一种含Sc的高强高韧镁合金及其制备方法与流程

本发明属于金属材料
技术领域：
，尤其涉及一种含sc的高强高韧镁合金及其制备方法。
背景技术：
在镁合金研究领域，时效析出强化是高强度镁合金发展的重要方向，基于该原理的mg-y-nd-zr合金体系具有良好的室温及高温强度。但在mg-y-nd-zr合金中，由于强化相析出对材料韧塑性的破坏，其在基体中的分布密度并不能随意增加，同时也导致合金热裂倾向较大，限制了该合金的进一步发展。因此在保证合金材料高强度、高耐热性能、不降低合金工艺性能的基础上，有必要进一步探讨稀土元素以外的多元合金强化与韧化机制，技术实现要素：本发明提供一种含sc的高强高韧镁合金及其制备方法，本发明中含sc的高强高韧镁合金具有优异的室温及高温力学性能，同时具有较高的塑性。本发明提供一种含sc的高强高韧镁合金，包括以下质量分数的组分：y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％。本发明提供一种含sc高强高韧镁合金的制备方法，包括以下步骤：a)将纯mg、mg-zr中间合金、mg-sc中间合金和mg-re中间合金按照以下质量分数进行配料，熔炼并浇铸成型；re＝y，nd和gd；y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％b)将铸件进行热处理或挤压，得到含sc的高强高韧镁合金。优选的，所述步骤a)具体为：(1)在co2和sf6混合气体的保护下，将纯mg、mg-zr中间合金、mg-sc中间合金和mg-re中间合金按比例进行配料，进行烘干，烘干温度为100～200℃，烘干时间为1～2h；所述co2与sf6的体积比为99.5：0.5；(2)将烘干好的纯mg和mg-re中间合金放入坩埚中随炉升温，直至完全熔化，温度控制在680～780℃；(3)将熔体升温至700～740℃，将烘干好的mg-zr中间合金和mg-sc中间合金加入到熔体中，完全熔化后搅拌5～10分钟；(4)将熔体降温至680～700℃，静置20～40分钟；(5)刮除熔体表面浮渣，进行浇铸成型。优选的，所述步骤b)中的热处理依次包括固溶处理和时效处理。优选的，所述固溶处理的温度为500～550℃；所述固溶处理的时间为6～24小时。优选的，所述时效处理的温度为200～250℃；所述时效处理的时间为12～72小时。优选的，所述挤压包括以下步骤：将铸件依次进行均匀化、预热、挤压和时效处理，得到含sc的高强高韧镁合金。优选的，所述均匀化的温度为500～550℃；所述均匀化的时间为4～10小时。优选的，所述预热的温度为300～400℃；所述预热的时间为2～2.5小时；所述挤压比为(8～20)：1；所述挤压的速度为0.01～1.0m/min。优选的，所述时效处理的温度为200～250℃；所述时效处理的时间为10～72小时。本发明提供了一种含sc的高强高韧镁合金，包括以下质量分数的组分：y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％。本发明的一种含sc的mg-y-nd-gd-zr高强高韧镁合金组分为mg-y-nd-gd-sc-zr，以含稀土金属间化合物的析出强化为主要强化机制，并通过添加非稀土元素sc提高了本发明材料凝固过程中的形核密度，进而显著细化了合金组织。本发明材料具有优异的室温及高温力学性能，同时具有同类材料中较高的塑性，有益效果如下：1、本发明材料的室温力学性能得到明显提高：铸造后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：280～310mpa、190～210mpa、5～8％，挤压后热处理态材料抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：340～380mpa、250～270mpa、10～14％。在不增加稀土总量的前提下，塑性指标有不同程度提高，且保留了较好的强度性能，易于实现工程化应用。2、本发明材料的保持了较好的高温力学性能：铸造后热处理态材料在250℃时抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：250～290mpa、150～170mpa、12～16％，挤压后热处理态材料在250℃时抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到：300～320mpa、200～220mpa、14～16％，能够满足当前航空航天、导弹军工、轨道交通等领域对轻质结构材料在高温坏境下力学性能的需求。3、本发明材料以含稀土金属间化合物的析出强化为主要强化机制，并通过添加非稀土元素sc，获得特有的弥散分布特性及合金化效果，降低了主析出元素的固溶度，并显著提高了合金的形核密度，进而优化了合金组织形貌，在显著细化组织改善性能的前提下，对原合金体系的性能影响大大减小。该合金中稀土含量不高于10wt％，元素sc极低，有效控制了材料成本，生产过程简单易行，工艺性能稳定、良好。由于具有同类材料中优秀的塑性，使本发明合金加工性能有了明显提高，应用范围大大扩展，在航天及其他高技术产业有着良好的应用前景。4、本发明材料可以采用铸造成型及挤压成型工艺，能够适应不同场合的制备要求，有利于产业化应用简化合金种类，减低技术难度与生产成本。附图说明为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。图1为本发明实施例1中镁合金的金相图；图2为本发明实施例5中镁合金的金相图。具体实施方式本发明提供了一种含sc的高强高韧镁合金，包括以下质量分数的组分：y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％。在本发明中，所述含sc的高强高韧镁合金可以是以下配方：y：4.5wt％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.05wt％，zr：0.5wt％，余量为mg；y：6.5wt％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.1wt％，zr：0.5wt％，余量为mg；y：4.5wt％，nd：4.0wt％，gd：1.5wt％，sc：0.3wt％，zr：0.5wt％，余量为mg；y：4.5wt％，nd：1.5wt％，gd：4.0wt％，sc：0.5wt％，zr：0.5wt％，余量为mg。本发明还提供了一种含sc高强高韧镁合金的制备方法，包括以下步骤：a)将纯mg、mg-zr中间合金、mg-sc中间合金和mg-re中间合金按照以下质量分数进行配料，熔炼并浇铸成型；re＝y，nd和gd；y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％b)将铸件进行热处理或挤压，得到含sc的高强高韧镁合金。本发明优选将纯mg、mg-zr中间合金、mg-sc中间合金和mg-re中间合金按比例进行配料，进行烘干，烘干温度为100～200℃，烘干时间为1～2h；(2)将烘干好的纯mg、mg-re中间合金放入坩埚中随炉升温，直至完全熔化，温度控制在680～780℃。(3)将熔体升温至700～740℃，将烘干好的mg-zr中间合金和mg-sc中间合金加入到熔体中，完全熔化后搅拌5～10分钟。(4)将熔体降温至680～700℃，静置20～40分钟。(5)刮除熔体表面浮渣，进行浇铸成型。上述步骤中，所述熔体一直处在co2和sf6混合气体的保护下，所述co2与sf6的体积比为99.5：0.5。在本发明中，mg-re合金中的re为y，nd和gd，所述mg-re合金中re占所有原料的20～30wt％。所述mg-sc中间合金中，sc的质量分数为1～3wt％。熔炼工作完成后，得到的熔体材料可以进行铸造成型，也可将其浇铸成坯料进行挤压成型。铸造成型：将铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到含sc的高强高韧镁合金。所述固溶处理的温度优选为500～550℃；所述固溶处理的时间优选为6～24小时，更优选为12～18小时；固溶处理后空冷至室温；所述时效处理的温度优选为200～250℃；所述时效处理的时间优选为12～72小时，更优选为24～36小时；时效处理后空冷至室温。挤压成型：将铸件依次进行挤压坯料制备、挤压型材制备和时效处理，得到含sc的高强高韧镁合金。所述挤压坯料制备为均匀化处理，所述均匀化处理的温度为500～550℃，所述均匀化处理的时间为4～10小时，更优选为5～8小时。所述挤压型材制备包括预热和挤压，将得到的挤压坯料和挤压模具在300～400℃下预热2～2.5小时，然后进行挤压；所述挤压的挤压比优选为(8～20)：1，更优选为(10～15)：1；所述挤压的挤压速度优选为0.01～1.0m/min，更优选为0.1～0.8m/min，最优选为0.5～0.6m/min。所述时效处理温度优选为200～250℃；所述时效处理的时间优选为10～72小时，更优选为24～36小时；时效处理后空冷至室温。本发明提供了一种含sc的高强高韧镁合金，包括以下质量分数的组分：y：4.5～6.5wt％，nd：1.5～4.0wt％，gd：1.5～4.0wt％，sc：0.05～0.5wt％，zr：0.15～1.5wt％，余量为mg，其中稀土元素总量不超过10wt％。本发明的一种含sc的mg-y-nd-gd-zr高强高韧镁合金组分为mg-y-nd-gd-sc-zr，以含稀土金属间化合物的析出强化为主要强化机制，并通过添加非稀土元素sc提高了本发明材料凝固过程中的形核密度，进而显著细化了合金组织。本发明材料具有优异的室温及高温力学性能，同时具有同类材料中较高的塑性。为了进一步说明本发明，以下结合实施例对本发明提供的一种含sc的高强高韧镁合金及其制备方法进行详细描述，但不能将其理解为对本发明保护范围的限定。实施例1本实施例高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.05wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。本实施例高强耐热镁合金的铸造成型制备包括以下步骤：(1)将原料纯mg、mg-zr中间合金、mg-re中间合金、mg-sc中间合金按比例配齐，进行烘干，烘干温度为100～200℃，烘干时间为1～2h。(2)制备过程中，熔体一直在co2和sf6混合气体的保护下，co2与sf6的比例为99.5：0.5。(3)将烘干好的纯mg、mg-re中间合金放入坩埚中随炉升温，直至完全熔化，温度控制在780℃。(4)将熔体降温至740℃，将烘干好的mg-zr中间合金、mg-sc中间合金加入到镁溶液中，完全熔化后搅拌10分钟。(5)将熔体降温至700℃，静置30分钟。(6)刮除熔体表面浮渣，进行浇铸作业。(7)固溶处理：将铸件在500℃热处理6h，然后空冷至室温。(8)时效处理：将铸件在200℃热处理72h，然后空冷至室温。得到高强耐热镁合金，对其进行金相检测，结果如图1所示。实施例2本实施例2与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：6.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.1wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在510℃热处理12h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在225℃热处理48h，然后空冷至室温。实施例3本实施例3与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：4.0wt％，gd：1.5wt％，sc：0.3wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在520℃热处理18h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在250℃热处理24h，然后空冷至室温。实施例4本实施例4与实施例1不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：4.0wt％，sc：0.5wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。固溶处理：将铸件在530℃热处理24h，然后空冷至室温。时效处理：将铸件在250℃热处理12h，然后空冷至室温。实施例5本实施例高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.01wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。本实施例高强耐热镁合金的挤压成型制备包括以下步骤：(1)将原料纯mg、mg-zr中间合金、mg-re中间合金、mg-sc中间合金按比例配齐，进行烘干，烘干温度为100～200℃，烘干时间为1～2h。(2)制备过程中，熔体一直在co2和sf6混合气体的保护下，co2与sf6的比例为99.5：0.5。(3)将烘干好的纯mg、mg-re中间合金放入坩埚中随炉升温，直至完全熔化，温度控制在780℃。(4)将熔体降温至740℃，将烘干好的mg-zr中间合金、mg-sc中间合金(1～3wt.％)加入到镁溶液中，完全熔化后搅拌10分钟。(5)将熔体降温至700℃，静置30分钟。(6)刮除熔体表面浮渣，进行浇铸作业。(7)挤压坯料制备：将上述镁合金铸态坯料在515℃均匀化处理7h，并加工成挤压坯料。(8)挤压型材制备：将上述挤压坯料和挤压模具在350℃时预热2h，挤压比为16:1，挤压速度为0.3m/min，经塑性变形制备成挤压型材。(9)时效处理：将上述挤压型材在200℃热处理72h。得到高强耐热镁合金，对其进行金相检测，结果如图2示。实施例6本实施例6与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：6.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：1.5wt％，sc：0.1wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在225℃热处理48h，然后空冷至室温。实施例7本实施例7与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：4.0wt％，gd：1.5wt％，sc：0.3wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在250℃热处理24h，然后空冷至室温。实施例8本实施例8与实施例5不同的是：高强耐热镁合金由以下质量百分比的组分组成：y：4.5wt.％，nd：1.5wt％，gd：4.0wt％，sc：0.5wt％，zr：0.5wt％，，余量为mg及不可避免的杂质。时效处理：将挤压型材在250℃热处理12h，然后空冷至室温。取上述实施例1～8和比较例中镁合金棒材进行室温及高温拉伸性能测试，实验结果见表1及表2。表1本发明所述高强耐热镁合金的室温力学性能序号材料状态抗拉强度(mpa)屈服强度(mpa)延伸率(％)实施例1铸造后热处理3102105实施例2铸造后热处理3002055.5实施例3铸造后热处理2951958实施例4铸造后热处理2831926实施例5挤压后热处理38027010实施例6挤压后热处理37527010实施例7挤压后热处理36026011实施例8挤压后热处理34525514比较例1铸造后热处理2751654比较例2挤压后热处理3301956表2本发明所述高强耐热镁合金在250℃下力学性能序号材料状态抗拉强度(mpa)屈服强度(mpa)延伸率(％)实施例1铸造后热处理28517012实施例2铸造后热处理26516513.5实施例3铸造后热处理25516516实施例4铸造后热处理25215316实施例5挤压后热处理32022014.5实施例6挤压后热处理31520515实施例7挤压后热处理30020015实施例8挤压后热处理30020315比较例1铸造后热处理2551606比较例2挤压后热处理2951808注：比较例1为铸态we43镁合金，比较例2为挤压态we43镁合金。由上表可见，本发明的合金具有较高的室温及高温力学性能，可以满足镁合金在国防军工、航空航天、汽车和轨道交通等高技术产业的应用要求。镁合金微观组织金相照片表明，通过添加非稀土元素sc，获得特有的弥散分布特性及合金化效果，降低了主析出元素的固溶度，并显著提高了合金的形核密度，合金的组织细小均匀，且细小第二相弥散分布在基体中，能够有效阻碍基面位错滑移，从而提高合金强度。因此，本发明所述合金的主要强化机制为时效析出强化和细晶强化。以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本
技术领域：
的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。当前第1页12