一种含铈稀土镁合金及其热处理方法与流程

本发明属于金属材料类及冶金领域，具体涉及一种含铈稀土镁合金及其热处理方法。

背景技术：

作为最轻的金属结构材料，镁合金具有比强度、比刚度高，减震性好等优点，广泛应用于航空航天、交通、3c等领域。在现有镁合金中，中国发明专利200510030457.8公开了一种含稀土高强度铸造镁合金，该合金的典型化学成分为mg-3.0nd-0.2zn-zr(wt.％)，铸造合金的典型室温拉伸性能为：屈服强度140mpa，抗拉强度300mpa，延伸率11％。该合金同时具有良好的耐腐蚀性能，能够满足航空航天、交通、3c等领域的多种应用需求，已经用于制备飞机发动机机匣、汽车轮毂、发动机缸体等主承力部件。然而，近些年来稀土元素nd价格持续走高，严重限制了该合金在汽车和3c领域的应用，因此迫切需要开发力学性能相当、成本更低的镁合金。

技术实现要素：

本发明的目的是在针对mg-3.0nd-0.2zn-zr(wt.％)含稀土镁合金成本较高的现状，旨在开发出成本较低，同时满足室温抗拉强度≥210mpa、屈服强度≥130mpa、伸长率≥7％的汽车轮毂用铸造稀土镁合金。

本发明的目的是通过以下技术方案实现的：

第一方面，本发明提供了一种含铈稀土镁合金，其包含按重量百分数计的如下组分：

余量为镁和不可避免的杂质，所述杂质元素的重量百分数总和不超过0.2wt％。

本发明采用nd(钕)为第一组分。由于200℃时nd在mg中的固溶度几乎为零，而在共晶温度552℃时的固溶度为3.6wt.％，因此只要加入少量的nd即可以保证合金有良好的时效析出强化效果。本专利中，考虑到nd元素成本较高，为了降低合金的原材料成本，nd的含量控制在0.80～1.20wt.％。

本发明采用ce(铈)为第二组分。ce元素在mg中的固溶度不高，最高仅为0.50wt.％，ce元素与mg形成共晶相mg12ce，共晶相多分布在α-mg晶界上，能够起到第二相弥散强化作用，在一定程度上弥补了由于nd含量降低的负面影响。在本发明的体系中，ce元素含量较低时，晶界形成的mg12ce弥散相的强化效果较弱，ce元素含量较高时，晶界形成的mg12ce弥散相尺寸较大，会严重恶化合金的室温塑性。因此，ce含量控制在0.80～1.20wt.％。

本发明采用zn(锌)为第三组分。zn元素加入mg-nd合金体系时，会与mg和nd元素形成基面析出相，从而对合金进行强化。当zn元素含量较低，<0.45wt.％时，mg-nd-ce-zn合金中的时效强化相以棱柱面析出相为主，强化效果较佳，优于不含zn元素的合金；当zn元素含量在0.45～0.65wt.％时，合金中的时效强化相以基面析出相为主，强化效果最佳；当zn元素含量>0.65wt.％时，zn会与mg、nd形成mg-nd-zn三元共晶相，该类相在随后的固溶处理中难以全部固溶到基体中并以弥散第二相的形式存在，提高合金强度的同时会损伤材料的室温塑性。因此，根据zn元素对本发明合金强度与塑性的综合影响，zn含量控制在0.45～0.65wt.％。

本发明采用zr(锆)为第四组分，与常规含zr镁合金类似，zr在mg-nd-ce-zn合金中的主要作用为晶粒细化，zr元素的含量为0.30～0.70wt.％。

作为优选方案，所述杂质元素包含硅、铁、铜、镍中的至少一种，且硅元素的含量不超过0.01％、铁元素的含量不超过0.01％、铜元素的含量不超过0.03％、镍元素的含量不超过0.005％。

第二方面，本发明还提供了一种上述的含铈稀土镁合金的热处理方法，其包括如下步骤：

将常规方法制备的含铈稀土镁合金合金锭或者铸件在535～545℃下固溶处理6～14小时，水中淬火；

在195～205℃下进行单级时效处理6～16h，得到所述含铈稀土镁合金。该合金室温力学性能满足：抗拉强度≥210mpa、屈服强度≥130mpa、伸长率≥7％，可用于制备汽车轮毂等结构件。

作为优选方案，所述淬火的温度为25～80℃。合金从固溶炉取出到进入水中的时间间隔不超过30秒。

上述含铈稀土镁合金的合金锭或者铸件的制备包括如下步骤：

将纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.45～0.65wt.％，nd元素占0.80～1.20wt.％，ce元素占0.80～1.20wt.％；

待mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，使zr元素在制备的镁合金总质量中占0.30～0.70wt.％；

待mg-30wt.％zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟；降温至750～755℃，电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟；

静置后冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，即可。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

(1)与中国发明专利200510030457.8相比，本发明通过采用市场价格较低的(0.8～1.2wt.％)ce元素代替了～2wt.％nd元素，在少量降低合金屈服强度的情况下，显著降低了合金的原材料成本，有利于镁合金的推广应用，特别是镁合金在汽车轮毂上的应用。本发明开发了成本更低且能够满足汽车轮毂使用要求的含铈稀土镁合金，具有显著的创新性。

(2)与中国发明专利200510030457.8中的mg-nd-zn-zr合金以棱柱面析出相为主要强化方式相比，本发明中的mg-nd-ce-zn-zr合金的主要强化相为基面析出相和mg12ce弥散第二相(如图1所示)。尽管两类合金的强化效果(室温屈服强度)接近，但强化机理差异显著。因此，本发明在合金强化机理设计方面也具有显著的创新性。

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为mg-nd-ce-zn-zr合金经过固溶&时效处理(t6)后镁基体内形成的基面析出相(a)和弥散分布在晶界处的第二相(b)。

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

本实施例涉及一种含铈稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：0.80wt.％nd、0.80wt.％ce、0.45wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和本发明中的合金热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-ce/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd/ce：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.45wt.％，nd元素占0.80wt.％，ce元素占0.80wt.％；

(4)待mg-nd/mg-ce中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-0.80nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-0.80nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行6小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行16小时的单级时效处理，最后得到mg-0.80nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本实施例得到的mg-0.80nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度234mpa，屈服强度130mpa，延伸率11％。

实施例2

本实施例涉及一种含铈稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：1.20wt.％nd、1.20wt.％ce、0.65wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和本发明中的合金热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-ce/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd/ce：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.65wt.％，nd元素占1.20wt.％，ce元素占1.20wt.％；

(4)待mg-nd/mg-ce中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-1.20nd-1.20ce-0.65zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-1.20nd-1.20ce-0.65zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行14小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行8小时的单级时效处理，最后得到mg-1.20nd-1.20ce-0.65zn-0.4zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本实施例得到的mg-1.20nd-1.20ce-0.65zn-0.4zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度245mpa，屈服强度140mpa，延伸率7％。

实施例3

本实施例涉及一种含铈稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：1.0wt.％nd、1.0wt.％ce、0.55wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和本发明中的合金热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-ce/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd/ce：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.55wt.％，nd元素占1.0wt.％，ce元素占1.0wt.％；

(4)待mg-nd/mg-ce中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-1.0nd-1.0ce-0.55zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-1.0nd-1.0ce-0.55zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行8小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行12小时的单级时效处理，最后得到mg-1.0nd-1.0ce-0.55zn-0.40zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本实施例得到的mg-1.0nd-1.0ce-0.55zn-0.40zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度237mpa，屈服强度136mpa，延伸率9％。

实施例4

本实施例涉及一种含铈稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：1.0wt.％nd、0.80wt.％ce、0.45wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和本发明中的合金热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-ce/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd/ce：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-20wt.％ce中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.45wt.％，nd元素占1.0wt.％，ce元素占0.80wt.％；

(4)待mg-nd/mg-ce中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-1.0nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-1.0nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行8小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行16小时的单级时效处理，最后得到mg-1.0nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本实施例得到的mg-1.0nd-0.80ce-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度235mpa，屈服强度132mpa，延伸率10％。

图1为本发明的mg-nd-ce-zn-zr合金经过固溶&时效处理(t6)后镁基体内形成的基面析出相(a)和弥散分布在晶界处的第二相(b)。由图1可知，基面析出相以mg-nd-zn亚稳相为主，而晶界处的第二相则为mg12ce平衡相，基面析出相强化和晶界处第二相的弥散强化是mg-nd-ce-zn-zr合金的主要强化机制。本发明中的基面析出相和晶界处弥散第二相两者的共同强化效果与mg-3.0nd-0.2zn-zr合金中的棱柱面析出相的强化效果相当，而需要的稀土元素总量和成本显著下降。

对比例1

本实施例涉及一种不含铈稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：1.0wt.％nd、0.45wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.45wt.％，nd元素占1.0wt.％；

(4)待mg-nd中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-1.0nd-0.45zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-1.0nd-0.45zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行8小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行16小时的单级时效处理，最后得到mg-1.0nd-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本对比例得到的mg-1.0nd-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度242mpa，屈服强度112mpa，延伸率13％。与汽车轮毂材料要求(210mpa-130mpa-7％)对比可知，不含ce的mg-1.0nd-0.45zn-0.40zr的屈服强度明显低于130mpa，满足不了汽车轮毂的使用要求，不能够用于汽车轮毂的制造。

对比例2

本实施例涉及一种含钆稀土镁合金，所述镁合金的组分及其质量百分比为：1.0wt.％nd、0.8wt.％gd、0.45wt.％zn、0.40wt.％zr，杂质元素si、fe、cu和ni的总含量小于0.20wt.％，余量为mg(wt.％是指组分占所制备的镁合金总质量的百分比，总质量为mg、zn和各种中间合金的质量和)。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔铸方法和本发明中的合金热处理方法：

其中，熔铸工序在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将纯镁、纯锌、mg-nd/mg-gd/mg-zr中间合金在200℃预热3小时以上；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加zn和nd/gd：当镁液温度达到720℃后，往镁液中直接加入纯锌和mg-25wt.％nd/mg-30wt.％gd中间合金，使zn元素在制备的镁合金总质量中占0.45wt.％，nd元素占1.0wt.％，gd元素占0.8wt.％；

(4)待mg-nd/mg-gd中间合金熔化后，熔体温度升至760～780℃时加入mg-30wt.％zr中间合金，待mg-zr中间合金熔化后撇去表面浮渣，搅拌2～3分钟。降温至750～755℃，不断电精炼，精炼后升温到780℃静置，静置时间为25～40分钟。

(5)静置后镁液冷却至690～740℃后撇去表面浮渣进行金属型重力浇铸，得到mg-1.0nd-0.8gd-0.45zn-0.40zr稀土镁合金。

热处理工序为：

将熔炼得到的mg-1.0nd-0.8gd-0.45zn-0.40zr合金锭在540℃温度中进行8小时的固溶处理，并在80℃水中淬火，随后在200℃温度中进行16小时的单级时效处理，最后得到mg-1.0nd-0.8gd-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金。

实施效果：本实施例得到的mg-1.0nd-0.8gd-0.45zn-0.40zr铸造稀土镁合金t6态的室温力学性能为：抗拉强度252mpa，屈服强度118mpa，延伸率15％。与汽车轮毂材料要求(210mpa-130mpa-7％)对比可知，含gd的mg-1.0nd-0.8gd-0.45zn-0.40zr的屈服强度也明显低于130mpa，满足不了汽车轮毂的使用要求，不能够用于汽车轮毂的制造。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。对比例说明了ce元素对提高合金屈服强度的作用。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。