一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法
阅读：642发布：2023-02-28
专利汇可以提供一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁 合金 及其制备方法，所述耐热镁合金中的组分及其 质量 百分比为：Y含量为4～6％，Mn含量为0.8～1.0％，Sc含量为0.3～0.5％，Zn含量为0.6-0.8％，Gd含量为0.2～0.3％，Ca含量为0.1～0.2％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。其Sc含量较低，成本低，具有良好的室温/300℃拉伸性能和300℃高温抗蠕变性能。，下面是一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法专利的具体信息内容。
1.一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其特征在于：所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为4～6％，Mn含量为0.8～1.0％，Sc含量为0.3～0.5％，Zn含量为0.6-0.8％，Gd含量为0.2～0.3％，Ca含量为0.1～0.2％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
2.根据权利要求1所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其特征在于：所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为5％，Mn含量为0.9％，Sc含量为0.4％，Zn含量为0.7％，Gd含量为0.25％，Ca含量为0.15％，其余为Mg。
3.根据权利要求1所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其特征在于：所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为4％，Mn含量为1.0％，Sc含量为0.5％，Zn含量为0.6％，Gd含量为0.2％，Ca含量为0.1％，其余为Mg。
4.根据权利要求1所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其特征在于：所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为6％，Mn含量为0.8％，Sc含量为0.3％，Zn含量为0.8％，Gd含量为0.3％，Ca含量为0.2％，其余为Mg。
5.根据权利要求1—4任一项所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤：
步骤一，配料，按照所述的成分配料，其中Mg和Zn以纯Mg和纯Zn的形式添加，Y、Mn、Sc、Gd和Ca分别以Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc、Mg-25％Gd和Mg-19wt.％Ca中间合金的形式添加，然后将纯Mg、纯Zn和中间合金进行预热；
步骤二，熔炼，在熔剂或气体保护下，当熔炉的温度达到200～250℃后，加入已预热的纯Mg、纯Zn和Mg-19wt.％Ca中间合金并将其熔化，熔化后升温到720～740℃，然后加入已预热的Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc和Mg-25％Gd中间合金，待这些中间合金熔化后升温至740～760℃，去除合金熔体表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理5～10min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置10～15min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～20％，碳酸锶20～40％，粉状碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
步骤三，固溶处理，在铸造过程中当合金的温度降到固相线温度以下的525～535℃的固溶处理温度后，将合金在保护气氛下保温12～48h，然后淬入水中，得到铸件；
步骤四，时效处理，将步骤三得到的铸件放入通保护性气氛的加热炉中，在温度为225～300℃的条件下保温16～48h，然后淬入水中，得到Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金。
6.根据权利要求5所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤二中的精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉15％，碳酸锶30％，粉状碳化钛10％，六氯乙烷45％。
7.根据权利要求5所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤二中的超声处理为：静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为500～1000W，超声处理时间为90～120s。
8.根据权利要求7所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于：施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s。
9.根据权利要求5所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤三中当合金的温度降到固相线温度以下的530℃的固溶处理温度后，将合金在保护气氛下保温18h。
10.根据权利要求5所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤四中的时效处理温度为275℃，保温24h。
一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明涉及耐热镁合金，具体涉及一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法。
背景技术
[0002] 镁合金作为最轻质的商用金属工程结构材料，因其具有比重轻、比强度比刚度高、阻尼减振降燥能力强、液态成型性能优越和易于回收利用等优点，被誉为21世纪“绿色结构材料”。但目前由于现有镁合金的高温抗蠕变性能差，长期工作温度不能超过120℃，使其无法用于制造对高温蠕变性能要求高的汽车发动机及其他传动部件，因此极大地阻碍了镁合金的进一步推广应用。也正是由于这样，国内外对于具有高温抗蠕变性能的耐热镁合金的研究开发给予了广泛关注和高度重视，并在Mg-Sc二元镁合金的基础上通过添加Y和Mn，试制研究出了在300℃乃至到350℃仍具有较高抗蠕变性能的Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金。与其他含Mn和Sc的四元稀土耐热镁合金如Mg-Ce-Mn-Sc和Mg-Gd-Mn-Sc合金相类似，Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金的耐热强化机理主要在于通过Mn和Sc添加导致在铸态组织形成了在300℃乃至到350℃具有很好热稳定性的Mn2Sc相。同时，通过后续的T5热处理进一步析出弥散分布的Mn2Sc和Mg24Y5相，使合金的高温抗蠕变性能得到进一步增强。然而，从已有Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金的研究结果看，虽然该合金具有较好的高温抗蠕变性能，但仍然由于下面两个问题的存在而使其在汽车及航空航天等领域的应用受到很大的限制：1)合金中含有昂贵的稀土元素Sc且含量高达0.9％以上，使得合金的成本较高；2)由于合金铸态晶粒粗大，使其抗拉性能尤其是延伸率较低。
[0003] 为了解决Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金目前存在的问题，国内外从晶粒细化和Sc元素的替代两个方面进行了研究。CN101985712A公开了一种加Zr细化Mg-RE-Mn-Sc四元镁合金晶粒的方法，其是在熔剂或气体保护下，将Mg-RE-Mn-Sc四元镁合金按相应的成分配比熔化后升温到720-740℃，然后加入占炉料总重量的0.6-1.2wt.％Zr使晶粒得到细化。然而，也有研究认为[1-Emley E.F.Principles of Magnesium Technology,Pergamon,Oxford,1966,pp.127-155；2-Bamberger M,Dehm G.Trends in the development of new Mg alloys[J].Annual Review Mater.Res.,2008,38:505-533]，在含Mn的镁合金中添加Zr，Zr和Mn会形成MnZr2等化合物从而导致Zr对含Mn镁合金并没有明显的晶粒细化作用。显然，对于在Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金中添加Zr是否能细化晶粒目前还存在较大争议。因此，需要研究开发其它适合Mg-Y-Mn-Sc系耐热镁合金的晶粒细化方法。至于Sc元素的替代，有研究提出用低成本的Zn全部代替Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金中的Sc后发现[M.B Yang,F.S.Pan,J.Shen,Y.Zhu,C.Y.Qin.Comparison about as-cast microstructures and mechanical properties of Mg-4Y-1.2Mn-0.9Sc and Mg-4Y-1.2Mn-1Zn(wt％)magnesium alloys[J].J Mater Sci,2011,46:3094-3100]，虽然合金的抗蠕变性能有少量增加，但拉伸性能却明显降低；从晶粒细化和热处理强化等方面提出其制备方法，以使其同时具有较优的抗拉性能和抗蠕变性能，从而扩大其应用范围和加快其工业化应用进程。
发明内容
[0004] 本发明的目的是提供一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金及其制备方法。其Sc含量较低，成本低，具有良好的室温/300℃拉伸性能和300℃高温抗蠕变性能。
[0005] 本发明所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其组分及其质量百分比为：Y含量为4～6％，Mn含量为0.8～1.0％，Sc含量为0.3～0.5％，Zn含量为0.6-0.8％，Gd含量为0.2～
0.3％，Ca含量为0.1～0.2％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤
0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
0.3％，Ca含量为0.1～0.2％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤
0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
[0006] 进一步，所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为5％，Mn含量为0.9％，Sc含量为0.4％，Zn含量为0.7％，Gd含量为0.25％，Ca含量为0.15％，其余为Mg。
[0007] 进一步，所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为4％，Mn含量为1.0％，Sc含量为0.5％，Zn含量为0.6％，Gd含量为0.2％，Ca含量为0.1％，其余为Mg。
[0008] 进一步，所述耐热镁合金中的组分及其质量百分比为：Y含量为6％，Mn含量为0.8％，Sc含量为0.3％，Zn含量为0.8％，Gd含量为0.3％，Ca含量为0.2％，其余为Mg。
[0009] 本发明中Y、Mn、Sc和Zn作为主要的组元：
[0010] Y除了可与Mg在凝固过程中形成Mg24Y5相外，还可与Mg和Zn在凝固过程中形成具有长周期堆垛有序结构的Mg12YZn相。同时，Y在Mg中固溶度较大，最大固溶度为12.4％，可为合金通过后续热处理得到进一步强化奠定基础。基于现有含0.9％Sc以上的Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金的优化Y含量为4-6％，Zn部分替代Sc后会形成Mg12YZn相以及Zn添加可减少Y在Mg中的固溶度从而有利于增强热处理强化效果，从而可弥补Sc含量降低带来的热处理强化效果弱化对性能的影响，因此将Y含量仍然控制在4～6％。
[0011] Mn可与Sc形成对高温抗蠕变性能尤其300℃以上高温抗蠕变性能有利的Mn2Sc相。此外，Mn还能够提高合金的耐蚀性能。一般而言，含Mn和Sc的镁合金，其在凝固过程中a-Mg相会优先析出，然后才是对300℃高温抗蠕变性能有积极作用的Mn2Sc次生相的析出。根据相图计算，如果Mn含量≥1.5％，Mn2Sc相将会作为初生相先于a-Mg相析出，而Mn2Sc初生相对高温抗蠕变性能的改善不明显；同时，如果Mn含量低于≤1％，会导致形成的Mn2Sc次生相数量不够，从而直接影响合金的高温抗蠕变性能，尤其300℃高温抗蠕变性能。也正是由于这个原因，现有含0.9％Sc以上的Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金的优化Mn含量一般为1.0-
1.2％，但考虑到本发明合金中Sc的含量较低，从形成Mn2Sc的角度Mn含量可适当降低，因此将Mn的含量控制在0.8～1.0％。
1.2％，但考虑到本发明合金中Sc的含量较低，从形成Mn2Sc的角度Mn含量可适当降低，因此将Mn的含量控制在0.8～1.0％。
[0012] Sc可与Mn形成对300℃以上高温抗蠕变性能有积极作用的Mn2Sc次生相，同时Sc在Mg中的固溶度较高，可使合金通过热处理得到进一步强化。一般而言，含Mn和Sc的镁合金，其在凝固过程中a-Mg相优先析出，然后才是对300℃高温抗蠕变性能有积极作用的Mn2Sc次生相析出。根据相图计算，如果Sc含量低于0.3％，a-Mg相会首先形成，然后析出对抗蠕变性能没有积极作用的Mn23Sc6次生相，最后才是对300℃高温抗蠕变性能有积极作用的Mn2Sc次生相析出，但其会由于形成Mn23Sc6相消耗大部分Sc而数量较少。考虑到Sc在Mg中存在较大的固溶度，最大固溶度为25.9％，使得Sc固溶在a-Mg相中会消耗一部分Sc，同时考虑到Sc价格较贵和尽可能降低成本，因此将Sc含量在0.3％的基础上适当增加，控制在0.3～0.5％。
[0013] Zn价格便宜，并且Zn可与Mg和Y在凝固过程中形成具有长周期堆垛有序结构的Mg12YZn相。同时，Zn在镁中的固溶度较大，最大固溶度为6.2％，并且其固溶度随温度的降低而显著减少，加之在热处理过程中可以与Mg或Y在a-Mg基面上形成含Zn的细小片状化合物，沉淀强化作用较强。进一步，Zn添加可以降低合金的堆垛层错能进而减少位错运动，同时还可以减少本发明中稀土元素Y、Sc和Gd在Mg中的固溶度，从而有利于增强热处理强化效果。因此，与现有含0.9％Sc以上的Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金相比，Zn添加可以很好的弥补Sc含量降低带来的Mn2Sc相数量减少和热处理强化效果弱化对性能的影响。此外，由于Zn的熔点较低，其添加还可以改善合金的铸造性能。考虑到已有研究用1.0％Zn全部替代现有Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金中0.9％以上的Sc后，合金的拉伸性能降低与Zn含量较高导致形成了呈连续网状分布的粗大Mg12YZn相有关，因此将Zn含量控制在0.6～0.8％。
[0014] 本发明中Gd和Ca作为次要的组元：
[0015] Gd与Sc相比，其价格非常便宜，添加Gd不是为了形成合金相，而主要考虑到Gd在Mg中固溶度大，Gd在Mg中的最大固溶度为23.5％，与Sc在Mg中的固溶度相当，Sc在Mg中的最大固溶度为25.9％，因此，与现有含0.9％Sc以上的Mg-Y-Mn-Sc四元耐热镁合金相比，少量Gd添加可以很好的弥补因Sc含量降低带来的热处理强化效果弱化对性能的影响。基于上述添加Gd的目的和降低成本角度考虑，将Gd含量控制在0.2～0.3％。
[0017] 本发明所述的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其包含如下步骤：
[0018] 步骤一，配料，按照上述的成分配料，其中Mg和Zn以纯Mg和纯Zn的形式添加，Y、Mn、Sc、Gd和Ca分别以Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc、Mg-25％Gd和Mg-19wt.％Ca中间合金的形式添加，然后将纯Mg、纯Zn和中间合金进行预热；
[0019] 步骤二，熔炼，在熔剂或气体保护下，当熔炉的温度达到200～250℃后，加入已预热的纯Mg、纯Zn和Mg-19wt.％Ca中间合金并将其熔化，熔化后升温到720～740℃，然后加入已预热的Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc和Mg-25％Gd中间合金，待这些中间合金熔化后升温至740～760℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理5～10min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置10～15min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
[0020] 步骤三，固溶处理，在铸造过程中当合金的温度降到固相线温度以下的525～535℃的固溶处理温度后，将合金在保护气氛下保温12～48h，然后淬入水中，得到铸件；
[0021] 步骤四，时效处理，将步骤三得到的铸件放入通保护性气氛的加热炉中，在温度为225～300℃的条件下保温16～48h，然后淬入水中，得到Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金。
[0022] 进一步，所述步骤二中的精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉15％，碳酸锶30％，粉状碳化钛10％，六氯乙烷45％。精炼剂中的石墨粉主要起细化作用；碳酸锶主要起细化作用，其主要通过和合金熔体反应置换出具有细化作用的Sr元素来实现；碳化钛主要起细化作用，其主要通过成为合金凝固时形核核心来实现；六氯乙烷主要起精炼除气和除渣作用，此外，其与合金熔液反应产生的气泡还可以对合金液起搅拌作用；这些对于合金获得细小的铸态组织尤其细小的晶粒均有积极的作用，并反映到合金最终力学性能的提高。
[0023] 进一步，所述步骤二中的超声处理为：静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为500～1000W，超声处理时间为90～120s。由于超声波在熔体中传播时将产生声空化和声流效应，会在熔体中形成大量晶核，从而有利于晶粒细化，并使合金的性能得到进一步改善。
[0024] 进一步，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s。
[0025] 进一步，所述步骤三中当合金的温度降到固相线温度以下的530℃的固溶处理温度后，将合金在保护气氛下保温18h，。
[0026] 进一步，所述步骤四中的时效处理温度为275℃，保温24h。
[0027] 与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
[0028] 1、本发明通过便宜元素Zn部分替代昂贵的元素Sc，进而降低了Sc的用量，并辅助添加少量的便宜元素Gd和Ca，适当减少Mn的含量，使得合金保持较好的抗拉性能和300℃高温抗蠕变性能，同时具有相对较低的材料成本。
[0029] 2、本发明通过特定的精炼剂处理和超声处理相结合，使得合金的晶粒被明显细化。
[0030] 3、本发明采用铸造凝固冷却和固溶处理连为一体的热处理方法，有利于合金铸态组织中Mg12YZn共晶相在固溶处理过程中的分解和溶入基体，而且还可以保证在较短的时间内获得较大的过饱和固溶度，增加了后续时效处理过程中Mn2Sc、Mg24Y5、Mg5Gd和Mg12YZn析出相的数量，从而有利于合金力学性能的改善。附图说明
[0031] 图1本发明的固溶+时效处理的温度—时间关系示意图；
[0032] 图2是实施例一的合金固溶+时效后的金相显微组织照片；
[0033] 图3是实施例二的合金固溶+时效后的金相显微组织照片
[0034] 图4是实施例二的合金固溶+时效后的透射电镜照片；
[0035] 图5是实施例三的合金固溶+时效后的金相显微组织照片。
具体实施方式
[0036] 下面结合附图和具体实施例对本发明作详细说明。
[0037] 参见图1，本发明Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，在铸造过程中将铸造凝固冷却和固溶处理连为一体，使得合金一直处于温度较高的状态，内部原子的扩散能力强，加之一些低熔点合金相还未完全析出，因此不但有利于合金中热稳定性高的Mg12YZn相的分解和溶入基体，而且还可以保证在较短的时间内获得较大的过饱和固溶度，为后续时效处理奠定了很好的组织基础。
[0038] 实施例一：一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其组分及其质量百分比为：Y含量为4％，Mn含量为1.0％，Sc含量为0.5％，Zn含量为0.6％，Gd含量为0.2％，Ca含量为0.1％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
[0039] 所述Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其包含如下步骤：
[0040] 步骤一，配料，按照上述的成分配料，其中Mg和Zn以纯Mg和纯Zn的形式添加，Y、Mn、Sc、Gd和Ca分别以Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc、Mg-25％Gd和Mg-19wt.％Ca中间合金的形式添加，然后将纯Mg、纯Zn和中间合金进行预热；
[0041] 步骤二，熔炼，在熔剂或气体保护下，当熔炉的温度达到200～250℃后，加入已预热的纯Mg、纯Zn和Mg-19wt.％Ca中间合金并将其熔化，熔化后升温到740℃，然后加入已预热的Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc和Mg-25％Gd中间合金，待这些中间合金熔化后升温至760℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理8min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置15min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于
50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
[0042] 步骤三，固溶处理，在铸造过程中当合金的温度降到固相线温度以下的525℃后，将合金在保护气氛下保温24h，然后淬入水中，得到铸件；
[0043] 步骤四，时效处理，将步骤三得到的铸件放入通保护性气氛的加热炉中，在温度为250℃的条件下保温32h，然后淬入水中，得到Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金。
[0044] 参见图2，固溶+时效处理得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的晶粒细小，平均晶粒尺寸为102μm。
[0045] 本实施例得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其室温抗拉强度为248MPa，屈服强度为217MPa，延伸率为4.6％；300℃下的抗拉强度为156MPa，屈服强度为143MPa，延伸率为
20.5％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa的条件下持续100h的最小蠕变速率为8.62×
10-9s-1。
20.5％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa的条件下持续100h的最小蠕变速率为8.62×
10-9s-1。
[0046] 实施例二：一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其组分及其质量百分比为：Y含量为5％，Mn含量为0.9％，Sc含量为0.4％，Zn含量为0.7％，Gd含量为0.25％，Ca含量为0.15％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
[0047] 所述Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其包含如下步骤：
[0048] 步骤一，配料，按照上述的成分配料，其中Mg和Zn以纯Mg和纯Zn的形式添加，Y、Mn、Sc、Gd和Ca分别以Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc、Mg-25％Gd和Mg-19wt.％Ca中间合金的形式添加，然后将纯Mg、纯Zn和中间合金进行预热；
[0049] 步骤二，熔炼，在熔剂或气体保护下，当熔炉的温度达到200℃后，加入已预热的纯Mg、纯Zn和Mg-19wt.％Ca中间合金并将其熔化，熔化后升温到740℃，然后加入已预热的Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc和Mg-25％Gd中间合金，待这些中间合金熔化后升温至
740℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理8min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置15min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～
20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
740℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理8min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置15min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～
20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
[0050] 步骤三，固溶处理，在铸造过程中当合金的温度降到固相线温度以下的530℃后，将合金在保护气氛下保温18h，然后淬入水中，得到铸件；
[0051] 步骤四，时效处理，将步骤三得到的铸件放入通保护性气氛的加热炉中，在温度为275℃的条件下保温24h，然后淬入水中，得到Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金。
[0052] 参见图3，固溶+时效处理得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的晶粒细小，平均晶粒尺寸为91μm。参见图4，合金组织中存在大量细小和弥散分布的颗粒状大量细小和弥散分布的颗粒状Mn2Sc、Mg24Y5、Mg5Gd和Mg12YZn析出相。
[0053] 本实施例得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其室温抗拉强度为259MPa，屈服强度为224MPa，延伸率为4.9％；300℃下的抗拉强度为164MPa，屈服强度为147MPa，延伸率为
22.8％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa下持续100h的总最小蠕变速率为8.46×10-9s-1。
22.8％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa下持续100h的总最小蠕变速率为8.46×10-9s-1。
[0054] 实施例三：一种Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其组分及其质量百分比为：Y含量为6％，Mn含量为0.8％，Sc含量为0.3％，Zn含量为0.8％，Gd含量为0.3％，Ca含量为0.2％，杂质元素Si含量≤0.02％，Fe含量≤0.005％，Cu含量≤0.015％，Ni含量≤0.002％，其余为Mg。
[0055] 所述Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的制备方法，其包含如下步骤：
[0056] 步骤一，配料，按照上述的成分配料，其中Mg和Zn以纯Mg和纯Zn的形式添加，Y、Mn、Sc、Gd和Ca分别以Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc、Mg-25％Gd和Mg-19wt.％Ca中间合金的形式添加，然后将纯Mg、纯Zn和中间合金进行预热；
[0057] 步骤二，熔炼，在熔剂或气体保护下，当熔炉的温度达到225℃后，加入已预热的纯Mg、纯Zn和Mg-19wt.％Ca中间合金并将其熔化，熔化后升温到740℃，然后加入已预热的Mg-17％Y、Mg-4wt.％Mn、Mg-3wt.％Sc和Mg-25％Gd中间合金，待这些中间合金熔化后升温至
750℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理5min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置10min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～
20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
750℃，去除合金液表面浮渣，然后用精炼剂精炼处理5min，精炼完毕后搅拌合金熔体并在温度为740℃的条件下静置10min；所述精炼剂中的组分及其质量百分比为：石墨粉10～
20％，碳酸锶20～40％，碳化钛5～15％，六氯乙烷40～50％，所述石墨粉的粒径不大于50μm，所述粉状碳化钛的粒径不大于100μm；将静置完毕后的熔体在温度为740℃的条件下进行超声处理，即静置完毕后在温度为740℃的条件下将已预热的直径为20mm的钛合金超声变幅杆浸入熔体中进行超声处理，超声处理时变幅杆浸入熔体的深度为20mm，施加的超声功率为600W，超声处理时间为120s；超声处理完毕后去除合金熔体表面的浮渣，然后进行铸造；
[0058] 步骤三，固溶处理，在铸造过程中当合金的温度降到固相线温度以下的535℃后，将合金在保护气氛下保温12h，然后淬入水中，得到铸件；
[0059] 步骤四，时效处理，将步骤三得到的铸件放入通保护性气氛的加热炉中，在温度为225℃的条件下保温48h，然后淬入水中，得到Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金。
[0060] 参见图5，固溶+时效处理得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金的晶粒细小，平均晶粒尺寸为94μm。
[0061] 本实施例得到的Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金，其室温抗拉强度为254MPa，屈服强度为220MPa，延伸率为4.8％；300℃下的抗拉强度为161MPa，屈服强度为146MPa，延伸率为
21.6％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa下持续100h的总最小蠕变速率为8.49×10-9s-1。以上三个实施例与已有Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金相比，在Sc含量大幅度降低的情况下，通过用便宜元素Zn部分替代Sc，并在适当减少Mn含量基础上，通过辅助添加少量便宜元素Gd、Ca，获得了较现有含0.9％Sc以上Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金更细小的晶粒和更高的室温/300℃抗拉性能以及300℃高温抗蠕变性能。
21.6％；在蠕变温度为300℃和应力为30MPa下持续100h的总最小蠕变速率为8.49×10-9s-1。以上三个实施例与已有Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金相比，在Sc含量大幅度降低的情况下，通过用便宜元素Zn部分替代Sc，并在适当减少Mn含量基础上，通过辅助添加少量便宜元素Gd、Ca，获得了较现有含0.9％Sc以上Mg-Y-Mn-Sc耐热镁合金更细小的晶粒和更高的室温/300℃抗拉性能以及300℃高温抗蠕变性能。
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