CN111607726A - 一种稀土镁合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及稀土镁合金材料技术领域，尤其涉及一种稀土镁合金及其制备方法。本发明提供的稀土镁合金，包括：Gd 6wt％～12wt％；Y 1wt％～4wt％；Er 0.01wt％～0.5wt％；Ho 0.01wt％～0.25wt％；Dy 0.01wt％～0.25wt％；La 0.01wt％～0.5wt％；Zn 0.5wt％～1.3wt％；Bi 0.01wt％～0.5wt％；Zr 0.3wt％～0.9wt％；余量的Mg。本发明提供的稀土镁合金利用稀土元素在镁合金中的交互作用，显著细化了合金晶粒，并促进了强化相的析出，显著提高了热变形后合金的室温及高温力学性能。

Description

一种稀土镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及稀土镁合金材料技术领域，尤其涉及一种稀土镁合金及其制 备方法。
背景技术
镁是目前可实际应用的金属结构材料中最轻的，密度只有1.74g/cm3，是 铝的2/3，铁的1/4。镁合金在航空航天、国防军工、交通运输等领域均有着 巨大的应用潜力，并已经实现了较大规模的实际应用。特别是在航天、汽车 领域，根据美国国家航空航天局(National Aeronautics and Space Administration，NASA)的数据，航天器每减重1kg，可节约近10万美元。 实验证明，一辆车的车重降低10％，油耗就能降低6％-8％，换种说法就是汽 车减重100公斤，百公里油耗能够降低0.3～0.6L。同时对环保也同样如此，车 辆减重100公斤，就能够少排放5g/公里的二氧化碳，具有非常显著的经济、 社会效益。因此，近年来镁合金的研究成为人们关注的热点，镁合金的应用 也得到了人们越来越多的重视。
稀土作为镁中重要的合金化元素，可显著提高镁合金的力学性能、耐高 温性能、耐腐蚀性能、耐疲劳性能等，稀土镁合金作为镁合金中最重要的合 金体系，目前已经有几十种合金牌号。根据最新实行的中华人民共和国国家 标准GB/T 5153-2016变形镁及镁合金牌号和化学成分，含稀土的变形镁合金 牌号可划分为，少(微)稀土含量的镁合金牌号：AZ30M、AE90M、AW90M、 AQ80M、ZA73M、ZM21N、ZE10A、ZE20M、ZE90M、ZC20M、ME20M、 LA86M，中等稀土含量的镁合金牌号：ZW62M、ZW62N、EZ22M、VK41M、 WZ52M、WE43B、WE43C，高稀土含量的镁合金牌号：VE82M、VW64M、 VW75M、VW83M、VW84M、WE54A、WE71M、WE83M、WE91M、WE93M 等29个合金牌号。
申请号为201310489037.0的中国专利提供了一种稀土镁合金及其制备方 法，其提供的稀土镁合金是在WE43铸造合金的基础上进行的改进，为铸造 合金，不涉及变形合金。申请号为201810161282.1的中国专利提供了一种稀 土钐强化的镁合金及其制备方法，其是在WE54合金的基础上进行的改进， 属于WE系合金，为铸造合金，不涉及变形合金。
虽然目前已有多种稀土镁合金牌号，但实际上稀土镁合金的研究体系并 不***，合金牌号亦不充分。现有牌号的镁合金多为三元或简单四元合金， 这是合金成分体系发展不成熟的表现之一。利用多元微合金化研制新型镁合 金，可充分利用多种合金化元素的综合强化效果，少量或微量添加即可实现 强化合金性能的目的，具有显著的经济性。同时，采用纯稀土研制稀土镁合 金还存在成本较高的问题。
申请号为201010580905.2的中国专利公开了含富铈混合稀土和钆的高强 度耐热镁合金及其制备加工方法，提出一种高强度的耐热镁合金，其特征在 于：该镁合金的成份含量为：Gd7.5～17wt％，富铈混合稀土0.7～3.0wt％， Zr 0.4～1.2wt％，其余为Mg，其中，富铈混合稀土的成分含量为：Ce 50±5wt％； La：30±3wt％；Nd：15±2wt％；Pr：5±1wt％。富铈混合稀土在镁中的固溶 度较低，不能形成很好的固溶、时效强化效果。
发明内容
有鉴于此，本发明要解决的技术问题在于提供一种稀土镁合金及其制备 方法，本发明提供的稀土镁合金具有较优的室温及高温力学性能。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：
Figure BDA0002480315340000021
优选的，包括：
Figure BDA0002480315340000031
本发明还提供了一种稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B)在步骤A)熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上； 分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上； 再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D)将铸锭进行固溶处理；
E)将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
优选的，步骤A)包括：
将镁锭预热到80～160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150～300℃后，在所述坩 埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂进行覆盖，熔化；
所述熔剂为5号熔剂。
优选的，步骤B)中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源 的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
优选的，步骤B)中，所述精炼的温度为740℃；
所述精炼后，还包括静置；
所述静置的温度为740℃。
优选的，步骤C)中，将精炼后的熔体降温至720℃以下；
保护气包括CO2和SF6；
所述CO2和SF6的体积比为100：1；
所述铸锭采用半连续铸造方式；
半连续铸造采用的结晶器直径为510mm。
优选的，步骤D)中，所述固溶处理包括：
先在495～505℃保温7～9h，再在510～520℃保温1～3h，然后，在90℃的水 中淬火。
优选的，步骤E)中，所述热变形为热挤压或热锻造；
热挤压的挤压温度为380～460℃，挤压速度为0.1～2.0mm/s，挤压比为 7～28：1；
热锻造的锻造温度为430～480℃，锻造速度为0.1～5.0mm/s，锻造比为 6～14：1，道次变形量为30％～70％。
优选的，步骤E)中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：Gd 6wt％～12wt％；Y 1wt％～4wt％； Er0.01wt％～0.5wt％；Ho 0.01wt％～0.25wt％；Dy 0.01wt％～0.25wt％；La 0.01 wt％～0.5wt％；Zn 0.5wt％～1.3wt％；Bi 0.01wt％～0.5wt％；Zr 0.3wt％～0.9 wt％；余量的Mg。本发明提供的稀土镁合金属于VW系合金，可以为改性 VW83镁合金。现有的VW83镁合金成分包括：Gd 8.0～9.0wt％，Y 2.8～3.5wt％， Zr 0.4～0.6wt％，余量为镁及杂质。现有的VW83M合金塑性较差，无法实现 锻造。本发明在VW83镁合金的基础上，适当提高了Gd的含量，并引入了 Er、Ho、Dy、La和Bi微合金化元素，利用稀土元素在镁合金中的交互作用， 显著细化了合金晶粒，并促进了强化相的析出。显著提高了热变形后合金的 室温及高温力学性能。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396 MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强 度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃ 时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％； 高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不 低于15％。
附图说明
图1为本发明实施例1的稀土镁合金的金相检测图；
图2为本发明比较例1的稀土镁合金的金相检测图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述， 显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。 基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下 所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种稀土镁合金，包括：
Figure BDA0002480315340000051
本发明提供的稀土镁合金包括Gd。所述Gd的含量为6wt％～12wt％。在本 发明的某些实施例中，所述Gd的含量为8wt％～9.4wt％。在某些实施例中，所 述Gd的含量为9.2wt％、6wt％或12wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Y。所述Y的含量为1wt％～4wt％。在本 发明的某些实施例中，所述Y的含量为2wt％～3wt％。在某些实施例中，所述 Y的含量为2.1wt％、4wt％或1wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Er。所述Er的含量为0.01wt％～0.5wt％。 在本发明的某些实施例中，所述Er的含量为0.2wt％～0.4wt％。在某些实施例中， 所述Er的含量为0.2wt％、0.5wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Ho。所述Ho的含量为0.01wt％～0.25 wt％。在本发明的某些实施例中，所述Ho的含量为0.1wt％～0.2wt％。在某些 实施例中，所述Ho的含量为0.1wt％、0.25wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Dy。所述Dy的含量为0.01wt％～0.25 wt％。在本发明的某些实施例中，所述Dy的含量为0.1wt％～0.2wt％。在某些 实施例中，所述Dy的含量为0.1wt％、0.25wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括La。所述La的含量为0.01wt％～0.5wt％。 在本发明的某些实施例中，所述La的含量为0.2wt％～0.4wt％。在某些实施例 中，所述La的含量为0.2wt％、0.5wt％或0.01wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Zn。所述Zn的含量为0.5wt％～1.3wt％。 在本发明的某些实施例中，所述Zn的含量为0.8wt％～1.1wt％。在某些实施例 中，所述Zn的含量为0.9wt％、0.5wt％或1.3wt％。Zn的加入，使合金中生成 了14H-LPSO结构，提高了合金的强韧化效果。
本发明提供的稀土镁合金还包括Bi。所述Bi的含量为0.01wt％～0.5wt％。 在本发明的某些实施例中，所述Bi的含量为0.1wt％～0.3wt％。在某些实施例 中，所述Bi的含量为0.2wt％、0.01wt％或0.5wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括Zr。所述Zr的含量为0.3wt％～0.9wt％。 在本发明的某些实施例中，所述Zr的含量为0.5wt％～0.8wt％。在某些实施例 中，所述Zr的含量为0.6wt％、0.3wt％或0.9wt％。
本发明提供的稀土镁合金还包括余量的Mg。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金还包括不可避免的杂质元素。 本发明对所述杂质元素的成份没有特殊的限制，为本领域技术人员熟知的常 规镁合金的杂质成份即可。在本发明的某些实施例中，所述杂质元素包括Fe、 Cu、Si和Ni中的一种或几种。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金中不可避免的杂质元素的总 含量<0.1wt％。
在本发明的某些实施例中，所述稀土镁合金的平均晶粒尺寸为32～48μm。 在某些实施例中，所述稀土镁合金的平均晶粒尺寸为32μm。本发明提供的稀 土镁合金的显微组织均匀且细化，金相组织主要为均匀的等轴晶组成，晶界 处存在块状及片层状的析出相。
本发明提供的稀土镁合金属于VW系合金，可以为改性VW83镁合金。现 有的VW83镁合金成分包括：Gd 8.0～9.0wt％，Y 2.8～3.5wt％，Zr 0.4～0.6wt％， 余量为镁及杂质。现有的VW83M合金塑性较差，无法实现锻造。本发明在VW83镁合金的基础上，适当提高了Gd的含量，并引入了Er、Ho、Dy、La和 Bi微合金化元素，利用稀土元素在镁合金中的交互作用，显著细化了合金晶 粒，并促进了强化相的析出。显著提高了热变形后合金的室温及高温力学性 能。
本发明还提供了一种稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B)在步骤A)熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上； 分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上； 再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D)将铸锭进行固溶处理；
E)将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
本发明先将预热后的镁锭在熔剂中熔化。优选的，具体包括：
将镁锭预热到80～160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150～300℃后，在所述坩 埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，然后熔化。
在本发明的某些实施例中，所述镁锭为高纯镁锭。所述镁锭的纯度为 99.95％。在本发明的某些实施例中，将镁锭预热到120℃、160℃或80℃。在 本发明的某些实施例中，将熔炼炉的坩埚预热到200℃、300℃或150℃。
在本发明的某些实施例中，所述熔剂为5号熔剂。
本发明中，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，可以 防止镁在高温下过分氧化。
镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃ 以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃ 以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼。
在本发明的某些实施例中，镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入预 热的锌锭和预热的金属Bi。
在本发明的某些实施例中，所述锌锭为1号锌锭。所述锌锭的纯度为 99.99％。
在本发明的某些实施例中，所述金属Bi为化学纯金属Bi。
在本发明的某些实施例中，预热后的锌锭的温度为80～160℃。在某些实 施例中，预热后的锌锭的温度为120℃、160℃或80℃。在本发明的某些实施 例中，预热后的金属Bi的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热后的金属 Bi的温度为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，所述Gd源为Mg-Gd中间合金，所述Y源为Mg-Y 中间合金，所述Er源为Mg-Er中间合金，所述Ho源为Mg-Ho中间合金，所述 Dy源为Mg-Dy中间合金，所述La源为Mg-La中间合金。在某些实施例中，所 述Mg-Gd中间合金中的Gd含量为23wt％；所述Mg-Y中间合金中的Y含量为20 wt％；所述Mg-Er中间合金中的Er含量为20wt％；所述Mg-Ho中间合金中的Ho 含量为20wt％；所述Mg-Dy中间合金中的Dy含量为20wt％；所述Mg-La中间 合金中的La含量为20wt％。
在本发明的某些实施例中，所述Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源 为同时含有Gd、Y、Er、Ho、Dy、La和Mg的Mg-富Y中间合金。所述Mg-富Y 中间合金中，Gd的含量为3.45wt％，Y的含量为14.92wt％，Er的含量为1.21 wt％，Ho的含量为0.62wt％，Dy的含量为0.53wt％，La的含量为1.46wt％。所 述Mg-富Y中间合金中还含有其他微量稀土元素，因此，所述Mg-富Y中间合金 中包括23wt％的稀土元素和余量的Mg。
本发明对Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Er中间合金、Mg-Ho中 间合金、Mg-Dy中间合金、Mg-La中间合金和Mg-富Y中间合金的来源并无特 殊的限制。在本发明的某些实施例中，所述Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、 Mg-Er中间合金、Mg-Ho中间合金、Mg-Dy中间合金、Mg-La中间合金和Mg- 富Y中间合金均采用低温下沉液态阴极法电解制备。具体的，可以根据申请号 为200510017229.7的中国专利进行制备。
本发明中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，原料的分 批次加入可以防止一次加入量太多使熔体的温度下降太快。本发明对具体的 分批加入方法并无特殊的限制，具体的，可以采用将镁稀土中间合金分成若 干小块，分批加入的方法。
在本发明的某些实施例中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和 La源包括：
分批加入预热的Gd源、预热的Y源、预热的Er源、预热的Ho源、预热的 Dy源和预热的La源。
在本发明的某些实施例中，预热后的Gd源的温度为80～160℃；预热后的 Y源的温度为80～160℃；预热后的Er源的温度为80～160℃；预热后的Ho源的 温度为80～160℃；预热后的Dy源的温度为80～160℃；预热后的La源的温度为 80～160℃。在某些实施例中，预热的Gd源、预热的Y源、预热的Er源、预热 的Ho源、预热的Dy源和预热的La源的温度均为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和 La源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源后，混匀后升温至760℃ 以上，再加入Zr源。
在本发明的某些实施例中，所述Zr源为Mg-Zr中间合金。在某些实施例中， 所述Mg-Zr中间合金中Zr的含量为30wt％。在本发明的某些实施例中，所述 Mg-Zr中间合金的来源为一般市售。
在本发明的某些实施例中，再加入Zr源包括：再加入预热的Zr源。在某些 实施例中，预热后的Zr源的温度为80～160℃。在某些实施例中，预热后的Zr 源的温度为120℃、160℃或80℃。
在本发明的某些实施例中，再加入Zr源，混匀后，还包括降温至740℃， 然后，在氩气的气氛中精炼。
在本发明的某些实施例中，所述精炼的温度为740℃。在本发明的某些实 施例中，所述精炼的时间为30min。
在本发明的某些实施例中，所述精炼后，还包括静置。在某些实施例中， 所述静置的温度为740℃。在某些实施例中，所述静置的时间为40min。
本发明中，精炼的温度选择740℃，在镁合金中属于较高温度的精炼，目 的是减少Zr的损失。精炼时间主要和熔炼合金的量有关。
静置完成后，将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭。
在本发明的某些实施例中，将精炼后的熔体降温至720℃以下。
在本发明的某些实施例中，保护气包括CO2和SF6。在本发明的某些实施 例中，所述CO2和SF6的体积比为100：1。
在本发明的某些实施例中，所述铸锭采用半连续铸造方式。在本发明的 某些实施例中，半连续铸造采用的结晶器直径为510mm。
精炼和铸造过程是合金获得较优良品质铸锭的关键，目前此类高含量重 稀土镁合金的铸锭直径大于450mm的基本没有，本发明除了通过成分优化降 低铸造裂纹的倾向，还有一点就是通过优化半连续铸造的工艺参数，获得质 量优良、无宏观和显微裂纹的大尺寸铸锭。
在本发明的某些实施例中，所述铸造完成后，还包括：将铸造后的铸锭 切头切尾，车削掉铸造表面，再进行后续的固溶处理。
在本发明的某些实施例中，铸锭经过切头切尾，车削掉铸造表面后，获 得直径为475mm，长度为3800mm的稀土镁合金铸锭。
在本发明的某些实施例中，所述固溶处理包括：
先在495～505℃保温7～9h，再在510～520℃保温1～3h，然后，在90℃的水 中淬火。
优选为：先在500℃保温8h，再在515℃保温2h，然后，在90℃的水中淬 火。
固溶处理后，将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合 金。
在本发明的某些实施例中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行 切削。
在本发明的某些实施例中，所述热变形为热挤压或热锻造。
在本发明的某些实施例中，热挤压的挤压温度为380～460℃，挤压速度为 0.1～2.0mm/s，挤压比为7～28：1。在某些实施例中，热挤压的挤压温度为380℃ 或460℃，挤压速度为0.1mm/s或2mm/s，挤压比为7：1或28：1。
在本发明的某些实施例中，热锻造的锻造温度为430～480℃，锻造速度为 0.1～5.0mm/s，挤压比为6～14：1，道次变形量为30％～70％。在某些实施例中， 热锻造为锻造温度480℃，锻造速度为5.0mm/s，锻造比为14：1，道次变形量 为70％。
本发明中，分级固溶和热变形工艺是获得优良性能的关键，本发明通过 分级固溶处理，使合金的析出物充分回溶，并保持晶粒不发生明显长大。通 过优化热变形工艺，显著细化晶粒，使合金获得优良的力学性能。
本发明可平衡各个稀土元素间的原子半径效应，平衡不同稀土元素间的 凝固系数，实现大尺寸稀土镁合金铸锭的半连续铸造。本发明中实现了结晶 器直径510mm的大尺寸高强耐热稀土镁合金的半连续铸造。本发明制备的是 一种大尺寸高强耐热稀土镁合金变形材。
由于采用了多元微合金化，显著促进了挤压态合金的动态再结晶，提高 了动态再结晶的体积分数，细化了再结晶的晶粒尺寸。动态析出的纳米级析 出相也提供了极好的强化效果。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396 MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强 度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃ 时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％； 高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不 低于15％。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的一种稀土镁合 金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的 限定。
以下实施例所用的原料均为一般市售。
实施例1
按照Gd 9.2wt％，Y 2.1wt％，Er 0.2wt％，Ho 0.1wt％，Dy 0.1wt％，La 0.2wt％，Zn 0.9wt％，Bi 0.2wt％，Zr 0.6wt％，余量为Mg的成分配比，准备总重为2吨 的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源、Y源、Er源、 Ho源、Dy源和La源为同时含有Gd、Y、Er、Ho、Dy、La和Mg的Mg-富Y中间 合金(Gd的含量为3.45wt％，Y的含量为14.92wt％，Er的含量为1.21wt％， Ho的含量为0.62wt％，Dy的含量为0.53wt％，La的含量为1.46wt％，稀土总 含量为23％，余量的Mg)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学纯金 属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到120℃；
(2)将铁坩埚预热至200℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止 镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升 温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添 加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr 源，充分搅拌后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径 为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保 护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为 3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固 溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热挤压处理，热挤压工艺的挤压温度 380℃，挤压速度为0.1mm/s，挤压比为7：1，即得到所需多元微合金化的稀 土镁合金。
本实施例对得到的铸态稀土镁合金的金相组织进行检测，得到的稀土镁 合金的金相检测图，如图1所示。图1为本发明实施例1的稀土镁合金的金相检 测图。从图1可以看出，实施例1合金的显微组织均匀且细化，金相组织主要 为均匀的等轴晶组成，平均晶粒尺寸为32μm，晶界处存在块状及片层状的析 出相。
本实施例还对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方 法采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果 表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度421MPa，屈服强度387MPa， 延伸率13％；高温200℃时，抗拉强度374MPa，屈服强度347MPa，延伸率10％； 高温250℃时，抗拉强度326MPa，屈服强度319MPa，延伸率14％；高温300℃时，抗拉强度261MPa，屈服强度231MPa，延伸率15％。
实施例2
(1)按照Gd 6wt％，Y 4wt％，Er 0.5wt％，Ho 0.25wt％，Dy 0.25wt％， La0.5wt％，Zn 0.5wt％，Bi 0.01wt％，Zr 0.3wt％，余量为Mg的成分配比， 准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源 (Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量为20 wt％)、Er源(Mg-Er中间合金，Er含量为20wt％)、Ho源(Mg-Ho中间合金， Ho含量为20wt％)、Dy源(Mg-Dy中间合金，Dy含量为20wt％)、La源(Mg-La 中间合金，La含量为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学 纯金属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热 到160℃；
(2)将铁坩埚预热至300℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止 镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升 温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添 加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr 源，搅匀后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径 为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保 护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为 3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固 溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热锻造处理，热锻造工艺的锻造温度 480℃，锻造速度为5.0mm/s，锻造比为14：1，道次变形量为70％，即得到所 需多元微合金化的稀土镁合金。
本实施例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法 采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果 表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度408MPa，屈服强度329MPa， 延伸率8.5％；高温200℃时，抗拉强度350MPa，屈服强度305MPa，延伸率9.5％；高温250℃时，抗拉强度305MPa，屈服强度280MPa，延伸率15％；高 温300℃时，抗拉强度225MPa，屈服强度190MPa，延伸率22％。
实施例3
(1)按照Gd 12wt％，Y 1wt％，Er 0.01wt％，Ho 0.01wt％，Dy 0.01wt％， La0.01wt％，Zn 1.3wt％，Bi 0.5wt％，Zr 0.9wt％，余量为Mg的成分配比， 准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源 (Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量为20 wt％)、Er源(Mg-Er中间合金，Er含量为20wt％)、Ho源(Mg-Ho中间合金，Ho含量为20wt％)、Dy源(Mg-Dy中间合金，Dy含量为20wt％)、La源(Mg-La 中间合金，La含量为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)、Bi源(化学 纯金属Bi)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含量为30wt％)，并将原材料预热 到80℃；
(2)将铁坩埚预热至150℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止 镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源、Bi源，将铁坩埚内熔体升 温至745℃，然后分批向其中加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源、La源，添 加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr 源，搅匀后，降温至740℃，通氩气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径 为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保 护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为 3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固 溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热挤压处理，热挤压工艺的挤压温度 460℃，挤压速度为2mm/s，挤压比为28：1，即得到所需多元微合金化的稀 土镁合金。
本实施例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法 采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果 表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度396MPa，屈服强度374MPa， 延伸率6.5％；高温200℃时，抗拉强度342MPa，屈服强度280MPa，延伸率8％； 高温250℃时，抗拉强度288MPa，屈服强度260MPa，延伸率12％；高温300℃ 时，抗拉强度205MPa，屈服强度180MPa，延伸率18％。
比较例1
(1)按照Gd 9wt％，Y 3wt％，Zn 1wt％，Zr 0.6wt％，余量为Mg的成 分配比，准备总重为2吨的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、Gd源(Mg-Gd中间合金，Gd含量为23wt％)、Y源(Mg-Y中间合金，Y含量 为20wt％)、Zn源(纯度为99.99％的锌锭)和Zr源(Mg-Zr中间合金，Zr的含 量为30wt％)，并将原材料预热到120℃；
(2)将铁坩埚预热至200℃后加入镁源，并加入5号熔剂进行覆盖，防止 镁在高温过分氧化；
(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入Zn源，将铁坩埚内熔体升温至 745℃，然后分批向其中加入Gd源和Y源，添加过程中要保证熔体的温度不低 于725℃。充分搅拌后升温至765℃，加入Zr源，搅匀后，降温至740℃，通氩 气精炼30min，然后静置40min；
(4)熔体降温到715℃，采用半连续铸造方式铸造成铸锭，结晶器直径 为510mm。浇道和结晶器通入CO2和SF6的体积比为100∶1的混合气体作为保 护气体，铸锭经切头尾及车削掉铸造表面后，获得直径为475mm，长度为 3800mm的稀土镁合金铸锭；
(5)将所得铸锭进行500℃保温8h+515℃保温2h的固溶处理，然后将固 溶处理后的铸锭放入90℃的水中淬火；
(6)将固溶后的铸锭切削后，进行热锻造处理，热锻造工艺的锻造温度 430℃，锻造速度为0.1mm/s，锻造比为6：1，道次变形量为30％，即得到所 需多元微合金化的稀土镁合金。
本比较例对得到的铸态稀土镁合金的金相组织进行检测，得到的稀土镁 合金的金相检测图，如图2所示。图2为本发明比较例1的稀土镁合金的金相检 测图。从图2可以看出，与实施例1合金相比，比较例1合金的组织较粗大，晶 粒尺寸约为48μm，晶粒尺寸非常不均匀，且晶界处的块状析出相较粗大，这 些都会对合金的力学性能造成不利影响。
本比较例对得到的稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法 采用GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、GB/T 228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分:高温试验方法，试样加工采用GB/T 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果 表明，所述稀土镁合金的室温抗拉强度为354MPa，屈服强度329MPa，延伸 率6％；高温200℃时，抗拉强度308MPa，屈服强度250MPa，延伸率8％；高 温250℃时，抗拉强度236MPa，屈服强度200MPa，延伸率16％；高温300℃ 时，抗拉强度185MPa，屈服强度150MPa，延伸率30％。
比较例2
本发明还对比了一些文献制备的合金的挤压态力学性能，结果如表1所 示。合金1性能引自文献C.Xu etc.MSEA 559(2013)615，合金2性能引自文 献Z.Y.Xue etc.JMEP 26(2017)5963，合金3性能引自文献Z.J.Yu etc.MSEA 578(2013)346，合金4性能引自文献X.L.Hou etc.MSEA528(2011)7805。
表1本发明及类似牌号合金的室温及高温力学性能
Figure BDA0002480315340000161
从表1中可以看出，本发明提供的稀土镁合金的室温及高温下抗拉强度、 屈服强度及延伸率均较优。
实验结果表明，本发明提供的稀土镁合金的室温抗拉强度不低于396 MPa，屈服强度不低于329MPa，延伸率不低于6.5％；高温200℃时，抗拉强 度不低于342MPa，屈服强度不低于280MPa，延伸率不低于8％；高温250℃ 时，抗拉强度不低于288MPa，屈服强度不低于260MPa，延伸率不低于12％； 高温300℃时，抗拉强度不低于205MPa，屈服强度不低于180MPa，延伸率不 低于15％。
以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。对这 些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中 所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施 例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符 合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种稀土镁合金，包括：
Figure FDA0002480315330000011
2.根据权利要求1所述的稀土镁合金，其特征在于，包括：
Figure FDA0002480315330000012
3.一种稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：
A)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；
B)在步骤A)熔化后的熔体中加入锌锭和金属Bi后，升温至740℃以上；分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源，混匀后升温至760℃以上；再加入Zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；
C)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；
D)将铸锭进行固溶处理；
E)将所述固溶处理后的铸锭进行热变形处理，得到稀土镁合金。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤A)包括：
将镁锭预热到80～160℃，将熔炼炉的坩埚预热到150～300℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂进行覆盖，熔化；
所述熔剂为5号熔剂。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤B)中，分批加入Gd源、Y源、Er源、Ho源、Dy源和La源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤B)中，所述精炼的温度为740℃；
所述精炼后，还包括静置；
所述静置的温度为740℃。
7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤C)中，将精炼后的熔体降温至720℃以下；
保护气包括CO2和SF6；
所述CO2和SF6的体积比为100：1；
所述铸锭采用半连续铸造方式；
半连续铸造采用的结晶器直径为510mm。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤D)中，所述固溶处理包括：
先在495～505℃保温7～9h，再在510～520℃保温1～3h，然后，在90℃的水中淬火。
9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤E)中，所述热变形为热挤压或热锻造；
热挤压的挤压温度为380～460℃，挤压速度为0.1～2.0mm/s，挤压比为7～28：1；
热锻造的锻造温度为430～480℃，锻造速度为0.1～5.0mm/s，锻造比为6～14：1，道次变形量为30％～70％。
10.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤E)中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。
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