具有LPSO結(jié)構(gòu)的鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制備方法技術(shù)領(lǐng)域本發(fā)明涉及金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種具有LPSO結(jié)構(gòu)的鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制備方法。

背景技術(shù)：
鎂合金由于其密度低、比性能好、減震性能好、導(dǎo)電導(dǎo)熱性能良好在航空、航天、運(yùn)輸、化工、電子等工業(yè)部門得到廣泛的應(yīng)用。但是鎂合金強(qiáng)韌性差等也制約著鎂合金的發(fā)展。近年來，基于RE元素優(yōu)異的時(shí)效硬化效應(yīng)，人們開發(fā)Mg-RE鎂合金的興趣日益濃厚，多種以RE為主加元素的新型鎂合金先后被開發(fā)出來，如Mg-Y系的WE54、WE43合金等。由于Gd(4.53％(at％)/23.49％(wt％)比Y(3.75％(at％)/12.47％(wt％)具有更大的最大固溶度，并且其固溶度隨溫度的降低呈指數(shù)顯著減小(在200℃時(shí)，固溶度降到0.61％(at％)/3.82％(wt％))，這表明Mg-Gd是典型的可以通過完全熱處理實(shí)現(xiàn)沉淀強(qiáng)化的鎂合金系。此外，在穩(wěn)定蠕變速度下，二元Mg-Gd合金還具有比WE43、QE22更好的抗蠕變性，因此在所有以RE為主加元素的鎂合金中，Gd由于比Y具有更突出的固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化效果而備受矚目。在Mg-RE合金中加入廉價(jià)的Zn或Cu，不僅對調(diào)控該合金系的時(shí)效析出組織有較為顯著的作用，而且近年來鎂合金研究的另一個(gè)重要發(fā)現(xiàn)是：在適當(dāng)?shù)募尤肓考肮に嚄l件下，在Mg-RE合金系中會(huì)形成一種新型的長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)-LPSO結(jié)構(gòu)。LPSO結(jié)構(gòu)是近年來學(xué)術(shù)界的一個(gè)研究熱點(diǎn)，研究者認(rèn)為此結(jié)構(gòu)可以進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度和塑性，其作用和機(jī)制日益受到研究者的重視，這為Mg-RE合金系的強(qiáng)韌化提供了一條新的思路，打開了想象的空間，從而進(jìn)一步提高合金的室溫和高溫拉伸性能、抗蠕變性能等。申請人在已發(fā)表文獻(xiàn)([1]WuY.J.，ZengX.Q.，LinD.L.，PengL.M.，Dingw.J.，Themicrostructureevolutionwithlamellar14H-typeLPSOstructureinanMg96.5Gd2.5Zn1alloyduringsolidsolutionheattreatmentat773K，J.AlloysCompd.，2009，447：193-197.[2]WuY.J.，LinD.L.，ZengX.Q.，PengL.M.，DingW.J.Formationofalamellar14H-typelongperiodstackingorderedstructureinanas-castMg-Gd-Zn-Zralloy，J.Mater.Sci.，2009.44：1607-1612.[3]WuY.J.，PengL.M.*，LinD.L.，etal.，Ahigh-strengthextrudedMg-Gd-Zn-Zralloywithsuperplasticity，J.Mater.Res.，2009，24(12)：3596-3602.DingW.J.[4]WuY.J.，PengL.M.，etal，F(xiàn)ormationof14H-typelongperiodstackingorderedstructureintheas-castandsolid-solution-treatedMg-Gd-Zn-Zralloys，J.Mater.Res.，2009，24(5)：1842-1854.)中報(bào)道：發(fā)現(xiàn)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金鑄態(tài)時(shí)形成晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)，固溶處理后晶界處形成具有LPSO結(jié)構(gòu)的X相。MatsudaM等在文獻(xiàn)([5]MatsudaM，IiS，KawamuraY，etal.InteractionbetweenlongperiodstackingorderphaseanddeformationtwininrapidlysolidifiedMg97Zn1Y2alloy[J].MaterialsScienceandEngineering：A，2004，386(1)：447-452.[6]MatsudaM，AndoS，NishidaM.DislocationstructureinrapidlysolidifiedMg97Zn1Y2alloywithlongperiodstackingorderphase[J].Materialstransactions，2005，46(2)：361-364.)中研究報(bào)道：X相與基體為完全共格關(guān)系，所以協(xié)調(diào)基體變形的能力很強(qiáng)，塑性較好，可以隨著基體的彎曲變形而協(xié)調(diào)發(fā)生大角度的彎曲變形，其可以通過協(xié)調(diào)基體的塑性變形進(jìn)而來改善合金的強(qiáng)度和塑性。已公開的鎂合金材和發(fā)動(dòng)機(jī)零件(公開號(hào)CN102747261)在熱處理之后制備出LPSO結(jié)構(gòu)，但是該方法生產(chǎn)周期長；鎂合金材料及其制備方法專利(公開號(hào)CN101802235A/公開號(hào)CN101622366A)鑄態(tài)時(shí)合金結(jié)構(gòu)中不含X相，不能更好地實(shí)現(xiàn)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存時(shí)對鑄態(tài)合金的室溫下強(qiáng)度和塑性的提高。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于克服上述現(xiàn)有技術(shù)存在的缺陷，提供一種具有LPSO結(jié)構(gòu)的鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制備方法。制得的鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金具有晶界X相和晶內(nèi)長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)。本發(fā)明旨在通過改變合金成分以及凝固工藝路徑和參數(shù)，獲得一種鑄態(tài)時(shí)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存的Mg-Gd-Zn(-Zr)合金，且該種合金室溫下強(qiáng)度和塑性相較于鑄態(tài)合金中無X相時(shí)有較大的提高。本發(fā)明的目的是通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn)的：本發(fā)明涉及一種鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金的制備方法，所述方法包含如下步驟：A、按合金的成分及化學(xué)計(jì)量比，計(jì)算所需原料的用量；所述原料為鎂錠、工業(yè)純Zn、Mg-Gd中間合金，或還包括Mg-Zr中間合金；B、將鎂錠在保護(hù)氣體存在的條件下加熱至完全熔化后，加入Mg-Gd中間合金；調(diào)節(jié)升溫速率，Mg-Gd中間合金熔化后加入純Zn；或，將鎂錠在保護(hù)氣體存在的條件下加熱至完全熔化后，加入Mg-Gd中間合金；調(diào)節(jié)升溫速率，待Mg-Gd中間合金融化后加入Mg-Zr中間合金；待Mg-Zr中間合金融化后再加入純Zn；C、待全部原料熔化后斷電，熔煉，待金屬液凝固后重新加熱至700～740℃時(shí)澆鑄，鑄造成Mg-Gd-Zn(-Zr)鑄錠。本發(fā)明制得的鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金，所述合金包括如下組分：Gd，Zn，Zr，雜質(zhì)元素重量百分比總量小于0.02％，余量為Mg；所述鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金具有晶界X相和晶內(nèi)長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)。其中，Gd/Zn原子比為0.5∶1～3∶1，Zr原子百分含量為0～0.2。優(yōu)選的，所述原料Mg-Gd中間合金中Gd的質(zhì)量百分含量為20～90％。優(yōu)選的，所述步驟B之前還包括將原料預(yù)熱至200～250℃的步驟。優(yōu)選的，所述保護(hù)氣體為氬氣，或含0.2％體積分?jǐn)?shù)的SF6的SF6和CO2的混合氣體。優(yōu)選的，步驟C中，所述熔煉為：待金屬液凝固后重新加熱至全部熔化并攪拌均勻，斷電；反復(fù)熔煉2～5次后澆鑄。優(yōu)選的，所述的熔煉方式為感應(yīng)熔煉，在石墨坩堝中進(jìn)行。優(yōu)選的，所述鎂錠中鎂含量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.95％，所述工業(yè)純Zn中鋅含量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.99％。優(yōu)選的，澆鑄時(shí)冷卻速度小于50K/s。在此冷速下，鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金同時(shí)具有晶界X相和晶內(nèi)長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)(LPSO結(jié)構(gòu))。其中冷卻速度更優(yōu)選為5～50K/s。優(yōu)選的，所述Mg-Gd-Zn(-Zr)鑄錠中，雜質(zhì)元素包括Fe、Cu和Ni，所述雜質(zhì)元素占合金總重的重量百分比含量分別為：Fe＜0.005％，Cu＜0.0148％，Ni＜0.002％。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下有益效果：1、本發(fā)明工藝簡單，生產(chǎn)周期短，效率高。2、本發(fā)明通過合金澆鑄時(shí)的凝固速度的合理設(shè)計(jì)及熔煉工藝的優(yōu)化，在鑄態(tài)Mg-Gd-Zn(-Zr)合金中可以實(shí)現(xiàn)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存，且該種合金室溫下強(qiáng)度和塑性相較于鑄態(tài)合金中無X相時(shí)有所提高。附圖說明通過閱讀參照以下附圖對非限制性實(shí)施例所作的詳細(xì)描述，本發(fā)明的其它特征、目的和優(yōu)點(diǎn)將會(huì)變得更明顯：圖1是本發(fā)明中鑄態(tài)含長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)的Mg-3Gd-1Zn(原子百分?jǐn)?shù))合金的SEM形貌；其中，a為低倍時(shí)Mg-3Gd-1Zn合金SEM形貌，b為高倍時(shí)Mg-3Gd-1Zn合金SEM形貌。具體實(shí)施方式下面結(jié)合具體實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。以下實(shí)施例將有助于本領(lǐng)域的技術(shù)人員進(jìn)一步理解本發(fā)明，但不以任何形式限制本發(fā)明。應(yīng)當(dāng)指出的是，對本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說，在不脫離本發(fā)明構(gòu)思的前提下，還可以做出若干變形和改進(jìn)。這些都屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍。實(shí)施例1采用純鎂(Mg的純度大于等于99.95％)、Mg-20Gd(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))中間合金、純鋅(Zn的純度大于等于99.99％)，按Mg-0.5Gd-1Zn(原子百分?jǐn)?shù))合金成分配比(對合理的雜質(zhì)均不作考慮，在選取原料時(shí)，應(yīng)盡量選取雜質(zhì)少的原料)。采用高頻感應(yīng)加熱熔煉鎂合金，熔煉時(shí)，首先將所有原料在烘箱中預(yù)熱至200℃，然后在石墨坩堝中加入工業(yè)純鎂，在氬氣保護(hù)下進(jìn)行加熱，待鎂錠完全熔化后，加入Mg-Gd中間合金，調(diào)節(jié)升溫速率，待Mg-20Gd中間合金融化后加入純Zn，全部熔化為金屬液后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱至完全熔化，并攪拌使金屬液混合均勻后斷電，即反復(fù)熔煉2次后，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)再次重新加熱，加熱至700℃時(shí)澆鑄到預(yù)熱200℃的砂型中，其冷卻速度實(shí)測約為5K/s。最終獲得一種鑄態(tài)時(shí)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存的Mg-0.5Gd-1Zn(原子百分?jǐn)?shù))合金及其制備工藝。將上述鑄態(tài)鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為ZwickBTC--FR020TN.A50型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)。獲得合金室溫下拉伸抗拉強(qiáng)度為(120)MPa、屈服強(qiáng)度為(90)MPa、延伸率為(9)％；通過電阻爐熔煉的鑄態(tài)時(shí)不含X相的該種合金拉伸抗拉強(qiáng)度為(105)MPa、屈服強(qiáng)度為(80)MPa、延伸率為(6)％。因此，制備的鎂合金強(qiáng)度和塑性優(yōu)于鑄態(tài)時(shí)不含晶界X相的鎂合金。實(shí)施例2采用純鎂(Mg的純度大于等于99.95％)、Mg-50Gd(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))中間合金、純鋅(Zn的純度大于等于99.99％)，按Mg-2Gd-1Zn-0.1Zr(原子分?jǐn)?shù))合金成分配比(對合理的雜質(zhì)均不作考慮，在選取原料時(shí)，應(yīng)盡量選取雜質(zhì)少的原料)。采用高頻感應(yīng)加熱熔煉鎂合金，熔煉時(shí)，首先將所有原料在烘箱中預(yù)熱至225℃，然后在石墨坩堝中加入工業(yè)純鎂，在SF6和C02混合氣體(SF6體積分?jǐn)?shù)占0.2％)保護(hù)下進(jìn)行加熱，待鎂錠完全熔化后，加入Mg-50Gd中間合金，調(diào)節(jié)升溫速率，待Mg-50Gd中間合金融化后加入純Zn。全部熔化為金屬液后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱至完全熔化，并攪拌使金屬液混合均勻后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱，即反復(fù)熔煉3次后，加熱至730℃時(shí)澆鑄到砂型中，其冷卻速度實(shí)測為10K/s。最終獲得一種鑄態(tài)時(shí)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存的Mg-2Gd-1Zn-0.1Zr((原子百分?jǐn)?shù))合金及其制備工藝。將上述鑄態(tài)鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為ZwickBTC--FR020TN.A50型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)。獲得合金室溫下拉伸抗拉強(qiáng)度為(200)MPa、屈服強(qiáng)度為(117)MPa、延伸率為(10.4)％；通過電阻爐熔煉的鑄態(tài)時(shí)不含X相的該種合金拉伸抗拉強(qiáng)度為(165)MPa、屈服強(qiáng)度為(103)MPa、延伸率為(3.7)％，因此，制備的鎂合金強(qiáng)度和塑性優(yōu)于鑄態(tài)時(shí)不含晶界X相的鎂合金。實(shí)施例3采用純鎂(Mg的純度大于等于99.95％)、Mg-90Gd(質(zhì)量分?jǐn)?shù))中間合金、純鋅(Zn的純度大于等于99.99％)，按Mg-3Gd-1Zn(原子分?jǐn)?shù))合金成分配比(對合理的雜質(zhì)均不作考慮，在選取原料時(shí)，應(yīng)盡量選取雜質(zhì)少的原料)。采用高頻感應(yīng)加熱熔煉鎂合金，熔煉時(shí)，首先將所有原料在烘箱中預(yù)熱至225℃，然后在石墨坩堝中加入工業(yè)純鎂，在氬氣保護(hù)下進(jìn)行加熱，待鎂錠完全熔化后，加入Mg-Gd中間合金，調(diào)節(jié)升溫速率，待Mg-Gd中間合金融化后再加入純Zn。全部熔化為金屬液后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱至完全熔化，并攪拌使金屬液混合均勻后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱，即反復(fù)熔煉3次后，加熱至740℃時(shí)澆鑄到壁厚5mm鋼模，實(shí)測其冷卻速度為35K/s。圖1為本實(shí)施例制得的鑄態(tài)含長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)的Mg-3Gd-1Zn(原子百分?jǐn)?shù))合金的SEM形貌；由圖1可知，低倍下形貌圖中可以看到晶界處存在兩種不同襯度的相，高倍時(shí)可以清晰地看到晶界處的相一為樹枝狀的共晶β相，另一種為層片狀的X相；此外，晶內(nèi)還存在層片狀LPSO結(jié)構(gòu)。最終獲得一種鑄態(tài)時(shí)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存的Mg-3Gd-1Zn(原子百分?jǐn)?shù))合金及其制備工藝。將上述鑄態(tài)鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為ZwickBTC--FR020TN.A50型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)。獲得合金室溫下拉伸抗拉強(qiáng)度為(225)MPa、屈服強(qiáng)度為(135)MPa、延伸率為(10.1)％；通過電阻爐熔煉的鑄態(tài)時(shí)不含X相的該種合金拉伸抗拉強(qiáng)度為(210)MPa、屈服強(qiáng)度為(120)MPa、延伸率為(2.5)％，因此，制備的鎂合金強(qiáng)度和塑性優(yōu)于鑄態(tài)時(shí)不含晶界X相的鎂合金。實(shí)施例4采用純鎂(Mg的純度大于等于99.95％)、Gd質(zhì)量百分含量為90的Mg-Gd中間合金、純鋅(Zn的純度大于等于99.99％)，按Mg-4Gd-2Zn-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù))合金成分配比(對合理的雜質(zhì)均不作考慮，在選取原料時(shí)，應(yīng)盡量選取雜質(zhì)少的原料)。采用高頻感應(yīng)加熱熔煉鎂合金，熔煉時(shí)，首先將所有原料在烘箱中預(yù)熱至225℃，然后在石墨坩堝中加入工業(yè)純鎂，在氬氣保護(hù)下進(jìn)行加熱，待鎂錠完全熔化后，加入Mg-Gd中間合金，調(diào)節(jié)升溫速率，待Mg-Gd中間合金融化后加入Mg-Zr中間合金；待Mg-Zr中間合金融化后加入純Zn。全部熔化為金屬液后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)重新加熱至完全熔化，并攪拌使金屬液混合均勻后斷電，待金屬液凝固為固態(tài)時(shí)再重新加熱，即反復(fù)熔煉5次后，加熱至750℃時(shí)澆鑄到內(nèi)表面涂有石墨層的鋼模，實(shí)測其冷卻速度為50K/s，最終獲得一種鑄態(tài)時(shí)晶界X相和晶內(nèi)LPSO結(jié)構(gòu)共存的Mg-4Gd-2Zn-0.2Zr(原子百分?jǐn)?shù))合金及其制備工藝。將上述鑄態(tài)鎂合金進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸機(jī)為ZwickBTC--FR020TN.A50型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)。獲得合金室溫下拉伸抗拉強(qiáng)度為(235)MPa、屈服強(qiáng)度為(147)MPa、延伸率為(11.1)％；通過電阻爐熔煉的鑄態(tài)時(shí)不含X相的該種合金拉伸抗拉強(qiáng)度為(219)MPa、屈服強(qiáng)度為(139)MPa、延伸率為(4.7)％，因此，制備的鎂合金強(qiáng)度和塑性優(yōu)于鑄態(tài)時(shí)不含晶界X相的鎂合金。以上對本發(fā)明的具體實(shí)施例進(jìn)行了描述。需要理解的是，本發(fā)明并不局限于上述特定實(shí)施方式，本領(lǐng)域技術(shù)人員可以在權(quán)利要求的范圍內(nèi)做出各種變形或修改，這并不影響本發(fā)明的實(shí)質(zhì)內(nèi)容。