一种适于砂型铸造的高强耐热镁合金及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种镁合金及其制备方法，特别涉及一种适于砂型铸造的高强耐热镁 合金及其制备方法，属于金属材料技术领域。
【背景技术】
[0002] 航空、航天和武器装备等由于特殊的工作环境，结构减重和结构承载与功能一体 化是其发展的重要方向，镁合金具有密度小、比强度和比刚度高、抗震性能优良和切削加工 性能好等优点，在航空航天和国防军事工业领域具有广阔的应用前景。不过，航空航天镁合 金部件大多因结构复杂、尺寸大而采用砂型铸造方法生产，但砂型铸造由于冷却速度慢，晶 粒粗化现象十分严重，且凝固过程中易产生缩松、热裂等缺陷。镁合金是密排六方（hep)晶 体结构，室温下只有3个独立的滑移系，镁合金的塑性变形能力较差，其晶粒大小对力学性 能的影响十分显著。镁合金结晶温度范围较宽，热导率较低，体收缩较大，砂型铸造条件下 晶粒粗化倾向严重，力学性能偏低，难以满足零部件对力学性能的指标要求。经对现有技术 的文献检索发现，中国发明专利号为ZL200510025251. 6的专利公开了一种高强度耐热镁 合金的制备方法，所发明的Mg - Gd - Y - Zr ( - Ca)稀土镁合金经金属型铸造、挤压成型和 时效处理后，抗拉强度、屈服强度和延伸率可分别达到449MPa、371MPa和14. 1%，但采用该 类合金进行砂型铸造时，晶粒尺寸达到90 μ m，铸造 T6态合金的抗拉强度、屈服强度和延伸 率分别仅为295MPa、212MPa和2. 2%，没有满足产品的力学性能指标要求。因此，开发适于 砂型铸造的高强耐热镁合金是发展镁合金材料的重要课题。
[0003] 为了改善砂型铸造镁合金的力学性能，减少缩松、减小第二相的大小和改善铸造 缺陷，可通过细化晶粒来调整材料的组织和性能。除含Al、Mn、Si、Fe等元素的镁合金外 (锆会与它们反应而失效），镁合金中一般都添加锆以细化晶粒，可以减小热裂倾向、提高 组织均匀性，提高合金的强度、塑性和抗蠕变性、耐蚀性，可以说，锆（Zr)是镁合金最有效 的细化剂之一，目前主要是以二元Mg - Zr中间合金的形式加入，Mg - Zr中间合金的生产方 法主要有锆粉与镁对掺法（掺熔法）、液态镁阴极电解法、镁还原ZrCl4法和镁还原K 2ZrF6法。经对现有技术的文献检索发现，中国发明专利号为ZL200410020594. 9的专利公开了一 种镁锆中间合金的生产方法，生产工艺简单，操作容易。不过，以Mg-Zr中间合金形式加入 Zr的方法仍存在合金杂质偏高、成分不均匀、比重偏析、Zr损耗严重等问题。上述问题的存 在导致在实际生产中大量稀有金属Zr的浪费，提高了合金铸造成本，成为获得稳定晶粒细 化效果的瓶颈。除了晶粒细化外，通过加入一些固溶度较低且能提高其时效强化特性的微 合金化元素如银（Ag)等，也是稀土镁合金的一个重要的发展方向。
【发明内容】
[0004] 本发明的目的在于针对现有技术的不足，提供一种适于砂型铸造的高强耐热 镁合金及其制备方法，所述制备方法在Mg - Gd - Y镁合金中添加银（Ag)、K2ZrF6混合盐 (K2ZrF6 _ NaCl _ KC1)和三氧化二硼（B2O3)，Ag的添加增强了稀土镁合金的固溶和时效强化 效果，有效提高了合金的力学性能；K2ZrfV混合盐和B2O3的添加有效抑制了合金在砂型铸造 以及而后固溶过程中的晶粒长大，实现对镁合金的复合晶粒细化，进一步改善了合金的力 学性能。由于这种铸造镁合金的力学性能出众，可以用于复杂结构航空航天零部件的砂型 铸造。
[0005] 本发明是通过以下技术方案实现的：
[0006] 第一方面，本发明涉及的一种适于砂型铸造的高强耐热镁合金，包含如下质量比 的各组分：7 ~Ilwt. % Gd( ,L )、1 ~4wt. % Y(?乙）、0· 5 ~2. 5wt. % Ag(银）、0· 2 ~ 0· 6wt. % Zr (错）、0· 1 ~0· 3wt. % B (硼），杂质元素 Si (娃）、Fe (铁）、Cu (铜）和 Ni (镍） 的总量小于〇. 〇2wt. %，余量为Mg (镁）。
[0007] 第二方面，本发明还是涉及一种适于砂型铸造的高强耐热镁合金的制备方法，所 述制备方法包括熔炼和热处理。
[0008] 优选地，所述熔炼具体为，在SFjP CO 2混合气体保护条件下进行如下步骤：
[0009] 步骤一、备料：准备含配制合金总重量7~14wt. % Gd的Mg - Gd中间合金，含1~ 4wt. % Y 的 Mg - Y 中间合金，含(λ 2 ~(λ 6wt. % Zr 的 K2ZrFf^合盐，含(λ 1 ~(λ 3wt. % B 的B2O3,0. 5~2. 5wt. %的纯Ag，余量为纯Mg ;
[0010] 步骤二、烘料：将所述纯Mg、纯Ag、Mg - Gd中间合金、Mg - Y中间合金、K2ZrF6混合 盐和B2O3在180~220 °C预热烘干；
[0011] 步骤三、熔镁：将烘干后的纯Mg熔化成Mg液；
[0012] 步骤四、加 Gd和Y :向720~740°C的所述Mg液中加入Mg - Gd中间合金，熔化得 Mg - Gd熔液；所述Mg - Gd熔液温度回升至720~740°C条件下加入Mg - Y中间合金，熔化 得Mg - Gd - Y熔液；
[0013] 步骤五、加 Ag :所述Mg - Gd - Y恪液温度升至740~780°C条件下加入纯Ag，恪化 得 Mg - Gd - Y-Ag 熔液；
[0014] 步骤六、加 Zr和B :所述Mg - Gd - Y-Ag熔液升温至760~780 °C条件下加入K2ZrF6混合盐和B2O3，熔化得混合熔液；
[0015] 步骤七、砂型铸造：将所述混合熔液的温度升至760~780°C，保温25~35分钟； 然后降温至740~760°C，不断电精炼10~15分钟；再升温至770~780°C静置25~35 分钟；在720~740°C条件下撇去表面浮渣并进行浇铸，得合金锭。
[0016] 优选地，所述Mg - Gd中间合金中的Gd占 20~30wt. %;所述Mg - Y中间合金中Y 占 20 ~30wt. % ;
[0017] 优选地，步骤一、六中，所述含0.2~0.6?七％21'的1(22冲6混合盐包括50% K2ZrF6'25 % NaCl、25 % KCl。
[0018] 优选地，步骤二中，所述预热的温度为3小时。
[0019] 优选地，步骤三中，所述熔化采用坩埚电阻炉。
[0020] 优选地，步骤七中，所述浇铸用砂型模具预先加热至200~250°C。
[0021] 优选地，所述热处理具体为：对熔炼得到的合金锭进行固溶处理，淬水，时效处理。
[0022] 优选地，所述固溶处理的温度为480~540°C，时间为6~24小时。
[0023] 优选地，所述时效处理的温度为200~260°C，时间为8~40小时。
[0024] 所述的wt. %是指组分占所配制的合金总质量的百分比，该总质量为Mg、Ag、 K2ZrFJg合盐、B 203和各种中间合金的质量和。
[0025] 本发明采用Gd(钆）为第一组分，因为Gd当200°C时在镁中的固溶度为 3. 82wt. %，为保证合金得到良好的固溶强化和时效硬化效果，Gd的加入量不能过低，同时 为避免合金成本及密度的过度增加以及合金过分脆化，Gd的加入量也不能过高，选择Gd的 加入量在7~Ilwt. % ;本发明采用Y(钇）为第二组分，Y可以使得Gd在Mg中的固溶度 略微降低，从而提高Gd的时效硬化效果，但是加入过多的Y会推迟时效硬化峰的出现，进而 降低合金的强度，提高成本，因此Y的含量选择控制在1~4wt. % ;本发明采用Ag (银）为 第三组元，当Ag溶入Mg中后，形成间隙式固溶原子从而造成非球形对称畸变，产生很强的 固溶强化效果，同时，Ag与空位结合能较大，可优先与空位结合，使原子扩散减慢，阻碍时效 析出相的长大，即细化析出相；本发明采用K2ZrF6-合盐和B 203作为复合晶粒细化剂，Zr和 B在合金凝固的时候可以起到异质形核的作用，可以极大的细化晶粒，提高合金性能的同时 改善合金的铸造性能。
[0026] 本发明通过在Mg - Gd - Y镁合金中添加 Ag增强了稀土镁合金的固溶和时效强化 效果，Ag的原子半径为1,44 A，比Mg的原子半径（1.6 A )约小11%