一种高性能镁合金铸件的制备方法与流程

本发明涉及铸造镁合金热处理技术领域，具体涉及一种高性能镁合金铸件的制备方法。

背景技术：

与其它金属、塑料和木料等结构材料相比，镁合金具有比强度、比刚度高，减振性好、电磁屏蔽和抗辐射能力强，易切削加工、易回收等一系列优点，被称为21世纪的绿色工程材料。

然而现有商业镁合金铸造的疏松倾向显著高于铝合金及其它金属材料，疏松缺陷会显著降低合金材料或铸件的力学性能，严重阻碍了镁合金的大规模应用。研究发现镁合金铸件不能充分发挥其合金材料本身固有的力学性能，且同一铸件不同部位的性能或不同铸件同一部位的性能的均一性和稳定性不高的另一个原因是因为疏松缺陷会降低热处理效果。由于疏松和离异共晶相均在凝固末期形成，往往在晶界处伴生出现，疏松位置的共晶相表面悬空，不与基体接触，导致固溶处理时溶质原子的扩散面积大幅减低(减低～50％)。图1所示为vw63合金无疏松区与疏松区时效处理后的背散射电子成像的形貌；因此，普通固溶处理过程中，疏松会减少由于共晶相溶解而需要容纳扩散溶质原子的材料基体的体积，降低共晶相溶解的速度，使热处理所需的时间延长。还有研究表明，有些合金元素，如y及重稀土元素(如gd，dy,er等)在镁中的扩散系数速率要比al和zn要低一个数量级；所以，通过普通固溶处理工艺完全消除高强耐热镁-稀土合金铸件中的共晶相需要较高的温度或更长的时间。

对于疏松缺陷，一方面可以采用先进的低压、差压等铸造方法并设计合理铸造工艺，通过设计有效补缩通道、冒口和冷铁等凝固控制工艺消除或减少铸件中的疏松缺陷。但是同一铸件不同部位达到无疏松缺陷状态的临界补缩压力并不完全相同，有些部位的补缩压力可能达不到实现完全补缩所需的压力。而且，即使在补缩压力足够大的情况下，由于铸件结构的复杂性，壁厚不均匀，导致有些部位的补缩通道不顺畅。如图2所示为航天用砂型重力铸造zm6/we43镁合金支架结构示意图，支架中间的几个筋板壁厚比较薄，在铸件充型完毕之前就已经凝固了，低压铸造充型完毕后的保压补缩压力对这些筋板起不到补缩作用，难以完全消除其中的疏松缺陷。另一方面，工业上通常采用补焊工艺对铸件中的铸造缺陷进行修复。然而镁合金疏松缺陷一般面积较大，其周围的组织通常也不致密，补焊时输入的热量容易引起补焊处及其周围再次产生裂纹，疏松缺陷几乎不可通过补焊修复。因此，需要寻求新的消除疏松的途径。

工业上采用热等静压(hotisostaticpressing，简称hip)工艺对高温合金、钛合金等进行消除疏松的致密化处理，该工艺具有提高铸件产品整体力学性能的良好效果。对于内部不致密，孔洞与外界连通的材料，如采取粉末冶金工艺制备的铝合金、钛合金材料，需采取外包套工艺，将致密度不高的材料包在一层外套之内，然后再对其进行热等静压处理，也有很好的提高力学性能的效果，但是对于铸件而言，由于形状的复杂性，包套工艺并不便于实施。

技术实现要素：

针对普通热处理镁合金铸件力学性能较低、不稳定等问题，本发明的目的在于提供一种高性能镁合金铸件的制备方法。

为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：

一种高性能镁合金铸件的制备方法，该方法首先将初始镁合金铸件放入热等静压炉内进行热等静压处理，出炉后空冷；再将铸件在常压条件下依次进行固溶和时效处理，即获得所述高性能镁合金铸件；所述初始镁合金铸件的疏松级别≤3级或者初始铸件上至少有一处局部区域内的疏松级别≤3级。

所述初始镁合金铸件的凝固温度区间≤100℃。

按重量百分含量计，所述镁合金铸件优选的化学成分为：y1.0～15.0％，nd0～5％，重稀土元素为0.5～15.0％，zn0～2.0％，zr0.1～0.9％，其余为mg；其中：重稀土元素、y和nd的总含量≥5.5％。所述重稀土元素为gd、dy、er、tb、ho、tm、yb和lu中的一种或几种。

所述热等静压处理的保温温度为350～550℃，保压压力为10～300mpa，保温时间为0.1～10h，出炉温度低于300℃。

所述固溶处理的温度为450～550℃，时间为1～72h，固溶处理后的冷却方式为水冷、油冷或空冷。

所述时效处理的温度为100～300℃，时间为1～200h，时效处理后的冷却方式为水冷、油冷或空冷。

所述初始镁合金铸件经本发明方法处理后，铸件内的疏松消除，获得高性能的镁合金铸件。

本发明设计机理如下：

本发明首先对全部区域或至少有一处局部区域的疏松级别≤3级的初始镁合金铸件进行热等静压致密化处理。该初始镁合金铸件可根据热力学计算相图和热分析实验选取凝固温度区间≤100℃的镁合金成分制造，按重量百分含量计，优选的铸件化学成分为：y1.0～15.0％，nd0～5.0％，重稀土元素中的一种(如gd)或几种的总和为0.5～15.0％，zn0～2.0％，zr0.1～0.9％，其余为mg，其中：重稀土元素+y+nd≥5.5％；在高温高压条件下进行热等静压处理，由于材料本体的蠕变而使疏松缺陷发生弥合并消除，铸件内部疏松缺陷的表面之间获得冶金结合，使疏松处悬空的第二相与基体充分接触，在热等静压处理过程中共晶相初步溶解，溶质原子初步扩散。随后，通过固溶处理更容易得到成分均匀的过饱和固溶体，最终达到良好的时效强化效果。采取本发明的方法，制备的镁合金铸件具有更好的力学性能，且力学性能稳定性更好。

本发明具有如下优点：

1、本发明提供了一种高性能镁合金铸件的制备方法，工艺简单，对提高镁合金铸件力学性能的效果好。在工艺实施过程中镁合金铸件中的疏松缺陷通过材料基体蠕变发生弥合，形成冶金结合，使疏松处的第二相在固溶处理过程中更容易扩散溶解，达到良好的热处理效果。应用本发明制备的镁合金铸件的室温强度和塑性得到了显著提高，同时性能性能稳定性也得到明显的提高。

2、本发明在高温条件下向铸件施加各向等同的力，铸件表面受力均匀，铸件不发生明显的宏观变形。

附图说明

图1为vw63合金无疏松区与疏松区时效处理后的背散射形貌；其中：(a)无疏松区；(b)疏松区。

图2为航天用砂型重力铸造zm6/we43镁合金支架结构示意图。

图3为zm6支架大平面疏松评级底片(图2中a区)。

图4为vw63镁合金疏松评级底片。

图5为砂型重力铸造vw63镁合金舱体三维视图。

图6为砂型重力铸造vw63/vw103镁合金试板三维视图。

具体实施方式

下面结合附图与实施例对本发明进一步详细描述。

本发明尝试将热等静压工艺应用到镁合金及铸件，以提高其力学性能。进行了初步实验研究，图3为图2中航天用砂型重力铸造zm6支架大平面的的x射线透视底片的疏松评级(解剖自图2的位置a处)，大部分区域疏松评级均大于三级。研究发现，对其进行热等静压处理后，虽然力学性能的变异系数降低了(该值为标准差与平均值之比，用来衡量数值的相对一致性和稳定性)，但抗拉强度和延伸率并未提高。根据现有实验结果可以认为热等静压处理对zm6铸件并非有效工艺。类似地，贵州安顺安吉精密铸造有限公司等单位通过对zm6和zm5等镁合金铸件进行类似实验也得出相似的结论。

研究发现镁合金的凝固温度区间普遍较宽。例如：zm5镁合金的凝固温度区间约在168℃左右(428℃～596℃)，而zm6镁合金的凝固温度区间约在110℃左右(535℃～645℃)。一般认为凝固温度区间宽的合金的疏松倾向高，而含高级别疏松的镁合金铸件内部与外界相联通，对于复杂铸件，包套工艺不便于实施，因此不能通过热等静压工艺消除疏松而提高其力学性能。

研究表明一些合金元素与镁形成具有较高共晶温度的合金，使镁合金凝固温度区间变得更窄，如sr、si、sn等元素。sr的加入对az91合金的固相线影响不大，但能明显降低合金的液相线；az91合金中添加0.8％sr(wt.％)后，液相线从596℃下降到566℃，下降了30℃。凝固温度区间从az91合金的168℃下降到添加0.8％sr后的131℃，凝固温度区间减小了约20％。在za84镁合金中，添加1.6％si(wt.％)后凝固温度区间从227.7℃下降到195.7℃。合金元素sn能有效地减小镁合金的凝固温度区间，其中mg-sn二元合金凝固温度区间小于90℃，远小于mg-al、mg-zn二元合金。

除此之外，稀土元素，如y及重稀土元素(如gd，er，dy等)，也与镁形成具有较高共晶温度的合金，有效地减小镁合金的凝固温度区间。如mg-10gd-3y-0.5zr(wt.％，vw103)镁合金，其凝固温度区间约在91℃左右(544℃～635℃)；mg-6gd-3y-0.5zr(wt.％，vw63)镁合金的凝固温度区间约在99℃左右(544℃～643℃)。图4为vw63镁合金x射线透视的疏松评级底片，其疏松评级通常不高于3级，推测具有相对较窄的凝固温度区间的合金具有较低的疏松倾向，铸件的致密度相对较高，有可能在不加包套的条件下通过热等静压工艺消除疏松缺陷，获得高的力学性能，保证不同铸件或铸件不同部位的力学性能一致性和稳定性。

根据以上分析，如果通过合金成分设计，减小镁合金的凝固温度区间，有可能获得低疏松级别的镁合金铸件。对低疏松级别的镁合金铸件进行热等静压工艺处理后再进行固溶、时效处理将获得高性能的镁合金铸件。

另一方面，在热等静压处理过程中，由于需要使疏松弥合，发生原子扩散实现疏松表面的冶金结合，因此热等静压的处理温度不能太低。随着温度降低，溶质原子的扩散系数会呈指数规律显著下降，如温度从540℃降低到450℃时，y元素在镁基体中的扩散系数降低了大约一个数量级。此外，降低处理温度会降低材料的蠕变速率，显著延长通过材料蠕变而使疏松弥合所需的时间。为了保证生产效率，温度一般不应该低于350℃。另一方面，处理温度不宜太高且处理时间不宜太长。高于550℃处理，材料的晶粒尺寸会快速粗化，降低力学性能。为此将优选的镁合金的热等静压的处理温度设置为350℃-550℃，将处理时间控制在0.1～10h。对于优选的镁合金，固溶处理的温度和时间设置在450～550℃和1～72h时，晶界第二相完全溶入到基体中，且不发生明显的晶粒长大现象，具有良好的固溶效果。

对于mg-gd系镁合金，时效析出序列为ssss(cph)→β″(do19)→β′(cbco)→β(mg5gd，fcc)，对于mg-nd系镁合金，时效析出序列为ssss(cph)→g.p.zones→β″(d019)→β′(fcc)→β(mg12nd，bct)，β″和(或)β′相被认为是镁稀土合金获得良好的室温和次高温(<250℃)力学和蠕变性能的原因。时效温度为100～300℃，时间为1～200h，温度太低，强化相β″、β′并不能析出，而过高的时效温度易发生过时效。

通过上述大量试验并结合材料理论基础分析，本发明提供了一种高性能镁合金铸件的制备方法。首先，根据凝固温度区间，优化镁合金化学成分，选择出凝固温度区间≤100℃的镁合金，保证镁合金铸件中全部或部分区域的疏松级别≤3级。其次，对优选化学成分制成的镁合金铸件进行一定时间和温度的热等静压处理，使疏松空洞逐渐弥合，与此同时，疏松处的共晶相与基体充分接触，加速溶质原子的初步扩散。随后，再通过固溶处理工艺使基体中的共晶相溶解，使溶质原子均匀分布于基体中，形成成分均匀的过饱和固溶体，最后再通过时效工艺促进基体中强化相均匀、弥散析出。从而获得高性能的镁合金铸件，并具有良好的冶金质量和性能稳定性。

实施例1

本实施例中选择的vw63镁合金铸件的实际化学成分为(wt.％)：重稀土元素选用gd，其量为5.87％，y：2.65％，zr：0.47％，余量为镁；该镁合金铸件采用树脂砂型重力铸造工艺制备，铸件三维视图如图5所示，外轮廓尺寸为φ746*462mm；该合金的凝固温度区间约为99℃，树脂砂型铸件疏松级别为0-3级。

对该镁合金铸件的处理过程如下：

(1)对vw63树脂砂型铸件进行热等静压处理，保温温度为480℃，保压压强为100mpa，保温时间为3h，保温到时，300℃以下出炉，空气冷却。

(2)将热等静压处理后的vw63树脂砂型铸件进行固溶处理，随炉升温，固溶温度和保温时间分别为500℃和8h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

(3)将固溶处理后的vw63树脂砂型铸件进行时效处理，随炉升温，时效温度和保温时间分别为200℃和80h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

本实施例力学性能试样切取位置为图5框选区域，经过热等静压处理和随后固溶时效热处理的vw63树脂砂型铸件内的3级及3级以下的疏松消除，在室温下的拉伸力学性能见表1。与常规热处理工艺(未经热等静压处理)获得的vw63树脂砂型铸件相比，采用本方法制备的铸件在室温条件下的平均断裂延伸率由1.25％提高至5.33％，提高了327％，变异系数由0.85降低至0.11；而平均抗拉强度由269mpa提高至335mpa，上升幅度为25％，变异系数由0.33降低至0.01。

将本实施例中的gd换成dy或er等其他重稀土元素，在同样的处理条件下，所得高性能镁合金内铸件内疏松消除，室温条件下的力学性能基本相同。

实施例2

本实施例中选择的初始vw63镁合金铸件的实际化学成分为(wt.％)：重稀土元素选用gd，其量为6.84％，y：3.39％，zr：0.42％，余量为镁；对熔体进行净化处理后再采用树脂砂型重力铸造工艺制备，铸件三维视图如图6所示；该合金的凝固温度区间约为99℃，砂型铸件疏松级别为0-3级。

对该初始镁合金铸件的处理过程如下：

(1)对vw63树脂砂型铸件进行热等静压处理，保温温度为480℃，保压压强为100mpa，保温时间为3h，保温到时，300℃以下出炉，空气冷却。

(2)将热等静压处理后的vw63树脂砂型铸件进行固溶处理，随炉升温，固溶温度和保温时间分别为500℃和8h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

(3)将固溶处理后的vw63树脂砂型铸件进行时效处理，随炉升温，时效温度和保温时间分别为200℃和80h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

本实施例力学性能取样位置为图6框选区域。经过热等静压处理和随后固溶时效热处理的vw63树脂砂型铸件内的3级及3级以下的疏松消除，在室温下的拉伸力学性能见表1。与常规热处理工艺(未经热等静压处理)获得的vw63树脂砂型铸件相比，采用本方法制备的铸件在室温条件下的平均断裂延伸率由1.00％提高至2.33％，提高了133％，变异系数由0.5降低至0.45；而平均抗拉强度由310mpa提高至338mpa，上升幅度为9％，变异系数由0.05降低至0.04。

实施例3

本实施例中选择的初始镁合金铸件为mg-10gd-3y-0.5zr，成分重量百分比为重稀土元素选用gd，其量为9.91％，y：2.57％，zr：0.38％，镁含量为平衡余量，简写为vw103；对熔体进行净化处理后再采用树脂砂型重力铸造工艺制备，铸件三维视图如图6所示；该合金的凝固温度区间约为91℃，砂型铸件疏松级别为0-3级。

对该初始镁合金铸件的处理过程如下：

(1)对vw103树脂砂型铸件进行热等静压处理，保温温度为480℃，保压压强为100mpa，保温时间为3h，保温到时，300℃以下出炉，空气冷却。

(2)将热等静压处理后的vw103树脂砂型铸件进行固溶处理，到温进炉，固溶温度和保温时间分别为525℃和12h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

(3)将固溶处理后的vw103树脂砂型铸件进行时效处理，到温进炉，时效温度和保温时间分别为250℃和12h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

本实施例力学性能测试取样位置如图6框选区域，经过热等静压处理和随后固溶时效热处理的vw103树脂砂型铸件内的3级及3级以下的疏松消除，在室温下的拉伸力学性能见表1。与常规热处理工艺(未经热等静压处理)获得的vw103镁合金铸件相比，采用本方法制备的vw103砂型铸件在室温条件下的平均断裂延伸率由2.90％提高至4.13％，提高了43％；而平均抗拉强度由300mpa提高至309mpa，上升幅度为3％，变异系数由0.04降低至0.01。

实施例4

本实施例采用的初始镁合金铸件的化学成分按重量百分比为y：4.20％，nd：2.66％，重稀土元素选用gd，其量为1.09％，zn：0.21％，zr：0.50％，镁含量为平衡余量，简写为we43；采用树脂砂型重力铸造工艺制备，铸件结构简图如图2所示；该合金的凝固温度区间约为80℃，砂型铸件疏松级别为0-3级。

对该初始镁合金铸件的处理过程如下：

(1)首先对we43树脂砂型铸件进行热等静压处理，保温温度为480℃，保压压强为100mpa，保温时间为3h，保温到时，300℃以下出炉，空气冷却。

(2)将热等静压处理后的we43树脂砂型铸件进行固溶处理，到温进炉，固溶温度和保温时间分别为525℃和8h，保温到时，关电出炉，80℃热水淬火。

(3)将固溶处理后的we43树脂砂型铸件进行时效处理，到温进炉，时效温度和保温时间分别为250℃和8h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

本实施例力学性能测试取样位置如图2大平面a区域，经过热等静压处理和随后固溶时效热处理的we43树脂砂型铸件内的3级及3级以下的疏松消除，在室温下的拉伸力学性能见表1。与常规热处理工艺(未经热等静压处理)获得的we43树脂砂型铸件相比，采用本方法制备的铸件在室温条件下的平均断裂延伸率由2.83％提高至10.17％，提高了259％，变异系数由0.51降低至0.23；而平均抗拉强度由231mpa提高至261mpa，上升幅度为13％，变异系数由0.04降低至0.03。

对比例1

本对比例采用的初始镁合金铸件的化学成分按重量百分比为nd：2.10％，zn：0.30％，zr：0.54％，fe：<0.005％，si：<0.005％，镁含量为平衡余量，简写为zm6；采用树脂砂型重力铸造工艺制备，铸件结构简图如图2所示；该合金的凝固温度区间约为110℃，砂型铸件疏松级别为4-8级。

对该初始镁合金铸件的处理过程如下：

(1)首先对zm6树脂砂型铸件进行热等静压处理，保温温度为480℃，保压压强为100mpa，保温时间为3h，保温到时，300℃以下出炉，空气冷却。

(2)将热等静压处理后的zm6树脂砂型铸件进行固溶处理，随炉升温，炉温从室温升至225℃，耗时120min，225℃保温30min，线性升温至325℃，耗时60min，325℃保温30min，线性升温至425℃，耗时60min，425℃保温30min，线性升温至527℃，耗时60min，527℃保温720-960min，保温到时，关电出炉，空气冷却。

(3)将固溶处理后的zm6树脂砂型铸件进行时效处理，随炉升温，时效温度和保温时间分别为200℃和12h，保温到时，关电出炉，空气冷却。

本对比例力学性能取样位置为图2大平面a区域，经过热等静压处理和随后固溶时效热处理的zm6树脂砂型铸件在室温下的拉伸力学性能见表1。与常规热处理工艺(未经热等静压处理)获得的zm6镁合金的树脂砂型铸件相比，采用本方法制备的铸件的室温力学性能未有实质性提高。

表1实施例和对比例镁合金铸件在室温下的拉伸力学性能

注释：变异系数为标准差与平均值之比

上述实施例仅作参考，具有和本发明相似或者从本专利思路出发而延伸的工艺方法，均在本发明的保护范围。