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CN107779712B - 一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金及其制备方法 - Google Patents

一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金及其制备方法 Download PDF

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CN107779712B CN201710994570.0A CN201710994570A CN107779712B CN 107779712 B CN107779712 B CN 107779712B CN 201710994570 A CN201710994570 A CN 201710994570A CN 107779712 B CN107779712 B CN 107779712B
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Abstract

一种超高强高模量Mg‑Gd‑Y‑Zn‑Si‑Ti‑B镁合金及其制备方法，本发明涉及种超高强高模量Mg‑Gd‑Y‑Zn‑Si‑Ti‑B镁合金及其制备方法。本发明的目的是为了解决目前镁合金弹性模量低的问题。本发明镁合金是由Gd、Y、Zn、Si、Mg和TiB2制成，制备方法为：备料、熔炼、铸锭成型、挤压成型和时效处理。本发明制备的镁合金的抗拉强度可达到460‑511MPa，屈服强度可达到389‑465MPa，伸长率为4.1‑7.8％，弹性模量可达到54.5‑61.7GPa,弹性模量与普通镁合金相比可提高37％左右，满足了高技术领域对轻质高强度高弹性模量镁合金材料的需求。本发明应用于镁合金制备领域。

Description

一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金及其制备方法
技术领域
本发明属于合金制备技术领域，具体涉及一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金是目前工程应用中最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减振降噪性好、易于回收、资源丰富等一系列优点，被誉为用之不竭的轻质合金，在交通工具、电子通信、航空航天和国防军工等领域具有广泛的应用前景。
近年来高强韧稀土变形镁合金的研究受到国内外广泛关注，尤其是Mg-Gd-Y系稀土镁合金，由于Gd和Y具有优良的固溶强化和时效强化作效果，可获得接近高强铝合金的超高强度和塑性。但普通镁合金的弹性模量较低，一般仅为45GPa左右，显著低于铝合金(70GPa)和钛(110GPa)，抗弹性变形能力较差，不能满足高技术领域对轻质高强度高弹性模量镁合金材料的需求。
由混合定律可知，多相合金的弹性模量是由其组成相的弹性模量及其体积分数决定的。因此，引入高弹性模量第二相可显著提高镁合金的弹性模量。高模量第二相可通过加入合金元素原位生成，或外加陶瓷相制备镁基复合材料。与外加增强相方法相比，在熔体中原位反应生成的增强相与基体镁合金之间的界面结合良好，界面结合强度高，对提高镁合金的弹性模量更有利。因此，通过合金化在镁合金中原位析出高模量第二相，是最有效的提高镁合金弹性模量的方法之一。
现有研究Si含量对Mg-8Gd-4Y-Nd-Zr合金显微组织和力学性能的影响。在Mg-8Gd-4Y-1Nd-Zr系合金中添加1.0wt.％Si，生成具有高模量的Mg2Si和RE-Si强化相，合金的弹性模量提高到48GPa；但由于Si与稀土反应生成大量的RE-Si粒子，导致稀土元素被消耗，合金的时效强化效果减弱，合金的强度降低。此外，Si含量超过1wt％以后，Mg-8Gd-4Y-Nd-Zr合金熔体的流动性显著降低，严重降低其铸造性能。
发明内容
本发明的目的是为了解决目前镁合金弹性模量低的问题，提供了一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金及其制备方法；所述的超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的抗拉强度为460-511MPa，屈服强度为389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量为54.5-61.7GPa。
本发明一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金是由3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3.5％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg制成。
本发明一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于500-510℃热处理16h-48h，然后在350-400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理20-80h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
本发明通过在含长周期有序结构(LPSO)的超高强韧Mg-Gd-Y-Zn合金中添加Si及氟硼酸钾(KBF4)和氟钛酸钾(K2TiF6)混合盐，原位生成高弹性模量的Mg2Si和RE-Si相及超高模量纳米TiB2颗粒，在保持合金超高强韧性的同时，得到超高强高模镁合金。Gd在Mg合金中有极佳固溶和时效强化效果，为保证Gd的良好固溶强化和时效硬化效果，Gd的加入量不能过低，同时为减低合金成本及密度，Gd的加入量也不能过高，选择Gd含量为在3-15wt％；Y可减低Gd在Mg中的固溶度，提高Gd的时效强化效果，选择Y含量为1-5wt％；Zn加入到Mg-Gd-Y合金中，可生成长周期有序结构相(LPSO)，LPSO相可同时提高镁合金的强度和塑性，添加Zn还可降低合金熔体的结晶范围，改善熔体的流动性，提高合金的铸造成形性能，选择Zn含量为0.5-3wt％；Si的加入可以生成具有高弹性模量的Mg2Si、Gd5Si3和YSi2等含Si相，提高合金的弹性模量。选择Si添加量为0.8-1.2wt％，因为Si含量过高将恶化合金的铸造性能，另一方面形成的RE-Si化合物会消耗稀土元素，显著降低合金的时效强化效果，而时效强化是Mg-Gd-Y合金的主要强化机制，Si含量过高会导致合金失去时效强化效果，显著降低合金的强度。向合金中按比例添加(KBF4)和氟钛酸钾(K2TiF6)两种氟盐，一方面对含Si颗粒进行变质处理，细化这些含Si颗粒和基体镁合金晶粒，另一方面原位生成超高模量TiB2纳米颗粒，有效提高镁合金的弹性模量，且TiB2不与稀土发生反应，可在提高合金弹性模量的同时，保持合金的时效强化效果，提高合金的强度。为保持纳米颗粒的均匀分布和合金的塑性，原位生成纳米TiB2的含量应低于3.5wt％。
本发明的有益效果：
(1)本发明在Mg合金中加入了Gd，保证了良好的固溶强化和时效硬化效果，本发明还加入了Y，Y可减低Gd在Mg中的固溶度，提高Gd的时效强化效果；
(2)本发明将Zn加入到Mg-Gd-Y合金中，可生成长周期有序结构相(LPSO)，LPSO相可同时提高镁合金的强度和塑性，添加Zn还可降低合金熔体的结晶范围，改善熔体的流动性，提高合金的铸造成形性能；
(3)本发明向合金中还加入了Si，Si的加入可以生成具有高弹性模量的Mg2Si、Gd5Si3和YSi2等含Si相，提高合金的弹性模量。而Si含量过高将恶化合金的铸造性能，因此本发明向合金中按比例添加(KBF4)和氟钛酸钾(K2TiF6)两种氟盐，可在提高合金弹性模量的同时，保持合金的时效强化效果，提高合金的强度，本发明制备的镁合金的抗拉强度可达到460-511MPa，屈服强度可达到389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量可达到54.5-61.7GPa,弹性模量与普通镁合金相比可提高37％左右，满足了高技术领域对轻质高强度高弹性模量镁合金材料的需求。
具体实施方式
本发明技术方案不局限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
具体实施方式一：本实施方式一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金是由3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3.5％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg制成；所述的超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的抗拉强度为460-511MPa，屈服强度为389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量为54.5-61.7GPa。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：该镁合金按质量分数是由11.3％Gd、4.9％Y、3.3％Zn、1％Si、76.6％Mg和2.9％TiB2制成，其他与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于500-510℃热处理16h-48h，然后在350-400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理20-80h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
本实施方式的有益效果：
(1)本实施方式在Mg合金中加入了Gd，保证了良好的固溶强化和时效硬化效果，本实施方式还加入了Y，Y可减低Gd在Mg中的固溶度，提高Gd的时效强化效果；
(2)本实施方式将Zn加入到Mg-Gd-Y合金中，可生成长周期有序结构相(LPSO)，LPSO相可同时提高镁合金的强度和塑性，添加Zn还可降低合金熔体的结晶范围，改善熔体的流动性，提高合金的铸造成形性能；
(3)本实施方式向合金中还加入了Si，Si的加入可以生成具有高弹性模量的Mg2Si、Gd5Si3和YSi2等含Si相，提高合金的弹性模量。而Si含量过高将恶化合金的铸造性能，因此本实施方式向合金中按比例添加(KBF4)和氟钛酸钾(K2TiF6)两种氟盐，可在提高合金弹性模量的同时，保持合金的时效强化效果，提高合金的强度，本实施方式制备的镁合金的抗拉强度可达到460-511MPa，屈服强度可达到389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量可达到54.5-61.7GPa,弹性模量与普通镁合金相比可提高37％左右，满足了高技术领域对轻质高强度高弹性模量镁合金材料的需求。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式三不同的是：步骤一中按质量分数9.8％Gd、4.1％Y、2.9％Zn、1.1％Si、81.1％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6，其他与具体实施方式三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式三或四不同的是：步骤一中按质量分数8.4％Gd、3.3％Y、3％Zn、0.9％Si、83.4％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6，其他与具体实施方式三或四相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式三至五之一不同的是：步骤一中按质量分数11.5％Gd、5.2％Y、3.1％Zn、0.9％Si、78.1％Mg、1.2％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6，其他与具体实施方式三至五一之相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式三至六之一不同的是：步骤一中按质量分数8.2％Gd、2.9％Y、2.8％Zn、1.1％Si、81.9％Mg、3.1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6，其他与具体实施方式三至六之一相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式三至七之一不同的是：步骤一中按质量分数9.6％Gd、4.4％Y、3.2％Zn、1.2％Si、78.9％Mg、2.7％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6。其他与具体实施方式三至七之一相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式三至八之一不同的是：步骤一中按质量分数11.3％Gd、4.9％Y、3.3％Zn、1％Si、76.6％Mg、2.9％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6，其他与具体实施方式三至八之一相同。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式三至九之一不同的是：步骤三中于510℃热处理32h，其他与具体实施方式三至九之一相同。
采用以下实施例验证本发明的有益效果：
实例一：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数8.4％Gd、3.3％Y、3％Zn、0.9％Si、83.4％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于500℃热处理20h，然后在350℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理48h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
实例二：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数9.8％Gd、4.1％Y、2.9％Zn、1.1％Si、81.1％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于510℃热处理24h，然后在400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理64h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
实例三：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数11.5％Gd、5.2％Y、3.1％Zn、0.9％Si、78.1％Mg、1.2％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于510℃热处理32h，然后在400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理80h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
实例四：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数8.2％Gd、2.9％Y、2.8％Zn、1.1％Si、81.9％Mg、3.1％TiB的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于500℃热处理20h，然后在350℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理48h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
实例五：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数9.6％Gd、4.4％Y、3.2％Zn、1.2％Si、78.9％Mg、2.7％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于510℃热处理24h，然后在400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理64h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
实例六：一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法按以下步骤进行：
一、备料：按质量分数11.3％Gd、4.9％Y、3.3％Zn、1％Si、76.6％Mg、2.9％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于510℃热处理32h，然后在400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理80h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
表1实例一至六制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金力学性能
对实例一至六制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金力学性能进行测试，表1为实例一至六制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金力学性能，从表1可知，实例一制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达460MPa、389MPa、7.8％、54.5GPa；实例二制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达486MPa、421MPa、6.9％、55.1GPa；实例三制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达502MPa、453MPa、5.4％、56GPa；实例四制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达472MPa、412MPa、6.6％、59.4GPa；实例五制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达489MPa、439MPa、5.4％、60.8GPa；实例六制备的Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材抗拉强度、屈服强度、伸长率、弹性模量分别达511MPa、465MPa、4.1％、61.7GPa。
由此可知，实施例一～六在Mg合金中加入了Gd，保证了良好的固溶强化和时效硬化效果，还加入了Y，Y可减低Gd在Mg中的固溶度，提高Gd的时效强化效果；实施例将Zn加入到Mg-Gd-Y合金中，可生成长周期有序结构相(LPSO)，LPSO相可同时提高镁合金的强度和塑性，添加Zn还可降低合金熔体的结晶范围，改善熔体的流动性，提高合金的铸造成形性能；实施例向合金中还加入了Si，Si的加入可以生成具有高弹性模量的Mg2Si、Gd5Si3和YSi2等含Si相，提高合金的弹性模量。而Si含量过高将恶化合金的铸造性能，因此本实施例向合金中按比例添加(KBF4)和氟钛酸钾(K2TiF6)两种氟盐，可在提高合金弹性模量的同时，保持合金的时效强化效果，提高合金的强度，本实施例制备的镁合金的抗拉强度可达到460-511MPa，屈服强度可达到389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量可达到54.5-61.7GPa,弹性模量与普通镁合金相比可提高37％左右，满足了高技术领域对轻质高强度高弹性模量镁合金材料的需求。

Claims (6)

1.一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于该镁合金按质量分数是由3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3.5％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg制成；所述的超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的抗拉强度为460-511MPa，屈服强度为389-465MPa，伸长率为4.1-7.8％，弹性模量为54.5-61.7GPa；其中超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金的制备方法，其特征在于该制备方法按以下步骤进行：一、备料：按质量分数3％-15％Gd、1％-5％Y、0.5％-3.5％Zn、0.8-1.2％Si、0.5-3％TiB2和余量Mg的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6；
二、熔炼：a、将步骤一称取的纯Mg锭放入坩埚中，在760℃、CO2+SF6气体保护下使纯Mg锭完全熔化；b、然后加入Mg-Si中间合金，并在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Si中间合金完全熔化；c、加入Mg-Gd中间合金，再在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Gd中间合金完全熔化；d、加入Mg-Y中间合金，在760℃、CO2+SF6气体保护下使Mg-Y中间合金完全熔化；e、加入纯Zn锭，在760℃、CO2+SF6气体保护下使其完全熔化；f、将称取的KBF4和K2TiF6在200℃预热1h后，在坩埚800℃时加入熔体中并保温1h，期间每隔15min搅拌一次；g、将炉内温度调节至730℃，静置5min得到熔体；
三、铸锭成型：待熔体温度降至725℃时，将坩埚以200mm/min的速率下降并通过环形喷射冷却系统进行冷却，待合金凝固之后将铸锭脱离坩埚，得到合金铸锭；
四、挤压成型：将步骤三铸造的合金铸锭加工成Φ42x35mm的圆柱体，于500-510℃热处理16h-48h，然后在350-400℃保温15min，再进行挤压比为12：1、挤压速率为0.1mm/s的反挤压变形得到棒材；
五、时效处理：将步骤四得到的棒材于200℃时效处理20-80h,得到超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金棒材。
2.根据权利要求1所述的一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于步骤一中按质量分数9.8％Gd、4.1％Y、2.9％Zn、1.1％Si、81.1％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6。
3.根据权利要求1所述的一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于步骤一中按质量分数8.4％Gd、3.3％Y、3％Zn、0.9％Si、83.4％Mg、1％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6。
4.根据权利要求1所述的一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于步骤一中按质量分数9.6％Gd、4.4％Y、3.2％Zn、1.2％Si、78.9％Mg、2.7％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6。
5.根据权利要求1所述的一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于步骤一中按质量分数11.3％Gd、4.9％Y、3.3％Zn、1％Si、76.6％Mg、2.9％TiB2的比例称取纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-30％Y中间合金、Mg-30％Gd中间合金、Mg-10％Si中间合金、KBF4和K2TiF6。
6.根据权利要求1所述的一种超高强高模量Mg-Gd-Y-Zn-Si-Ti-B镁合金，其特征在于步骤四中于510℃热处理32h。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108728780A (zh) * 2018-07-07 2018-11-02 中南大学 一种超高强纳米异构镁合金制备方法
CN108754270A (zh) * 2018-07-07 2018-11-06 中南大学 一种超高强低稀土纳米异构镁合金制备方法
CN109807302B (zh) * 2019-03-29 2022-01-11 江苏中翼汽车新材料科技有限公司 高强韧耐热压铸Mg-Gd合金及其制备方法
CN109930045B (zh) * 2019-03-29 2021-07-09 南京航空航天大学 适于重力铸造的高强韧耐热Mg-Gd合金及其制备方法
CN109943738B (zh) * 2019-05-15 2021-09-14 湖南科技大学 一种含铝高模量稀土镁合金及其制备方法
CN110656271A (zh) * 2019-10-28 2020-01-07 重庆大学 一种高强高模量Mg-Gd-Ag-Mn-Ge镁合金及其制备方法
CN114574744B (zh) * 2022-03-04 2022-11-01 哈尔滨工业大学 一种高模量镁合金及其制备方法
CN114959328A (zh) * 2022-05-17 2022-08-30 有研工程技术研究院有限公司 一种含金属硅化物的高刚度镁合金及其制备方法
CN116511470A (zh) * 2023-04-03 2023-08-01 江苏大学 一种异构合金棒材及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1441076A (zh) * 2003-04-03 2003-09-10 上海交通大学 混合盐法制备原位增强镁基复合材料工艺
CN102560211A (zh) * 2012-02-15 2012-07-11 西北工业大学 一种含Gd的铸造镁合金及其制备方法
WO2015093483A1 (ja) * 2013-12-16 2015-06-25 木ノ本伸線株式会社 溶加材、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料と溶加材との接合構造、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料の溶融溶接による接合方法、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料接合構造体、及びマグネシウム（Ｍｇ）合金材料接合構造体の製造方法
EP2913857A1 (en) * 2012-11-27 2015-09-02 Yasunaga Corporation Mg-Si THERMOELECTRIC CONVERSION MATERIAL, METHOD FOR PRODUCING SAME, SINTERED BODY FOR THERMOELECTRIC CONVERSION, THERMOELECTRIC CONVERSION ELEMENT, AND THERMOELECTRIC CONVERSION MODULE
CN104928549A (zh) * 2015-06-16 2015-09-23 上海交通大学 一种高强度高弹性模量的铸造镁稀土合金及其制备方法
WO2017011882A1 (en) * 2015-07-23 2017-01-26 Hydrexia Pty Ltd Mg-x alloy

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1441076A (zh) * 2003-04-03 2003-09-10 上海交通大学 混合盐法制备原位增强镁基复合材料工艺
CN102560211A (zh) * 2012-02-15 2012-07-11 西北工业大学 一种含Gd的铸造镁合金及其制备方法
EP2913857A1 (en) * 2012-11-27 2015-09-02 Yasunaga Corporation Mg-Si THERMOELECTRIC CONVERSION MATERIAL, METHOD FOR PRODUCING SAME, SINTERED BODY FOR THERMOELECTRIC CONVERSION, THERMOELECTRIC CONVERSION ELEMENT, AND THERMOELECTRIC CONVERSION MODULE
WO2015093483A1 (ja) * 2013-12-16 2015-06-25 木ノ本伸線株式会社 溶加材、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料と溶加材との接合構造、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料の溶融溶接による接合方法、マグネシウム（Ｍｇ）合金材料接合構造体、及びマグネシウム（Ｍｇ）合金材料接合構造体の製造方法
CN104928549A (zh) * 2015-06-16 2015-09-23 上海交通大学 一种高强度高弹性模量的铸造镁稀土合金及其制备方法
WO2017011882A1 (en) * 2015-07-23 2017-01-26 Hydrexia Pty Ltd Mg-x alloy

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