CN113355576A - 一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金及其制备方法 - Google Patents

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CN113355576A CN202110749863.9A CN202110749863A CN113355576A CN 113355576 A CN113355576 A CN 113355576A CN 202110749863 A CN202110749863 A CN 202110749863A CN 113355576 A CN113355576 A CN 113355576A
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Abstract

本发明提供了一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金及其制备方法，所述合金各组分的质量百分比为：2.5～3.5wt.％Nd,2.0～4.5wt.％Gd,0.5～2.0wt.％Yb,0.1～0.7wt.％Zn,0.1～1.0wt.％Zr,余量为Mg及不可避免的杂质元素。本发明还提供了该合金的制备方法，该方法包括：熔炼、热处理两个工艺。本发明所提供的高强韧镁合金在保证室温高温性能与商用镁合金WE43相当的情况下，大大减少其在铸造过程中形成氧化夹杂缺陷的倾向，更适用于生产大型薄壁，复杂结构，且具有轻质高强要求的结构件，具有广阔的工业应用前景。

Description

一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料类及冶金领域，涉及一种高强韧铸造镁合金及其制备方法，尤其是涉及一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金高强度和低密度的特性使得其在以“轻量化”为主要目标的应用领域具有核心竞争力。比如在航空航天，地面交通运输，军事装备等领域中应用镁合金可以减少燃油消耗，提高承载能力，从而提高经济效益。目前镁合金的种类繁多，具有代表性的有Mg-Al系，Mg-Zn系，以及Mg-RE系合金。其中，Mg-RE系合金由于其优异的高温以及室温性能而广受关注。
WE43合金(Mg-4Y-3Nd)具有出众的时效硬化能力以及优异的综合力学性能，在航空航天领域应用十分广泛，是目前应用最为成功的商用镁稀土合金之一。但是，近来在具体生产中发现，在使用WE43合金生产薄壁复杂铸件时，极易出现Y2O3氧化夹杂缺陷从而导致铸件报废。而这主要是由于Y元素极易氧化。相关热力学分析表明，Y的氧化物(Y2O3)的标准自由能低，极易形成。因此降低Y含量，开发不含Y的高强韧镁稀土合金具有重要的生产意义。
不含Y元素的高强韧铸造镁稀土合金专利公开不多，专利(公开号：CN106591659A)提供一种高强高韧铸造稀土镁合金及其制备方法。镁合金的组成及各组分的质量百分比如下：Yb 0.1～3.3％，Zn 0.2～1.0％，Zr 0.3～0.8％。所制备的高强高韧铸造稀土镁合金室温极限抗拉强度可达185～205MPa。专利(公开号：CN1752251A)公开了一种含稀土高强度铸造Mg-Nd-Zn-Zr-Ca镁合金，由以下重量百分比的组分组成：2.5～3.6％Nd、0.35～0.8％Zr、≤0.4％Zn，≤0.5％Ca，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％；余量为镁。发明通过添加合金元素(Nd，Zr，Zn，Ca)及改变熔炼、热处理的工艺条件获得高强度镁合金。以上不含Y铸造镁稀土合金由于稀土元素种类单一且含量过低，其力学性能远低于WE43合金。专利(公开号：CN1962914)公开了一种含稀土铸造镁合金及其制备方法，镁合金的组分及其重量百分比为：6-15％Gd、2-6％Sm、0.35-0.8％Zr，杂质元素Si、Fe、Cu和Ni的总量小于0.02％，余量为Mg。通过添加合金元素Gd、Sm代替WE系列合金中的Y、Nd，并通过熔炼及热处理工艺条件，获得高强度耐热镁合金，然而，尽管此类镁合金具有比传统WE系列商业镁合金优越的室温强度、瞬时高温强度等力学性能，但其塑性大大降低。
本发明对标WE43合金的力学性能，使用Gd元素匹配Nd元素以保证合金时效硬化能力，再加入Yb元素优化合金的塑性，最后辅以微合金化元素Zn。最终得到一种可替代WE43，不含Y元素的低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁稀土合金，大大减少了大型复杂薄壁铸件生产过程中的氧化夹杂缺陷，对拓展镁稀土合金在航空航天领域的应用具有重要意义。
发明内容
本发明的目的在于针对WE系镁合金的不足，提供了一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金及其制备方法。
本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：
第一方面，本发明涉及一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金，包括质量百分比含量为如下的各组分：2.5～3.5wt.％Nd,2.0～4.5wt.％Gd,0.5～2.0wt.％Yb,0.1～0.7wt.％Zn，0.1～1.0wt.％Zr,余量为Mg及不可避免的杂质元素。
作为本发明的一个实施方案，所述不可避免的杂质元素为Fe、Cu、Si、Ni中的一种或者多种，各杂质元素质量百分比要求为：Fe≤0.005wt％，Cu≤0.005wt％，Si≤0.005wt％，Ni≤0.005wt％。
作为本发明的一个实施方案，所述镁合金中Nd元素与Gd元素的质量百分比的比值应控制在(0.7～1.3)：1。
本发明采用Nd元素为第一组分，Nd元素固溶度随着温度的变化而降低速率很快，因此具备较强的时效硬化能力，时效过程中过饱和Nd原子的扩散可以使得基体中在峰时效条件下形成很多细小弥散的亚稳β″相以及β1相。亚稳β″相以及β1相是时效态Mg-Nd合金强度的主要来源。Nd原子在Mg基体中的扩散速率较快，因而时效硬化速率很快，选用Nd元素作为主合金化元素可以大大缩短合金峰时效时间，实现快速时效强化。但是由于其最大固溶度不高仅为3.6wt％，过高的添加量将导致固溶处理时残余大量的第二相以影响最终时效态的力学性能，因此添加量调整在2.5～3.5wt.％。
本发明采用Gd元素为第二组分，Gd元素在镁合金中的固溶度较高，且固溶度随温度的变化的降低速率很快。从而Gd元素的添加一方面可以实现附加的固溶强化，另一方面，Mg-Gd合金中主要强化相为β″和β′，因此Gd元素的加入一方面增加亚稳β″相的密度，另一方面还可以引入β′，实现时效硬化能力的复合增强，最终实现强度的大幅度提升。但是由于Gd原子在Mg中的扩散速度较慢，随着Gd元素含量的增加，合金的时效硬化速率会减缓，从而使得合金所需时效时间较长，因此添加量调整在2.0～4.5wt.％。
此外，选用Yb元素作为第三组分，第一点，Yb原子因为原子半径(0.19392nm)明显大于Mg(0.1602nm)，在镁基体中的固溶能够直接导致层错能的降低产生层错协调变形从而改善镁合金的塑性。第二点，Yb元素在时效过程中会形成细小弥散的颗粒状Mg2Yb相，实现析出相的复合增强。第三点，Yb原子还容易与原子半径较小的Zn原子(0.153nm)在镁基体中形成原子团簇，这些原子团簇可能成为时效析出相(β″，β′和β1)的形核位点，从而进一步促进β″，β′和β1的形核，增加其数量密度。因此适当的添加Yb元素可以在明显优化合金的塑性的同时还可以明显提升强度。但是Yb元素在Mg中的固溶度不高，添加量较高时会形成一些难溶的第二相，从而增加固溶处理的难度，因此，添加量调整在0.5～2.0wt.％。
本发明选用Zn元素作为第四组分，是为了在固溶处理过程中引入Zn-Zr相从而进一步优化合金性能。但是Zn元素添加量过多时，会大量消耗稀土元素，在时效过程中形成强化作用较弱的基面相，从而使得合金的强度大大降低，因此添加量调整为0.1～0.7wt.％。
另外，本发明的合金中不含有Y。
第二方面，本发明还涉及一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：
A、将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；
B、将纯Mg熔化后；加入纯Zn，待纯Zn熔化后；再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升并搅拌；然后进行升温静置、降温精炼、和保温静置处理；之后将熔体进行第二次降温并撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭；
C、对合金锭进行固溶处理以及时效热处理。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Gd中间合金中Gd的质量百分比含量为20～40wt.％。由于稀土元素较为活泼，过高稀土含量的中间合金不可避免地存在较多夹杂物，会影响熔体质量。而中间合金稀土含量过低会导致中间合金加入量过大，使得熔炼步骤复杂繁琐。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Gd中间合金中Gd的质量百分比含量为30wt.％。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Nd中间合金中Nd的质量百分比含量为20～40wt.％。由于稀土元素较为活泼，过高稀土含量的中间合金不可避免地存在较多夹杂物，会影响熔体质量。而中间合金稀土含量过低会导致中间合金加入量过大，使得熔炼步骤复杂繁琐。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Nd中间合金中Nd的质量百分比含量为30wt.％。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Zr中间合金中Zr的质量百分比含量为20～40wt.％。由于稀土元素较为活泼，过高稀土含量的中间合金不可避免地存在较多夹杂物，会影响熔体质量。而中间合金稀土含量过低会导致中间合金加入量过大，使得熔炼步骤复杂繁琐。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Zr中间合金中Zr的质量百分比含量为30wt.％。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Yb中间合金中Yb的质量百分比含量为20～30wt.％。由于稀土元素较为活泼，过高稀土含量的中间合金不可避免地存在较多夹杂物，会影响熔体质量。而中间合金稀土含量过低会导致中间合金加入量过大，使得熔炼步骤复杂繁琐。
作为本发明的一个实施方案，步骤A中，所述Mg-Yb中间合金中Yb的质量百分比含量为20wt％。
作为本发明的一个实施方案，步骤B中，所述纯Zn的加入温度为700～730℃；所述中间合金的加入温度为740～760℃；所述熔体温度回升至740～760℃；所述第二次降温的温度为710～740℃。
本发明选择中间合金的加入温度为740～760℃，如若加入温度高于760℃，在加入过程中易导致稀土元素的烧损，从而很难控制熔炼所得合金的实际成分。若加入温度低于740℃，中间合金不易熔化，熔炼过程很难控制。
作为本发明的一个实施方案，步骤C中，所述固溶处理的工艺为：将熔炼得到的合金锭在490～550℃温度中固溶5～10小时，水淬至室温。
本发明限定固溶温度为490～550℃，若固溶温度高于550℃，则晶界处会出现过烧现象使得合金性能大大下降；若固溶温度低于490，晶间第二相难以完全固溶，会影响合金的时效硬化能力以及时效状态合金的塑性。
本发明限定固溶时间为5～10小时，若固溶时间超过10小时，则晶粒过分长大，从而使得合金性能下降；若固溶时间低于5小时，则晶间第二相难以完全固溶，会影响合金的时效硬化能力以及时效状态合金的塑性。
作为本发明的一个实施方案，步骤C中，所述时效热处理的工艺为：在200～250℃条件下时效4～8小时。
本发明限定时效处理的温度为200～250℃，若时效温度高于250℃，则合金析出相密度过低，合金强度下降；若固溶温度低于200，会大大延长时效时间，且时效态合金的塑性下降。
本发明限定时效处理的时间为4～8小时，若时效时间超过8小时，则合金析出相密度过低，合金强度下降；若时效时间低于4小时，则合金析出相粗化，合金强度和塑性下降。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、本发明使用Gd元素替代了Mg-Y-Nd合金中易氧化的Y元素，降低了合金的氧化夹杂倾向。
2、通过Gd元素与Nd元素的复合强化，保证了合金的强度。同时添加Yb元素优化合金的塑性。在改善合金铸造工艺性能的同时也同时保留了Mg-Y-Nd系合金优异的综合力学性能。Gd元素和Nd元素的复合添加可以同时获得很强的析出强化和固溶强化作用，保证了在去除Y元素的情况下合金仍具有很好的力学性能。此外Yb元素可以降低镁基体中的层错能，协调变形，优化合金的塑性。这几种元素的复合添加使得合金在不易产生氧化夹杂缺陷的同时具有优异的与商用WE43合金相当的综合力学性能。
3、本发明镁合金既在铸造过程具有低的氧化夹杂倾向，同时其又保持了良好的室温高温力学性能。采用本合金生产大型砂型铸造复杂薄壁件，相对于WE43合金铸件，其氧化夹杂缺陷明显减少。此外其在T6热处理状态下的室温抗拉强度，屈服强度，和延伸率分别大于340MPa，220MPa、10％。高温抗拉强度，屈服强度，和延伸率分别大于190MPa，150MPa、16％，与相同条件下的WE43合金相当。
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所得的低氧化夹杂倾向的Mg-Nd-Gd-Yb-Zn-Zr合金的金相显微组织图；
图2为对比例3所得的传统的WE43镁稀土合金的金相显微组织图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。以下实例在本发明技术方案的前提下进行实施，提供了详细的实施方式和具体的操作过程，将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明。需要指出的是，本发明的保护范围不限于下述实施例，在本发明的构思前提下做出的若干调整和改进，都属于本发明的保护范围。
本申请所有实施例及对比例依照如下测试标准进行测试：
室温力学性能：GB/T 228.1-2010；
高温力学性能(300℃下的力学性能)：GB/T 4338-2006。
实施例1
本实施例涉及一种高强韧铸造镁稀土合金，合金成分(重量百分比)为：2.5wt.％Nd，2.0wt.％Gd，0.5wt.％Zn，0.5wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。按照上述述合金的成分以及化学计量比准备原料；将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；将纯Mg熔化后，在700℃下加入纯Zn，待纯Zn熔化后，在740℃下再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升至750℃搅拌，然后进行升温至780℃，静置10min；降温至730℃下精炼；再保温静置20min；静置之后将熔体降温至730℃撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭。
对铸件进行取样观察，图1为实施例1所得的低氧化夹杂倾向的Mg-Nd-Gd-Yb-Zn-Zr合金的金相显微组织图；可看出该金相组织中氧化夹杂物很少，含量仅仅为0.007％，对夹杂物进行鉴定发现夹杂物主要为Gd2O3。
将熔炼得到的合金锭先在525℃温度中固溶10小时，水淬至室温，最终在200℃条件下时效4小时。
实施例1制得的合金的室温力学性能为：屈服强度：220MPa，抗拉强度：345MPa，延伸率：10％。
在300℃下的力学性能为：屈服强度：179MPa，抗拉强度：225MPa，延伸率：19％。室温高温强度以及塑性均优于WE43合金。
实施例2
本实施例涉及一种高强韧铸造镁稀土合金，由如下以重量百分比含量的各组分组成：3.5wt.％Nd，4.5wt.％Gd，0.5wt.％Zn，2wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。按照上述述合金的成分以及化学计量比准备原料；将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；将纯Mg熔化后，在700℃下加入纯Zn，待纯Zn熔化后，在740℃下再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升至750℃搅拌，然后进行升温至780℃，静置10min；降温至730℃下精炼；再保温静置20min；静置之后将熔体降温至730℃撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭。
对铸件进行取样观察，金相组织中夹杂物含量仅仅为0.005％。对夹杂物进行鉴定发现夹杂物主要为Gd2O3。
将熔炼得到的合金锭先在525℃温度中固溶10小时，水淬至室温，最终在200℃条件下时效4小时。
实施例2制得的合金的室温力学性能为：屈服强度：240MPa，抗拉强度：346MPa，延伸率：11％。
在300℃下力学性能为：屈服强度：178MPa，抗拉强度：220MPa，延伸率：18％。室温高温强度以及塑性均优于WE43合金。
实施例3
本实施例和实施例2的制备方法完全相同，区别仅在于镁稀土合金各组分组成为3.5wt.％Nd，2.3wt.％Gd，0.5wt.％Zn，2wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg，即本对比例中Nd元素与Gd元素的质量百分比的比值为1.52：1。
本实施例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：217MPa，抗拉强度：325MPa，延伸率：6％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：161MPa，抗拉强度：215MPa，延伸率：15％。
实施例4
本实施例和实施例1的制备方法完全相同，区别仅在于镁稀土合金各组分组成为2.5wt.％Nd，4.0wt.％Gd，0.5wt.％Zn，0.5wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。即本对比例中Nd元素与Gd元素的质量百分比的比值为0.625：1。
本对比例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：212MPa，抗拉强度：315MPa，延伸率：6.5％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：160MPa，抗拉强度：201MPa，延伸率：15.5％。
对比例1
本对比例涉及一种高强韧铸造镁稀土合金，由如下以重量百分比含量的各组分组成：3.5wt.％Nd，4.5wt.％Gd，0.5wt.％Zn，0wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。按照上述述合金的成分以及化学计量比准备原料；将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；将纯Mg熔化后，在700℃下加入纯Zn，待纯Zn熔化后，在740℃下再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升至750℃搅拌，然后进行升温至780℃，静置10min；降温至730℃下精炼；再保温静置20min，静置之后将熔体降温至730℃撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭。
对铸件进行取样观察。金相组织中夹杂物含量仅仅为0.008％。对夹杂物进行鉴定发现夹杂物主要为Gd2O3。
将熔炼得到的合金锭先在525℃温度中固溶10小时，水淬至室温，最终在200℃条件下时效4小时。
该对比例制得的合金的室温力学性能为：屈服强度：210MPa，抗拉强度：312MPa，延伸率：3％。
在300℃下的力学性能为：屈服强度：152MPa，抗拉强度：200MPa，延伸率：10％。该对比例对比实施例2主要差别在于没有添加Yb元素，制备工艺完全一致，在此情况下，合金的延伸率明显低于实施例1和实施例2中所制备的合金。
对比例2
本对比例涉及一种高强韧铸造镁稀土合金，由如下以重量百分比含量的各组分组成：3.5wt.％Nd，4.5wt.％Gd，0.5wt.％Zn，3wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。按照上述述合金的成分以及化学计量比准备原料；将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；将纯Mg熔化后，在700℃下加入纯Zn，待纯Zn熔化后，在740℃下再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升至750℃搅拌，然后然后进行升温至780℃，静置10min；降温至730℃下精炼；再保温静置20min，静置之后将熔体降温至730℃撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭。
对铸件进行取样观察。金相组织中夹杂物含量仅仅为0.006％。对夹杂物进行鉴定发现夹杂物主要为Gd2O3。
将熔炼得到的合金锭先在525℃温度中固溶10小时，水淬至室温，最终在200℃条件下时效4小时。
本对比例制得的合金的室温力学性能为：屈服强度：180MPa，抗拉强度：260MPa，延伸率：4％。
在300℃下的力学性能为：屈服强度：140MPa，抗拉强度：186MPa，延伸率：8％。该对比例对比实施例2主要差别在于添加了较高的Yb元素，制备工艺完全一致，在此情况下，合金的强度延伸率明显低于实施例2中所制备的合金。
对比例3
本对比例涉及一种铸造镁合金，所述合金各组分的质量百分比含量与WE43基本一致，即合金各组分为：4wt.％Y，3wt.％Nd，0.5wt.％Zn，0.5wt.％Zr，余量为Mg。该镁合金的制备方法包括熔炼和随后的热处理两个工艺工序，具体步骤与实施例1与实施例2一致。
对铸件进行取样观察。图2为对比例3所得的传统的WE43镁稀土合金的金相显微组织图，可看出该金相组织中夹杂物含量较高，为0.4％。对夹杂物进行鉴定发现夹杂物主要为Y2O3。
该对比例制得的合金的室温力学性能为：屈服强度：190MPa，抗拉强度：299MPa，延伸率：4.5％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：130MPa，抗拉强度：178MPa，延伸率：10％。
对比例4
本对比例和实施例2的制备方法及热处理工艺方法完全相同，区别仅在于合金成分(重量百分比)为：2.5wt.％Nd，2.0wt.％Gd，0.9wt.％Zn，0.5wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。
本对比例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：191MPa，抗拉强度：289MPa，延伸率：5.0％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：125MPa，抗拉强度：176MPa，延伸率：12.5％。在此情况下，合金的强度以及延伸率明显低于实施例2中所制备的合金。
对比例5
本对比例和实施例2的镁合金组分组成、制备方法完全相同，区别仅在于固溶处理的温度为480℃，固溶时间为10h。
本对比例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：186MPa，抗拉强度：289MPa，延伸率：3.5％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：145MPa，抗拉强度：176MPa，延伸率：12％。在此情况下，合金的强度以及延伸率明显低于实施例2中所制备的合金。
对比例6
本对比例和实施例2的镁合金组分组成、制备方法完全相同，区别仅在于时效处理温度为175℃，时效处理时间为4h。
本对比例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：189MPa，抗拉强度：288MPa，延伸率：4.5％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：144MPa，抗拉强度：179MPa，延伸率：13％在此情况下，合金的强度以及延伸率明显低于实施例2中所制备的合金。
对比例7
本对比例和实施例2的镁合金制备方法完全相同，区别仅在于合金的组分为3.5wt.％Nd，8.1wt.％Gd，0.5wt.％Zn，2wt.％Yb；0.5wt.％Zr，余量为Mg。
本对比例所得的合金的室温力学性能为：屈服强度：188MPa，抗拉强度：287MPa，延伸率：3.0％。
300摄氏度力学性能为：屈服强度：142MPa，抗拉强度：175MPa，延伸率：12％。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。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化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。

Claims (10)

1.一种低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金，其特征在于，包括如下质量百分比含量的各组分：2.5～3.5wt.％Nd,2.0～4.5wt.％Gd,0.5～2.0wt.％Yb,0.1～0.7wt.％Zn，0.1～1.0wt.％Zr,余量为Mg及不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金，其特征在于，所述镁合金中Nd元素与Gd元素的质量百分比的比值为(0.7～1.3)：1。
3.一种根据权利要求1所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：
A、将纯Mg、纯Zn、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金、Mg-Gd中间合金、Mg-Yb中间合金进行预热烘干处理；
B、将纯Mg熔化后；加入纯Zn，待纯Zn熔化后；再加入Mg-Gd中间合金、Mg-Zr中间合金，Mg-Nd中间合金，Mg-Yb中间合金；待所有合金完全熔化后，将熔体温度回升并搅拌；然后进行升温静置、降温精炼、和保温静置处理；之后将熔体进行第二次降温并撇去表面浮渣并进行浇铸成合金锭；
C、对合金锭进行固溶处理以及时效热处理。
4.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤A中，所述Mg-Gd中间合金中Gd的质量百分比含量为20～40wt.％。
5.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤A中，所述Mg-Nd中间合金中Nd的质量百分比含量为20～40wt.％。
6.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤A中，所述Mg-Zr中间合金中Zr的质量百分比含量为20～40wt.％。
7.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤A中，所述Mg-Yb中间合金中Yb的质量百分比含量为20～30wt.％。
8.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤B中，所述纯Zn的加入温度为700～730℃；所述中间合金的加入温度为740～760℃；所述熔体温度回升至740～760℃；所述第二次降温的温度为710～740℃。
9.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤C中，所述固溶处理的工艺为：将熔炼得到的合金锭在490～550℃温度中固溶5～10小时，水淬至室温。
10.根据权利要求3所述低氧化夹杂倾向的高强韧铸造镁合金的制备方法,其特征在于，步骤C中，所述时效热处理的工艺为：在200～250℃条件下时效4～16小时。
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