镁基合金

申请号 CN200880124385.5 申请日 2008-12-23 公开(公告)号 CN102317486A 公开(公告)日 2012-01-11
申请人 铸造CRC有限公司; 发明人 马克·吉布森; 马克·伊斯顿; 科琳·贝特尔斯;
摘要 一种镁基 合金 ,由下列重量份的成分组成:2-5%稀土元素,该合金包含稀土元素镧和铈,以及镧含量大于铈含量;0.2-0.8%锌;0-0.15% 铝 ;0-0.5%钇或钆;0-0.2%锆;0-0.3%锰;0-25ppm铍;除了附带的杂质余量均为镁。
权利要求

1.一种镁基合金,由以下重量份的成分组成:
2-5%稀土元素,其中该合金包含稀土元素镧和铈,镧含量大于铈含量;
0.2-0.8%锌;
0-0.15%
0-0.5%钇或钆;
0-0.2%锆;
0-0.3%锰;
0-0.1%
0-25ppm铍;以及
除了附带的杂质之外余量均为镁。
2.根据权利要求1所述的镁基合金,其中该合金中镧与铈的比例大于1∶1。
3.根据权利要求1或2所述的镁基合金,其中该合金还包含稀土元素钕。
4.根据权利要求3所述的镁基合金,其中该合金的镧含量大于钕含量。
5.根据权利要求3或4所述的镁基合金,其中该合金的铈含量大于钕含量。
6.根据权利要求3-5任一项所述的镁基合金,其中该合金的镧和铈的总含量大于钕含量。
7.根据权利要求3-6任一项所述的镁基合金,其中该合金的钕含量按重量是
0.5-2.0%。
8.根据权利要求3-6任一项所述的镁基合金,其中该合金的钕含量按重量是
0.5-1.5%。
9.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中该合金的镧和铈的总含量按重量是
1.5-3.5%。
10.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中该合金的镧和铈的总含量按重量是1.8-3.0%。
11.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中该合金的镧和铈的总含量按重量是2.0-2.8%。
12.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中钇含量按重量是0.005-0.5%。
13.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中钆含量按重量是0.005-0.5%。
14.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中该合金由按重量至少94%的镁组成。
15.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中锌含量按重量是0.2-0.6%。
16.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中铝含量按重量是0.05-0.15%。
17.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中锆含量按重量少于0.1%。
18.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中铍含量按重量是8-12ppm。
19.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中锰含量按重量是接近0.1%。
20.根据之前任一项权利要求所述的镁基合金,其中合金中附带的杂质按重量少于
0.15%。
21.一种可用作内燃机的由上述任一项权利要求所述的合金经高压压铸制造的发动机组。
22.一种由如权利要求1-20任一项所述的合金形成的传动系统的部件。
23.一种由如权利要求1-20任一项所述的合金形成的制品。

说明书全文

镁基合金

技术领域

[0001] 本发明涉及镁基合金,尤其涉及一种能通过高压压铸(HPDC)铸造的镁基合金。

背景技术

[0002] 随着限制燃油消耗和减少面向环境的有害排放的需求的增长,汽车制造商正寻求研发更省油的车辆。降低车辆的总重量是实现该目标的关键。任意车辆的重量主要来自发动机以及传动系统的其他部件。发动机的最重要的部件是占发动机总重量的20-25%的汽缸体。过去是通过引入合金汽缸体代替传统的灰缸体来节省大部分的重量,如果使用能承受发动机运转期间产生的温度和压的镁合金能够进一步减少大约40%的重量。在考虑制造可行的镁发动机组之前,兼具所需的高温机械特性以及经济有效的制造工艺的合金的发展是必须的。
[0003] HPDC是一种可用于大规模制造轻合金部件的高产能的工艺。虽然砂型铸造和低压/重力金属型铸造的铸造致密性通常高于HPDC,但是HPDC对于大体积的大规模生产来说是成本更低的技术。HPDC在北美的汽车制造商中很普及,并且在欧洲和亚洲是用于铸造铝合金发动机组的主要工艺。近年来,高温镁合金的研究主要集中在HPDC工艺流程上,并且已经研发出数种合金。HPDC被认为是实现高生产效率以及降低制造成本的很好的选择。
[0004] WO2006/105594提出了一种镁基合金,由以下重量份组成:
[0005] 1.5-4.0%稀土元素,
[0006] 0.3-0.8%锌,
[0007] 0.02-0.1%铝,
[0008] 4-25ppm铍,
[0009] 0-0.2%锆,
[0010] 0-0.3%锰,
[0011] 0-0.5%钇,
[0012] 0-0.1%,以及
[0013] 除了附带的杂质外余量均为镁。
[0014] 依据WO2006/105594的合金已被证明具有优异的高温蠕变特性,但经证实很难进行压铸。本发明人发现,依据WO2006/105594通过增加合金中镧的比例可改善压铸期间的流动性和热裂阻力以及熔融合金的抗化性。
[0015] 在本说明书全文中,词语“稀土”应理解为指的是原子序数57-71、即镧(La)至镥(Lu)的元素中的任一种或其组合。

发明内容

[0016] 在第一方面,本发明提供了一种镁基合金,由下列重量份的成分组成:
[0017] 2-5%稀土元素,其中该合金包含作为稀土元素的镧和铈,镧的含量大于铈的含量;
[0018] 0.2-0.8%锌;
[0019] 0.02-0.15%铝;
[0020] 0-0.5%钇或钆;
[0021] 0-0.2%锆;
[0022] 0-0.3%锰;
[0023] 0-0.1%钙;
[0024] 0-25ppm铍;以及
[0025] 除了附带的杂质外余量均为镁。
[0026] 合金中镧和铈的总含量按重量优选为1.5-3.5%,更优选1.8-3.0%,特别优选2.0-2.8%。不希望受理论的束缚,镧和铈可改善合金的铸造性以及蠕变强度。再者,不希望受理论的束缚,镧含量大于铈含量还可改善合金的铸造性,尤其是合金的热裂阻力。镧与铈的比例越高通常能赋予合金越大的延展性和越大的热裂阻力。通常,较大的镧和铈的总含量有利于合金的蠕变阻力以及相伴随的合金的延展性的将降低。
[0027] 合金中稀土元素可任选地包含钕,在一个实施例中,稀土元素主要是镧、铈和钕。不希望受理论的束缚,包含钕可改善合金的蠕变阻力。然而,也可通过降低合金中钕的含量来改善合金的铸造性,尤其是热裂阻力。当存在时,钕的含量优选是合金的0.5-2.0重量%,更优选0.5-1.5重量%,更优选大约1重量%。
[0028] 多种稀土元素主要来自包含镧、铈、可选的钕、适量镨(Pr)以及微量的其它稀土元素的镧混合稀土。在另一个实施例中,稀土元素可来自铈混合稀土与纯镧,以便相对于铈含量镧含量较高。对于需要低含量铈的合金来说,稀土元素可来自镧的商业纯品源。
[0029] 钕可来自上述一种或两种混合稀土、纯镧来源、钕镨混合物(高钕的钕-镨合金)或其任意组合。
[0030] 钇是可包含的可选成分。不希望受理论的束缚,包含钇被认为有利于熔体保护和蠕变阻力。然而,也可通过减少合金中钇的含量来改善合金的铸造性,尤其是热裂阻力。当存在时,钇的含量优选是0.005%-0.5重量%,更优选0.01-0.4重量%,更优选0.05-0.3重量%,特别优选0.1-0.2重量%。
[0031] 稀土元素来源的镧或铈的混合稀土可选地包含钇。因而,钇含量也来自这些混合稀土。钇含量还可来自纯钇来源、镁-钇母合金或其任意的存在或不存在混合稀土的组合物。
[0032] 钆是可包含的可选的成分。不希望受理论的束缚,包含钆被认为有利于熔融物的蠕变阻力和抗氧化性。加入钆可作为加入钇的替换。然而,加入钆也可与钇的加入同时进行。当存在时,钆的含量优选0.005%-0.5重量%,更优选0.01-0.4重量%,更优选0.05-0.3重量%,特别优选0.1-0.2重量%。
[0033] 优选地,依据本发明的合金包含至少94.0%镁,更优选95-96%镁,以及最优选大约95.3-95.7%镁。
[0034] 锌的含量为0.2-0.8重量%,优选0.2-0.6%,更优选大约0.4%。
[0035] 铝的含量优选0.05-0.15重量%,更优选0.08-0.12重量%,更优选大约0.1重量%,不希望受理论的束缚,本发明的合金中包含这些少量的铝被认为能改善合金的蠕变特性。
[0036] 铍含量为0-25ppm。尽管由于当钇存在少量时钇具有与铍相似的作用,当存在钇时优选为不含有铍;但当铍存在时,铍含量优选4-20ppm,更优选4-15ppm,更优选6-13ppm,诸如8-12ppm。当存在时,铍通常可通过铝-铍母合金,诸如Al-5%Be合金引入。不希望受理论的束缚,包含铍被认为可改善合金的压铸性。再次,不希望受理论的束缚,包含铍还被认为可改善熔融合金的抗氧化性,尤其改善合金中稀土元素对抗氧化损耗的保留度。
[0037] 加入能够使铁从熔融合金中沉淀出来的锆可以降低铁的含量。因此,这里指明的锆含量是残余的锆含量。然而,应注意到,锆可在两个不同阶段中引入。一个是在合金的制造过程中,以及另一个在合金重熔之后及铸造之前。优选地,锆含量是达到满意的铁脱除率所需的最低量。通常,锆含量少于0.1%。
[0038] 锰是合金可选的一种成分。当存在时,锰含量通常为大约0.1%。
[0039] 钙(Ca)是一种可选成分,尤其是在无法通过覆盖气体环境控制来充分保护熔融物的情况下,可选择含有的钙。这种情况是铸造工艺不包括一个密闭的系统的情况。
[0040] 理想地,附带的杂质的含量为0,但可理解这几乎是不可能的。因此,优选附带杂质的含量少于0.15%,更优选少于0.1%,更优选少于0.01%,特别优选少于0.001%。
[0041] 在第二个方面,本发明提供了一种可用于内燃机的经高压压铸依据本发明第一方面的合金制得的发动机组。
[0042] 在第三个方面,本发明提供了一种由依据本发明第一方面的合金形成的自动传动系统的部件。
[0043] 传动系统的部件可以是发动机组或发动机的一部分,诸如外壳、机油箱或支架
[0044] 传动系统的部件可以是变速箱壳体或其他变速箱部件。
[0045] 上面具体提到了传动系统,但应注意,本发明的合金还可用于其他高温应用中以及低温应用中。上面还具体提到了HPDC,但应注意,本发明的合金还可以通过HPDC之外的技术包括半固态金属触变注射成型、触变成型、金属型铸造和砂型铸造进行铸造。
[0046] 在第四个方面,本发明提供了一种由依据本发明第一方面的合金形成的制品附图说明
[0047] 图1为在177℃和90MPa的相同条件下测得的合金A至合金F(包括在内的)的蠕变曲线的比较图;
[0048] 图2为在177℃和90MPa的拉伸载荷的相同条件下测得的合金G和H、合金X的蠕变曲线的比较图;
[0049] 图3(a)为具有三个小溢出管(参见图片的左手侧)以及相关联的三个部分的(参见图片的右手侧)的铸造性冲模部分的图片;
[0050] 图3(b)为由本发明的合金H制得的HPDC部分铸件的毛胚表面的图片;
[0051] 图4为在相同的加工条件下由本发明的(a)合金I、(b)合金J和(c)合金H铸成的铸件部分(参见图2)的内部缺陷结构的比较图;
[0052] 图5为合金I和H的类似温度与固相率(fs)的曲线图,该曲线图是基于Gulliver-Scheil模型算法,用假定完成混合的每种单独的稀土元素的相图计算得到;
[0053] 图6为合金变型(a)I和(b)H的表面质量的比较图;
[0054] 图7为在177℃和90MPa的相同条件下测得的合金K至合金P(包括在内的)的蠕变曲线的比较图。

具体实施方式

[0055] 实施例1
[0056] 一种高Nd的变型的压铸合金,具有以下成分:
[0057] 1.8wt.%Nd
[0058] 0.7wt.%Ce
[0059] 0.4wt.%La
[0060] 0.6wt.%Zn
[0061] 余量Mg
[0062] 通过浸泡底部有直径10mm孔洞的圆筒,该合金从称作AM-cover的专用覆盖气体保护中取出。在圆筒顶部按2l/min的速度引入干燥空气。圆筒的底部浸入熔融合金中深度50mm处,观察熔融物表面的情况。
[0063] 对于这种高Nd的合金来说,新熔融物表面几乎即刻变黑,以及短短时间之后燃烧的镁会大量出现。
[0064] 经43%钇-57%镁母合金向熔融物中加入53ppm的钇会极大地改变熔融物的抗氧化性。当圆筒插入熔融物中时,熔融物表面在出现点状燃烧之前将保持明亮度和光泽度5秒。当加入250ppm钇时,抗燃烧发生性将非常优异。
[0065] 当向熔融物中加入钆来代替钇时,也能获得类似的作用。加入310ppm的钆足以使圆筒试验中点状烧除的发生延缓60秒,但在这个目的上还是不如钇有效。
[0066] 已经发现合金的高镧变型具有与高Nd变型不同的特性。试验主要针对合金的高La变型的抗氧化性进行,该合金包含:
[0067] 1.6wt.%La
[0068] 0.9wt.%Nd
[0069] 1.1wt.%Ce
[0070] 0.6wt.%Zn
[0071] 余量Mg
[0072] 再次使用上述圆筒试验。在将熔融物从保护环境中取出并放入干燥空气时,合金保持明亮度和光泽度,40秒内均无氧化或烧除的迹象。该合金具有与加入了50-100ppm钇的高Nd变型合金相类似的熔融物保护特性。从熔融物保护目的出发不需要在这种高La型合金中加入钇。
[0073] 实施例2
[0074] 制备了十种合金,并且下表1示出了合金的化学分析。以铈基混合稀土(包含铈、镧和一些钕)和元素镧以及钕的方式加入稀土元素。钇和锌以它们的元素形式加入。铍以铝-铍母合金形式加入。铝可以这种母合金和铝元素的形式加入,或者不加入铍而仅加入元素铝的形式加入。锆通过称为AM-cast的专用Mg-Zr母合金加入。除了附带的杂质外,合金余量均为镁。在合金的制备期间使用标准的熔融物处理流程。
[0075]合金 wt.% wt.% wt.% wt.%Y wt.% ppm wt.% ppmFe wt.%
Nd Ce La Zn Be Al Zr(总)
A 1.47 0.49 1.71 <0.005 0.59 <1 0.008 7 0.097
B 1.50 0.50 1.73 0.52 0.61 <1 0.008 8 0.080
C 1.35 0.47 1.70 0.037 0.60 <1 0.030 6 0.052
D 1.34 0.46 1.73 0.033 0.61 <1 0.055 5 0.040
E 1.33 0.46 1.73 0.027 0.61 <1 0.10 3 0.018
F 1.38 0.47 1.73 0.016 0.61 <1 0.59 7 0.018
G 0.88 1.13 1.87 <0.01 0.41 4 0.07 13 NA
H 0.84 1.13 1.84 0.23 0.46 12 0.05 19 NA
I 1.62 0.66 0.37 <0.005 0.50 2 0.02 12 NA
J 1.69 0.28 0.68 <0.005 0.43 3 0.05 22 NA
[0076] 表1-制备的合金(NA:无分析)
[0077] 图1示出了在177℃和90MPa时合金A、B、C、D、E和F的蠕变结果。这组蠕变曲线显示本发明的合金中成分变化对蠕变特性有极大的影响。控制合金(合金A)在指定的实验条件下显示出相对较小的蠕变阻力,在实验中较早进入第三级蠕变(<50小时),当试验于600小时终止时以1.3%蠕变应变结束。这与之前其他不包含Al/Be添加物以进行熔融物保护的合金变型的结果相一致。
[0078] 加入钇(~0.05wt.%)可极大地改善蠕变响应(合金B)。虽然合金A和合金B几乎在相同的时间实现0.1%蠕变应变,分别是62小时和60小时,但在合金B的实验中发生第三级蠕变则迟缓得多。
[0079] 少量铝的加入(~0.03wt.%)可获得蠕变响应的很显著的改善(合金C)。该合金在指定的实验条件下直到~500小时都无法到达0.1%的蠕变应变,并且看上去直到实验结束(600h)的时间也无法到达第三级蠕变。当加入少量铝(~0.06wt.%)时,可观察到蠕变特性的较大改善(合金D),其在试验的持续时间无法到达0.1%蠕变应变(600小时后0.04%蠕变应变)。进一步的提高铝含量(合金E,~0.1wt.%)时,蠕变阻力开始下降(~190小时时0.1%蠕变应变),虽然这也被认为是较好的。最后,显著提高铝含量(合金F,~0.6wt.%)将彻底恶化合金的蠕变响应。在指定的实验条件下,合金F被认为具有非常差的蠕变阻力。这些结果证明铝是一种重要的获得优异蠕变特性的微合金添加物。
[0080] 图2示出了合金G和H在177℃和90MPa时的蠕变结果。合金G和H均使第三级蠕变延缓至超出了试验的持续期。图2示出了与依据WO2006/105594制备的合金X相比合金H的蠕变阻力,合金H具有以下重量份的成分:
[0081] 0.68%锌,
[0082] 1.89%钕,
[0083] 0.56%铈,
[0084] 0.33%镧,
[0085] <0.005%钇,
[0086] 0.05%铝,
[0087] <5ppm铁,
[0088] 12ppm铍,
[0089] 除了附带的杂质之外余量均为镁。
[0090] 依据ASTM E8用Instron万能材料试验机在20和177℃的空气中测量拉伸特性。样品在试验前在室温中保持10分钟。试验样品均具有圆形的横截面(5.6mm直径),计量长度为25mm。
[0091] 表2示出了各个合金样品的拉伸试验结果。
[0092]
[0093] 表2-拉伸试验数据
[0094] 应注意到,合金G和合金H尤其均具有非常好的铸造性。可以得到这两种合金的致密铸件的加工范围比上述的合金X更宽。为了获得良好的铸件质量,合金需要较小的敏感性避免热裂、良好的装模特性以及较小的敏感性避免在冲模的横断流峰中形成缺陷。
[0095] 采用铸造性试验冲模来评估高压压铸(HPDC)中的大范围合金的铸造性。图3示出了该冲模制得的铸件。该冲模设计得具有使使用该冲模非常难以制造良好质量的高压压铸件的复杂形状。图3(a)示出了铸件右手侧上的三部分浇铸系统的通道(现有技术中也称为“通道(runner)”),熔融合金通过该通道进入冲模中。可以在铸件的相反侧(左手侧)至通道看见“溢出管”。在铸造后溢出管和通道均被阻断。
[0096] 用铸造性试验冲模来制造合金H的铸件。图3(b)示出了合金H的铸件的毛胚面质量。
[0097] 实施例3
[0098] 用以上实施例2提到的铸造性试验冲模经高压压铸铸造合金I、J和H(参见表1、实施例2),用以研究镧和铈对合金铸造性的作用。
[0099] 图4示出了(a)合金I,(b)合金J和(c)合金H的铸件相同部分上的内部缺陷结构。合金I(0.66重量%铈,0.37重量%镧)被认为是铸造后具有最大量的内部龟裂。通过改变合金J(0.68重量%镧,0.28重量%铈)中镧与铈的比例至大于1∶1,可以从图4(b)中看出内部龟裂的量得以减少,改善了铸件的整体质量。另一个铸造性的改善发生在合金H上,它具有更多量的镧和铈(1.7重量%镧,1.1重量%铈)以及镧与铈的比例大于1∶1和减少了的钕含量(与合金I中1.62重量%钕以及合金J中1.69重量%相比为0.7重量%钕)。合金H的铸件几乎没有发现内部龟裂。从图4(c)中还可以看出,合金H具有良好的内部流动缺陷形成和热裂的抗性。
[0100] 不希望受理论的束缚,可参看图5解释第二个观察结果形成的可能理由,图5示出了合金I和H的温度相对于固相率的曲线,该曲线基于Gulliver-Scheil模型算法,利用假定已混合在合金中的镁以及每个单独的稀土元素的相图计算获得。可以发现,镧含量比合金I更高的合金H具有更小的凝固范围。已知这将降低合金出现热裂的敏感性。合金H也具有超过合金I的共晶体的量。这是由发生在相同温度的最后部分凝固的合金所确认的。对于合金H来说,与合金I相比,这种情况将出现在更大分数的合金以及以及更长周期的时间上。这还将降低合金H出现热裂的敏感性。应注意到,在改变凝固特性以降低合金出现热裂的敏感性方面,镧比铈更为有效。这是因为对于铈和镧含量的总量相同的合金,凝固的富镧合金中出现了更大部分的共晶体,并且共晶体的温度更高。
[0101] 再次,不希望受理论的束缚,与使用合金I相比,当高压压铸使用合金H时的流向线的降低也可能是造成合金H中内部龟裂减少的原因。在HPDC期间当从通道进入冲模的熔融合金的流体遇见其他通道的流体时形成流向线。合金的氧化发生在这些流体的表面,这些流体相遇并在铸件内部形成可视的氧化合金的流向曲线。不希望受理论的束缚,由于它可改善来自母合金添加物的铍的回收率以及影响熔融合金中铍的氧化率,因此认为合金H中的高钇含量是造成这种现象的原因。
[0102] 图6示出了(a)合金I和(b)合金H的HPDC铸件的改善了的外观,其中高镧和铍含量合金(合金H)具有更为改善的外观。
[0103] 实施例4
[0104] 制造其余5种合金,用以研究钕添加物的作用。依据实施例2中所述的工艺制造合金。下表3提供了这些其他合金(K-P)的化学分析。
[0105]合金 wt.% wt.% wt.% wt.% wt.% ppm wt.% ppm wt.%
Nd Ce La Y Zn Be Al Fe Zr(总)
K 0.01 0.52 1.49 0.05 0.41 <1 0.05 73 0.0
L 0.22 0.84 1.80 0.01 0.41 <1 0.023 108 0.0
M 0.45 0.53 1.52 0.03 0.41 <1 0.05 86 0.0
N 0.73 0.46 1.42 0.02 0.42 <1 0.04 107 0.0
P 0.93 0.39 1.42 0.04 0.42 <1 0.032 121 0.0[0106] 表3 制得的合金
[0107] 图7示出了177℃和90MPa时合金K至合金P的蠕变结果。从图7可以看出,合金中钕含量的增大可以改善蠕变响应(参看表3)。合金K、合金M、合金N和合金P在除了钕含量之外的其他合金元素上也具有非常类似的成分。该曲线示出为了得到更适用于高温应用的蠕变响应,合金中的钕含量应大于大约0.5wt.%。
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