本發(fā)明涉及一種鎂合金，特別涉及一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金。本發(fā)明還涉及一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法。

背景技術(shù)：

鎂合金具有低密度、高比強度和比剛度、良好的減震性、鑄造性能、切削加工性和再生性等優(yōu)點，被認(rèn)為是“21世紀(jì)的綠色工程材料”，在航空航天、汽車、軌道交通等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。然而，目前大多數(shù)mg-al系合金在超過120℃時開始發(fā)生軟化和粗化，力學(xué)性能大幅度降低，不能滿足其在較高溫度下長期使用的要求；此外，鎂合金腐蝕電位較低，容易腐蝕，耐熱和耐蝕性差限制了鎂合金在航空航天領(lǐng)域以及汽車工業(yè)中的應(yīng)用。

一些稀土元素在鎂中具有較大的固溶度，在時效處理過程中能形成不同于基體晶體結(jié)構(gòu)的彌散分布和熱穩(wěn)定性高的沉淀析出相，阻礙位錯運動。同時，稀土元素的添加也可細(xì)化組織，減少合金表面氧化物缺陷集中，從而具有優(yōu)良的抗氧化性能等。因此，適當(dāng)稀土元素的添加可以顯著提高鎂合金的力學(xué)性能，尤其是高溫力學(xué)性能。gd、y和nd稀土元素在鎂中的最大固溶度分別約為23.5%、12.4%和3.6%，mg-gd和mg-y系列合金均具有優(yōu)良的耐蝕性，但gd和y在mg中的固溶度較大，只有加入較多的gd、y添加量時，常規(guī)熱處理的強化效果才比較顯著，這需要消耗更多的稀土資源。目前具有較好高溫力學(xué)性能的we54合金主要含稀土元素y約5%質(zhì)量分?jǐn)?shù)、nd和gd共約4%質(zhì)量分?jǐn)?shù)，但其主要合金化元素是稀土y，在150℃以上長期使用韌性會下降，基體與第二相之間的腐蝕電位差較大，耐蝕性能較差，且常規(guī)熱處理方法獲得的組織均勻性較差。

因此，如何在降低稀土元素的添加量的基礎(chǔ)上顯著提高其強化效果，如何顯著提高耐熱鎂合金坯料的耐蝕性能對于開發(fā)新型耐熱耐蝕鎂合金，擴大其鑄件在高溫服役條件下的應(yīng)用具有極其重要的意義。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的首要目的在于，解決現(xiàn)有技術(shù)中需要在鎂合金中添加較高含量的gd或y元素才能獲得較好的強化效果，以及耐熱鎂合金的耐蝕性能差的問題，提供一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金，制造成本低且性能優(yōu)越。

為解決以上技術(shù)問題，本發(fā)明的一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金，所述鎂合金的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，gd：3.5～5.0%、y：1.0～3.0%、nd：0.5～0.8%、zn：0.8～1.5%、ca：0.3～0.8%、zr：0.3～0.6%，納米級ndn顆粒：0.5～1.5%，余量為mg，其中g(shù)d、y和nd三種稀土元素的質(zhì)量百分含量由多到少順序為gd>y>nd，且gd、y和nd三種稀土元素總添加量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%，納米級ndn顆粒的粒徑為80～150nm。

作為本發(fā)明的優(yōu)選方案，所述鎂合金的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，gd：3.5%、y：1.0%、nd：0.5%、zn：0.8%、ca：0.3%、zr：0.3%，納米級ndn顆粒：0.5%，余量為mg。

作為本發(fā)明的優(yōu)選方案，所述鎂合金的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，gd：4.0%、y：2.0%、nd：0.6%、zn：1.2%、ca：0.4%、zr：0.4%，納米級ndn顆粒：1.0%，余量為mg。

作為本發(fā)明的優(yōu)選方案，所述鎂合金的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，gd：5.0%、y：3.0%、nd：0.8%、zn：1.5%、ca：0.8%、zr：0.6%，納米級ndn顆粒：1.5%，余量為mg。

相對于現(xiàn)有技術(shù)，本發(fā)明取得了以下有益效果：①稀土元素gd、y和nd加入mg中均可凈化合金熔液、細(xì)化組織，在熱處理過程中析出細(xì)小彌散分布的耐高溫相，阻礙位錯運動，從而提高鎂合金的室溫和高溫力學(xué)性能。然而，gd、y與mg之間的原子半徑差較小，由于尺寸效應(yīng)，在mg中的最大固溶度分別為23.5%和12.4%，通常需要加入較多的量才能有明顯的強化效果，例如當(dāng)gd的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達20%左右時，可顯著提高合金的強度與硬度。本發(fā)明選擇了gd、y和nd作為主要的提高合金高溫力學(xué)性能的合金化元素，且其添加量依據(jù)gd>y>nd的順序，以及gd、y和nd三種稀土元素的總添加量不超過10%。nd在mg中的最大固溶度僅為3.6%，通過在mg中添加具有相對較小固溶度的nd元素，降低了gd和y在mg基體中的固溶度，使鎂合金熔液在凝固過程中形成沉淀相，來提高稀土元素的沉淀強化效果。②zn可以提高鎂合金坯料的抗蠕變性能和塑性，有一定的沉淀強化作用。③ca的加入可細(xì)化晶粒，提高鎂合金的熱穩(wěn)定性和抗蠕變性能，但對于耐蝕性較為不利，需要嚴(yán)格控制在本發(fā)明的低添加量。④zr是本發(fā)明中最有效的晶粒細(xì)化劑，可顯著細(xì)化晶粒，提高其力學(xué)和耐蝕性能。⑤本發(fā)明在添加稀土元素gd、y、nd的基礎(chǔ)上，引入了對高溫性能和耐蝕性能有益的zn、ca和zr元素，充分發(fā)揮多元合金元素的綜合增強效果和耐蝕效果，從而進一步提高其了本發(fā)明鎂合金的高溫力學(xué)性能和耐蝕性能。⑥本發(fā)明通過添加多種合金元素，顯著降低了單一gd、y等稀土元素在鎂合金中的添加量，通過分段固溶處理+分級人工時效處理的熱處理方法獲得析出相細(xì)小彌散分布的均勻組織，充分發(fā)揮了沉淀強化、細(xì)晶強化、固溶強化、析出強化的作用，顯著提高了鑄件的高溫力學(xué)性能和耐蝕性能。⑦納米級ndn顆粒作為增強體加入本發(fā)明的鎂合金中后，通過晶粒細(xì)化強化和位錯密度增加強化，使復(fù)合材料獲得高的比強度、比剛度，同時能夠有效地提高鎂合金的高溫力學(xué)性能。

本發(fā)明的另一個目的在于，提供一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法，該方法制造而成的鎂合金具有細(xì)小彌散分布的納米析出相顯微組織，制造成本低且耐熱耐蝕性能優(yōu)越。

為解決以上技術(shù)問題，本發(fā)明的一種多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法，依次包括如下步驟：⑴準(zhǔn)備配料：包括純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金和納米級ndn顆粒，原料中各元素的質(zhì)量百分含量如下，gd：3.5～5.0%、y：1.0～3.0%、nd：0.5～0.8%、zn：0.8～1.5%、ca：0.3～0.8%、zr：0.3～0.6%，納米級ndn顆粒：0.5～1.5%，余量為mg，其中g(shù)d、y和nd三種稀土元素的質(zhì)量百分含量由多到少順序為gd>y>nd，且gd、y和nd三種稀土元素總添加量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%，納米級ndn顆粒的粒徑為80～150nm；⑵納米級ndn顆粒的預(yù)處理和包覆：對納米級ndn顆粒進行預(yù)處理，使其成為均勻彌散的納米級ndn顆粒，然后在烘箱內(nèi)對納米級ndn顆粒進行預(yù)氧化處理，取出經(jīng)過預(yù)氧化處理的納米級ndn顆粒，用清潔的純鎂箔片將其包覆，并折疊純鎂箔片確保納米級ndn顆粒不會漏出；⑶配料預(yù)熱：將上述純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金放入電阻爐中，在180℃～200℃下保溫20分鐘～50分鐘備用；⑷熔煉：將純鎂錠置于通有保護氣體的熔煉爐中熔化，熔化溫度控制在700℃，待純鎂完全熔化后，將熔煉爐升溫至740～750℃，依次將mg-gd合金、mg-y合金和mg-nd合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻；將熔煉爐溫度降至730～740℃，在此溫度范圍內(nèi)依次將純鋅錠、mg-ca合金和mg-zr合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻；⑸精煉：在730～740℃溫度范圍內(nèi)，先對鎂合金熔液表面進行扒渣處理，然后向鎂合金熔液中加入質(zhì)量百分含量為0.8～1.2%的精煉劑進行攪拌精煉，精煉時間為5～10分鐘；⑹摻雜：將熔煉爐溫度降至700～710℃，向鎂合金熔液中加入由純鎂箔片包覆的納米級ndn顆粒，待其沉降1～2分鐘后，再進行攪拌，使其充分混勻；⑺澆注：將熔煉爐溫度調(diào)整至720℃并靜置20～40分鐘，然后將鎂合金熔液倒入預(yù)熱好的模具中，模具預(yù)熱溫度為180℃，然后擠壓頂出鎂合金坯料，擠壓壓力為100mpa，保壓時間為15～20s；⑻分段固溶處理：將得到的鎂合金坯料放入具有保護氣氛的熱處理爐中進行分段固溶處理，先在300℃下保溫2～3小時，然后在400℃下保溫2～3小時，再在470～520℃下保溫6～8小時，接著取出后水冷至室溫，得到組織均勻細(xì)小的固溶處理態(tài)鎂合金；⑼人工時效處理：將所述固溶處理態(tài)鎂合金進行兩級人工時效處理，其中一級人工時效處理的工藝為在180～195℃溫度下保溫12～18小時，然后空冷至室溫；其中二級人工時效處理的工藝為在200～215℃溫度下保溫6～12小時，然后空冷至室溫；得到具有細(xì)小彌散分布的納米析出相顯微組織的耐熱耐蝕鎂合金成品。

相對于現(xiàn)有技術(shù)，本發(fā)明取得了以下有益效果：①該方法通過添加多種合金化元素，顯著降低了單一gd、y等稀土元素在鎂合金中的添加量，同時向鎂合金中摻雜納米級顆粒，并通過分段固溶處理+二級人工時效處理的熱處理方法，使鎂合金獲得了析出相細(xì)小彌散分布的均勻組織，充分發(fā)揮了沉淀強化、細(xì)晶強化、固溶強化、析出強化的作用，顯著提高了鑄件的高溫力學(xué)性能和耐蝕性能。②將納米級ndn顆粒預(yù)處理成為均勻彌散的納米級ndn顆粒，便于在鎂合金中均勻分布；預(yù)氧化作用一方面防止加入的納米級ndn顆粒作為氧化劑對鎂合金熔體造成氧化，另一方面增加納米級ndn顆粒的潤濕性，從而更好地和鎂合金熔體結(jié)合。③采用純鎂箔片包覆使得納米級ndn顆粒能夠在純鎂箔片的重力作用下進入到鎂合金熔體中區(qū)，與鎂合金熔體均勻混合；鎂合金熔體表面一般會團聚雜質(zhì)，后續(xù)需要經(jīng)過扒渣處理，納米級ndn顆粒浮于表面則不能充分發(fā)揮其增強作用；純鎂箔片包覆后還能防止納米級ndn顆粒在進入熔體之前劇烈氧化和污染。④純鎂的熔點為650℃，但是隨著溫度的升高，純鎂的氧化程度會加劇，純鎂錠的熔化溫度控制在700℃可以有效控制其氧化程度。根據(jù)各原料熔化速率的快慢，先在740～750℃下加入mg-gd合金、mg-y合金和mg-nd合金，然后在730～740℃下后續(xù)加入純鋅錠、mg-ca合金和mg-zr合金，可以較為高效地熔化中間合金，縮短熔煉時間，另一方面可以有效地抑制中金合金在熔煉過程中的氧化。⑤精煉劑可以有效地隔絕氧氣，撲滅合金的燃燒并能抑制氧化；其次，熔融的精煉劑對非金屬夾雜物具有良好的潤濕和吸附能力，并能利用其與金屬的密度差，將金屬夾雜物隨同熔劑自熔液中排除，從而起到精煉作用。⑥摻入勻彌散分布的納米級ndn顆粒不僅可以作為增強相提高合金的強度，還能有效地抑制鎂合金晶粒的生長，從而達到細(xì)化晶粒的作用。⑦模具預(yù)熱可防止鎂合金熔液遇到冷的模具，避免由于較大的溫度差造成鎂合金鑄件表面形成氣孔等缺陷；采用擠壓頂出鎂合金坯料可以提高充型能力，減少鎂合金內(nèi)部的疏松和縮孔等缺陷，以提高鎂合金鑄件的質(zhì)量。⑧分段固溶處理使得鎂合金中不同的合金元素在不同溫度從第二相中固溶到基體當(dāng)中去，從而充分發(fā)揮固溶強化的強化效果。

作為本發(fā)明的優(yōu)選方案，步驟⑵中的預(yù)處理包括如下步驟：將納米級ndn顆粒在氫氟酸、鹽酸和去離子水配置成的混酸溶液中浸泡24小時后，采用微孔過濾膜進行抽濾，將過濾膜上留存的過濾產(chǎn)物置于容器中，加入適量的去離子水進行磁力攪拌洗滌數(shù)次，直至洗滌液的p小時值為6.95～7.0，利用烘箱將洗滌過后的納米級ndn顆粒烘干后，采用無水乙醇溶液超聲振蕩處理15～20分鐘，再次放置在烘箱內(nèi)烘干，得到均勻彌散的納米級ndn顆粒?；焖崛芤航菘梢韵慈ゼ{米級ndn顆粒表面的油脂等污漬，還可以使納米級ndn顆粒變得多孔，方便后續(xù)的清洗也提高了其潤濕性和結(jié)合性；將團聚的納米級ndn顆粒通過超聲振蕩作用變得均勻彌散分散。

作為本發(fā)明進一步的優(yōu)選方案，步驟⑵所述混酸溶液中，氫氟酸的溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40%，鹽酸的溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為37%，氫氟酸、鹽酸和去離子水的體積比為1:10:89；所述預(yù)氧化處理的溫度為590℃～610℃，時間為2～3小時。

作為本發(fā)明進一步的優(yōu)選方案，步驟⑸中所述精煉劑的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，mgcl2：42份，kcl：（35～40）份，cacl2：（2.8～3.2）份，mgf2：（3.6～4.5）份，caf2：（4.5～5.5）份，硫磺：（1.5～2.0）份，小時bo3：（1.8～2.2）份。mgcl2對鎂合金熔液具有良好的覆蓋作用及一定的精煉能力，又能很好地潤濕鎂合金熔液表面的氧化鎂，并將其包覆后轉(zhuǎn)移到精煉劑中去，使鎂在氧化中產(chǎn)生的熱量能較快地通過精煉劑層散出，避免鎂熔液表面溫度急劇上升，防止鎂合金熔液表層的燃燒；kcl和cacl2可以提高精煉劑的穩(wěn)定性，可以顯著降低mgcl2的熔點、表面張力和粘度，減少高溫時mgcl2的蒸發(fā)損失；caf2作為稠化劑使用，增加精煉劑的粘度，并提高精煉劑的穩(wěn)定性和精煉能力；mgf2改變了caf2的溶解度隨溫度變化而顯著改變的特點，亦可以提高精煉劑的精煉能力；硫磺一方面受熱形成so2形成表面保護氣氛，另一方面也在鎂合金熔液表面形成mgs膜，減緩鎂合金熔液的氧化；小時bo3可以確保鎂合金熔液表面不會燃燒。

作為本發(fā)明進一步的優(yōu)選方案，其中步驟⑻中，最后一段溫度范圍470～520℃的具體方案是稀土元素總添加量越多，對應(yīng)的固溶溫度越高。

作為本發(fā)明進一步的優(yōu)選方案，其中步驟⑼人工時效處理中，二級人工時效處理的溫度范圍200～215℃的具體方案是稀土元素總添加量越多，對應(yīng)的人工時效溫度越低。

附圖說明

下面結(jié)合附圖和具體實施方式對本發(fā)明作進一步詳細(xì)的說明，附圖僅提供參考與說明用，非用以限制本發(fā)明。

圖1為本發(fā)明實施例一的金相圖。

圖2為本發(fā)明對比例一的金相圖。

圖3為本發(fā)明實施例二的金相圖。

圖4為本發(fā)明對比例二的金相圖。

圖5為本發(fā)明實施例三的金相圖。

圖6為本發(fā)明對比例三的金相圖。

具體實施方式

實施例一

本發(fā)明多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法，依次包括如下步驟：⑴準(zhǔn)備配料：包括純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金和納米級ndn顆粒，原料中各元素的質(zhì)量百分含量如下，gd：3.5%、y：1.0%、nd：0.5%、zn：0.8%、ca：0.3%、zr：0.3%，納米級ndn顆粒：0.5%，余量為mg，其中g(shù)d、y和nd三種稀土元素的質(zhì)量百分含量由多到少順序為gd>y>nd，且gd、y和nd三種稀土元素總添加量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%，納米級ndn顆粒的粒徑為80nm。

⑵納米級ndn顆粒的預(yù)處理和包覆：將納米級ndn顆粒在氫氟酸、鹽酸和去離子水配置成的混酸溶液中浸泡24小時后，采用微孔過濾膜進行抽濾，將過濾膜上留存的過濾產(chǎn)物置于容器中，加入適量的去離子水進行磁力攪拌洗滌數(shù)次，直至洗滌液的p小時值為6.95，利用烘箱將洗滌過后的納米級ndn顆粒烘干后，采用無水乙醇溶液超聲振蕩處理15分鐘，再次放置在烘箱內(nèi)烘干，得到均勻彌散的納米級ndn顆粒。然后在烘箱內(nèi)對納米級ndn顆粒進行預(yù)氧化處理，所述預(yù)氧化處理的溫度為590℃，時間為2小時；取出經(jīng)過預(yù)氧化處理的納米級ndn顆粒，用清潔的純鎂箔片將其包覆，并折疊純鎂箔片確保納米級ndn顆粒不會漏出。

⑶配料預(yù)熱：將上述純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金放入電阻爐中，在180℃下保溫20分鐘備用。

⑷熔煉：將純鎂錠置于通有保護氣體的熔煉爐中熔化，熔化溫度控制在700℃，待純鎂完全熔化后，將熔煉爐升溫至740℃，依次將mg-gd合金、mg-y合金和mg-nd合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻；將熔煉爐溫度降至730℃，在此溫度范圍內(nèi)依次將純鋅錠、mg-ca合金和mg-zr合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻。

⑸精煉：在730℃溫度范圍內(nèi)，先對鎂合金熔液表面進行扒渣處理，然后向鎂合金熔液中加入質(zhì)量百分含量為0.8%的精煉劑進行攪拌精煉，精煉時間為5分鐘；精煉劑的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，mgcl2：42份，kcl：35份，cacl2：2.8份，mgf2：3.6份，caf2：4.5份，硫磺：1.5份，小時bo3：1.8份。

⑹摻雜：將熔煉爐溫度降至700℃，向鎂合金熔液中加入由純鎂箔片包覆的納米級ndn顆粒，待其沉降1分鐘后，再進行攪拌，使其充分混勻。

⑺澆注：將熔煉爐溫度調(diào)整至720℃并靜置20分鐘，然后將鎂合金熔液倒入預(yù)熱好的模具中，模具預(yù)熱溫度為180℃，然后擠壓頂出鎂合金坯料，擠壓壓力為100mpa，保壓時間為15秒。

⑻分段固溶處理：將得到的鎂合金坯料放入具有保護氣氛的熱處理爐中進行分段固溶處理，先在300℃下保溫2小時，然后在400℃下保溫2小時，再在470℃下保溫6小時，接著取出后水冷至室溫，得到組織均勻細(xì)小的固溶處理態(tài)鎂合金。

⑼人工時效處理：將所述固溶處理態(tài)鎂合金進行兩級人工時效處理，其中一級人工時效處理的工藝為在180℃溫度下保溫12小時，然后空冷至室溫；其中二級人工時效處理的工藝為在215℃溫度下保溫6小時，然后空冷至室溫；得到具有細(xì)小彌散分布的納米析出相顯微組織的耐熱耐蝕鎂合金成品。

對比例一

合金的成分、熔煉和澆注成型工藝與實施例一相同，熱處理機制與實施例一不同，對比例1采用常規(guī)的固溶處理+人工時效處理，即在520℃下保溫8小時后水冷，然后在200℃下保溫12小時，空冷。其晶界處的殘余共晶相較實施例一中多，納米析出相較實施例一中少。

實施例一耐熱耐蝕鎂合金成品的金相圖如圖1所示，合金組織中亮白色的基體為α-mg基體，晶粒內(nèi)部彌散分布的灰黑色團聚顆粒為納米級ndn顆粒和析出相的機械混合物。實施例一的晶粒尺寸大約為50μm，且晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相比較均勻。對比例一的金相組織如圖2所示，其晶粒尺寸大約為100μm，較于實施例一，晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相團聚在一起，分散不均勻。組織差別表明摻雜的納米級ndn顆粒和優(yōu)化的熱處理工藝參數(shù)可以有效地控制晶粒的尺寸大小，并能夠調(diào)控?fù)诫s顆粒和析出相的分布。

實施例二

本發(fā)明多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法，依次包括如下步驟：⑴準(zhǔn)備配料：包括純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金和納米級ndn顆粒，原料中各元素的質(zhì)量百分含量如下，gd：4.2%、y：2.0%、nd：0.7%、zn：1.2%、ca：0.5%、zr：0.4%，納米級ndn顆粒：1.0%，余量為mg，其中g(shù)d、y和nd三種稀土元素的質(zhì)量百分含量由多到少順序為gd>y>nd，且gd、y和nd三種稀土元素總添加量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%，納米級ndn顆粒的粒徑為120nm。

⑵納米級ndn顆粒的預(yù)處理和包覆：將納米級ndn顆粒在氫氟酸、鹽酸和去離子水配置成的混酸溶液中浸泡24小時后，采用微孔過濾膜進行抽濾，將過濾膜上留存的過濾產(chǎn)物置于容器中，加入適量的去離子水進行磁力攪拌洗滌數(shù)次，直至洗滌液的p小時值為7.0，利用烘箱將洗滌過后的納米級ndn顆粒烘干后，采用無水乙醇溶液超聲振蕩處理18分鐘，再次放置在烘箱內(nèi)烘干，得到均勻彌散的納米級ndn顆粒。然后在烘箱內(nèi)對納米級ndn顆粒進行預(yù)氧化處理，所述預(yù)氧化處理的溫度為600℃，時間為2.5小時；取出經(jīng)過預(yù)氧化處理的納米級ndn顆粒，用清潔的純鎂箔片將其包覆，并折疊純鎂箔片確保納米級ndn顆粒不會漏出。

⑶配料預(yù)熱：將上述純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金放入電阻爐中，在190℃下保溫30分鐘備用。

⑷熔煉：將純鎂錠置于通有保護氣體的熔煉爐中熔化，熔化溫度控制在700℃，待純鎂完全熔化后，將熔煉爐升溫至745℃，依次將mg-gd合金、mg-y合金和mg-nd合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻；將熔煉爐溫度降至735℃，在此溫度范圍內(nèi)依次將純鋅錠、mg-ca合金和mg-zr合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻。

⑸精煉：在735℃溫度范圍內(nèi)，先對鎂合金熔液表面進行扒渣處理，然后向鎂合金熔液中加入質(zhì)量百分含量為1.0%的精煉劑進行攪拌精煉，精煉時間為8分鐘；精煉劑的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，mgcl2：42份，kcl：38份，cacl2：3.0份，mgf2：4.0份，caf2：5.0份，硫磺：1.8份，小時bo3：2.0份。

⑹摻雜：將熔煉爐溫度降至705℃，向鎂合金熔液中加入由純鎂箔片包覆的納米級ndn顆粒，待其沉降1.5分鐘后，再進行攪拌，使其充分混勻。

⑺澆注：將熔煉爐溫度調(diào)整至720℃并靜置30分鐘，然后將鎂合金熔液倒入預(yù)熱好的模具中，模具預(yù)熱溫度為180℃，然后擠壓頂出鎂合金坯料，擠壓壓力為100mpa，保壓時間為18秒。

⑻分段固溶處理：將得到的鎂合金坯料放入具有保護氣氛的熱處理爐中進行分段固溶處理，先在300℃下保溫2.5小時，然后在400℃下保溫2.5小時，再在490℃下保溫7小時，接著取出后水冷至室溫，得到組織均勻細(xì)小的固溶處理態(tài)鎂合金。

⑼人工時效處理：將所述固溶處理態(tài)鎂合金進行兩級人工時效處理，其中一級人工時效處理的工藝為在190℃溫度下保溫15小時，然后空冷至室溫；其中二級人工時效處理的工藝為在210℃溫度下保溫9小時，然后空冷至室溫；得到具有細(xì)小彌散分布的納米析出相顯微組織的耐熱耐蝕鎂合金成品。

對比例二

合金的成分、熔煉和澆注成型工藝與實施例二相同，熱處理機制不同。對比例1采用常規(guī)的固溶處理+人工時效處理，即在510℃下保溫8小時后水冷，然后在210℃下保溫8小時，空冷。其晶界處的殘余共晶相較實施例二中多，納米析出相較實施例二中少，其高溫強度和在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率如表1所示。

實施例二耐熱耐蝕鎂合金成品的金相圖如圖3所示，合金組織中亮白色的基體為α-mg基體，晶粒內(nèi)部彌散分布的灰黑色團聚顆粒為納米級ndn顆粒和析出相的機械混合物；實施例二的晶粒尺寸大約為50μm，且晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相比較均勻。對比例二的金相組織如圖4所示，其晶粒尺寸略大于50μm，較于實施例二，晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相團聚在一起，分散不均勻。組織差別表明摻雜的納米級ndn顆粒和優(yōu)化的熱處理工藝參數(shù)可以有效地控制晶粒的尺寸大小，并能夠調(diào)控?fù)诫s顆粒和析出相的分布。

實施例三

本發(fā)明多元增強的耐熱耐蝕鎂合金的制造方法，依次包括如下步驟：⑴準(zhǔn)備配料：包括純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金和納米級ndn顆粒，原料中各元素的質(zhì)量百分含量如下，gd：5.0%、y：3.0%、nd：0.8%、zn：1.5%、ca：0.8%、zr：0.6%，納米級ndn顆粒：1.5%，余量為mg，其中g(shù)d、y和nd三種稀土元素的質(zhì)量百分含量由多到少順序為gd>y>nd，且gd、y和nd三種稀土元素總添加量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%，納米級ndn顆粒的粒徑為150nm。

⑵納米級ndn顆粒的預(yù)處理和包覆：將納米級ndn顆粒在氫氟酸、鹽酸和去離子水配置成的混酸溶液中浸泡24小時后，采用微孔過濾膜進行抽濾，將過濾膜上留存的過濾產(chǎn)物置于容器中，加入適量的去離子水進行磁力攪拌洗滌數(shù)次，直至洗滌液的p小時值為6.95，利用烘箱將洗滌過后的納米級ndn顆粒烘干后，采用無水乙醇溶液超聲振蕩處理20分鐘，再次放置在烘箱內(nèi)烘干，得到均勻彌散的納米級ndn顆粒。然后在烘箱內(nèi)對納米級ndn顆粒進行預(yù)氧化處理，所述預(yù)氧化處理的溫度為610℃，時間為3小時；取出經(jīng)過預(yù)氧化處理的納米級ndn顆粒，用清潔的純鎂箔片將其包覆，并折疊純鎂箔片確保納米級ndn顆粒不會漏出。

⑶配料預(yù)熱：將上述純鎂錠、純鋅錠、mg-gd合金、mg-y合金、mg-nd合金、mg-ca合金、mg-zr合金放入電阻爐中，在200℃下保溫50分鐘備用。

⑷熔煉：將純鎂錠置于通有保護氣體的熔煉爐中熔化，熔化溫度控制在700℃，待純鎂完全熔化后，將熔煉爐升溫至750℃，依次將mg-gd合金、mg-y合金和mg-nd合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻；將熔煉爐溫度降至740℃，在此溫度范圍內(nèi)依次將純鋅錠、mg-ca合金和mg-zr合金加入熔液中，待熔化后攪拌至均勻。

⑸精煉：在740℃溫度范圍內(nèi)，先對鎂合金熔液表面進行扒渣處理，然后向鎂合金熔液中加入質(zhì)量百分含量為1.2%的精煉劑進行攪拌精煉，精煉時間為10分鐘；精煉劑的原料組分及質(zhì)量百分含量如下，mgcl2：42份，kcl：40份，cacl2：3.2份，mgf2：4.5份，caf2：5.5份，硫磺：2.0份，小時bo3：2.2份。

⑹摻雜：將熔煉爐溫度降至710℃，向鎂合金熔液中加入由純鎂箔片包覆的納米級ndn顆粒，待其沉降2分鐘后，再進行攪拌，使其充分混勻。

⑺澆注：將熔煉爐溫度調(diào)整至720℃并靜置40分鐘，然后將鎂合金熔液倒入預(yù)熱好的模具中，模具預(yù)熱溫度為180℃，然后擠壓頂出鎂合金坯料，擠壓壓力為100mpa，保壓時間為20秒。

⑻分段固溶處理：將得到的鎂合金坯料放入具有保護氣氛的熱處理爐中進行分段固溶處理，先在300℃下保溫3小時，然后在400℃下保溫3小時，再在520℃下保溫8小時，接著取出后水冷至室溫，得到組織均勻細(xì)小的固溶處理態(tài)鎂合金。

⑼人工時效處理：將所述固溶處理態(tài)鎂合金進行兩級人工時效處理，其中一級人工時效處理的工藝為在195℃溫度下保溫18小時，然后空冷至室溫；其中二級人工時效處理的工藝為在200℃溫度下保溫12小時，然后空冷至室溫；得到具有細(xì)小彌散分布的納米析出相顯微組織的耐熱耐蝕鎂合金成品。

對比例三

合金的成分、熔煉和澆注成型工藝與實施例三相同，熱處理機制不同。對比例1采用常規(guī)的固溶處理+人工時效處理，即在490℃下保溫6小時后水冷，然后在215℃下保溫6小時，空冷。其晶界處的殘余共晶相較實施例三中多，納米析出相較實施例三中少，其高溫強度和在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率如表1所示。

實施例三耐熱耐蝕鎂合金成品的金相圖如圖5所示，合金組織中亮白色的基體為α-mg基體，晶粒內(nèi)部彌散分布的灰黑色團聚顆粒為納米級ndn顆粒和析出相的機械混合物；實施例三的晶粒尺寸大約為20μm，且晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相比較均勻。對比例三的金相組織如圖6所示，其晶粒尺寸大約為40μm，較于實施例三，晶粒內(nèi)部的納米級ndn顆粒和析出相團聚在一起，分散不均勻。組織差別表明摻雜的納米級ndn顆粒和優(yōu)化的熱處理工藝參數(shù)可以有效地控制晶粒的尺寸大小，并能夠調(diào)控?fù)诫s顆粒和析出相的分布。

實施例一~三、對比例一~三以及az91鎂合金，其在室溫和高溫下的抗拉強度、屈服強度和在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率如表1所示。

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從表1中可以得出，本發(fā)明的實施例一~三在室溫下抗拉強度比az91鎂合金高出33.4%，屈服強度高出55.8%；在250℃下抗拉強度比az91鎂合金高出27.4%，屈服強度高出36.5%。本發(fā)明的實施例一~三在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率僅為az91鎂合金在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率的7.86%，可見本發(fā)明鎂合金的增強、耐熱、耐腐蝕性能十分優(yōu)異。

從表1中還可以得出，本發(fā)明的實施例一~三在室溫下抗拉強度比對比例一~三高出1.18%，屈服強度高出10.99%；在250℃下抗拉強度比對比例一~三高出20.9%，屈服強度高出18.2%。本發(fā)明的實施例一~三在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率僅為對比例一~三在3.5%nacl溶液中的腐蝕速率的37.5%，可見本發(fā)明的熱處理工藝帶來的增強、耐熱、耐腐蝕效果也十分優(yōu)異。

以上所述僅為本發(fā)明之較佳可行實施例而已，非因此局限本發(fā)明的專利保護范圍。除上述實施例外，本發(fā)明還可以有其他實施方式。凡采用等同替換或等效變換形成的技術(shù)方案，均落在本發(fā)明要求的保護范圍內(nèi)。