CN108977711A

CN108977711A - 一种压铸镁合金材料及其制备方法

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Publication number: CN108977711A
Application number: CN201810812693.2A
Authority: CN
Inventors: 王渠东; 魏杰; 雷川
Original assignee: Shanghai Jiaotong University
Current assignee: Shanghai Jiaotong University
Priority date: 2018-07-23
Filing date: 2018-07-23
Publication date: 2018-12-11
Anticipated expiration: 2038-07-23
Also published as: CN108977711B

Abstract

本发明属于金属结构材料领域，具体涉及一种压铸镁合金材料及其制备方法。该材料由按质量百分数计的如下元素组成：a％的Al，b％的La、Ce、Pr中的一种或几种的混合，c％的Mn，合计含有d％的RE稀土元素Gd、Y、Sm、Nd、Er、Eu、Ho、Tm、Lu、Dy、Yb中的一种或几种，总量小于0.2％的杂质，余量为Mg，其中，a、b、c和d满足下述3.5≤a≤4.5；3.5≤b≤4.5；0.2≤c≤0.5；0.01≤d≤3.0。该材料力学性能优良、铸造性能良好、拓宽了镁合金材料的应用领域。本发明提供的制备工艺稳定性好、可控度高。

Description

一种压铸镁合金材料及其制备方法

技术领域

本发明属于金属结构材料领域，具体涉及一种压铸镁合金材料及其制备方法。

背景技术

随着全球能源短缺、环境污染等问题日益突出，汽车节能减排已成为全球应对资源与环境重大挑战的必然选择。世界汽车协会报告指出，车身自重的耗油量占汽车总油耗的～70％，汽车重量每减少10％，燃油消耗可降低6％～8％，排放降低5％～6％，因此车体轻量化已成为当今车体材料的重要发展趋势。镁及其合金是目前工业上可应用的最轻金属结构材料，具有密度小(约为铝的2/3，钢的1/4)、比强度和比刚度高、阻尼性、切削加工性、铸造性能好等优点，已广泛应用于汽车、通讯电子、航空航天等领域。但绝对强度及塑性较低使得镁及其合金主要用作非承力或承力较小的构件，制约了其进一步的推广与应用。

AE44(Mg-4Al-4RE，wt.％)镁合金是迄今商用镁合金中，既具备优异的室温力学性能(压铸态，抗拉强度σ_b>240MPa，延伸率δ>10.0％)，又兼备良好高温抗蠕变性能的一种合金。中国专利CN101440450A公布了一种含镧AE系耐热压铸镁合金，其成分含量(wt.％)为3.5％～4.5％的Al、1％～6％的La、0.2％～0.6％的Mn，杂质元素总量小于0.03％，余量为镁。中国专利CN101158002B公布了一种含铈、镧的AE系耐热压铸镁合金，其成分含量(wt.％)为3％～5％的Al、0.4％～2.6％的Ce、0.4％～2.6％的La、0.2％～0.6％的Mn、余量为镁。这些专利通过提高Al₁₁RE₃相热稳性来提高合金的高温性能，但其室温性能难以满足高强韧镁合金的应用需求。传统AE系镁合金组织中的Al₁₁RE₃相为针状，在服役过程中，针状尖端容易产生应力集中并萌生裂纹，恶化材料力学性能，而上述专利中的合金中主要以AE系合金高温性能为出发点，但(1)对Al₁₁RE₃针状相形貌无改善；(2)无新型室温强化相的引入；(3)仅仅设计铸造，缺乏后续热处理。因此如何修正Al₁₁RE₃针状相、引入新型强化相以及促进合金可热处理化是提高AE系镁合金室温强韧性的关键问题。我们发现：钐、钆、钇等稀土元素(1)与铝元素在凝固初期形成细小高熔点Al₂RE相，作为异质形核核心能显著细化基体，并引入细小新型强化相；(2)在镁中溶质分配系数k<1，凝固过程中富集在固液界面上阻碍基体和第二相的长大，能进一步显著细化基体并颗粒化第二相形貌；(3)在镁中固溶度大，具备固溶强化效果；(4)固溶度随温度变化减小，具备时效强化效果。而目前通过添加上述特性的稀土元素对AE系镁合金进行组织改形及改性并引入新型强化相以提高合金强韧性未见国内外报道。

发明内容

本发明的目的是提供压铸镁合金材料，该材料力学性能优良、铸造性能良好、拓宽了镁合金材料的应用领域。

本发明的另一个目的是提供压铸镁合金材料制备方法，工艺稳定性好。

本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：

一种压铸镁合金材料，其特征在于：由按质量百分数计的如下元素组成：a％的Al，b％的La、Ce、Pr中的一种或几种的混合，c％的Mn，合计含有d％的RE稀土元素Gd、Y、Sm、Nd、Er、Eu、Ho、Tm、Lu、Dy、Yb中的一种或几种元素，总量小于0.2％的杂质，余量为Mg，a、b、c和d满足下述式子(1)～(4)，

(1)3.5≤a≤4.5；

(2)3.5≤b≤4.5；

(3)0.2≤c≤0.5；

(4)0.01≤d≤3.0。

优选的，所述式(4)中d的范围值为：0.1≤d≤3.0。Gd、Y、Sm等稀土元素在Mg中的固溶度较大，式(4)中d的添加量≥0.1会有更为显著的时效强化效果，但添加量>3.0会造成第二相的粗化，在服役过程中割裂基体，并作为裂纹萌生点严重恶化材料力学性能。

其中，1)铝用于均衡合金强度、塑性、改善铸造工艺性能，使本发明适合工业批量生产。2)La、Ce、Pr元素用于提高合金力学性能，La、Ce、Pr元素与铝优先生成Al₁₁RE₃相，抑制生成热稳性差的Mg₁₇Al₁₂相，提高合金的室温和高温力学性能；此外，La、Ce、Pr能够除去熔炼时镁合金熔体中的杂质，达到除气精炼、净化熔体的效果。3)锰用于提高合金的耐腐蚀性能，锰可与镁合金中铁或其它重金属元素形成化合物，使其大部分作为熔渣除去；此外锰可促进合金的时效强化效果，形成Al-Mn纳米时效相，进一步提高合金强韧性。4)Gd、Y、Sm等稀土元素在Mg中固溶度较大，在AE系镁合金中主要以三种形式存在：固溶在基体中；偏聚在晶界、相界和枝晶界；固溶在化合物中或形成化合物。向合金中添加上述稀土元素，能起到固溶强化，提高强度的作用。以上稀土元素在Mg中的溶质分配系数k<1，且稀土元素化学活性极强，可偏聚并吸附在长大的晶粒界面或枝晶界面上，阻碍晶粒和枝晶长大，能显著细化晶粒、颗粒化Al₁₁RE₃针状相，大幅提高合金性能，尤其是塑性。进一步增加上述稀土的含量，会与Al元素优先生成细小颗粒状高熔点Al₂RE金属间化合物，能作为异质形核核心细化晶粒，并弥散分布于基体中，改变合金断裂过程中裂纹萌生位置和扩展途径，进一步提高合金的塑性。此外，Gd、Y、Sm等稀土元素的添加还可以促进AE系镁合金的时效强化效果，进一步提高合金的强度。

优选的，所述镁合金材料中，3.6％≤b+d≤7.5％。进一步优选的，所述镁合金材料中，4.5％≤b+d≤6.0％。b和d的加入量，决定了最终镁合金材料的各项性能。

优选的，所述b％的三种元素中，选用La、Ce两种元素的组合，其材料组织更为均匀，力学性能更佳。

优选的，所述d％的RE元素的种类为Gd、Y、Sm、Nd元素，其Gd、Y、Sm、Nd的质量比为40-81:31-52:16-30:11-24，合适的稀土元素种类及配比有利于细化晶粒，变质颗粒化针状第二相Al₁₁RE₃，并避免第二相的粗化，能大幅提高合金的力学性能。

一种压铸镁合金材料的制备方法，包括如下步骤，

S1：熔炼合金，将纯Mg、纯Al、镁稀土中间合金、铝锰或镁锰中间合金分别预热；

优选的，所述步骤S1中，预热温度为200～250℃，预热时间为2～6小时。所述预热温度及时间能够有效去除原材料的水分，并能避免原材料表面在预热过程中过度氧化问题。

优选的，所述步骤S1中，镁稀土中间合金为镁富铈混合稀土中间合金、镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁镨中间合金、镁钐中间合金、镁钆中间合金、镁钇中间合金、镁富钇混合稀土中间合金、镁钕中间合金、镁镨钕混合稀土中间合金、镁铒中间合金、镁铕中间合金、镁钬中间合金、镁铥中间合金、镁镥中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金中的一种或几种中间合金的组合。

所述富铈混合稀土中含有Ce、La、Pr三种稀土元素。

S2：将预热后的纯Mg在保护气氛中进行完全熔化；在670～690℃加入预热后的纯Al、铝锰或镁锰中间合金；当温度升到720～740℃，加入预热后的镁稀土中间合金；待镁稀土中间合金完全熔化后升温至720～740℃，加入精炼剂进行精炼，精炼后在710-730℃进行静置，冷却至680～700℃后撇去浮渣，得到镁合金熔体，或浇注得到镁合金铸锭；

优选的，步骤S2中，加入精炼剂进行精炼，精炼后在720℃，进行静置。精炼温度选择720℃，精炼效果最佳，能够最大程度上除气除渣，净化熔体。

S3：对步骤S2中的镁合金熔体或镁合金铸锭重熔后进行真空压铸或非真空压铸，获得镁合金铸件。

优选的，所述真空压铸的工艺条件为，将镁合金熔体或镁合金铸锭重熔，在680～700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，型腔有效真空压力为1～10kPa，模具温度为200～300℃，低速速度为0.2～0.4m/s，高速速度为1.0～3.0m/s，增压压射力为20～50MPa；所述真空压铸生产的铸件，致密度好、内部孔洞缺陷少，可以进行有效的热处理强化。

优选的，所述非真空压铸的工艺条件为，将镁合金熔体或镁合金铸锭重熔，在680～700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，低速速度为0.2～0.4m/s，高速速度为1.0～3.0m/s，增压压射力为20～50MPa。所述熔体浇注温度和金属模具温度使熔体在压铸过程中具备良好的流动性、补缩性；所述低速速度和高速速度能最大程度上减少熔体卷气，避免铸件内部过多的孔洞缺陷；所述增压压射力能在熔体凝固过程中致密组织，最终获得健全，缺陷少的压铸件。

所述步骤S2的保护气氛为SF₆和CO₂的混合气体。优选的，所述SF₆和CO₂的体积比为1：99。

所述步骤S2的精炼剂为含无机盐的镁合金精炼剂，优选的，含钠盐、钾盐、氟盐的无机盐镁合金精炼剂或六氯乙烷。

优选的，精炼剂的加入量为所有原料总质量的1-5％。

本发明中涉及的压铸镁合金材料的制备方法还包括，将步骤S3中制备的镁合金铸件进行固溶处理、人工时效处理；

优选的，所述固溶处理的温度为300～500℃，所述固溶处理的时间为0.1～4小时；所述人工时效处理的温度为175～225℃，所述时效处理的时间为1～32小时。所述固溶处理工艺在避免铸件出现鼓泡或变形的前提下，能最大程度上将第二相溶入镁基体中；所述时效处理工艺能使铸件获得显著的时效强化效果。

或是将步骤S3中制备的镁合金铸件进行直接人工时效处理，所述时效处理的温度为175～225℃，所述时效处理的时间为1～32小时。

与现有技术相比，本发明的有益效果在于：

1、本发明制备的镁合金材料与现有技术相比，其组织得以显著细化，第二相由针状变质为颗粒状，并引入了新相Al₂RE，显著提高合金强韧性，室温下。

2、对合金实施直接时效(T5)或固溶+人工时效(T6)后有效提高了镁合金材料的力学性能。

3、本制备方法简单、工艺稳定性好、工艺可控度高。

附图说明

图1为比较例1合金心部显微组织图，其第二相形貌为典型针状相。

图2为比较例1合金表层显微组织图，其组织为典型的等轴枝晶。

图3为本发明实施例5合金心部显微组织图，其第二相得以细化，为细小颗粒状。

图4为本发明实施例5合金表层显微组织图，其组织得以显著细化，为细小等轴枝晶和柱状枝晶。

图5为本发明实施例5合金心部拉伸应力应变曲线。

图6为本发明实施例5合金表层拉伸应力应变曲线。

具体实施方式

下面结合实施例，对本发明作进一步说明：

本发明中所用的各种中间合金均为市售产品，所述镁稀土中间合金购于赣州飞腾轻合金有限公司。

实施例1：

压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.82％Al、2.11％Ce、1.08％La、0.98％Pr、0.01％Sm、0.32％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

本实施例涉及常规稀土镁合金的熔炼方法和本发明中的合金压铸方法：

其中，熔炼工序在SF₆和CO₂混合气体保护条件下进行，步骤如下：

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(2)熔镁：将烘干后的纯镁放入有SF₆/CO₂气体保护的坩埚电阻炉中熔化；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到670℃后，加入预热后的纯铝、镁锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钐中间合金；

(5)待镁稀土中间合金熔化后，熔体温度回升至720℃时加入精炼剂进行精炼，精炼后在720℃进行静置，冷却至680℃后撇去浮渣，得到镁合金熔体；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在680℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为300℃，低速速度为0.2m/s，高速速度为1.0m/s，增压压射力为50MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例1得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例2：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.74％Al、2.06％Ce、1.04％La、1.01％Pr、0.44％Sm、0.12％Nd、0.03％Er、0.30％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在250℃预热2小时；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到680℃后，加入预热后的纯铝、镁锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到730℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钐中间合金、镁钕中间合金和镁铒中间合金；

(5)待镁稀土中间合金熔化后，熔体温度回升至730℃时加入精炼剂进行精炼，精炼后在720℃进行静置，冷却至690℃后撇去浮渣，得到镁合金熔体；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在690℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为250℃，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为30MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例2得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例3：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、4.09％La、1.09％Sm、0.19％Nd、0.04％Er、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热6小时；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到690℃后，加入预热后的纯铝、镁锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到740℃，加入预热后的镁镧中间合金、镁钐中间合金、镁钕中间合金和镁铒中间合金；

(5)待镁稀土中间合金熔化后，熔体温度回升至740℃时加入精炼剂进行精炼，精炼后在720℃进行静置，冷却至700℃后撇去浮渣，得到镁合金熔体；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200℃，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为30MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例3得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例4：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：4.11％Al、2.11％Ce、2.14％La、0.43％Gd、0.01％Dy、0.02％Yb、0.50％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(3)加纯铝和铝锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到670℃后，加入预热后的纯铝、铝锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720℃，加入预热后的镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁钆中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在680℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为300℃，低速速度为0.2m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为40MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例4得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例5：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、1.01％La、1.06％Pr、0.86％Gd、0.02％Dy、0.03％Yb、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到740℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钆中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例5得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例6：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.88％Al、1.81％Ce、0.93％La、0.92％Pr、1.29％Gd、0.03％Dy、0.05％Yb、0.29％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(3)加纯铝和铝锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到680℃后，加入预热后的纯铝、铝锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到730℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钆中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在690℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为250℃，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为20MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例6得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例7：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.76％Ce、0.90％La、0.94％Pr、1.72％Gd、0.04％Dy、0.06％Yb、0.29％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钆中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在680℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为300℃，低速速度为0.4m/s，高速速度为3.0m/s，增压压射力为20MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例7得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例8：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.50％Al、1.72％Ce、0.88％La、0.91％Pr、2.58％Gd、0.05％Dy、0.07％Yb、0.20％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(3)加纯铝和铝锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到690℃后，加入预热后的纯铝、铝锰中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200℃，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为50MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例8得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例9：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：4.50％Al、2.21％Ce、1.13％La、1.17％Pr、0.40％Y、0.06％Er、0.03％Ho、0.01％Tm、0.41％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到730℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钇中间合金、镁铒中间合金、镁钬中间合金、镁铥中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在690℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为250℃，低速速度为0.3m/s，高速速度为3.0m/s，增压压射力为30MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例9得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例10：

压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、2.07％La、0.40％Gd、0.31％Y、0.16％Sm、0.11％Nd、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到740℃，加入预热后的镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁钆中间合金、镁钇中间合金、镁钐中间合金、镁钕中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例10得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例11：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：4.02％Al、1.86％Ce、1.94％La、0.81％Gd、0.52％Y、0.30％Sm、0.24％Nd、0.37％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到730℃，加入预热后的镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁钆中间合金、镁钇中间合金、镁钐中间合金、镁钕中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例11得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

实施例12：

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.95％Al、1.72％Ce、0.88％La、0.93％Pr、2.42％Y、0.33％Er、0.19％Ho、0.04％Tm、0.02％Lu、0.24％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁富钇混合稀土中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金熔体在680℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为300℃，低速速度为0.4m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为20MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例12得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

比较例1

比较例1压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、1.01％La、1.06％Pr、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到740℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试比较例1得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。

比较例2

比较例2压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、2.07％La、0.40％Gd、0.31％Y、0.16％Sm、0.11％Nd、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到690℃后，加入预热后的纯铝，镁锰、铝钛中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试比较例2得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。结果显示添加Ti对合金力学性能无益，利用电感耦合等离子体光谱仪检测合金元素，发现并无Ti元素，这是由于Ti在Mg中的固溶度几乎为零，难以添加至合金中。此外，向合金中添加Ti元素还进一步增加合金的使用成本。

比较例3

比较例3压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、2.07％La、0.40％Gd、0.31％Y、0.16％Sm、0.11％Nd、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到690℃后，加入预热后的纯铝，镁锰、铝铌中间合金；

压铸工序为：

利用万能拉伸试验机测试比较例3得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表1所示。结果显示添加Nb对合金力学性能无益，利用电感耦合等离子体光谱仪检测合金元素，发现并无Nb元素，这是由于Nb在Mg中的固溶度几乎为零，难以添加至合金中。此外，向合金中添加Nb元素还进一步增加合金的使用成本。

表1本发明实施例1～实施例12得到的新型高强韧压铸镁合金和比较例1～比较例3得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区室温力学性能测试结果。

由表1可知，本发明实施例得到的新型高强韧压铸镁合金具有优异的室温力学性能，强度和塑性同时得到提高。实施例10的各项性能提高尤为显著。

实施例13

新型高强韧压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、1.01％La、1.06％Pr、1.09％Sm、0.19％Nd、0.04％Er、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(3)加纯铝和镁锰中间合金：当纯镁完全熔化，温度达到670～690℃后，加入预热后的纯铝、镁锰中间合金；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720～740℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钐中间合金、镁镨钕混合稀土中间合金和镁铒中间合金；

(5)待镁稀土中间合金熔化后，熔体温度回升至720～740℃时加入精炼剂进行精炼，精炼后在720℃进行静置，冷却至680～700℃后撇去浮渣，得到镁合金熔体，浇注得到镁合金铸锭；

压铸工序为：

将所述镁合金铸锭重熔后，在680～700℃下进行真空压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，型腔有效真空压力为10kPa，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为3MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例13得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表2所示。

实施例14：

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720～740℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金、镁钆中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金铸锭重熔后，在680～700℃下进行真空压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，型腔有效真空压力为4kPa，低速速度为0.2m/s，高速速度为3.0m/s，增压压射力为30MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例14得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表2所示。

实施例15

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720～740℃，加入预热后的镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁钆中间合金、镁钇中间合金、镁钐中间合金、镁钕中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金铸锭重熔后，在680～700℃下进行真空压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，型腔有效真空压力为1kPa，低速速度为0.3m/s，高速速度为1.0m/s，增压压射力为50MPa。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表2所示。

比较例4

比较例4压铸镁合金的合金成分(质量百分数)：3.94％Al、1.92％Ce、1.01％La、1.06％Pr、0.34％Mn，其它不可避免的杂质小于0.2％，其余为Mg。

(1)烘料：将熔炼原料在200℃预热3小时以上；

(4)加镁稀土中间合金：当温度升到720～740℃，加入预热后的镁富铈混合稀土中间合金；

压铸工序为：

将所述镁合金铸锭重熔后，在680～700℃下进行真空压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，型腔有效真空压力为3kPa，低速速度为0.3m/s，高速速度为2.0m/s，增压压射力为30MPa。

利用万能拉伸试验机测试比较例4得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表2所示。

表2为本发明实施例13～实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金和比较例4得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能测试结果。

由表2可知，本发明实施例得到的压铸镁合金具有优异的室温力学性能。

实施例16

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在175℃下进行32小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例16得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

实施例17

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在200℃下进行16小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例17得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

实施例18

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在225℃下进行1小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例18得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

实施例19

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在300℃下进行4小时的固溶处理以及在175℃下进行32小时的时效处理，所述固溶及时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例19得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

实施例20

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在400℃下进行2小时的固溶处理以及在200℃下进行16小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例20得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

实施例21

将本发明实施例15得到的新型高强韧压铸镁合金在500℃下进行0.1小时的固溶处理以及在225℃下进行1小时的时效处理，所述固溶及时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试本发明实施例21得到的新型高强韧压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例5

将比较例4得到的压铸镁合金在175℃下进行32小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例5得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例6

将比较例4得到的压铸镁合金在200℃下进行16小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例6得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例7

将比较例4得到的压铸镁合金在225℃下进行1小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例7得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例8

将比较例4得到的压铸镁合金在300℃下进行4小时的固溶处理以及在175℃下进行32小时的时效处理，所述固溶及时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例8得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例9

将比较例4得到的压铸镁合金在400℃下进行2小时的固溶处理以及在200℃下进行16小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例9得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

比较例10

将比较例4得到的压铸镁合金在500℃下进行0.1小时的固溶处理以及在225℃下进行1小时的时效处理，所述时效处理的冷却方式为水冷。

利用万能拉伸试验机测试比较例10得到的压铸镁合金整体、表层区和心部区的室温力学性能，测试结果如表3所示。

表3本发明实施例16～实施例21和比较例5～比较例10得到的直接时效处理(T5)或固溶+人工时效处理(T6)后的压铸镁合金室温力学性能测试结果。

表3可知，将发明得到的新型高强韧压铸镁合金进行直接时效处理(T5)或固溶+人工时效处理(T6)后，具备显著的固溶时效强化效果，能够有效提高合金室温力学性能。

以上所述为本发明的较佳实施例而已，但本发明不应该局限于该实施例所公开的内容。所以凡是不脱离本发明所公开的精神下完成的等效或修改，都落入本发明保护的范围。

Claims

1.一种压铸镁合金材料，其特征在于：由按质量百分数计的如下元素组成：a％的Al，b％的La、Ce、Pr中的一种或几种的混合，c％的Mn，合计含有d％的RE稀土元素Gd、Y、Sm、Nd、Er、Eu、Ho、Tm、Lu、Dy、Yb中的一种或几种，总量小于0.2％的杂质，余量为Mg，其中，a、b、c和d满足下述式子(1)～(4)，

(1)3.5≤a≤4.5；

(2)3.5≤b≤4.5；

(3)0.2≤c≤0.5；

(4)0.01≤d≤3.0。

2.如权利要求1所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，包括如下步骤，

3.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：所述步骤S1中，预热温度为200～250℃，预热时间为2～6小时。

4.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：所述步骤S1中，镁稀土中间合金为镁富铈混合稀土中间合金、镁镧中间合金、镁铈中间合金、镁镨中间合金、镁钐中间合金、镁钆中间合金、镁钇中间合金、镁富钇混合稀土中间合金、镁钕中间合金、镁镨钕混合稀土中间合金、镁铒中间合金、镁铕中间合金、镁钬中间合金、镁铥中间合金、镁镥中间合金、镁镝中间合金、镁镱中间合金中的一种或几种中间合金的组合。

5.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：所述步骤S2的保护气氛为SF₆和CO₂的混合气体。

6.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：所述步骤S2的精炼剂的加入量为所有原料总质量的1-5％。

7.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：所述步骤S3中，

所述真空压铸的工艺条件为，将镁合金熔体或镁合金铸锭重熔，在680～700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，型腔有效真空压力为1～10kPa，模具温度为200～300℃，低速速度为0.2～0.4m/s，高速速度为1.0～3.0m/s，增压压射力为20～50MPa；

所述非真空压铸的工艺条件为，将镁合金熔体或镁合金铸锭重熔，在680～700℃下进行压铸，获得镁合金铸件，金属模具温度为200～300℃，低速速度为0.2～0.4m/s，高速速度为1.0～3.0m/s，增压压射力为20～50MPa。

8.根据权利要求2所述的一种压铸镁合金材料的制备方法，其特征在于：该制备方法还包括，将步骤S3中制备的镁合金铸件，进行固溶处理和人工时效处理；

所述固溶处理的温度为300～500℃，所述固溶处理的时间为0.1～4小时；

所述人工时效处理的温度为175～225℃，所述时效处理的时间为1～32小时。

9.如权利要求2所述的铸造方法，其特征在于，该制备方法还包括，将步骤S3中制备的镁合金铸件，进行直接时效处理，所述时效处理的温度为175～225℃，所述时效处理的时间为1～32小时。