CN109943757B - 适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg‑Y‑Er合金及其制备方法，所述包括按质量百分数计的如下元素：3.0～7.0％RE、1.2～4.2％Zn、0.5～1.2％Al、0.1～0.3％Mn、0.01～0.08％M,余量为Mg和其他不可避免的杂质，其中RE为Y和Er的组合元素，M为Ti，B中至少一种元素。本发明的适于低压铸造的高强韧耐热Mg‑Y‑Er合金经低压铸造、二级固溶处理与人工时效热处理后，室温抗拉强度达到304MPa，延伸率19％；200℃下高温拉伸抗拉强度达到209MPa，延伸率24％，满足航空航天、军工、汽车等行业对轻量化发展的高端需求。

Description

适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金及其制备方法，属于工业用镁合金及制造领域。

背景技术

镁合金作为最轻的工程金属材料(镁的密度为铝的2/3，钢的1/4)，其比强度明显高于铝合金和钢，比刚度虽然与铝合金和钢相当，但远高于工程塑料，同时具有良好的铸造性、切削加工性好、导热性好、阻尼性以及电磁屏蔽能力强和易于回收等一系列优点，在航空、航天、汽车、电子及国防军工等领域有着广泛的应用前景。镁合金成为替代铝合金、钢铁和工程塑料以实现轻量化的理想材料，其中替代潜力最大的是铝合金。铸造铝合金具有必要的强韧性能和热稳定性，目前已经广泛用于生产发动机缸体和缸盖及轮毂等零件，代表的合金为A354、A356和A380。如果镁合金取代铸造铝合金，它必须具备等同的强韧性能，且价廉、易于铸造。低压铸造是在密封的坩埚内通入干燥的压缩空气或惰性气体，借助于作用于金属液面上的压力，将液态合金沿升液管自下而上通过浇道平稳地压入金属型或砂型等铸型型腔，并在压力作用下凝固获得铸件的铸造方法。与目前普遍采用的合金压铸工艺相比较，低压铸造是生产大型形状复杂高致密铸件的方法。

Mg-Al类镁合金的应用最早，其主要合金元素铝和镁的原子半径差较大同时在镁中有较大的固溶度，在合金中起固溶强化和析出强化的作用。在1925年发现少量的Mn显著提高Mg-Al-Zn系镁合金的耐蚀性后，AZ(如AZ91)和AM系镁合金(如AM60、AM50)发展成为目前应用最广泛的商业化镁合金。然而AZ和AM镁合金的高温蠕变性能很差，比常用铝合金低一个数量级还多，在温度高于150℃时的拉伸强度迅速降低，其原因在于在高温蠕变过程中过饱和的α-Mg基体在晶界处的Mg₁₇Al₁₂相非连续析出。通过加入合金元素以改善析出相的特性(晶体结构、形态及热稳定性)来提高Mg-Al合金的耐热性能，但其常温和高温力学性能仍无法达到铸造铝合金的水平，严重限制了其应用发展。

锌Zn是镁合金中重要的合金元素，在Mg中的最大固溶度高达6.2wt％，能起到固溶强化和时效强化作用。典型的Mg-Zn系铸造镁合金包括ZK51A和ZK60A，变形合金包括ZK21A、ZK31、ZK40A、ZK60A和ZK61等。随Zn含量增加，合金的抗拉强度和屈服强度提高，但是其断后伸长率降低，铸造性能、工艺塑性和焊接性能恶化，特别是因凝固范围过宽(例如ZK60的凝固区间高达265℃，Journal of Materials Science 45(14)(2010)3797-3803.)导致热裂倾向极为严重，不能用于压铸。

稀土元素对镁合金强度性能的有益作用和锆对镁合金的晶粒细化作用都是在二十世纪三十年代发现的，Mg-RE-Zr系(EK30,EK31,EK41)中EK31成为Mg-Zr类中最早开发成功的高温铸造镁合金。基于稀土RE元素的镁稀土合金具有优异的时效硬化效应，多种以RE为主加元素的新型镁合金先后被开发出来，如Mg-Y系的WE54、WE43合金等。中国发明专利201410564817.1(高导热可压铸Mg-Y-Zr系多元镁合金及其制备方法)报道了一种高导热压铸耐腐蚀镁合金，该镁合金的成分含量为Y的含量为1.5～4wt.％，Mn的含量为0.001～1wt.％，Zn的含量为0.001～2wt.％，Ca的含量为0.001～1wt.％，Zr的含量为0.4～0.8wt.％，其余为Mg；由于该合金中的Ca元素的加入急剧增大了合金的凝固温度区间，增加热裂倾向，压铸铸锭抗拉强度仅为140～190MPa。

由于Er和Y的性能相似且原子半径相近，研究者们通常在Mg-Er系合金中添加Y来提高合金的性能，这是因为添加Y元素降低了Er在合金中的固溶度，代替了原来部分Er的晶格节点并促进了稀土相的析出。在Mg-RE合金中加入廉价的Zn，不仅对调控该合金系的时效析出组织有较为显著的作用，而且在不同的Zn/RE(RE为Y和/或Er)比条件下可以形成多种强化相：当合金中Zn/RE原子比≥6.0时容易形成二十面体准晶体结构I相(Mg₃Zn₆RE包括Mg₃Zn₆Y、Mg₃Zn₆Er及Mg₃Zn₆(Y,Er))；当合金中Zn/RE原子比介于1.5和6.0时容易形成面心立方结构W相(Mg₃Zn₃RE₂包括Mg₃Zn₃Y₂、Mg₃Zn₃Er₂及Mg₃Zn₃(Y,Er)₂)和I相；当合金中Zn/RE原子比介于1.0和1.5时容易形成W相和长周期堆垛有序结构LPSO相(Mg₁₂ZnRE包括Mg₁₂ZnGd、Mg₁₂ZnY及Mg₁₂Zn(Y,Er))；当合金中Zn/RE原子比≤1.0时容易形成LPSO相(Mater.Lett.59(29)(2005)3801-3805；Acta Materialia 58(8)(2010)2936-2947；Journal of Alloysand Compounds 602(2014)32-39；Acta Materialia 68(2014)325-338.)。多种Mg-Gd-Y-Zn强化相可以进一步提高镁合金的室温强度及高温性能，中国发明专利201310597670.1(含微量Al的稀土变形镁合金及其制备方法)报道的一种含微量Al元素的稀土变形镁合金，其重量百分比组成为：Gd：6.5～15.0％，Y：3.0～5.5％，Zn：2.0～4.0％，Nd：0.3～1.5％，Zr：0.3～0.9％，Al：0.4～1.0％，余量为Mg。该镁合金的制备方法包括原料准备、合金熔炼、合金半固态挤压、均匀化处理、再变形、冷却及预拉伸处理和时效强化处理等步骤。该发明存在的技术问题为：在该发明提供的合金成分范围内添加的Nd稀土元素促进形成粗大的块状Mg₅(Gd,Y,Nd)相，其三元强化相数量相应减少导致性能下降。稀土元素Gd、Y和Nd含量太高，昂贵的稀土价格和复杂的制备工艺导致该发明很难在工业上进行大规模的应用。中国发明专利ZL201110155378.5(自生准晶增强Mg-Zn-Y合金及其熔炼方法)报道的自生准晶增强Mg-Zn-Y合金的化学成分质量百分组成为：Zn 3.0～10.0％，Y 0.5～3.0％，Al-Ti-C 0.05～1.0％，余量为Mg和不可避免的杂质；其制备方法包括熔炼和铸造，熔炼后的熔体降温至700～720℃时加入Al-Ti-C中间合金，在熔体中引入超声波，经超声波处理后浇铸制成；该发明自生准晶增强Mg-Zn-Y合金抗拉强度可达260MPa，延伸率10.6％。该发明技术的仍存在以下问题：该合金的Zn/Y质量比含量过高，形成准晶I相，同时其凝固区间过大，只能进行重力铸造而不适合压铸，而且引入超声波处理，操作过于复杂，很难在工业上进行大规模的应用。在常规凝固条件下，Mg-Y-Er-Zn合金晶粒粗大，析出相常常呈粗大的网状结构，恶化了其力学性能，必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用，目前这类Mg-Y-Er-Zn合金一般局限于重力铸造和热加工工艺，而且必须需要复杂的热处理工艺，还没有用于压铸应用的报道。

Mg-Y-Er-Zn合金通常加入Zr作为晶粒细化元素，以细化其粗大的微观组织。目前已报道的加Zr方式有海绵Zr、Zr的卤盐、Zn-Zr中间合金和Mg-Zr中间合金等，其中Mg-Zr中间合金有使用方便、夹杂少和细化效果好等优点，是目前加入Zr的主要方式。中国发明专利201611133731.9(一种高强韧耐蚀防燃Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金及其制备方法)报道的一种高强韧耐蚀防燃Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金及其制备方法，所述Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金包含的各组分及其质量百分比为：3.0％≤Gd≤9.0％，1.0％≤Y≤6.0％，0.5％≤Zn≤3.0％，0.2％≤Zr≤1.5％，余量为Mg和不可避免的杂质。该发明技术的仍存在以下问题：首先，Mg-Zr中间合金的制备工艺复杂、能耗高，导致其价格昂贵，因此使用Mg-Zr中间合金细化晶粒会提高产品成本；其次，Zr的化学活性强，在高温下容易和大气、炉气反应，当使用钢制坩埚时，在熔体温度高于750℃时，Zr容易和坩埚中的Fe反应，生成稳定的金属间化合物Fe₂Zr，这些都导致Zr的损耗高；Mg-Zr中间合金中的很多Zr是以大尺寸单质Zr颗粒的形式存在，由于Zr的熔点高(1852℃)，Zr颗粒很难溶解在熔体中，加上Zr的密度远大于镁熔体的密度(Zr的密度为6.52g/cm³，纯镁熔体的密度为1.58g/cm³)，易于沉淀到坩埚底部，导致Zr的收得率低。同时，该发明合金为变形镁合金，其实施例中Zn含量最高为1.1％，(Gd+Y)含量超过8.0％，该发明合金中添加了Zr，没有添加元素Al和Mn。

中国发明专利201210107771.1(一种含铌的MgAlZn系耐热镁合金)公开了一种镁合金，其重量百分组成为Al 1.5-25％、Zn 0.1-3.5％、Mn 0.1-2.2％、稀土0.0002-16％、Nb0.0002-4％、Zr 0.001-2％、M元素0.001-2％，其余为Mg；其中，M元素为Ti、Sr、Ca、C、B中的至少一种；稀土为Gd、Y、Sc、Sm、Nd、Yb、Pr、La、Ce、Tb、Dy、Ho及Er中的至少一种。该发明技术的仍存在以下问题：Al优先与稀土、Nb和Zr等元素反应形成Al2Gd、Al3Y、Al3Sc、Al3Nb和Al3Zr等稳定相。由于添加的铝含量过高，不仅不能获得优异的细化效果，而且这些稳定相容易团聚长大粗化，不利于获得优异的延伸率和强度，由于这些Al-X相高度稳定，不能通过热处理的方式改善其组织和性能。由于Zn含量相对较少，Al和稀土元素含量高，形成的Mg-稀土-Zn强化相较少，与本发明的合金设计思路相反；当稀土含量超过5％时，形成的强化相含量太高，容易导致团聚粗化，导致延伸率下降明显。该发明获得的常温抗拉强度为247～260MPa，延伸率不超过7％，常温力学性能最高为280MPa，没有充分发挥稀土的性能。另外稀土含量太高，导致合金成本太高，不利于工业化大规模应用推广。

发明内容

本发明为了解决现有铸造镁合金因强韧性、耐热性不足而无法达到A380等铸造铝合金的性能，导致其应用受到极大限制的行业性难题，提供适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金及其制备方法，该合金经低压铸造热处理后，合金的室温抗拉强度达到304MPa，延伸率19％；200℃下高温拉伸抗拉强度达到209MPa，延伸率24％。

本发明的目的是通过以下技术方案实现的：

第一方面，本发明提供了一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，包括按质量百分数计的如下元素：3.0～7.0％RE、1.2～4.2％Zn、0.5～1.2％Al、0.1～0.3％Mn、0.01～0.08％M,余量为Mg和其他不可避免的杂质，其中RE为Y和Er，M为Ti和B中的至少一种元素。

优选地，所述的合金组成元素中，Zn/RE质量比为0.2～0.6，其中RE的组成中Y/Er的质量比为0.25～4。

优选地，所述的合金组成元素中，(Zn+Al)/RE质量比为0.3～0.8。

优选地，所述组合元素中，按合金中的所有元素总量计，包括以下质量百分数的各元素：Ti 0.01～0.05％、B 0.01～0.03％。

本发明提供的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的创新思想之一为：合金设计采用廉价的Zn元素和稀土RE元素(RE为Y和/或Er)与基体Mg元素形成三元Mg-RE-Zn强化相，特别Zn/RE质量比为0.2～0.6，其中RE的组成中Y/Er的质量比为0.25～4范围内，一方面本发明合金主要形成长周期堆垛有序结构LPSO相(Mg₁₂ZnRE包括Mg₁₂ZnY、Mg₁₂ZnEr及Mg₁₂Zn(Y,Er))及面心立方结构W相(Mg₃Zn₃RE₂包括Mg₃Zn₃Y₂、Mg₃Zn₃Er₂及Mg₃Zn₃(Y,Er)₂)，均为高熔点相，与二元Mg-Y强化相比，三元强化相在镁基体中的高温稳定更好，避免由于析出强化相溶解导致的性能降低，有效地增强了适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的室温力学性能和高温性能，特别是在300℃时的高温蠕变性能提高一个数量级以上；另一方面，本发明克服了传统的Mg-Zn-RE合金因过高的Zn含量导致凝固区间过大而易产生热裂缺陷，无法保证合金的强韧性能和压铸性能。

本发明提供的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的创新思想之二为：适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金所添加的稀土RE元素为Y和Er的混合稀土，而不采用Y或Er与常用的Ce、La、Nd、Pr的混合稀土，其原因在于：一方面，如果合金中添加含有Ce、La、Nd、Pr常用稀土元素，随着Ce等常用稀土元素含量的提高，合金的凝固温度范围变大导致合金偏析和铸造工艺性能变差，容易形成铸造缺陷；另一方面，随着Ce等常用稀土元素含量的提高，合金析出的主要强化相W、LPSO相逐渐转变为(Mg,Zn)₁₂RE相，导致合金中成分稳定的W、LPSO强化相数量急剧减少，从而导致析出强化效果降低。

本发明提供的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的创新思想之三为：

Mg-Y-Er-Zn合金在常规凝固条件下析出相常常呈粗大的网状结构，恶化了其力学性能，通常必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用。该类合金通常加入Zr作为晶粒细化元素，本发明的合金元素中含有Al、Mn和稀土Y合金元素，这些元素与Zr结合形成Al₃Zr等化合物而沉淀到坩埚底部使锆不起晶粒细化作用。另一方面，研究表明，添加Zr细化的Mg-Y-Er-Zn合金的组织热稳定性较差，在550℃保温时晶粒急剧粗化，导致高温性能大幅度降低。本发明的合金中添加低熔体的

0.5-1.2％Al替代Zr，形成弥散的高熔点Al₂Y、Al₃Er相，不仅细化了合金的组织，而且与LPSO等高温相确保了镁合金组织的高温稳定性。同时Al与少量的Ti和B一起起复合晶粒细化作用，进一步细化了合金组织，提高了合金的强韧性。本发明的合金元素中添加少量的Mn，不仅能够促进LPSO相的形成，提高合金的高温稳定性，而且提高镁合金的耐腐蚀性能。

本发明提供的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的创新思想之四为：本发明的合金中限定Y/Er的质量比为0.25～4，Zn/RE质量比为0.2～0.6以及(Zn+Al)/RE质量比为0.3～0.8，保证合金的凝固区间小，从而克服了Mg-Y-Er-Zn合金的压铸过程中的热裂倾向，提高了合金的压铸工艺性能。

第二方面，本发明提供了一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的制备方法，包括如下步骤：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；并将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和Mg-RE和Mg-Mn中间合金均去除氧化层并烘干预热；

(2)将工业纯镁锭全部熔化后，将工业纯锌和Mg-RE和Mg-Mn中间合金加入，熔化并保温；

(3)低压铸造前40-60分钟，将所述工业纯铝锭、Al-M中间合金依次加入熔化后加入精炼剂进行精炼，然后将炉温升至750-760℃保温静置10～20分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(4)将所述的镁合金熔体降温至720～740℃之间，撇去表面浮渣，预热砂型铸型温度至25～150℃或金属型模具温度至180～250℃，然后进行低压铸造；所述低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液阶段、充型阶段、增压阶段、保压阶段、卸压阶段，卸压阶段后即得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件；

(5)对步骤(5)铸造的合金低压铸件依次进行二级固溶处理、人工时效处理获得所需的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

优选地，所述Mg-RE中间合金包括Mg-Y中间合金和Mg-Er中间合金；所述Mg-Y中间合金为MgY25或MgY30，所述含有Mg-Er的中间合金为MgEr25或MgEr30；所述Mg-Mn的中间合金为MgMn10，所述Al-M中间合金为AlTi5B1、AlB3、AlB8、AlTi5或者AlTi10。

优选地，所述工业纯镁锭在680℃下熔化，所述工业纯锌、Mg-RE中间合金在720℃下加入熔化；所述工业纯铝锭、Al-M中间合金在730℃下加入熔化。

优选地，所述精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂；

所述精炼剂的添加量为原料总重量的1.0～3.5％；

所述精炼的温度720～730℃，精炼处理的搅拌时间10～15min。

优选地，所述升液阶段的压力均匀升高至0.02-0.05MPa，加压时间控制在5～8s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.08MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1MPa，加压时间控制在10～15s；所述保压阶段的保压时间控制在200～300s。

优选地，所述二级固溶处理的工艺参数为：第一级固溶温度480～490℃，时间36h～48h；第二级固溶温度535～545℃，时间1h～2h；

所述人工时效处理的工艺参数为：温度185～215℃，时间12h～36h。

优选地，所述二级固溶处理的步骤具体包括：将铸造合金放入固溶炉内，以5℃/min升温至200℃，通入保护气体，继续以5℃/min升温至第一级固溶温度480～490℃，当到达固溶温度时开始计时，保温36h～48h，然后以10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在535～545℃，保温1h～2h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火；

对铸造合金进行所述人工时效处理的具体步骤包括：，当到达时效温度185～215℃时开始计时，保温12h～36h，出炉后空冷至室温。

优选地，所述工业纯镁锭的加入方法为：先将占坩埚高度25％的工业纯镁锭熔化成熔池后，通入保护气体，加入剩余镁锭熔化；

所述保护气体为氩气，或含0.2％体积分数的SF₆和CO₂的混合气体。

本发明提供的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的制备方法的有益效果为：(1)在720℃加入易烧损的稀土元素Mg-Y、Mg-Er中间合金，并在低温下保温熔化，提高了稀土Er和Y的收得率；(2)精炼处理采用不含MgCl₂的专用精炼剂，进一步降低了精炼过程中稀土Er和Y的烧损。(3)本发明所述的高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金的热处理包括固溶处理和时效处理两个工序。二级固溶处理的第一级温度480～490℃，时间36h～48h，充分促进Y、Er和Zn在镁基体中的溶解度，消除LPSO等粗大析出相；二级固溶处理的第一级温度535～545℃，时间1h～2h，短时间保温进一步消除未溶解的LPSO等粗大相，消除铸件内存在的区域偏析、晶内偏析，使得合金的成分均匀化，从而提高合金的性能，并防止产生热处理过烧现象。将炉温保持在185～215℃，保温12h～36h进行时效处理，较长时间时效最终使合金晶内析出纳米级别、弥散细小的强化相，从而使合金兼备优良的室温与高温性能。通过本发明的热处理，合金成分稳定，晶粒没有明显长大，合金的性能得到明显的改善，而且方法简单，安全可靠，操作方便。

现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

本发明的高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金经低压铸造、二级固溶处理与人工时效热处理后，室温抗拉强度达到304MPa，延伸率19％；200℃下高温拉伸抗拉强度达到209MPa，延伸率24％，综合性能达到A380等铸造铝合金的性能；所提供的制备方法具有工艺简单、效率高、适合规模化生产等优点，满足航空航天、军工、汽车等行业对轻量化发展的高端需求。

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为实施例1中制备压铸镁合金铸态金相组织图。

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

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，0.6％Er,2.4％Y，1.2％Zn，1.2％Al，0.3％Mn，0.08％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法是：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭；

(3)待镁锭全部熔化后，升温至700℃，将工业纯锌和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金分2次加入，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；

(4)低压铸造前40分钟，升温至730℃，待所述工业纯铝锭、AlB8中间合金依次加入等待全部熔化，加入原料重量1％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(5)将所述镁合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，预热砂型模具温度为20℃的，低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液、充型、增压、保压、卸压阶段。其中，所述升液阶段的压力均匀升高至0.02MPa，加压时间控制在5s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.08MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1MPa，加压时间控制在10s；所述保压阶段的保压时间控制在220s。卸压后得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件，其铸态金相组织图如图1所示。

(6)对铸造合金依次进行二级固溶处理，将铸造合金放入固溶炉内，以5℃/min升温至200℃，通入保护气体，继续以5℃/min升温至第一级固溶温度480℃，当到达固溶温度时开始计时，保温36h，然后以10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在535℃，保温1h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火。

(7)对固溶处理后的铸造合金进行人工时效处理，将炉温保持在185℃，当到达时效温度时开始计时，保温12h，出炉后空冷至室温，得到所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为279MPa，延伸率23％；200℃下高温拉伸抗拉强度为185MPa，延伸率35％。

实施例2

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，4.0％Er,1.0％Y，2.0％Zn，0.5％Al，0.1％Mn，0.01％Ti，0.01％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法是：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；

(2)将占坩埚高度20％的工业纯镁锭在675℃下熔化成熔池后，通入保护气体含0.2％体积分数的SF₆和CO₂的混合气体，加入剩余镁锭；

(3)待镁锭全部熔化后，升温至710℃，将工业纯锌和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在710℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温40分钟；

(4)低压铸造前60分钟，升温至730℃，待所述工业纯铝锭、AlTi5B1中间合金、AlB3中间合金依次加入等待全部熔化，加入原料重量3.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(5)将所述镁合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，预热砂型模具温度为150℃的，低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液、充型、增压、保压、卸压阶段。其中，所述升液阶段的压力均匀升高至0.05MPa，加压时间控制在8s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.08MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1MPa，加压时间控制在15s；所述保压阶段的保压时间控制在300s。卸压后得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件。

(6)对铸造合金依次进行二级固溶处理，将铸造合金放入固溶炉内，以8℃/min升温至250℃，通入保护气体，继续以8℃/min升温至第一级固溶温度490℃，当到达固溶温度时开始计时，保温48h，然后以6℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在545℃，保温2h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火。

(7)对固溶处理后的铸造合金进行人工时效处理，将炉温保持在215℃，当到达时效温度时开始计时，保温36h，出炉后空冷至室温，得到所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为290MPa，延伸率21％；200℃下高温拉伸抗拉强度为195MPa，延伸率28％。

实施例3

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，5.0％Er,2.0％Y，1.4％Zn，0.7％Al，0.2％Mn，0.05％Ti，0.02％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法是：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至180℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在675℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭；

(3)待镁锭全部熔化后，升温至710℃，将工业纯锌和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金分3次加入，并保持温度恒定在710℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；

(4)低压铸造前50分钟，升温至730℃，待所述工业纯铝锭、AlTi10中间合金、AlB8中间合金依次加入等待全部熔化，加入原料重量2.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度720℃，精炼处理的搅拌时间15min，精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(5)将所述镁合金熔体降温至730℃，撇去表面浮渣，预热金属型模具温度为180℃的，低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液、充型、增压、保压、卸压阶段。其中，所述升液阶段的压力均匀升高至0.03MPa，加压时间控制在5s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.08MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1MPa，加压时间控制在12s；所述保压阶段的保压时间控制在260s。卸压后得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件。

(6)对铸造合金依次进行二级固溶处理，将铸造合金放入固溶炉内，以5℃/min升温至250℃，通入保护气体，继续以5℃/min升温至第一级固溶温度485℃，当到达固溶温度时开始计时，保温42h，然后以10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在540℃，保温1.5h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火。

(7)对固溶处理后的铸造合金进行人工时效处理，将炉温保持在200℃，当到达时效温度时开始计时，保温24h，出炉后空冷至室温，得到所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为294MPa，延伸率18％；200℃下高温拉伸抗拉强度为199MPa，延伸率26％。

实施例4

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，2.0％Er,5.0％Y，4.2％Zn，0.8％Al，0.2％Mn，0.08％Ti，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法是：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；

(2)将占坩埚高度22％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入含0.2％体积分数的SF₆和CO₂的混合保护气体，加入剩余镁锭；

(3)待镁锭全部熔化后，升温至705℃，将工业纯锌和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金分4次加入，并保持温度恒定在705℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；

(4)低压铸造前50分钟，升温至730℃，待所述工业纯铝锭、AlTi10中间合金依次加入等待全部熔化，加入原料重量3.0％的精炼剂进行精炼，精炼的温度720℃，精炼处理的搅拌时间15min，精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂。将炉温升至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(5)将所述镁合金熔体降温至740℃，撇去表面浮渣，预热金属型模具温度为250℃的，低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液、充型、增压、保压、卸压阶段。其中，所述升液阶段的压力均匀升高至0.04MPa，加压时间控制在8s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.07MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.15MPa，加压时间控制在10s；所述保压阶段的保压时间控制在220s。卸压后得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件。

(6)对铸造合金依次进行二级固溶处理，将铸造合金放入固溶炉内，以5℃/min升温至200℃，通入保护气体，继续以5℃/min升温至第一级固溶温度480℃，当到达固溶温度时开始计时，保温48h，然后以10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在535℃，保温2h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火。

(7)对固溶处理后的铸造合金进行人工时效处理，将炉温保持在185℃，当到达时效温度时开始计时，保温36h，出炉后空冷至室温，得到所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为300MPa，延伸率20％；200℃下高温拉伸抗拉强度为209MPa，延伸率24％。

实施例5

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，3.0％Er,3.0％Y，3.0％Zn，0.9％Al，0.3％Mn，0.04％Ti，0.04％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法是：

(1)按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭；

(3)待镁锭全部熔化后，升温至710℃，将工业纯锌和MgY30、MgEr30和MgMn10中间合金分4次加入，并保持温度恒定在710℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；

(4)低压铸造前60分钟，升温至730℃，待所述工业纯铝锭、AlTi10中间合金、AlB8中间合金依次加入等待全部熔化，加入原料重量2.0％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％KCl、25％CaCl₂、5％CaF₂、15％BaCl₂。将炉温升至760℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

(5)将所述镁合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，预热砂型模具温度为100℃的，低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液、充型、增压、保压、卸压阶段。其中，所述升液阶段的压力均匀升高至0.05MPa，加压时间控制在5s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.07MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1MPa，加压时间控制在15s；所述保压阶段的保压时间控制在300s。卸压后得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件。

(6)对铸造合金依次进行二级固溶处理，将铸造合金放入固溶炉内，以5℃/min升温至200℃，通入保护气体，继续以5℃/min升温至第一级固溶温度490℃，当到达固溶温度时开始计时，保温36h，然后以10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在545℃，保温1h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火。

(7)对固溶处理后的铸造合金进行人工时效处理，将炉温保持在215℃，当到达时效温度时开始计时，保温12h，出炉后空冷至室温，得到所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为304MPa，延伸率19％；200℃下高温拉伸抗拉强度为205MPa，延伸率23％。

实施例6

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，0.2％Er,2.8％Y，1.2％Zn，1.2％Al，0.3％Mn，0.08％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例1相同。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为273MPa，延伸率22％；200℃下高温拉伸抗拉强度为182MPa，延伸率34％。

实施例7

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，2.5％Er,2.5％Y，4.0％Zn，0.9％Al，0.3％Mn，0.04％Ti，0.04％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例5相同。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为285MPa，延伸率11％；200℃下高温拉伸抗拉强度为189MPa，延伸率19％。

实施例8

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的重量百分比为：按理论配比，5.0％Er,2.0％Y，1.4％Zn，0.5％Al，0.2％Mn，0.05％Ti，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例3相同。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为289MPa，延伸率17％；200℃下高温拉伸抗拉强度为194MPa，延伸率23％。

对比例1

一种高强韧耐热压铸Mg-Gd-Er合金的重量百分比为：按理论配比，3.0％Y，1.2％Zn，1.2％Al，0.3％Mn，0.08％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例1相同。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例中压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为281MPa，延伸率17％；200℃下高温拉伸抗拉强度为186MPa，延伸率23％。

对比例2

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Yb-Er合金的重量百分比为：按理论配比，5.0％Er,2.0％Yb，1.4％Zn，0.7％Al，0.2％Mn，0.05％Ti，0.02％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例3相同。

将制得的高强韧耐热Mg-Yb-Er合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为265MPa，延伸率10％；200℃下高温拉伸抗拉强度为176MPa，延伸率12％。

对比例3

一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Nd合金的重量百分比为：按理论配比，0.6％Nd,2.4％Y，1.2％Zn，1.2％Al，0.3％Mn，0.08％B，余量为Mg和其他不可避免的杂质。

其制备方法与实施例1相同。

将制得的高强韧耐热Mg-Y-Nd合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热镁合金的室温抗拉强度为249MPa，延伸率13％；200℃下高温拉伸抗拉强度为145MPa，延伸率15％。

本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式。应当指出，以上实施例仅用于说明本发明，而并不用于限制本发明的保护范围。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，这些改进也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，包括按质量百分数计的如下元素：3.0～7.0%RE、1.2～4.2%Zn、0.5～1.2%Al、0.1～0.3%Mn、0.01～0.08%M, 余量为Mg和其他不可避免的杂质，其中RE为Y和Er，M为Ti和B中的至少一种元素；

所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金的制备方法包括如下步骤：

（1）按上述Mg-Y-Er合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；并将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和Mg-RE和Mg-Mn中间合金均去除氧化层并烘干预热；

（2）将工业纯镁锭全部熔化后，将工业纯锌和Mg-RE和Mg-Mn中间合金加入，熔化并保温；

（3）低压铸造前40-60分钟，将所述工业纯铝锭、Al-M中间合金依次加入熔化后加入精炼剂进行精炼，然后将炉温升至750-760℃保温静置10~20分钟促进夹杂沉降，得到镁合金熔体；

（4）将所述的镁合金熔体降温至720~740℃之间，撇去表面浮渣，预热砂型铸型温度至25～150℃或金属型模具温度至 180～250℃，然后进行低压铸造；所述低压铸造过程通过比例阀进行控制和分级加压，包括：升液阶段、充型阶段、增压阶段、保压阶段、卸压阶段，卸压阶段后即得到高强韧耐热铸造Mg-Y-Er合金低压铸件；

（5）对步骤（4）铸造的合金低压铸件依次进行二级固溶处理、人工时效处理获得所述的高强韧耐热Mg-Y-Er合金；

所述二级固溶处理的工艺参数为：第一级固溶温度480～490℃，时间 36h～48h；第二级固溶温度535～545℃，时间 1h～2h；所述人工时效处理的工艺参数为：温度185～215℃，时间 12h～36h。

2.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述的合金组成元素中，Zn/RE质量比为0.2～0.6，其中RE的组成中Y/Er的质量比为0.25～4。

3.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述的合金组成元素中，(Zn+Al)/RE质量比为0.3～0.8。

4.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述的合金组成元素中，按合金中的所有元素总量计，包括以下质量百分数的各元素：Ti 0.01～0.05%、B 0.01～0.03%。

5.如权利要求1中所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述Mg-RE中间合金包括Mg-Y中间合金和Mg-Er中间合金；所述Mg-Y中间合金为MgY25或MgY30，所述Mg-Er中间合金为MgEr25或MgEr30；所述Mg-Mn中间合金为MgMn10，所述Al-M中间合金为AlTi5B1、AlB3、AlB8、AlTi5或者AlTi10。

6.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述工业纯镁锭在675-685℃下熔化，所述工业纯锌、Mg-RE中间合金在710-720℃下加入熔化；所述工业纯铝锭、Al-M中间合金在720-730℃下加入熔化。

7.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述精炼剂组分按质量百分比为： 55% KCl、25% CaCl₂、5% CaF₂、15% BaCl₂；所述精炼剂的添加量为原料总重量的1.0~3.5%；所述精炼的温度720～730℃，精炼处理的搅拌时间10～15min。

8.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述升液阶段的压力均匀升高至0.02-0.05MPa，加压时间控制在5～8s；所述充型阶段的压力均匀升高至0.07-0.08MPa，金属液在压力下充满铸型型腔；所述增压阶段的压力均匀升高至0.1-0.15MPa，加压时间控制在10～15s；所述保压阶段的保压时间控制在200～300s。

9.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述二级固溶处理的步骤具体包括：将铸造合金放入固溶炉内，以5-8℃/min升温至200℃，通入保护气体，继续以5-8℃/min升温至第一级固溶温度480～490℃，当到达固溶温度时开始计时， 保温36h～48h，然后以6-10℃/h慢速升温至第二级固溶处理，温度保持在535～545℃，保温1h～2h，然后将样品快速转移至淬火装置上进行水冷淬火；对铸造合金进行所述人工时效处理的具体步骤包括：当到达时效温度185～215℃时开始计时，保温12h～36h，出炉后空冷至室温。

10.如权利要求1所述的适于低压铸造的高强韧耐热Mg-Y-Er合金，其特征在于，所述工业纯镁锭的加入方法为：先将占坩埚高度20-25%的工业纯镁锭熔化成熔池后，通入保护气体，加入剩余镁锭熔化；所述保护气体为氩气。

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