CN100547100C - 含有混合稀土的镁合金、生产含有混合稀土的可锻镁合金的方法及由此生产的可锻镁合金 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种含有混合稀土的镁合金、生产含有混合稀土的可锻镁合金的方法及由此生产的可锻镁合金，其中向镁中加入了大量混合稀土，使耐高温的共晶相或多相形成为稳定的网状结构或稳定的分散相，由此抑制了镁基体在高温下变形从而保持了高强度。所述含有混合稀土的镁合金具有下式：Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z，其中A是锌(Zn)或铝(Al)；B是混合稀土；C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子%≤x≤6原子%、0.8原子%≤y≤7原子%和0原子%≤z≤2原子%的组成。

Description

含有混合稀土的镁合金、生产含有混合稀土的可锻镁合金的方法及由此生产的可锻镁合金

技术领域

本发明涉及含有混合稀土的镁合金，其中向镁里加入了大量混合稀土，由此使得所述含有混合稀土的镁合金具有在高温下稳定的网状结构或分散相，因此表现出优异的机械性能。此外，本发明还涉及生产可锻(wrought)镁合金的方法，所述方法通过热挤压和热轧将凝固结构，即第二相(secondary phase)或多相颗粒化，并超细化基体颗粒，本发明还涉及通过所述方法生产的可锻镁合金。

背景技术

目前，随着环境与节能问题在全世界范围内备受关注，减轻零部件的重量变得非常必要。公路、航空和铁路运输中生成的二氧化碳会导致环境污染问题，目前对解决该问题的需要日益强烈，同时，对于制造较轻的零部件或最终产品以便节约运输燃料的需要也日益强烈。在此形势下，镁合金最有可能被用来制造更轻的产品，因为它在市售合金中密度最低，即其密度分别低至铝合金和铁合金密度的2/3和1/5。另外，镁合金还具有优异的比强度、刚性、振动吸收性、可加工性、尺寸稳定性和电磁波屏蔽效应，因此被广泛地用作诸如移动通信设备和便携式计算机等电子/通信产品的覆材。

用于高温结构的镁合金通常分为两类：不进行热处理即使用的铸造镁合金和通过将第二相沉积在基体中来改善高温性能的砂型铸造镁合金。

在铸造镁合金中，由于在通过金属模具的模口进入模腔时，熔融的金属通常会产生涡流，因此其产品含有大量的气孔。在热处理，包括后来的溶液热处理过程中，残留的这些气孔会导致产品表面上产生气泡，因而所述产品通常不进行热处理。因此，目前广泛用作铸造镁合金的一种Mg-Al合金，即AZ91合金的高温性能，特别是抗蠕变性很差。因此，AZ91合金难于应用在诸如汽车变速箱等暴露于高温(大于或等于150℃)下的零部件中。这是因为，当向镁中加入铝时，虽然室温下的强度和熔融金属的流动性得到了改善，但是会形成使高温抗蠕变性能劣化的Mg₁₇Al₁₂相。为了克服这一缺陷，可以如美国专利6,264,763所披露的那样加入稀土元素或加入钙(Ca)、硅(Si)、锶(Sr)等。然而，到目前为止，这些做法在生产率、包括高温抗蠕变性和耐腐蚀性在内的机械性能和成本方面对应用性仍存在限制。

在砂型铸造镁合金中，通过热处理将第二相沉积在基体中，由此改善高温强度和耐热性。因此可以获得相对致密的铸件。为此目的，加入的元素在镁基体中的溶解性应随温度的变化而大幅改变，并在常用的大于或等于200℃的温度下保持其溶解性。作为砂型铸造镁合金的主要添加元素，可以使用银(Ag)、钍(Th)、钇(Y)、钕(Nd)、钪(Sc)等，它们都非常昂贵，或者含有放射性物质。因此，这些元素一直都严格地应用在对改善性能的需要胜于对成本的考虑的场合。

同时，镁合金的成型通常存在技术问题。主要是镁合金具有六角密堆积结构，这对塑性加工所需的滑移系统存在限制。基于该原因，在室温下很难形成产品。因此，需要通过热加工来形成产品。

以此方式，为了开发镁合金的中间产品和最终产品，非常需要改善可成型性。最有效的方法是细化(refine)镁合金的结晶结构以改善延伸性。另外，所述细晶粒结构的镁合金应该主要通过工业方法生产。对于镁合金板的需求正在日益增加。但是，使用当前市售镁合金，尚无法有效生产具有所需细晶粒结构的镁合金板。

在现有的AZ31合金的情况中，为了细化晶粒，轧制过程中厚度的减小将会加剧。在此情况下，厚度的减小因严重的裂纹而受到限制，因此限制了晶粒的细化。换言之，该固溶体合金受到内部能够发生重结晶的来源的制约，因此对于晶粒的细化具有一定限制。

发明内容

技术问题

本发明的一个目的是提供含有混合稀土的镁合金，其中向镁中加入了大量混合稀土，因此将耐高温的共晶相或多相形成为稳定的网状结构或者稳定的分散相，由此可以抑制镁基体在高温下变形，另外还向其中加入其它元素，这样会使基体结构中的沉淀/固溶体得到增强或者使网状结构得到增强，由此使之具有优异的机械性能，其中在高温下可以保持很高的强度。

本发明的另一个目的是提供生产可锻镁合金的方法，在该方法中，通过热挤压和热轧将加入了混合稀土的第二相或多相镁合金的凝固结构，即第二相或多相颗粒化，并重结晶基体，由此细化晶粒。

本发明的另一个目的是提供可锻镁合金，所述可锻镁合金具有细晶粒结构，表现出很高的机械性能，例如在该合金主要使用的室温区间内具有高强度和高韧性，在主要进行成型的温度下具有良好的延伸性，由此可以改善其可成型性。

技术解决方案

为实现这些目的，根据本发明的含有混合稀土的镁合金具有由Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z表式的式子，其中A是锌(Zn)或铝(Al)；B是混合稀土；C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成。

此外，所述混合稀土可以是钕镨基混合稀土或铈基混合稀土。

此处钕镨基混合稀土可以是包含钕(Nd)和镨(Pr)的稀土合金组合物。

此外，铈基混合稀土可以包含45重量％≤Ce≤65重量％、20重量％≤La≤重量％、5重量％≤Nd≤15重量％和0重量％≤Pr≤10重量％。

此外，所述镁合金还可以包含小于或等于2原子％的钙。

根据本发明的生产含有混合稀土的可锻镁合金的方法包括下述步骤：熔铸式为Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z的镁合金组合物，其中A是锌(Zn)或铝(Al)；B是混合稀土；C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成；然后热挤压所述铸件，通过颗粒化和分散铸件中除镁之外的其它相来细化晶粒，并重结晶基体。

在此，所述方法还可以包括对热挤压产品进行热轧以形成板材的步骤。

此外，热挤压步骤可以在下述挤压条件下进行：温度范围为350℃～450℃，截面减小比率为5～80∶1。

此外，热轧步骤可以在下述轧制条件下进行：温度范围为350℃～500℃，厚度的单次减小百分比为25％～50％。

此外，含有混合稀土的可锻镁合金通过下述步骤生产：熔铸式为Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z的组合物，其中A是锌(Zn)或铝(Al)；B是混合稀土；C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成；热挤压所述铸件，通过颗粒化和分散铸件中除镁之外的其它相来细化晶粒，重结晶基体；然后对热挤压产品进行热轧以形成可锻产品。

在此，除镁之外的其它相的尺寸可以小于或等于20μm。

此外，从固溶体边界到共晶点或过共晶区包含所述除镁之外的其它相。

有利效果

如前所述，在根据本发明的含有混合稀土的镁合金中，加入了混合稀土，这样使耐高温的共晶相或多相形成为稳定的网状结构或稳定的分散相，由此抑制了镁基体在高温下变形。此外，还加入了其它元素，因此使基体结构中的沉淀/固溶体得到增强或网状结构得到增强，由此具有优异的机械性能，其中在高温下可以保持很高的强度。

此外，在根据本发明的生产可锻镁合金的方法中，通过热挤压和热轧使加入了混合稀土的第二相或多相镁合金重结晶，并细化晶粒。

另外，根据本发明的含有混合稀土的可锻镁合金具有细的晶粒结构，因此表现出很高的机械性能，例如在该合金主要使用的室温区域表现出高强度和高韧性。此外，所述可锻镁合金在主要进行成型的温度下具有良好的延伸性，因此可成型性也得以改善。

这样，根据本发明的具有优异机械性能的含有混合稀土的镁合金可以满足汽车动力传输零部件所需的高强度和耐热性的要求。

此外，通过向根据本发明的含有混合稀土的镁合金中加入钙(Ca)，使在空气中熔融并进行铸造成为可能，因而有利于节约生产成本。

此外，根据本发明的含有混合稀土的镁合金表现出比通过当前热处理生产的耐热镁合金更好的高温强度，因此可以应用于汽车和航空器的部件。

另外，根据本发明的含有混合稀土的镁合金表现出比前述市售耐热镁合金相对更好的耐腐蚀性，因此可以用于能够耐受诸如高温和腐蚀等苛刻条件的轻质部件。

同时，在根据本发明的生产可锻镁合金的方法中，可以生产含有大量超细颗粒的镁合金板，所生产的板具有细晶粒，可成型性非常优异。因此，根据本发明的可锻镁合金可以被制成较轻的公路、航空和铁路运输工具，并可广泛用作诸如移动通信设备和便携式计算机等电子/通信产品的覆材。

附图说明

图1是显示表1中的合金3中的α镁结构和Mg₁₂Ce相的网状结构的扫描电子显微镜照片；

图2是熔融金属的照片，其中向表1中的合金9中加入了2重量％的钙(Ca)，并在空气中熔融；

图3是显示根据实施例5，在共晶点附近的镁合金的铸造结构的照片；

图4是显示根据实施例5，通过下述方式获得的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在450℃的温度下对镁合金进行热挤压，挤压速度为2mm/秒，截面减小比率为6∶1；

图5是显示根据实施例5，通过下述方式形成的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在辊温为100℃下轧制镁合金，使试样温度为400℃时厚度的单次减小为40％；

图6是显示在实施例5中通过在进行热挤压和轧制的条件下制备的可锻产品的照片，在温度为500℃，应力为1×10^-3s^-1、1×10^-2s^-1、1×10^-1s^-1和1×10^-0s^-1的条件下进行高温拉伸测试，图中还显示了所述可锻产品的延伸率；

图7是显示根据实施例6，通过下述方式获得的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在450℃的温度下对镁合金进行热挤压，挤压速度为2mm/秒，截面减小比率为6∶1；

图8是显示根据实施例6，通过下述方式形成的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在辊温为100℃下轧制镁合金，使试样温度为400℃时厚度的单次减小为40％；

图9是显示根据实施例7，通过下述方式获得的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在450℃的温度下对镁合金进行热挤压，挤压速度为2mm/秒，截面减小比率为6∶1；和

图10是显示根据实施例7，通过下述方式形成的可锻产品的显微结构照片，所述方式为在辊温为100℃下轧制镁合金，使试样温度为400℃时厚度的单次减小为40％。

具体实施方式

下面将参考附图详细描述本发明的示例性实施方式。

根据本发明的含有混合稀土的镁合金具有由Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z表达的式子，其中A是锌(Zn)或铝(Al)；B是混合稀土；C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成。

当通过铸造固化根据本发明的含有混合稀土的镁合金时，富含镁的固溶体(α镁)构成基体结构。第二相由混合稀土(元素B)结晶，形成与镁基体复合构成的网状结构或分散相。该网状结构在高温下稳定，由此提供了优异的机械性能。此外，A组和C组元素可以产生第三相(tertiaryphase)，第三相主要用来增强镁基体的固溶体/沉淀或者增强网状结构，由此改善机械性能。

将超过5原子％的A组元素铝(Al)与元素B一起加入时，在α镁基体中将形成Mg₁₇Al₁₂相，这会使机械性能变差。因此，优选将加入的铝的量限制为小于或等于5原子％。

此外，相对于镁(Mg)，340℃时锌(Zn)具有2.4％的峰值固溶体极限。然而，考虑到溶解在第二相或第三相中的量，优选将A组元素的加入范围限制为小于或等于5原子％。

在根据本发明的含有混合稀土的镁合金中，可与镁相溶的A组元素铝(Al)和锌(Zn)包含在Mg-混合稀土中，以便能够获得多相。在此加入的混合稀土由原子序数为57～71的元素构成，并包括钕镨基混合稀土或铈基混合稀土。钕镨基混合稀土是包含钕(Nd)和镨(Pr)的稀土合金组合物。特别是，所述铈基混合稀土是指一种市售混合稀土合金，其主要组成为45重量％≤Ce≤65重量％、20重量％≤La≤30重量％、5重量％≤Nd≤15重量％和0重量％≤Pr≤10重量％，鉴于混合稀土在其中的结晶特性，其中还存在其他15种以上痕量元素。这种混合稀土(元素B)可以用来形成在高温下稳定的网状结构或分散相，并改善耐腐蚀性和熔融金属的流动性。当所述混合稀土(元素B)的加入范围超过7原子％时是不利的，因为这将增加会导致脆性的第二相的比例，从而使所述材料在室温下失去延伸性。因此，在本发明中，应将混合稀土(元素B)的加入范围限制为小于或等于7原子％。

在根据本发明的含有混合稀土的镁合金中，为促进固溶体或沉淀的增强或者增强镁基体结构中的网状结构，加入了C组元素(Si、P、B、Mn、Sr、Y、Ni、Cu、Sn和Ag)。在此情况下，加入的C组元素对于镁(Mg)或混合稀土具有很强的亲合性。当少量加入C组元素时，可以在保持网状结构的同时改善机械性能。C组元素的示例性实例有磷(P)、硼(B)、锰(Mn)、锶(Sr)、钇(Y)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)和银(Ag)。因此，应将C组元素的加入范围限制为小于或等于2原子％，以便能够获得如下导致的预期效果，即，在保持或加强高温稳定的网状结构的同时，增强基体结构中的沉淀/固溶体。

此外，在根据本发明的含有混合稀土的镁合金中，还需要加入少量钙(Ca)，以便可以在空气中熔融和铸造所述镁合金组合物，而无需使用保护气或熔剂(flux)。为了能够获得钙(Ca)的理想效果，应将钙的加入范围限制为小于或等于2原子％。

实施例

下面将详细描述根据本发明示例性实施例的含有混合稀土的镁合金。

实施例1

制备如下表1中所给出的镁合金组合物的熔融金属，并通过铸造获得铸件。更具体地是，在电感炉中在700℃的温度下加热石墨坩埚。在该石墨坩埚中熔融镁，然后加入其它添加剂。由此形成熔融合金，将其浇注到预热至1200℃的模具中。这样就形成了铸件。

在表1指定的组成中，B是指以原子％为单位的铈基混合稀土。通过加入元素B生成的第二相是Mg₁₂Ce相。图1是合金3的扫描电子显微镜照片，表明α镁结构和Mg₁₂Ce相形成了网状结构。由于形成网状结构的所述结构在高温下是稳定的，因此可以抑制α镁结构的变形，所以它们在高温下表现出了高强度。因此，随着B元素量的增加，Mg₁₂Ce相也相应增加，室温和高温下的屈服强度和抗拉强度也都随之提高。此外，在合金10的情况中，作为第二相的Mg₁₂Ce相和第三相以铝化合物的形式结晶，由此改善了机械性能。

【表1】

合金1：Mg_97.5Zn₁B_1.5，合金2：Mg₉₇Zn₁B₂，合金3：Mg_96.5Zn₁B_2.5，

合金4：Mg_95.5Zn_1.5B₃，合金5：Mg₉₆Zn₂B₂，合金6：Mg_95.5Zn₂B_2.5，

合金7：Mg₉₅Zn₂B₃，合金8：Mg_94.5Zn₂B_3.5，合金9：Mg₉₄Zn₂B₄，

合金10：Mg₉₄Zn₂B₄，合金11：Mg_92.5Zn_2.5B₅，合金12：Mg_89.5Zn_3.5B₇。

因此，与现有的镁耐热合金相比，根据本发明的含有混合稀土的镁合金能够取代耐热型砂型铸造耐热镁合金和通过模铸形成的镁合金，其中耐热型砂型铸造耐热镁合金能够在大于或等于300℃的温度下保持高强度，并且主要在大于或等于200℃的温度下使用，能够取代的原因在于形成了强度变化对于温度变化的依赖性非常小的第二相或第三相网状结构。

表1中给出的E_corr值通过在3.5重量％的氯化钠(NaCl)溶液中进行3小时的开路电势测量而获得。测量相对于作为比较对象的现有耐热合金ZA91的相对耐腐蚀性。结果发现，随着B元素量的增加，耐腐蚀性也增加。

实施例2

图2是向表1所列的合金9中加入2重量％的钙(Ca)并在空气中熔融的熔融金属的照片，表明了通过向镁合金组合物(例如合金9)中加入钙(Ca)后可以在空气中熔融和铸造该镁合金组合物。由图2可以看出，当所述镁合金组合物在空气中熔融时，发现在熔融金属表面上未形成厚的氧化物。

实施例3

【表2】

组成(原子％)	硬度值(H<sub>v</sub>)	是否产生裂纹
			合金12	165	○
合金12+Ni<sub>0.3</sub>	169	△
			合金12+Cu<sub>0.3</sub>	190	×
合金12+Sn<sub>0.3</sub>	176	×
			合金12+Al<sub>0.3</sub>	185	△
合金12+Mn<sub>0.3</sub>	195	×
			合金12+Si<sub>0.3</sub>	191	×

○：产生裂纹

△：产生微小的裂纹

×：未产生裂纹

在如前所述的根据本发明的含有混合稀土的镁合金中，通过向镁(Mg)中加入铈(Ce)基混合稀土产生的Mg₁₂Ce相是金属间化合物并具有脆性。因此，当Mg₁₂Ce相比例高于镁基体时，镁合金具有延伸性降低的性质。因此在本实施例中，进行了通过加入特定元素来改善性能的尝试。在实施例3中，从表1中给出的组合物中选择含Mg₁₂Ce相比例最高的合金12，然后测试第二相的脆性对添加元素的依赖程度。如表2中所示制备镁合金组合物的熔融金属，然后通过铸造获得铸件，并进行维氏硬度测试。此时，在所施加的压陷负荷从100g到1000g之间变化的条件下进行测试。在表2中显示了通过向合金12中加入镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、铝(Al)、锰(Mn)或硅(Si)可以增大硬度值。此外还发现，当进行硬度测试时，在表面的压痕周围产生微裂纹的程度也有所降低或者消失。在表2中，硬度值的增加或者裂纹产生程度变化的原因在于添加元素增强了网状结构。在此情况下，根据本发明的本实施例可以看出，当向本发明的含有混合稀土的镁合金中加入对于镁(Mg)或铈基混合稀土具有强烈亲合性的元素，例如C组添加元素(Si、P、B、Mn、Sr、Y、Ni、Cu、Sn和Ag)时，可以改善机械强度。

实施例4

【表3】

表3显示了向实施例1中所示的合金组合物(例如合金2和合金6)中加入Al以后，对其进行拉伸测试获得的延伸率。从表3中可以看出，延伸率随Al的微量改变而增加。然而，当Al的加入量超过4原子％时是不利的，因为这将无法维持能够在高温下保持高强度的网状结构，并且在镁基体中产生Mg₁₇Al₁₂相。

如前所述，可以发现根据本发明的含有混合稀土的镁合金是高温结构镁合金，与现有耐热镁合金相比，其机械性能和耐腐蚀性均大大改善。

接下来将描述由根据本发明的含有混合稀土的镁合金生产的可锻镁合金。

在本发明中，挤压并轧制加入了具有前述组成的混合稀土的镁合金铸件，由此形成可锻产品。通常，镁合金不能确保室温下的可成型性。因此，为了获得致密的可锻产品，镁合金铸件需要进行热加工，通过测试将镁合金铸件的加工温度设定在能够确保镁合金铸件的致密性的范围内。在挤压时，在350℃～500℃的温度范围内预热并挤压镁合金铸件。采用了下述挤压条件：挤压比：6.5∶1，挤压模角度：180℃，滑块速度：2cm/分钟。

挤压引起第二相的分散和基体结构相的重结晶，由此获得强度和延伸率均得到改善的应用产品。此外，在反复轧制所述镁合金铸件，使其在400℃下厚度减小的百分比为40％，由此获得厚度为1mm的轧制产品时，可以得到与挤压相似的效果。

根据本发明的含有混合稀土的镁合金的晶粒细化机理利用了动态重结晶现象，其中在所述镁合金的热加工期间结构中将产生新晶粒的晶核。对于其中分布有大量颗粒的镁合金，重结晶源增加，这样可以非常有效地进行晶粒细化。为使该特性最大化，需要首先通过铸造形成除了基体镁之外其它相的体积比在5％～50％的范围内的镁合金，然后通过热挤压或者热挤压与热轧将镁合金中存在的内相有效地分散在镁基体中。这样，由于所述分散相，有效地产生动态重结晶，从而使晶粒细化最大化。

更具体地是，根据本发明的含有混合稀土的可锻镁合金可由化学通式Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z表示，其中A是锌(Zn)或铝(Al)，B是混合稀土，C是选自锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)、钇(Y)、磷(P)、银(Ag)和锶(Sr)的至少一种元素，并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成。此处加入的混合稀土由原子序数为57～71的元素构成，并包括钕镨基混合稀土或铈基混合稀土。所述钕镨基混合稀土是含有钕(Nd)和镨(Pr)的稀土合金组合物，而所述铈基混合稀土具体说来则是指一种市售混合稀土合金，其主要组成为45重量％≤Ce≤65重量％、20重量％≤La≤30重量％、5重量％≤Nd≤15重量％和0重量％≤Pr≤10重量％，鉴于混合稀土在其中的结晶特性，其中还存在其他15种以上痕量元素。

在向Mg中加入至少一种这些添加元素，即，能够形成共晶的元素，特别是富含Al、Si、Ag、Ca、Ni、Cu、Zn、Y、Sn、La、Ce、Pr、Nd、Ce的混合稀土和富含钕镨的混合稀土时，可以通过铸造形成含有大量前述相的镁合金。当热挤压所述镁合金时，其铸造结构将被破坏，除镁之外的其它相被颗粒化并分散。鉴于该原因，动态重结晶现象可以有效地发生，从而可以细化晶粒。相对于因在镁合金铸造期间不可避免地引入的杂质元素而形成的颗粒，这种热挤压使得还可以有效地进行破碎和分散。因此可以使镁合金的挤压产品更加稳定。

在对挤压产品进行热轧时，可以形成在镁基体中存在大量不同相的镁合金板。通常，在对镁合金中存在大量不同相的铸件进行热轧时，这些相将被破坏，成为裂纹源，因此不能轧制所述铸件。然而，对于其中所述相被颗粒化和分散的挤压产品，即使产生了裂纹，其晶粒也已经得到了细化，而且这些晶粒的尺寸也已被限制到了一定的粒径。因此，所述尺寸不会对热轧产生明显影响，使得挤压产品易于进行热轧。此外，即使当为了有效进行热轧而升高热轧温度时，晶粒生长也会因大量分布的颗粒而受到抑制，因此热轧易于进行。

下面将描述生产根据本发明的含有混合稀土的可锻镁合金的方法的示例性实施例。

在下述实施例中，将描述在共晶点附近或固溶体边界以及在过共晶或亚共晶区内挤压产品和镁合金板的生产。

实施例5

在本实施例中，使用共晶点附近的Mg-Ce基混合稀土-Zn合金形成挤压产品和板材。

对93.75原子％的Mg、4.25原子％的Ce基混合稀土和2.0原子％的Zn进行混合与熔铸，由此形成片材。图3是Mg-Ce基混合稀土金属-Zn合金的铸造结构的照片。为了有效地分布这些共晶相以获得细晶粒的镁基体，在450℃的温度下进行热挤压，挤压速度为2mm/秒，截面减小比率为6∶1。

图4是本实施例的热挤压产品的显微结构照片。观察结果是，内部结构中不存在裂纹，晶粒非常细小，其平均尺寸小于14μm。通常，在没有颗粒的镁合金中，单纯通过热挤压无法获得这种晶粒尺寸。

此外，在辊温为100℃、厚度的单次减小百分比在400℃下为40％的条件下，通过对挤压产品进行轧制形成镁合金板。图5是轧制板的显微结构照片。观察结果是，不存在裂纹，晶粒非常细小，其平均尺寸小于8μm。

对所形成的板材进行高温拉伸测试。待测板材的试样的照片如图6所示。在500℃的温度下，使用1×10^-3s^-1、1×10^-2s^-1、1×10^-1s^-1和1×10^-0s^-1的应力进行高温拉伸测试，试样表现出很高的延伸率，分别为580％、370％、340％和250％。因此可以发现，在共晶点附近具有大量相的镁合金可以稳定地进行热挤压和热轧，并且因晶粒细化而具有优异的可成型性。

实施例6

本实施例涉及亚共晶区的Mg-Ce混合稀土的挤压产品和板材的生产。

混合95.7原子％的Mg和4.3原子％的Ce基混合稀土，然后在与实施例5相同的条件下进行铸造、热挤压和热轧。图7是该条件下热挤压的试样的显微结构照片，其中不存在裂纹，晶粒非常细小，其平均尺寸小于15μm。此外，图8是进行热挤压的可锻镁合金的显微结构照片，其中产生了非常细的晶粒，其平均尺寸小于8μm，并且没有裂纹。

在本实施例中可以发现，直至亚共晶区具有大量相的镁合金可以稳定地进行热挤压和热轧，由此使晶粒细化。

实施例7

本实施例涉及亚共晶区的Mg-Ce混合稀土-Zn合金的挤压产品和板材的生产。

混合97.0原子％的Mg、1.5原子％的Ce基混合稀土和1.5原子％的Zn，然后在与实施例5相同的条件下进行铸造、热挤压和热轧。图9是该条件下热挤压的试样的显微结构照片，其中内部不存在裂纹，平均晶粒尺寸小于20μm。此外，图10是进行热挤压的可锻镁合金的显微结构照片，其中晶粒非常细小，其平均尺寸小于9μm。在本实施例中可以发现，直至亚共晶区具有大量相的镁合金可以稳定地进行热挤压，由此使晶粒细化。

Claims (12)

1.一种含有混合稀土的镁合金，所述镁合金具有下式：

Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z，

其中

A是锌或铝；

B是混合稀土；

C是选自锰、镍、铜、锡、钇、磷、银和锶的一种元素；并且

x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成。

2.如权利要求1所述的镁合金，所述镁合金还包含小于或等于2原子％的钙。

3.如权利要求1所述的镁合金，其中所述混合稀土是钕镨基混合稀土或铈基混合稀土。

4.如权利要求3所述的镁合金，其中所述钕镨基混合稀土是包含钕和镨的稀土合金组合物。

5.如权利要求3所述的镁合金，其中所述铈基混合稀土包含45重量％≤Ce≤65重量％、20重量％≤La≤30重量％、5重量％≤Nd≤15重量％和0重量％≤Pr≤10重量％。

6.一种生产含有混合稀土的可锻镁合金的方法，所述方法包括以下步骤：

熔铸式为Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z的镁合金组合物，其中A是锌或铝；B是混合稀土；C是选自锰、镍、铜、锡、钇、磷、银和锶的一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成；和

热挤压所述铸件，通过颗粒化和分散所述铸件中除镁之外的其它相来细化晶粒，并重结晶基体。

7.如权利要求6所述的方法，所述方法还包括对热挤压产品进行热轧以形成板材的步骤。

8.如权利要求6所述的方法，其中所述热挤压步骤在下述挤压条件下进行：温度范围为350℃～450℃，截面减小比率为5～80∶1。

9.如权利要求7所述的方法，所述热轧步骤在下述轧制条件下进行：温度范围为350℃～500℃，厚度的单次减小百分比为25％～50％。

10.一种含有混合稀土的可锻镁合金，所述可锻镁合金通过下述步骤生产：

熔铸式为Mg_100-x-y-zA_xB_yC_z的组合物，其中A是锌或铝；B是混合稀土；C是选自锰、镍、铜、锡、钇、磷、银和锶的一种元素；并且x、y和z分别是满足0原子％≤x≤6原子％、0.8原子％≤y≤7原子％和0原子％≤z≤2原子％的组成；

热挤压所述铸件，通过颗粒化和分散所述铸件中除镁之外的其它相来细化晶粒，并重结晶基体；和

对热挤压产品进行热轧，以形成可锻产品。

11.如权利要求10所述的可锻镁合金，其中所述除镁之外的其它相的尺寸小于或等于20μm。

12.如权利要求10所述的可锻镁合金，其中从固溶体边界到共晶点或过共晶区包含所述除镁之外的其它相。

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