具有LPSO结构的铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制备方法技术领域本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种具有LPSO结构的铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制备方法。
背景技术：
镁合金由于其密度低、比性能好、减震性能好、导电导热性能良好在航空、航天、运输、化工、电子等工业部门得到广泛的应用。但是镁合金强韧性差等也制约着镁合金的发展。近年来，基于RE元素优异的时效硬化效应，人们开发Mg-RE镁合金的兴趣日益浓厚，多种以RE为主加元素的新型镁合金先后被开发出来，如Mg-Y系的WE54、WE43合金等。由于Gd(4.53％(at％)/23.49％(wt％)比Y(3.75％(at％)/12.47％(wt％)具有更大的最大固溶度，并且其固溶度随温度的降低呈指数显著减小(在200℃时，固溶度降到0.61％(at％)/3.82％(wt％))，这表明Mg-Gd是典型的可以通过完全热处理实现沉淀强化的镁合金系。此外，在稳定蠕变速度下，二元Mg-Gd合金还具有比WE43、QE22更好的抗蠕变性，因此在所有以RE为主加元素的镁合金中，Gd由于比Y具有更突出的固溶强化和时效强化效果而备受瞩目。在Mg-RE合金中加入廉价的Zn或Cu，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-LPSO结构。LPSO结构是近年来学术界的一个研究热点，研究者认为此结构可以进一步提高合金的强度和塑性，其作用和机制日益受到研究者的重视，这为Mg-RE合金系的强韧化提供了一条新的思路，打开了想象的空间，从而进一步提高合金的室温和高温拉伸性能、抗蠕变性能等。申请人在已发表文献([1]WuY.J.，ZengX.Q.，LinD.L.，PengL.M.，Dingw.J.，Themicrostructureevolutionwithlamellar14H-typeLPSOstructureinanMg96.5Gd2.5Zn1alloyduringsolidsolutionheattreatmentat773K，J.AlloysCompd.，2009，447：193-197.[2]WuY.J.，LinD.L.，ZengX.Q.，PengL.M.，DingW.J.Formationofalamellar14H-typelongperiodstackingorderedstructureinanas-castMg-Gd-Zn-Zralloy，J.Mater.Sci.，2009.44：1607-1612.[3]WuY.J.，PengL.M.*，LinD.L.，etal.，Ahigh-strengthextrudedMg-Gd-Zn-Zralloywithsuperplasticity，J.Mater.Res.，2009，24(12)：3596-3602.DingW.J.[4]WuY.J.，PengL.M.，etal，Formationof14H-typelongperiodstackingorderedstructureintheas-castandsolid-solution-treatedMg-Gd-Zn-Zralloys，J.Mater.Res.，2009，24(5)：1842-1854.)中报道：发现Mg-Gd-Zn(-Zr)合金铸态时形成晶内LPSO结构，固溶处理后晶界处形成具有LPSO结构的X相。MatsudaM等在文献([5]MatsudaM，IiS，KawamuraY，etal.InteractionbetweenlongperiodstackingorderphaseanddeformationtwininrapidlysolidifiedMg97Zn1Y2alloy[J].MaterialsScienceandEngineering：A，2004，386(1)：447-452.[6]MatsudaM，AndoS，NishidaM.DislocationstructureinrapidlysolidifiedMg97Zn1Y2alloywithlongperiodstackingorderphase[J].Materialstransactions，2005，46(2)：361-364.)中研究报道：X相与基体为完全共格关系，所以协调基体变形的能力很强，塑性较好，可以随着基体的弯曲变形而协调发生大角度的弯曲变形，其可以通过协调基体的塑性变形进而来改善合金的强度和塑性。已公开的镁合金材和发动机零件(公开号CN102747261)在热处理之后制备出LPSO结构，但是该方法生产周期长；镁合金材料及其制备方法专利(公开号CN101802235A/公开号CN101622366A)铸态时合金结构中不含X相，不能更好地实现晶界X相和晶内LPSO结构共存时对铸态合金的室温下强度和塑性的提高。
技术实现要素：
本发明的目的在于克服上述现有技术存在的缺陷，提供一种具有LPSO结构的铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制备方法。制得的铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金具有晶界X相和晶内长周期堆垛有序结构。本发明旨在通过改变合金成分以及凝固工艺路径和参数，获得一种铸态时晶界X相和晶内LPSO结构共存的Mg-Gd-Zn(-Zr)合金，且该种合金室温下强度和塑性相较于铸态合金中无X相时有较大的提高。本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：本发明涉及一种铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制备方法，所述方法包含如下步骤：A、按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；所述原料为镁锭、工业纯Zn、Mg-Gd中间合金，或还包括Mg-Zr中间合金；B、将镁锭在保护气体存在的条件下加热至完全熔化后，加入Mg-Gd中间合金；调节升温速率，Mg-Gd中间合金熔化后加入纯Zn；或，将镁锭在保护气体存在的条件下加热至完全熔化后，加入Mg-Gd中间合金；调节升温速率，待Mg-Gd中间合金融化后加入Mg-Zr中间合金；待Mg-Zr中间合金融化后再加入纯Zn；C、待全部原料熔化后断电，熔炼，待金属液凝固后重新加热至700～740℃时浇铸，铸造成Mg-Gd-Zn(-Zr)铸锭。本发明制得的铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金，所述合金包括如下组分：Gd，Zn，Zr，杂质元素重量百分比总量小于0.02％，余量为Mg；所述铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金具有晶界X相和晶内长周期堆垛有序结构。其中，Gd/Zn原子比为0.5∶1～3∶1，Zr原子百分含量为0～0.2。优选的，所述原料Mg-Gd中间合金中Gd的质量百分含量为20～90％。优选的，所述步骤B之前还包括将原料预热至200～250℃的步骤。优选的，所述保护气体为氩气，或含0.2％体积分数的SF6的SF6和CO2的混合气体。优选的，步骤C中，所述熔炼为：待金属液凝固后重新加热至全部熔化并搅拌均匀，断电；反复熔炼2～5次后浇铸。优选的，所述的熔炼方式为感应熔炼，在石墨坩埚中进行。优选的，所述镁锭中镁含量的质量分数大于99.95％，所述工业纯Zn中锌含量的质量分数大于99.99％。优选的，浇铸时冷却速度小于50K/s。在此冷速下，铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金同时具有晶界X相和晶内长周期堆垛有序结构(LPSO结构)。其中冷却速度更优选为5～50K/s。优选的，所述Mg-Gd-Zn(-Zr)铸锭中，杂质元素包括Fe、Cu和Ni，所述杂质元素占合金总重的重量百分比含量分别为：Fe＜0.005％，Cu＜0.0148％，Ni＜0.002％。与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：1、本发明工艺简单，生产周期短，效率高。2、本发明通过合金浇铸时的凝固速度的合理设计及熔炼工艺的优化，在铸态Mg-Gd-Zn(-Zr)合金中可以实现晶界X相和晶内LPSO结构共存，且该种合金室温下强度和塑性相较于铸态合金中无X相时有所提高。附图说明通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：图1是本发明中铸态含长周期堆垛有序结构的Mg-3Gd-1Zn(原子百分数)合金的SEM形貌；其中，a为低倍时Mg-3Gd-1Zn合金SEM形貌，b为高倍时Mg-3Gd-1Zn合金SEM形貌。具体实施方式下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。实施例1采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-20Gd(质量百分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-0.5Gd-1Zn(原子百分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。采用高频感应加热熔炼镁合金，熔炼时，首先将所有原料在烘箱中预热至200℃，然后在石墨坩埚中加入工业纯镁，在氩气保护下进行加热，待镁锭完全熔化后，加入Mg-Gd中间合金，调节升温速率，待Mg-20Gd中间合金融化后加入纯Zn，全部熔化为金属液后断电，待金属液凝固为固态时重新加热至完全熔化，并搅拌使金属液混合均匀后断电，即反复熔炼2次后，待金属液凝固为固态时再次重新加热，加热至700℃时浇铸到预热200℃的砂型中，其冷却速度实测约为5K/s。最终获得一种铸态时晶界X相和晶内LPSO结构共存的Mg-0.5Gd-1Zn(原子百分数)合金及其制备工艺。将上述铸态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。获得合金室温下拉伸抗拉强度为(120)MPa、屈服强度为(90)MPa、延伸率为(9)％；通过电阻炉熔炼的铸态时不含X相的该种合金拉伸抗拉强度为(105)MPa、屈服强度为(80)MPa、延伸率为(6)％。因此，制备的镁合金强度和塑性优于铸态时不含晶界X相的镁合金。实施例2采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-50Gd(质量百分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-2Gd-1Zn-0.1Zr(原子分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。采用高频感应加热熔炼镁合金，熔炼时，首先将所有原料在烘箱中预热至225℃，然后在石墨坩埚中加入工业纯镁，在SF6和C02混合气体(SF6体积分数占0.2％)保护下进行加热，待镁锭完全熔化后，加入Mg-50Gd中间合金，调节升温速率，待Mg-50Gd中间合金融化后加入纯Zn。全部熔化为金属液后断电，待金属液凝固为固态时重新加热至完全熔化，并搅拌使金属液混合均匀后断电，待金属液凝固为固态时重新加热，即反复熔炼3次后，加热至730℃时浇铸到砂型中，其冷却速度实测为10K/s。最终获得一种铸态时晶界X相和晶内LPSO结构共存的Mg-2Gd-1Zn-0.1Zr((原子百分数)合金及其制备工艺。将上述铸态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。获得合金室温下拉伸抗拉强度为(200)MPa、屈服强度为(117)MPa、延伸率为(10.4)％；通过电阻炉熔炼的铸态时不含X相的该种合金拉伸抗拉强度为(165)MPa、屈服强度为(103)MPa、延伸率为(3.7)％，因此，制备的镁合金强度和塑性优于铸态时不含晶界X相的镁合金。实施例3采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Mg-90Gd(质量分数)中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-3Gd-1Zn(原子分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。采用高频感应加热熔炼镁合金，熔炼时，首先将所有原料在烘箱中预热至225℃，然后在石墨坩埚中加入工业纯镁，在氩气保护下进行加热，待镁锭完全熔化后，加入Mg-Gd中间合金，调节升温速率，待Mg-Gd中间合金融化后再加入纯Zn。全部熔化为金属液后断电，待金属液凝固为固态时重新加热至完全熔化，并搅拌使金属液混合均匀后断电，待金属液凝固为固态时重新加热，即反复熔炼3次后，加热至740℃时浇铸到壁厚5mm钢模，实测其冷却速度为35K/s。图1为本实施例制得的铸态含长周期堆垛有序结构的Mg-3Gd-1Zn(原子百分数)合金的SEM形貌；由图1可知，低倍下形貌图中可以看到晶界处存在两种不同衬度的相，高倍时可以清晰地看到晶界处的相一为树枝状的共晶β相，另一种为层片状的X相；此外，晶内还存在层片状LPSO结构。最终获得一种铸态时晶界X相和晶内LPSO结构共存的Mg-3Gd-1Zn(原子百分数)合金及其制备工艺。将上述铸态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。获得合金室温下拉伸抗拉强度为(225)MPa、屈服强度为(135)MPa、延伸率为(10.1)％；通过电阻炉熔炼的铸态时不含X相的该种合金拉伸抗拉强度为(210)MPa、屈服强度为(120)MPa、延伸率为(2.5)％，因此，制备的镁合金强度和塑性优于铸态时不含晶界X相的镁合金。实施例4采用纯镁(Mg的纯度大于等于99.95％)、Gd质量百分含量为90的Mg-Gd中间合金、纯锌(Zn的纯度大于等于99.99％)，按Mg-4Gd-2Zn-0.2Zr(原子分数)合金成分配比(对合理的杂质均不作考虑，在选取原料时，应尽量选取杂质少的原料)。采用高频感应加热熔炼镁合金，熔炼时，首先将所有原料在烘箱中预热至225℃，然后在石墨坩埚中加入工业纯镁，在氩气保护下进行加热，待镁锭完全熔化后，加入Mg-Gd中间合金，调节升温速率，待Mg-Gd中间合金融化后加入Mg-Zr中间合金；待Mg-Zr中间合金融化后加入纯Zn。全部熔化为金属液后断电，待金属液凝固为固态时重新加热至完全熔化，并搅拌使金属液混合均匀后断电，待金属液凝固为固态时再重新加热，即反复熔炼5次后，加热至750℃时浇铸到内表面涂有石墨层的钢模，实测其冷却速度为50K/s，最终获得一种铸态时晶界X相和晶内LPSO结构共存的Mg-4Gd-2Zn-0.2Zr(原子百分数)合金及其制备工艺。将上述铸态镁合金进行室温拉伸实验，拉伸机为ZwickBTC--FR020TN.A50型电子万能材料试验机。获得合金室温下拉伸抗拉强度为(235)MPa、屈服强度为(147)MPa、延伸率为(11.1)％；通过电阻炉熔炼的铸态时不含X相的该种合金拉伸抗拉强度为(219)MPa、屈服强度为(139)MPa、延伸率为(4.7)％，因此，制备的镁合金强度和塑性优于铸态时不含晶界X相的镁合金。以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。