CN109881060B - 一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法 - Google Patents
一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明属于镁合金的技术领域,公开了一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法。所述含Si的耐蚀镁合金包括以下按重量百分比计的成分:Sn 6~10%;Si 0.7~1%;RE 0.3~1%;Mg:余量;所述RE为Nd和/或Y。本发明还公开耐蚀镁合金的制备方法。本发明的耐蚀镁合金采用Nd、Y元素变质共晶Mg2Si相,改善共晶Mg2Si相形貌,使粗大的汉字状Mg2Si变为点状或棒状,且组织分布均匀,而且显著地提高了含Si镁合金的耐蚀性能。本发明采用的中间合金成本低廉,加工工艺简单,易于实现工业化批量生产。
Description
技术领域
本发明属于镁合金的技术领域,具体涉及一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金具有低密度、高比强度和比刚度、高比弹性模量、导热性好、机械加工性能优良等诸多优点,在航空航天、汽车、电子和国防军事工业等领域具有广阔应用前景,被誉为21世纪“绿色环保和生态金属材料”。因此,镁合金已成为替代钢铁、铝合金的理想轻量化材料。然而与钢和铝合金相比,镁合金的绝对强度低、高温性能差,特别是由于Mg元素的电极电位低,使得镁合金的耐蚀性普遍较差,其应用受到很大限制,开发高耐蚀性的镁合金对于拓展镁合金的应用非常重要。公开号为CN106282706A的专利申请公开了一种稀土耐蚀镁合金。该专利申请公开的耐蚀性镁合金成分简单,耐蚀性能优异,但添加了较大量的贵金属元素(Ag)和稀土元素(Nd,Y),成本较高,不利于实际生产。
合金化方法已经成为改善镁合金高温性能、力学、耐蚀等性能最普遍和有效的手段。Sn元素具有价格低、易于合金化和加工工艺简便等优点。Sn在Mg中固溶度随温度变化较大,是一种典型具有沉淀强化效果的合金化元素。此外,Sn在Mg中可生成高熔点Mg2Sn相,该相弥散分布与晶界上,可有效地钉扎晶界阻碍位错滑移,有利于提高镁合金的室温和高温性能。同Sn元素相似,Si元素具有低成本和物理性质佳的优点,Si在Mg中溶解度极低,生成的第二相Mg2Si具有低密度、高熔点和高弹性模量等特点,是提高镁合金高温性能,特别是高温抗蠕变性能的有效增强相。因此,Mg-Sn-Si系镁合金是近年来受到广泛关注的耐热镁合金。然而含Si镁合金,特别是在普通铸造条件下,合金中Mg2Si相常呈现粗大树枝晶、多边形和汉字状,严重割裂基体,使镁合金力学性能及耐蚀性能下降,严重影响其应用。因此,控制和改善Mg2Si相的形态、大小和分布是提高含Si镁合金耐蚀性的关键。通过添加合金化元素改善微观组织以提高镁合金的耐蚀性,可有效地扩大镁合金的应用范围。
发明内容
为了克服现有技术的缺点与不足,本发明目的在于提供一种具有优良耐蚀性的低成本含Si镁合金及其制备方法。
本发明的目的通过以下技术方案实现:
一种含Si的耐蚀镁合金,包括以下按重量百分比计的成分:
所述RE为Nd和/或Y。
当RE为Nd和Y时,Nd的重量含量大于Y的重量含量,优选Nd的重量含量≥1.5倍Y的重量含量,更优选Nd的重量含量≥2倍Y的重量含量。
优选地,当RE为Nd和Y时,1.5倍Y的重量≤Nd的重量≤10倍Y的重量。
所述含Si耐蚀镁合金的制备方法,包括以下步骤:
(1)熔化纯镁:在保护性气氛中,将镁锭进行熔化,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中加入镁-硅中间合金、纯Sn和镁-RE中间合金,熔化,搅拌,静置保温,获得镁合金熔体;镁-RE中间合金中RE为Nd或Y;镁-RE中间合金为镁-Nd中间合金和/或镁-Y中间合金;
(3)浇铸合金:将步骤(2)的镁合金熔体进行拔渣,浇铸,获得含Si耐蚀镁合金。
步骤(2)的具体步骤为向步骤(1)所得纯镁熔体中加入镁-硅中间合金和纯Sn,熔化混匀,然后加入镁-RE中间合金进行变质处理,熔化后搅拌,静置保温,获得镁合金熔体。
所述混匀是指充分熔化后搅拌1~2min;所述熔化混匀中熔化的温度为730~770℃;
所述变质处理的温度为730~770℃;所述熔化后搅拌的时间为1~2min,所述静置保温的时间为8~12min。
步骤(2)中所述镁-硅中间合金为Mg-3%Si(3%是指Si元素在镁硅中间合金中所占质量百分比);镁-RE中间合金为Mg-20%RE中间合金,即Mg-20%Y和/或Mg-20%Nd中间合金。
步骤(1)中熔化的温度为730~770℃。
步骤(1)中所述保护性气氛为SF6和N2的混合气体;混合的体积比为SF6:N2=2:98。
步骤(2)中熔化、保温的温度独自为730~770℃。
步骤(3)中浇铸是指在经预热后的碳素钢模具中进行浇铸;模具的预热温度为180~210℃。
本发明的基本原理:
Sn元素加入Mg-Si合金后改善了第二相Mg2Si的大小和分布,同时α-Mg基体中溶解的Sn参与了成膜过程,膜的成分是氧化镁和氧化锡,此外,分布均匀的Mg2Sn相可在腐蚀过程中起到屏障作用,降低腐蚀速率。稀土元素(Nd、Y)的加入同样改善了Mg-Si合金的耐蚀性。一方面,稀土元素影响了镁合金的电化学腐蚀过程,加入稀土元素后在基体中生成Si-RE-rich相,其可作为弱阴极降低了腐蚀驱动力,从而抑制电偶腐蚀的发生。另一方面,经稀土元素变质后的Mg-Si合金中,共晶Mg2Si相由粗大汉字状变为较均匀细小的点状或棒状。在腐蚀过程中,随着α-Mg基体的溶解,第二相逐渐累积并在基体表面形成连续相,与此同时腐蚀产物逐渐积累,形成腐蚀产物膜,二者可有效地作为物理屏障阻碍腐蚀离子(如:Cl-)的进一步渗入,抑制腐蚀的进一步发生。因此,加入Sn和RE元素后,Mg-Si合金的耐蚀性显著提高。
与现有技术相比,本发明具有以下优点和有益效果:
(1)本发明的耐蚀镁合金采用Nd、Y元素变质共晶Mg2Si相,改善共晶Mg2Si相形貌,使粗大的汉字状Mg2Si变为点状或棒状,且组织分布均匀;
(2)本发明通过合金化方法,显著地提高了含Si镁合金的耐蚀性能;
(3)本发明采用的中间合金成本低廉,加工工艺简单,易于实现工业化批量生产。
附图说明
图1为对比例1中Mg-0.8%Si合金的光学显微组织图;
图2为对比例1中Mg-0.8%Si合金的宏观腐蚀形貌图;
图3为对比例1中Mg-0.8%Si合金的微观腐蚀形貌图;
图4为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金的光学显微组织图;
图5为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金的宏观腐蚀形貌图;
图6为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金的微观腐蚀形貌图。
具体实施方式
为更好地理解本发明,下面结合实施例和附图对本发明作进一步地说明,但本发明的实施方式不限于此。
对比例1:Mg-0.8%Si合金
本对比例所用的原料包括高纯镁、Mg-3%Si中间合金。该合金的元素重量百分比为:Si:0.8%,其余为Mg。
Mg-0.8%Si合金的制备:
(1)熔化高纯镁:将高纯镁锭(纯度为99.95%)加热至熔融态,熔化温度为750℃,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中加入Mg-3%Si中间合金,待完全熔化后搅拌1min使成分均匀;搅拌后静置保温10min;
(3)浇铸合金:对经步骤(2)处理后的镁合金熔体进行拔渣,随后浇铸入经200℃预热后的碳素钢模具中,获得Mg-0.8%Si合金。整个过程均在保护气氛下进行(保护气为SF6和N2混合气体,两者体积比为2%:98%)。高纯镁锭、Mg-3%Si中间合金的用量按照Mg-0.8%Si合金中元素的重量百分比计算。
为了表征上述合金的组织和性能特性,利用光学显微镜(型号:Leica DFC)进行合金铸态组织观察;利用数码相机进行试样的宏观腐蚀形貌观测;利用扫描电子显微镜(型号:Merlin)进行试样的微观腐蚀形貌观测;利用电化学工作站(型号:SP-150)对抛光后的试样进行动电位极化曲线测试,扫描范围为开路电位的±0.3V,扫描速率为1mV/s,试验温度为25℃,使用EC-Lab软件进行数据分析。另外,按照GB10124-1988标准进行浸蚀全浸试验,其中试样尺寸为Φ30×5(±1)mm,腐蚀条件为3.5%NaCl溶液,浸泡时间为24h。测试结果见表1。
图1为对比例1中Mg-0.8%Si合金铸态光学显微组织图。如图1所示,Mg-0.8%Si合金组织主要由α-Mg相、初生Mg2Si相和α-Mg+Mg2Si相共晶组织构成。其中共晶Mg2Si相呈粗大的汉字状,初生Mg2Si相被α-Mg晕圈包围,而α-Mg晕圈被双相共晶组织包围。图2为对比例1中Mg-0.8%Si合金宏观腐蚀形貌图,可以看到试样遭受严重点蚀,基体表面产生大量腐蚀坑,合金完整性被破坏。图3为对比例1中Mg-0.8%Si合金微观腐蚀形貌图,如图所示,α-Mg基体被溶解且试样表面出现大量腐蚀孔洞。经测量,该合金的浸泡试验失重速率为6.68mg/cm2·h,自腐蚀电流密度为145.1μA·cm-2,该合金的耐蚀性极差。
实施例1:Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金
本实施例所用的原料包括高纯镁、Mg-3%Si中间合金、高纯Sn和Mg-20%Y中间合金。该合金的元素重量百分比为:Si:0.7%,Sn:8%,Y:1.0%,其余为Mg。高纯镁、Mg-3%Si中间合金、高纯Sn和Mg-20%Y中间合金(20%是指Y在中间合金中所占的质量百分比)的用量按照合金的元素重量百分比计算。
Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金的制备:
(1)熔化高纯镁:将高纯镁锭加热至熔融态,熔化温度为770℃,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中依次加入Mg-3%Si中间合金、高纯Sn和Mg-20%Y中间合金,待完全熔化后搅拌1min使成分均匀;搅拌后静置保温8min;
(3)浇铸合金:对经步骤(2)处理后的镁合金熔体进行拔渣,随后浇铸入经180℃预热后的碳素钢模具中,自然冷却,获得Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金。整个过程均在保护气氛下进行(保护气为SF6和N2混合气体,两者体积比为2%:98%)。
为了表征本实施例的组织和性能特性,对合金进行了组织观察、腐蚀形貌观测、电化学曲线测量和浸蚀全浸试验。测试和试验方法与对比例1一致。测试结果见表1。
图4为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金的铸态光学显微组织图。如图4所示,沿晶界偏析出黑色新相Mg2Sn,周围黑色区域为富Sn区。与对比例1相比,该合金中Mg2Si相被细化,由粗大汉字状变为点状或棒状且分布更加均匀。图5为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金宏观腐蚀形貌图,可以看到加入Sn元素后,腐蚀试样呈蓝灰色,腐蚀后试样完整性较好,基体表面呈局部腐蚀,腐蚀区域小且深度较浅。图6为实施例1中Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Y合金微观腐蚀形貌图,如图所示,基体遭受轻微腐蚀,腐蚀形貌呈现层片状或丝状。该合金的浸泡试验失重速率为0.43mg/cm2·h,自腐蚀电流密度为33.8μA·cm-2。腐蚀速率下降了超过一个数量级,仅约对比例中合金腐蚀速率的1/15,即耐腐蚀性能提高了15倍。自腐蚀电流密度下降了76.7%。本发明的合金化方法对合金组织变质效果显著,且可显著地提高含Si镁合金的耐蚀性。
实施例2:Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Nd
本实施例所用的原料包括高纯镁、Mg-3%Si中间合金、高纯Sn和Mg-20%Nd中间合金。该合金的元素重量百分比为:Si:0.7%,Sn:8%,Nd:1.0%,其余为Mg。
Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Nd的制备:
(1)熔化高纯镁:将高纯镁锭加热至熔融态,熔化温度为770℃,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中依次加入Mg-3%Si中间合金、高纯Sn和Mg-20%Nd中间合金,待完全熔化后人工搅拌1min使成分均匀;搅拌后静置保温8min;
(3)浇铸合金:对经步骤(2)处理后的镁合金熔体进行拔渣,随后浇铸入经180℃预热后的碳素钢模具中,自然冷却,获得Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Nd。整个过程均在保护气氛下进行(保护气为SF6和N2混合气体,两者体积比为2%:98%)。
为了表征本实施例的组织和性能特性,对合金进行了组织观察、腐蚀形貌观测、电化学曲线测量和浸蚀全浸试验。测试和试验方法与对比例1一致。测试结果见表1。
本实施例的铸态光学显微组织与图4(实施例1)中的类似。合金化后,在晶界处偏析出黑色新相Mg2Sn和富Sn区。Mg2Si相被细化且分布均匀。Mg-8%Sn-0.7%Si-1.0%Nd合金的宏、微观腐蚀形貌与图5、6(实施例1)中类似,基体仅遭受轻微局部腐蚀,腐蚀形貌呈层片状或丝状。该合金的浸泡试验失重速率为0.61mg/cm2·h,自腐蚀电流密度为51.5μA·cm-2。腐蚀速率下降了一个数量级,仅约对比例中合金腐蚀速率的1/10,即腐蚀性能提高了10倍。自腐蚀电流密度下降了64.5%。本发明的合金化方法对合金组织变质效果显著,且可显著地提高含Si镁合金的耐蚀性。
实施例3:Mg-6%Sn-1.0%Si-0.7%Nd-0.3%Y
本实施例所用的原料包括高纯镁、Mg-3%Si中间合金、高纯Sn、Mg-20%Nd和Mg-20%Y中间合金。该合金的元素重量百分比为:Si:1.0%,Sn:6%,Nd:0.7%,Y:0.3%,其余为Mg。
Mg-6%Sn-1.0%Si-0.7%Nd-0.3%Y的制备:
(1)熔化高纯镁:将高纯镁锭加热至熔融态,熔化温度为730℃,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中依次加入Mg-3%Si中间合金、高纯Sn、Mg-20%Nd和Mg-20%Y中间合金,待完全熔化后人工搅拌2min使成分均匀;搅拌后静置12min;
(3)浇铸合金:对经步骤(2)处理后的镁合金熔体进行拔渣,随后浇铸入经210℃预热后的碳素钢模具中,自然冷却,获得合金Mg-6%Sn-1.0%Si-0.7%Nd-0.3%Y。整个过程均在保护气氛下进行(保护气为SF6和N2混合气体,两者体积比为2%:98%)。
为了表征本实施例的组织和性能特性,对合金进行了组织观察、腐蚀形貌观测、电化学曲线测量和浸蚀全浸试验。测试和试验方法与对比例1一致。测试结果见表1。
本实施例的铸态光学显微组织与图4(实施例1)中的类似。合金化后,在晶黑色新相Mg2Sn在晶界处偏析而出,且被富Sn区包围。Mg2Si相细化效果显著,由粗大汉字状变为点状或短棒状且分布均匀。Mg-6%Sn-1.0%Si-0.7%Nd-0.3%Y合金的宏、微观腐蚀形貌与图5、6(实施例1)中类似,基体仅遭受轻微局部腐蚀,腐蚀形貌呈层片状或丝状。该合金的浸泡试验失重速率为0.37mg/cm2·h,自腐蚀电流密度为32.3μA·cm-2。腐蚀速率下降了超过一个数量级,仅约对比例中合金腐蚀速率的1/17,即腐蚀性能提高了17倍。自腐蚀电流密度下降了77.7%。本发明的合金化方法对合金组织变质效果显著,且可显著地提高含Si镁合金的耐蚀性。
实施例4:Mg-10%Sn-1.0%Si-0.3%Nd-0.7%Y
本实施例所用的原料包括高纯镁、Mg-3%Si中间合金、高纯Sn、Mg-20%Nd和Mg-20%Y中间合金。该合金的元素重量百分比为:Si:1.0%,Sn:10%,Nd:0.3%,Y:0.7%,其余为Mg。
Mg-10%Sn-1.0%Si-0.3%Nd-0.7%Y的制备:
(1)熔化高纯镁:将高纯镁锭加热至熔融态,熔化温度为730℃,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得熔体中依次加入Mg-3%Si中间合金、高纯Sn、Mg-20%Nd和Mg-20%Y中间合金,待完全熔化后人工搅拌2min使成分均匀;搅拌后静置保温12min;
(3)浇铸合金:对经步骤(2)处理后的镁合金熔体进行拔渣,随后浇铸入经210℃预热后的碳素钢模具中,自然冷却,获得合金Mg-10%Sn-1.0%Si-0.3%Nd-0.7%Y。整个过程均在保护气氛下进行(保护气为SF6和N2混合气体,两者体积比为2%:98%)。
为了表征本实施例的组织和性能特性,对合金进行了组织观察、腐蚀形貌观测、电化学曲线测量和浸蚀全浸试验。测试和试验方法与对比例1一致。测试结果见表1。
本实施例的铸态光学显微组织与图4(实施例1)中的类似。合金化后,黑色新相Mg2Sn在晶界处偏析而出,且被富Sn区包围。Mg2Si相被显著细化,由粗大汉字状变为点状或短棒状且分布均匀。Mg-10%Sn-1.0%Si-0.3%Nd-0.7%Y合金的宏、微观腐蚀形貌与图5、6(实施例1)中类似,基体仅遭受轻微局部腐蚀,腐蚀形貌呈层片状或丝状。该合金的浸泡试验失重速率为0.53mg/cm2·h,自腐蚀电流密度为47.8μA·cm-2。腐蚀速率下降了超过一个数量级,仅约对比例中合金腐蚀速率的1/13,即腐蚀性能提高了13倍。自腐蚀电流密度下降了67.1%。本发明的合金化方法对合金组织变质效果显著,且可显著地提高含Si镁合金的耐蚀性。
表1对比例1和实施例1~4中各合金的腐蚀行为
本发明的实施方式并不受所述实施例的限制,其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化,均应为等效的置换方式,都包含在本发明的保护范围之内。
Claims (5)
1.一种含Si的耐蚀镁合金,其特征在于:包括以下按重量百分比计的成分:
Sn: 6~10%;
Si: 0.7~1%;
RE:0.3~1%;
Mg: 余量;
所述RE为Nd和Y;当RE为Nd和Y时,2倍Y的重量≤Nd的重量≤10倍Y的重量;
所述含Si的耐蚀镁合金的制备方法,包括以下步骤:
(1)熔化纯镁:在保护性气氛中,将镁锭进行熔化,获得纯镁熔体;
(2)合金化:向步骤(1)所得纯镁熔体中加入镁-硅中间合金和纯Sn,熔化混匀,然后加入镁-RE中间合金进行变质处理,熔化后搅拌,静置保温,获得镁合金熔体;镁-RE中间合金中RE为Nd和Y;镁-RE中间合金为镁-Nd中间合金和镁-Y中间合金;
(3)浇铸合金:将步骤(2)的镁合金熔体进行拔渣,浇铸,获得含Si耐蚀镁合金。
2.根据权利要求1所述含Si的耐蚀镁合金,其特征在于:步骤(2)的具体步骤中,所述混匀是指充分熔化后搅拌1~2min;所述熔化混匀中熔化的温度为730~770℃;
所述变质处理的温度为730~770℃;所述熔化后搅拌的时间为1~2min,所述静置保温的时间为8~12min。
3.根据权利要求1所述含Si的耐蚀镁合金,其特征在于:步骤(2)中所述镁-硅中间合金为Mg-3%Si;镁-RE中间合金为Mg-20%RE中间合金,即Mg-20%Y和Mg-20%Nd中间合金。
4.根据权利要求1所述含Si的耐蚀镁合金,其特征在于:步骤(1)中熔化的温度为730~770℃;
步骤(1) 中所述保护性气氛为SF6和N2的混合气体。
5.根据权利要求1所述含Si的耐蚀镁合金,其特征在于:步骤(2) 中熔化、保温的温度独自为730~770℃;
步骤(3)中浇铸是指在经预热后的碳素钢模具中进行浇铸;模具的预热温度为180~210℃。
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