高力学性能镁合金及其制备方法
【专利摘要】本发明提供一种高力学性能镁合金及其制备方法，在Mg-Al系镁合金中，其铸态显微组织由两相组成：α-固溶体（基体相）和β-Mg17Al12相（强化相）组成。本发明Ga元素添加量控制在1.6%～2.9wt.%范围内，可解决①因Ga元素加入量过低合金的力学性能(强度和塑形)提高不能达到较高数值的问题；②因加入量过高β相熔断,新相Ga2Mg出现，并形成由α相、β相及Ga2Mg组成的三相共晶体，使合金强度和塑性下降的问题。
【专利说明】高力学性能镁合金及其制备方法
【技术领域】
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[0001]本发明涉及一种新型高力学性能镁合金，同时还涉及一种该合金的制备方法。
[0002]【背景技术】:镁合金具有密度小，比强度、比刚度高，减震性好，可回收等优点，受到交通、电子行业的的广泛重视。
[0003]目前实际应用的镁合金种类仍较少，镁合金材料可供选择的余地太小。同时镁合金由于强度低、塑形差极大地限制了它作为结构件在工业上的应用。在镁合金的牌号中，Mg-Al系合金是应用最早、也是迄今为止牌号最多、应用最为广泛的一类镁合金，但这类镁合金结晶凝固温度范围较宽，晶粒有粗化的倾向，凝固过程中粗大的β -Mg17Al12相以离异共晶的方式沿晶界呈网状析出，导致合金的力学性能变差，限制了 Mg-Al系合金的应用。最常用的提高镁合金力学性能的方法是合金化。在常用的合金元素中，能同时提高镁合金强度和塑性的有Al、Zn、Ca、Ag、Ce、Ga、N1、Cu、Th等，而其中Ga对镁合金组织及性能影响的研究则较少。
【发明内容】
[0004]发明目的:本发明提供了一种高力学性能镁合金及其制备方法，其目的是解决以往的镁合金性能差的问题。
[0005]技术方案:本发明是通过以下技术方案来实现的:
[0006]一种高力学性能镁合金，其特征在于:该合金由以下组分组成:7.5?8.5wt.%Al，1.6 ?2.9wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0007]该高力学性能镁合金是由工业纯Mg、工业纯Al，工业纯Ga为原料熔炼而成。
[0008]一种如上所述的高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:包括如下步骤:
[0009]I)将工业纯Mg、工业纯Al预热；
[0010]2)将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中，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工业纯Ga ；
[0011]3)当熔体升温至700_720°C时，固体原料全部熔化后，充分搅拌合金液1-2分钟使化学成分均匀，然后扒掉熔渣；
[0012]4)保温静置10-15分钟；
[0013]5)将坩埚从井式炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；
[0014]6)将铸态合金进行固溶及时效处理得到高力学性能镁合金。
[0015]步骤I)所述的预热温度为120?130°C。
[0016]步骤2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔点较低为29.78°C，为了防止其烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0017]步骤5)所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-220°C。
[0018]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1-2分钟，并用石棉板盖上冒口，浇注时往液流处连续输送保护性气体进行保护。防护性气体为N2+0.1% SF6(体积百分比)的混合气体。
[0019]步骤6)中固溶处理温度为415°C，保温时间2小时；步骤6)中所述时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0020]所述固溶处理的步骤为:
[0021]将箱式电阻炉升温到415°C，把样品放到箱式电阻炉中间、靠近热电偶的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温2小时，到时间后把样品取出直接放入水中冷却。
[0022]所述时效处理的步骤为:将箱式电阻炉升温到160-170°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，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。
[0023]优点及效果:
[0024]本发明提供一种高力学性能镁合金及其制备方法，在Mg-Al系镁合金中，其铸态显微组织由两相组成:α -固溶体(基体相)和β -Mg17Al12相(强化相)组成。
[0025]在金属型铸造冷却条件下，现用的Mg-Al系合金的铸态组织由α固溶体、沿晶界分布的β-Mg17Al12相(其上分布着粒状α相)及其附近的次生P-Mg17Al12相所组成，次生β相与α固溶体呈片层相间的形式出现。在W(Al) ^9wt.%时，随Al含量的增加，Mg-Al系合金的强度随之增加，而塑性降低；在胃(八1) > 9wt.%时，Mg-Al系合金的强度、塑性都开始降低。
[0026]当合金元素中Al含量为7.5?8.5wt.%时，金属型铸造冷却条件下，Mg-Al合金的铸态组织仍由α固溶体、沿晶界呈断续网状分布的β-Mg17Al12相(其上分布着粒状α相)及其附近片层相间的次生P-Mg17Al12相所组成。
[0027]当Mg-Al合金中加入Ga元素后，其铸态显微组织发生了显著的变化:
[0028](I) α -Mg晶粒明显细化。由Ga-Mg 二元合金相图可知，在常温平衡状态下合金元素Ga不固溶于镁合金中，只能与其形成化合物，但在200°C以上时，Ga可以固溶于镁中。由Al-Ga 二元合金相图可知Ga与Al不形成化合物。Mg_7.5?8.5wt.% Al合金加入Ga元素后，α相的晶核将于由于浓度起伏形成的低Al、低Ga处生成，长大时也将伴随着Al、Ga两种元素原子的扩散，从而使α相晶核的长大速度减慢，结晶过程的继续进行将更多地依靠在更低温度下的形核来进行。可见由于Ga元素的加入，导致α -Mg长大速度减慢、形核率增力口，晶粒得到细化。微量Ga元素对Mg-7.5?8.5wt.% Al合金起到明显的细化晶粒作用，Ga含量达到2wt.%以后，细化效果更明显，晶粒细化可以有效的提高合金的强度和塑形。
[0029](2)Mg-8% Al合金中加入Ga元素之后，离异共晶β -Mg17Al12相仍沿晶界分布，但变得细小，其上分布的点状α -Mg消失，表面光滑。
[0030]当结晶进行到一定程度、剩余的液相中Al含量达到溶解度极限时，同Mg-7.5?8.5wt.% Al合金一样，合金液将发生离异共晶反应。β相借助于浓度起伏于低Ga处形核，晶核长大要向液相中排出多余的Ga，在液-固界面处形成Ga、Mg两种元素的富集区，成为较大的成分过冷区。这有利于β相的内生形核，而此时β相的长大依靠远处的Al向界面处扩散，并伴随着Ga、Mg两种元素向远处扩散，故长大速度较慢，使α、β两相分离，形成典型的离异共晶组织，且合金中β -Mg17Al12相尺寸细小、光滑。由于结晶速度慢，液相中原子扩散充分，Ga将富集于最后凝固的P-Mg17Al12相与α相交界处。
[0031](3)随着Ga元素含量的增加，沿晶界分布的β-Mg17Al12相逐渐熔断，Ga含量较高时，在P-Mg17Al12相与基体交界处及熔断处有白亮色Ga2Mg相析出，Ga含量大于3.2%Ga时，由于Ga含量较高，β相长大时,剩余液相中将富集更多的Ga，形成由α相、β相及Ga2Mg组成的三相共晶体，并且β相在晶界处呈竹节状分布，导致使合金的力学性能有所下降。
[0032]当Ga含量为1.6?2.9wt.%时，随着Ga含量的增加，基体α -Mg的晶粒得到有效的细化，且β -Mg17Al12相的形态及分布也得到改善，这都会有效地提高合金的力学性能，特别是强度和塑形。
[0033]当Ga含量超过3.2wt.%时，β相熔断，新相Ga2Mg开始出现，并在β相熔断处及晶界附近形成由α相、β相及Ga2Mg组成的三相共晶体，其结果使合金的力学性能有所下降。
[0034]本发明的新型高力学性能合金特点:铸态合金的室温抗拉强度(6b)最高达250.1MPa，伸长率(δ )为11.1 固溶处理后合金的室温抗拉强度(6 b)最高达256.8MPa，伸长率(δ)为10.1% ;时效处理后合金的室温抗拉强度(6b)最高达290.2MPa，伸长率(δ)为5.8%。本发明的高力学性能镁合金在力学性能上远高于常规的Mg-Al系合金，如ΑΖ81、ΑΖ91镁合金，在汽车、通讯、航天工业等领域具有广阔的应用前景。
[0035]本发明Ga元素添加量控制在1.6%?2.9wt.%范围内，可解决①因Ga元素加入量过低合金的力学性能(强度和塑形)提高不能达到较高数值的问题因加入量过高β相熔断，新相Ga2Mg出现，并形成由α相、β相及Ga2Mg组成的三相共晶体，使合金强度和塑性下降的问题。
【专利附图】
【附图说明】
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[0036]图1是Mg_8wt.% Al镁合金的铸态显微组织图。
[0037]图2是Mg_8wt.% Al-2.3wt.% Ga元素合金的铸态显微组织图。
[0038]图3是Mg_8wt.% Al-2.9wt.% Ga元素合金的铸态显微组织图。。
[0039]【具体实施方式】:下面结合附图对本发明做进一步的描述:
[0040]本发明提供一种高力学性能镁合金，其特征在于:该合金由以下组分组成:7.5?8.5wt.% Al，1.6 ?2.9wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0041]所述的高力学性能镁合金是由工业纯Mg (纯度为99.99wt.% )，工业纯Al (纯度为99.99wt.% )，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% )为原料熔炼而成。
[0042]一种如上所述的高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:包括如下步骤:
[0043]I)将工业纯Mg、工业纯Al预热；
[0044]2)将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中，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工业纯Ga ；
[0045]3)当熔体升温至700_720°C时，固体原料全部熔化后，充分搅拌合金液1_2分钟使化学成分均匀，然后扒掉熔渣；
[0046]4)保温静置10-15分钟；
[0047]5)将坩埚从井式炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；
[0048]6)将铸态合金进行固溶及时效处理得到高力学性能镁合金。
[0049]步骤I)所述的预热温度为120?130°C。
[0050]步骤2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔点较低为29.78°C，为了防止其烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0051]步骤5)所述的浇铸模具需预热，预热温度为200_220°C。
[0052]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1-2分钟，并用石棉板盖上冒口，浇注时往液流处连续输送保护性气体进行保护。
[0053]步骤6)中固溶处理温度为415°C，保温时间2小时；步骤6)中所述时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。步骤6)所述的热处理是对铸态合金进行的固溶处理及时效处理。固溶处理及时效处理是在具有可控硅数显控温仪、型号为SX-4-10-M的箱式电阻炉中进行。
[0054]所述固溶处理的步骤为:
[0055]将箱式电阻炉升温到415°C，把样品放到箱式电阻炉中间、靠近热电偶的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温2小时，到时间后把样品取出直接放入水中冷却。
[0056]所述时效处理的步骤为:将箱式电阻炉升温到160-170°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，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。
[0057]由Ga-Mg 二元合金相图可知，在常温平衡状态下合金元素Ga在Mg中是没有溶解度的，所以平衡态的镁合金组织中Ga元素不能以固溶的形式存在，只能与其它元素形成化合物；由Al-Ga 二元合金相图可知Ga与Al不形成化合物。由上述分析可知，镁铝合金中加入Ga元素后，微量元素Ga对镁合金组织形态的影响较大，Mg-Al-Ga合金将有可能获得较高的综合力学性能。
[0058]实施例1
[0059]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:7.5wt.% Al,
1.7wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0060]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0061]称取工业纯Al (纯度为99.99wt.% )150克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 34克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% )1816克配成上述合金。
[0062]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120_130°C ；
[0063]由于镁合金在融化状态下，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Ν2+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0064]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0065]熔体升温至700_720°C时，当固料全部熔化后，搅拌1_2分钟使液态合金成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0066]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200-220°C左右。
[0067]高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时。
[0068]时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0069]本实施例所得的高力学性能镁合金的拉伸性能的测试方法: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。
[0070]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为231.210\，伸长率(δ)为7.5%。热处理后的性能:固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达238.3MPa，伸长率(δ)为6.4%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达
270.2MPa，伸长率(δ )为 4.2 %。
[0071]实施例2
[0072]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:8wt.% Al,
1.9wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0073]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0074]称取工业纯Al (纯度为99.99wt.% )160克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 38克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% ) 1802克配成上述合金。
[0075]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120_130°C ；
[0076]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+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0077]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0078]熔体升温至700_720°C时，当固料全部熔化后，搅拌1_2分钟使液态合金成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0079]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_220°C左右。
[0080]铸态高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时。
[0081]时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0082]本实施例所得的高力学性能镁合金的室温拉伸性能的测试方法同实例I。
[0083]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为240.5MPa，伸长率(δ)为10.2%。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250.8MPa，伸长率(δ )为8.2 %，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达283.4MPa，伸长率(δ )为5.5 %。
[0084]实施例3
[0085]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:8wt.% Al,2.3wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0086]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0087]工业纯Al(纯度为99.99wt.% ) 160克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 46克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% ) 1794克配成上述合金。
[0088]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120_130°C ；
[0089]由于镁合金在融化状态下化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是Ν2+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0090]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0091]熔体升温至700_720°C时，当固料全部熔化后，搅拌1_2分钟使液态合金成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0092]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200-220°C左右。
[0093]铸态高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时。
[0094]时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0095]本实施例所得的高力学性能镁合金的拉伸性能的测试方法同实例I。
[0096]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为250.1MPa,伸长率(δ)为11.1%。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256.8MPa，伸长率(δ)为10.1%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为290.1MPa,伸长率(δ )为 5.8 %。
[0097]实施例4
[0098]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:7.8wt.% Al,
2.6wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0099]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0100]称取工业纯Al (纯度为99.99wt.% )156克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 52克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% ) 1792克配成上述合金。
[0101]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130°c ；
[0102]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+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0103]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0104]熔体升温至700_720°C时，当固料全部熔化后，搅拌合金液1_2分钟使成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0105]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200-220°C左右。
[0106]铸态高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时；时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0107]本实施例所得的高力学性能镁合金的拉伸性能的测试方法同实例I。
[0108]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为248.310\，伸长率(δ)为10.8%。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255.4MPa，伸长率(δ)为9.8%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为288.5MPa，伸长率(δ )为 5.4%。
[0109]实施例5
[0110]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:8.0wt.% Al,
2.9wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0111]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0112]称取工业纯Al (纯度为99.99wt.% )160克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 58克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% ) 1782克配成上述合金。
[0113]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130°C ；
[0114]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+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0115]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0116]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分钟使成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0117]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200-220°C左右。
[0118]铸态高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时；时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0119]本实施例所得的高力学性能镁合金的拉伸性能的测试方法同实例I。
[0120]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为247.5MPa，伸长率(δ)为7.5%。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253.4MPa，伸长率(δ)为6.9%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)为280.7MPa，伸长率(δ )为 4.9 %。
[0121]实施例6:
[0122]本实施例中的高力学性能镁合金由以下质量百分比的组份组成:8.5wt.% Al,
1.6wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
[0123]按上述成分配制合金，其熔炼工艺为:
[0124]称取工业纯Al (纯度为99.99wt.% )170克，工业纯Ga (纯度为99.99wt.% ) 32克，工业纯Mg (纯度为99.99wt.% ) 1798克配成上述合金。
[0125]将工业纯Mg、工业纯Al放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120_130°C ；
[0126]由于镁合金在融化状态下，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Ν2+0.1% SF6 (体积百分比)混合气体保护。
[0127]将井式电阻炉升温到700_720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中。通Λ Ν2+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工业纯Ga，由于Ga元素的熔点(29.78°C )较低，为了防止其的烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
[0128]熔体升温至700_720°C时，当固料全部熔化后，搅拌1_2分钟使液态合金成分均匀，扒掉熔渣，保温静置10-15分钟。
[0129]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200-220°C左右。
[0130]高力学性能镁合金的热处理工艺:固溶处理温度为415°C，保温时间2小时。
[0131]时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
[0132]本实施例所得的高力学性能镁合金的拉伸性能的测试方法: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。
[0133]本实施例所得的高力学性能镁合金，其室温合金的抗拉强度(6 b)为233.2MPa，伸长率(δ)为7.3%。热处理后的性能:固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达238.3MPa，伸长率(δ)为6.4%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度(6 b)最高达
271.2MPa，伸长率(δ ) % 4.3%
[0134]综上所述，开发Mg-Al-Ga系高力学性能镁合金材料，对增加镁合金品种、实现我国镁合金产业化具有重要意义。
[0135]该镁合金与目前常用的Mg-Al系合金相比其力学性能大幅度提高。
【权利要求】
1.一种高力学性能镁合金，其特征在于:该合金由以下组分组成:7.5?8.5wt.% Al,1.6 ?2.9wt.% Ga,杂质元素 Mn〈0.1Owt.%，其余为 Mg。
2.根据权利要求1所述的高力学性能镁合金，其特征在于:该高力学性能镁合金是由工业纯Mg、工业纯Al，工业纯Ga为原料熔炼而成。
3.—种如权利要求1所述的高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:包括如下步骤: 1)将工业纯Mg、工业纯Al预热； 2)将井式电阻炉升温到700-720°C，把装有工业纯Mg、工业纯Al的坩埚放入炉中，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工业纯Ga ； 3)当熔体升温至700-720°C时，固体原料全部熔化后，充分搅拌合金液1-2分钟使化学成分均匀，然后扒掉熔渣； 4)保温静置10-15分钟； 5)将坩埚从井式炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金； 6)将铸态合金进行固溶及时效处理得到高力学性能镁合金。
4.根据权利要求3所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:步骤I)所述的预热温度为120?130°C。
5.根据权利要求3所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:步骤2)Ga元素的加入方法:由于Ga元素的熔点较低为29.78°C，为了防止其烧损，Ga元素需要用铝箔包上，然后将其压入合金液的底部。
6.根据权利要求3所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:步骤5)所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-220°C。
7.根据权利要求3或6所述高力学性能镁合金的制备方法，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1-2分钟，并用石棉板盖上冒口，浇注时往液流处连续输送保护性气体进行保护，防护性气体为N2+0.1% SF6(体积百分比)的混合气体。
8.根据权利要求3所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:步骤6)中固溶处理温度为415°C，保温时间2小时；步骤6)中所述时效处理温度为168°C，保温时间为16小时。
9.根据权利要求8所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:所述固溶处理的步骤为: 将箱式电阻炉升温到415°C，把样品放到箱式电阻炉中间、靠近热电偶的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，然后把炉温升温至415°C后使其恒温，保温2小时，到时间后把样品取出直接放入水中冷却。
10.根据权利要求8所述高力学性能镁合金的制备方法，其特征在于:所述时效处理的步骤为:将箱式电阻炉升温到160-170°C，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，为了防止试样在加热时发生氧化，将样品装入坩埚中，在放置试样的坩埚底部加FeS，再在坩埚顶部盖上石棉，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
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【文档编号】C22F1/06GK104451311SQ201410708500
【公开日】2015年3月25日 申请日期:2014年11月28日 优先权日:2014年11月28日
【发明者】孙晶, 郭全英, 毛萍莉, 刘正 申请人:沈阳工业大学