999%)、工业纯锌(纯度为99. 999%)和 Mg-20. 02%Gd中间合金分别置于坩埚中进行预热；(2)将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有预热后的AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中，然后通ΛΝ2+0. 1%SF6 (体积百分比)混合气体，待上述炉料全部熔化后再向坩埚中的合金熔液中加入Mg-20. 02%Gd中间合金；(3)当井式电阻炉升温至700-720°C，固料全部熔化后，搅拌合金熔液1-2分钟使其均勻混合，然后清除合金熔液中的熔渣；(4)最后，井式电阻炉升温至750-760°C，保温静置10-15分钟；(5)待合金熔液降至浇注温度700-720°C时，将坩埚从井式电阻炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；(6)将铸态合金进行热处理即可得到高强韧镁合金。
4.根据权利要求3所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于步骤(1)中所述的预热温度为120 130°C。
5.根据权利要求3所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于步骤(5)所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-210°C，在预热后的模具表面涂一薄层&10。
6.根据权利要求3所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于步骤(5)所述的浇铸时应从直浇口往铸型内通入防护性气体0. 5-1分钟，并用石棉板盖上冒口 ；同时，在浇杯下放置一块可挡住氧化夹渣的过滤网，浇注时往液流处连续输送防护性气体进行保护。
7.根据权利要求3所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于步骤(6)所述的热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理。
8.根据权利要求7所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于所述固溶处理的步骤为将箱式电阻炉升温到410-420°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。
9.根据权利要求7所述高强韧镁合金的制备方法，其特征在于所述时效处理的步骤为将箱式电阻炉升温到170-180°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168°C后使其恒温，保温16小时，到时间后把样品取出放到空气中冷却。
全文摘要
一种高强韧镁合金及其制备方法，由以下组分按质量比组成7～8%Al，0.7～1%Zn，4.1～6.9%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。上述组分预热后，将Z91镁合金、工业纯铝、工业纯锌放入升温到700-720°C的井式电阻炉，通入N2+0.1%SF6混合气体，熔化后加入Mg-20.02%Gd中间合金；全部熔化后，清除熔渣；升温至750-760°C，保温静置10-15分钟；合金熔液降至700-720℃后从井式电阻炉中提出，浇入金属模具，得到铸态合金；将铸态合金进行热处理即可。本发明涉及合金制备领域，该高强韧镁合金与目前常用的AZ81镁合金相比其力学性能大大提高。
文档编号C22C23/02GK102162054SQ201110077840
公开日2011年8月24日 申请日期2011年3月30日 优先权日2011年3月30日
发明者刘正, 孙晶, 毛萍丽, 郭全英 申请人:沈阳工业大学