权利要求
1.一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
S1.合金熔炼与成分调配，所述合金的成分按质量百分比计，包括：稀土元素为2.0～12.0%，锆为0.3～1.2%，锌为0.5～3.0%，铝为0.1～0.5%，余量为镁;所述稀土元素包括钇、钆、钕、镧、铈中的至少两种;
S2.熔体精炼与保护，将所述镁置于电阻炉内加热，并引入稀土中间合金和精炼剂进行精炼扒渣处理，以得到纯净稳定的熔体;
S3.铸造成形与凝固控制，将所述熔体倒入预热后的金属型模具中铸造成形得到铸锭;
S4.均匀化固溶处理，将所述铸锭置于电阻炉中进行固溶处理后得到铸件;其中，固溶处理温度为500～540℃，时间为8～24h;
S5.热变形加工，将所述铸件在热挤压设备中进行热变形处理得到组织细化且具有织构的棒材;
S6.时效处理，将所述棒材在150～250℃时效8～72h，促使稀土元素析出形成弥散强化相和长周期堆垛有序LPSO结构，以获得最终产品。
2.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，在所述步骤S1中，所述稀土元素优选为钇和钆，其中，钇的含量为1.0～6.0%，钆的含量为1.0～8.0%。
3.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述步骤S2熔体精炼与保护的具体过程为;
将纯镁锭置于涂覆有氧化铝保护层的石墨坩埚中，将含有纯镁锭的坩埚于电阻炉内加热至700～750℃，待镁锭完全熔化后，在惰性气体保护气氛下，先加入镁-锆中间合金，搅拌3～5分钟，随后依次加入其他稀土中间合金及纯锌、纯铝，在合金元素添加完成后，并将电阻炉温度提升至760～800℃，并保温15～30min，期间进行电磁搅拌，之后加入精炼剂，精炼温度维持在750～780℃，精炼时间为10～20 min，精炼完成后，静置5～10min，使精炼产物浮至熔体表面，然后进行扒渣处理，得到熔体;其中，惰性气体为体积分数为0.5～2.0%的SF6，其余为CO2;所述精炼剂为R-N型氯盐基精炼剂或无氯精炼剂。
4.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述步骤S3铸造成形与凝固控制的具体过程为：
将所述熔体倾倒入预热温度为200～350℃的H13模具钢制金属型模具中，用720～760℃的浇注温度进行浇注，浇注完成后冷却凝固得到铸锭;所述冷却方式为在模具可内部设置冷却水道、水冷、风冷或者自然冷却。
5.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述步骤S4均匀化固溶具体过程为;
在空气气氛下，将所述铸锭加入在电阻炉中，将电阻炉的温度提升至500～540℃，并保温8～24h进行固溶处理，固溶处理结束后，立即将合金淬入水温为20～30℃的水中进行快速水淬得到铸件。
6.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述步骤S5热变形加工的具体过程为：将经过均匀化固溶处理的铸件预热至380～450℃，并且保温1～3h，在热挤压设备上进行热挤压，挤压成形后得到组织细化且具有织构的棒材;其中，所述热挤压设备为液压挤压机，所述液压挤压机使用前采用石墨润滑，液压挤压机的挤压比为10～30:1，挤压速度为0.5～5.0mm/s。
7.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，在所述步骤S6时效处理中，所述时效处理为多级时效处理，包括：先在150～200℃低温下进行16～72h的长时时效处理，随后在200～250℃高温下进行8～16h的短时时效处理。
8.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述晶粒细化机制包括：锆元素在熔体中形成高熔点颗粒作为α-Mg晶核的异质形核核心;稀土元素偏聚于凝固界面处形成溶质阻滞效应，抑制晶粒长大。
9.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，通过固溶及时效处理在基体中构筑多尺度强化结构，所述强化相包括Mg5Gd、Mg24Y5中至少一种弥散分布的金属间化合物及LPSO相。
10.根据权利要求1所述的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其特征在于，所述稀土元素偏聚及金属间化合物分布能够在晶界处形成拖曳和钉扎效应，并在热变形后使合金形成<10-10>或<11-20>基面与挤压方向平行的织构，从而兼顾抗拉强度与延展性。
说明书
技术领域
[0001]本发明属于合金材料制备技术领域，具体涉及一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺。
背景技术
[0002]镁合金作为当前已知的最轻结构金属材料，凭借其卓越的比强度、比刚度、良好的减震性能以及优异的电磁屏蔽特性，在航空航天、汽车工业、3C电子产品等领域展现出巨大的应用潜力。其轻量化优势对于提升能源利用效率、降低产品自重、优化系统动态响应等方面具有不可替代的价值。因此，对高性能镁合金材料的研发一直是材料科学与工程领域的核心课题之一。
[0003]在镁合金材料的早期发展阶段，研究人员主要聚焦于通过引入Al、Zn、Mn、Zr等传统合金元素来改善其力学性能和工艺特性，这些合金体系及相应的热处理和变形加工工艺，在彼时有效地解决了镁合金在强度、塑性以及加工成形性方面所面临的初步挑战，推动了镁合金在诸多领域的初步应用，为后续高性能镁合金的开发奠定了坚实的基础。
[0004]然而，随着相关技术的持续发展以及应用场景对性能指标提出更为严苛的要求，上述技术方案在原理层面的一些固有特性，使其在应对新挑战时逐渐显现出局限性。具体而言，传统镁合金中形成的强化相Mg17Al12，其热稳定性相对较差，在服役温度超过120℃甚至更低时，易发生粗化或溶解，导致合金的高温强度和蠕变性能急剧下降。这种现象在本质上限制了传统镁合金在发动机部件、传动系统壳体以及航空器结构件等需承受持续高温和应力环境下的应用。究其深层原因在于，这些传统合金元素与镁形成的金属间化合物或析出相，其热力学稳定性不足以抵抗高温下的扩散和相变过程，从而无法在微观组织层面提供长期有效的晶界钉扎和位错强化效应。更进一步地，即便通过Zr等元素实现了晶粒细化，但若缺乏对晶界迁移的有效抑制，在后续热处理或高温服役过程中，细化的晶粒仍可能发生再长大，进而削弱晶粒细化带来的强化效果。这种固有的矛盾使得传统合金在追求高强度、良好塑性、优异蠕变性能以及良好耐蚀性等多个关键性能指标的全面均衡时，往往顾此失彼。例如，为提高强度而过度强化基体，可能导致塑性显著下降;而提升高温稳定性则往往需要牺牲部分室温性能。这种内在的、难以调和的性能此消彼长，本质上是由于传统合金元素及其在镁基体中形成的析出相，无法在微观尺度上构建出一种多层次、多尺度的稳定组织结构，以同时满足不同温度和应力条件下对晶粒尺寸、晶界特性以及强化相形貌与分布的严苛要求。因此，寻求一种能够有效克服上述局限，在微观组织层面实现更精细、更稳定调控，从而全面提升镁合金综合性能的新途径，已成为当前镁合金材料领域亟待解决的关键难题。
[0005]综上所述，如何克服传统镁合金在高温稳定性、蠕变抗性以及多性能协同提升方面的固有瓶颈，通过对合金微观组织进行更精细化、更稳定的调控，以满足高技术领域对高性能镁合金材料日益增长的需求，已成为本领域技术人员当前面临的关键挑战和亟待解决的技术难题。
发明内容
[0006]鉴于此，本发明提供了一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其通过精细调控稀土元素的种类、含量及其协同效应，并结合特定参数的熔炼铸造、均匀化固溶、热变形加工以及时效处理，在镁合金基体中构筑出热力学稳定性高、分布均匀且形貌可控的多尺度强化相，并实现晶粒的精细化与晶界的有效钉扎，从而从根本上克服了传统镁合金在高温稳定性、蠕变抗性以及多性能协同提升方面的固有瓶颈。
[0007]为了达到上述发明的目的，本发明采用以下的技术方案：
[0008]一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，包括以下步骤：
[0009]S1.合金熔炼与成分调配，所述合金的成分按质量百分比计，包括：稀土元素为2.0～12.0%，锆为0.3～1.2%，锌为0.5～3.0%，铝为0.1～0.5%，余量为镁;所述稀土元素包括钇、钆、钕、镧、铈中的至少两种;
[0010]S2.熔体精炼与保护，将所述镁置于电阻炉内加热，并引入稀土中间合金和精炼剂进行精炼扒渣处理，以得到纯净稳定的熔体;
[0011]S3.铸造成形与凝固控制，将所述熔体倒入预热后的金属型模具中铸造成形得到铸锭;
[0012]S4.均匀化固溶处理，将所述铸锭置于电阻炉中进行固溶处理后得到铸件;其中，固溶处理温度为500～540℃，时间为8～24h;
[0013]S5.热变形加工，将所述铸件在热挤压设备中进行热变形处理得到组织细化且具有织构的棒材;
[0014]S6.时效处理，将所述棒材在150～250℃时效8～72h，促使稀土元素析出形成弥散强化相和长周期堆垛有序LPSO结构，以获得最终产品。
[0015]优选的，在所述步骤S1中，所述稀土元素优选为钇和钆，其中，钇的含量为1.0～6.0%，钆的含量为1.0～8.0%。
[0016]优选的，所述步骤S2熔体精炼与保护的具体过程为;
[0017]将纯镁锭置于涂覆有氧化铝保护层的石墨坩埚中，将含有纯镁锭的坩埚于电阻炉内加热至700～750℃，待镁锭完全熔化后，在惰性气体保护气氛下，先加入镁-锆中间合金，搅拌3～5分钟，随后依次加入其他稀土中间合金及纯锌、纯铝，在合金元素添加完成后，并将电阻炉温度提升至760～800℃，并保温15～30min，期间进行电磁搅拌，之后加入精炼剂，精炼温度维持在750～780℃，精炼时间为10～20 min，精炼完成后，静置5～10min，使精炼产物浮至熔体表面，然后进行扒渣处理，得到熔体;其中，惰性气体为体积分数为0.5～2.0%的SF6，其余为CO2;所述精炼剂为R-N型氯盐基精炼剂或无氯精炼剂。
[0018]优选的，所述步骤S3铸造成形与凝固控制的具体过程为：
[0019]将所述熔体倾倒入预热温度为200～350℃的H13模具钢制金属型模具中，用720～760℃的浇注温度进行浇注，浇注完成后冷却凝固得到铸锭;所述冷却方式为在模具可内部设置冷却水道、水冷、风冷或者自然冷却。
[0020]优选的，所述步骤S4均匀化固溶具体过程为;
[0021]在空气气氛下，将所述铸锭加入在电阻炉中，将电阻炉的温度提升至500～540℃，并保温8～24h进行固溶处理，固溶处理结束后，立即将合金淬入水温为20～30℃的水中进行快速水淬得到铸件。
[0022]优选的，所述步骤S5热变形加工的具体过程为：将经过均匀化固溶处理的铸件预热至380～450℃，并且保温1～3h，在热挤压设备上进行热挤压，挤压成形后得到组织细化且具有织构的棒材;其中，所述热挤压设备为液压挤压机，所述液压挤压机使用前采用石墨润滑，液压挤压机的挤压比为10～30:1，挤压速度为0.5～5.0mm/s。
[0023]优选的，在所述步骤S6时效处理中，所述时效处理为多级时效处理，包括：先在150～200℃低温下进行16～72h的长时时效处理，随后在200～250℃高温下进行8～16h的短时时效处理。
[0024]优选的，所述晶粒细化机制包括：锆元素在熔体中形成高熔点颗粒作为α-Mg晶核的异质形核核心;稀土元素偏聚于凝固界面处形成溶质阻滞效应，抑制晶粒长大。
[0025]优选的，通过固溶及时效处理在基体中构筑多尺度强化结构，所述强化相包括Mg5Gd、Mg24Y5中至少一种弥散分布的金属间化合物及LPSO相。
[0026]优选的，所述稀土元素偏聚及金属间化合物分布能够在晶界处形成拖曳和钉扎效应，并在热变形后使合金形成<10-10>或<11-20>基面与挤压方向平行的织构，从而兼顾抗拉强度与延展性。
[0027]本发明的有益效果：
[0028]第一，高温强度与蠕变抗性显著提升。通过引入具有高热稳定性的稀土金属间化合物作为强化相，以及形成具有高强度和高稳定性的LPSO结构，本发明的合金在高温下仍能保持较高的屈服强度和抗拉强度。同时，晶界被稀土元素及其析出相有效钉扎，显著抑制了高温下的晶界滑动和位错蠕变，从而赋予合金优异的抗蠕变能力，使其能够适应发动机部件、传动系统壳体等高温服役环境。
[0029]第二，综合力学性能优化。本发明通过多重强化机制的协同作用，实现了合金强度、塑性、韧性的全面均衡。精细的晶粒结构和独特的LPSO相赋予合金高强度的同时，通过LPSO相中高密度的层错和晶界钉扎作用，抑制了裂纹的扩展，改善了合金的塑性，避免了传统合金中强度与塑性此消彼长的矛盾。
[0030]第三，微观组织稳定性增强。本发明所构筑的微观组织，包括热力学稳定的稀土金属间化合物和LPSO相，以及被稀土元素有效钉扎的细化晶界，在长期高温服役过程中不易发生粗化、溶解或再结晶，从而保证了合金性能的长期稳定性。这从根本上解决了传统镁合金中Mg17Al12相在高温下稳定性差的问题。
[0031]第四，可加工性改善。尽管引入了复杂的稀土元素，但通过精确调控合金成分、优化熔炼精炼工艺以及热变形参数，本发明的镁合金仍具有良好的铸造性能和热变形能力。稀土元素的加入可以降低凝固收缩率，改善铸造流动性，而特定的热变形参数则促进了均匀变形和缺陷消除。
[0032]第五，耐腐蚀性能提升。部分稀土元素的加入或其在晶界的偏聚，可以改变镁合金的电化学活性，形成更稳定的钝化膜，从而在一定程度上改善合金的耐腐蚀性能。
附图说明
[0033]为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
[0034]图1是本发明镁合金制备工艺的流程示意图。
具体实施方式
[0036]下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
[0037]参照图1，本发明的一种利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，其主要包括合金熔炼与成分调配、熔体精炼与保护、铸造成形与凝固控制、均匀化固溶处理、热变形加工以及时效处理六个核心步骤。
[0038]第一步：合金熔炼与成分调配。
[0039]在合金熔炼与成分调配阶段，镁合金的初始组分按质量百分比精确计定，其中，Mg作为基体元素，其含量为余量，稀土元素总量被设定在2.0～12.0%的范围内，其构成包括Y、Gd、Nd、La和Ce中的至少两种，Zr的含量为0.3～1.2%，Zn的含量为0.5～3.0%，而Al的含量为0.1～0.5%。
[0040]具体而言，稀土元素的引入具有多重目的，包括但不限于形成热力学高度稳定的金属间化合物、对Mg基体进行固溶强化以及调控晶粒生长行为。这些作用的协同效应旨在显著提升合金在高温环境下的组织稳定性和力学性能。稀土元素以其较大的原子半径和独特的电子结构，在Mg晶格中形成较大的晶格畸变，从而增强固溶强化效果。更关键的是，稀土元素能够与Mg形成一系列高熔点、高稳定性的金属间化合物，这些化合物在高温下不易粗化或溶解，能够有效钉扎晶界和位错，从而提高合金的高温强度和蠕变抗性。此外，部分稀土元素在凝固过程中偏聚于液固界面，形成溶质阻滞效应，抑制晶核长大，从而进一步细化晶粒。
[0041]Zr元素的加入作为一种强效晶粒细化剂，其作用机制基于在Mg熔体中优先形核，形成高熔点且与初生α-Mg晶格匹配良好的初生Zr颗粒，这些微细颗粒作为异质形核核心，能够大幅提高初生α-Mg晶粒的形核率，从而实现铸态晶粒的显著细化。细化的晶粒根据Hall-Petch关系，能够显著提升合金的强度和韧性，为确保Zr的充分细化效果，其含量需维持在0.3%以上;而当含量超过1.2%时，过多的Zr可能聚集形成粗大颗粒，反而降低细化效率，并可能形成非金属夹杂物，对力学性能产生负面影响。
[0042]Zn元素的加入，可与稀土元素形成复杂的金属间化合物，进一步增强强化效应。Zn可以与稀土元素和Mg形成Mg-RE-Zn三元相，这些相通常具有较高的热稳定性和强化效果，此外，Zn元素能够与少量存在的Al元素协同作用，对合金的强度和塑性进行微调，通过调节Zn/Al比例，可以在一定范围内优化合金的综合性能，Zn的含量过低则强化效果不明显，过高则可能降低合金的塑性，并增加热裂倾向。
[0043]Al元素的加入，旨在适度改善铸造流动性，Al具有较好的液相溶解度，可以降低熔体的粘度，有利于充型。然而，其含量必须被严格控制在较低水平，即0.1～0.5%，这是因为Al与Mg极易形成Mg17Al12相，该相在高温下稳定性差，易于粗化或溶解，从而显著降低合金的高温性能和蠕变抗性。通过将其含量限制在较低水平，可以有效避免Mg17Al12相的大量形成，从而确保合金在高温环境下的组织稳定性。
[0044]优选的，稀土元素选用Y和Gd元素，其中，Y的含量为1.0～6.0%，Gd的含量为1.0～8.0%。Y和Gd的协同加入，对于在Mg基体中形成LPSO结构具有关键作用，LPSO结构是一种独特的密排六方晶体结构变体，其特点在于基面方向上具有长周期的原子堆垛序列。这种结构通过其内部存在的高密度基面层错，能够作为有效的位错源和位错塞积区，显著提升合金的强度和韧性。在高温条件下，Y和Gd还可与Mg形成具有高熔点和优异热稳定性的Mg-RE相。例如，Mg5Gd和Mg24Y5，其中Mg24Y5相的熔点约为600℃，Mg5Gd相的熔点接近700℃，远高于Mg17Al12相的熔点，这使得它们在高温下不易粗化或溶解，从而有效钉扎晶界并抑制位错运动，赋予合金卓越的高温蠕变抗性。Y和Gd的含量低于1.0%时，LPSO相的形成驱动力不足，强化效果不显著;而含量过高则可能导致初生相粗大，降低塑性。
[0045]第二步：熔体精炼与保护。
[0046]熔体精炼与保护是确保合金纯净度与成分精确控制的关键环节。首先，将高纯度的纯镁锭置于专用的熔炼坩埚中，坩埚通常采用耐高温、耐腐蚀的材料。熔炼炉可选用电阻炉或真空感应炉，其中电阻炉因其加热均匀、控温精度高而常被优先选择。纯镁锭在电阻炉被加热至700～750℃，以确保镁锭完全熔化并达到良好的流动性，此温度区间既能保证熔化效率，又能有效控制镁的氧化蒸发。
[0047]待镁锭完全熔化后，按照预设的顺序和比例，依次加入各种合金元素。首先加入镁-锆中间合金，其加入量根据目标锆含量进行精确计算，锆中间合金的熔点较高，且其细化作用需要在熔体中充分溶解并形成细小颗粒，因此，在熔化初期加入，可利用较长的保温时间促进其溶解与分布。随后，依次加入其他稀土中间合金、锌锭以及铝锭，中间合金的使用能够有效降低熔炼过程中稀土元素的烧损和氧化，同时改善其在熔体中的溶解均匀性。
[0048]整个熔炼过程必须在惰性气体保护气氛下进行，以有效抑制镁熔体的氧化和燃烧。保护气氛通常采用SF6和CO2的混合气体，SF6的体积分数通常控制在0.5～2.0%之间，其余为CO2。SF6在高温下能够分解产生氟化物，在镁熔体表面形成一层致密的保护膜，有效阻止氧气与熔体接触，从而显著降低镁的氧化速率;CO2作为载气，降低了SF6的浓度，同时也能提供一定的惰性保护。气体的流速和压力需根据坩埚尺寸和熔体表面积进行优化，确保保护气氛能够完全覆盖熔体表面。
[0049]在所有合金元素添加完成后，将熔体温度提升至760～800℃，并在此温度下保温15～30min。在此期间，通过机械搅拌器或电磁搅拌装置对熔体进行充分搅拌，以确保所有合金元素均匀溶解并充分扩散，消除可能存在的成分偏析。此温度区间略高于浇注温度，旨在为后续的精炼操作和浇注提供充足的热量储备，并确保合金元素完全固溶。
[0050]熔体精炼是去除熔体中夹渣和非金属杂质的关键步骤，对于获得高纯净度的铸件至关重要。精炼通常采用氯盐基精炼剂或无氯精炼剂，精炼剂以粉末状撒布于熔体表面或通过钟罩压入熔体底部，精炼温度维持在750～780℃，精炼时间为10～20min。精炼剂通过吸附、团聚、润湿、溶解等物理化学作用，使熔体中的氧化物、氮化物等非金属夹杂物以及夹带的气体浮至熔体表面，形成易于去除的浮渣。精炼结束后，静置5～10min，使精炼产物完全浮至熔体表面，然后进行彻底的扒渣处理，确保熔体表面洁净。熔炼和精炼的精确控制，是确保后续铸态组织均匀、细化，并最终获得优异力学性能的关键前提，对避免铸件缺陷和改善最终产品质量具有决定性意义。
[0051]第三步：铸造成形与凝固控制。
[0052]完成精炼和扒渣的熔体被倾倒入预热的金属型模具中进行铸造，模具通常采用高强度、高导热性的模具钢或优质铸铁模具。模具的预热温度控制在200～350℃，预热模具能够减少熔体与模具之间的温差，从而降低铸造过程中产生的热应力，减少铸件开裂和变形的风险;适度的模具预热可以改善合金的充型能力和流动性，使熔体能够均匀、完整地充满模腔，避免产生冷隔、浇注不足等缺陷。
[0053]浇注温度是凝固控制中的另一个关键参数，其控制在720～760℃之间。浇注温度过高会增加熔体氧化和烧损的风险，并可能导致晶粒粗大;浇注温度过低则会降低熔体流动性，增加铸件缺陷。在此优化区间内，熔体既能保持良好的流动性，又能确保较快的凝固速率。
[0054]铸造成形过程的凝固速率被精确控制，通过优化模具结构和冷却方式来实现。模具可设计有内部冷却水道，通过循环冷却水或压缩空气进行强制冷却，对于较厚的铸件，可采用水冷方式;对于较薄的铸件，则可采用风冷或自然冷却结合模具材料高导热性的方式。较快的凝固速率有助于抑制粗大共晶相的形成，因为快速冷却缩短了共晶相长大的时间。同时，快速凝固促进了稀土元素在α-Mg基体中的过饱和固溶，为后续的热处理和时效处理提供了充足的固溶原子。更重要的是，快速凝固有利于形成细小均匀的初生晶粒，因为高过冷度下形核率增加，晶粒长大时间缩短。本发明通过严格控制浇注温度和模具预热温度，结合优化的模具设计和冷却策略，确保了铸件具有致密的组织和最小的宏观缺陷，为后续的热处理和热变形加工奠定了良好的初始组织基础。
[0055]第四步：均匀化固溶处理。
[0056]铸态合金在电阻炉中进行均匀化固溶处理，该处理旨在消除铸造过程中形成的组织不均匀性，为后续的加工和强化提供均匀、软化的基体。均匀化固溶处理的温度控制在500～540℃，保温时间为8～24h。温度和时间的选择可以最大程度地溶解在铸造过程中形成的、沿晶界分布的低熔点共晶相或粗大金属间化合物，并促使稀土元素等合金组分在α-Mg基体中均匀固溶。温度过低溶解不充分，温度过高则可能导致晶粒过度长大或局部过烧。保温时间过短溶解不完全，过长则可能造成晶粒粗化和能源浪费。在这个温度区间，绝大多数有害的或不利于后续强化的粗大第二相得以溶解，而具有良好热稳定性的LPSO结构或高熔点析出相则能得以保持或进一步形成。
[0057]固溶处理结束后，立即将合金从炉中取出，淬入水温为20～30℃的水中进行快速水淬。快速淬火操作能够将经过高温固溶处理后处于过饱和状态的合金元素以固溶体形式最大限度地保留在镁基体中;快速冷却抑制了这些元素在冷却过程中析出，从而为后续的时效处理提供充足的强化相形核驱动力。淬火介质的温度和冷却速率是关键，水淬能够提供极高的冷却速率，有效“冻结”高温固溶体结构。如果冷却速率不足，过饱和的溶质原子可能会在冷却过程中析出粗大、非均匀的相，从而影响最终的强化效果。
[0058]均匀化固溶处理有效消除了铸造偏析，均匀化了微观组织，并显著提升了合金的塑性，通过去除晶界处的脆性相，并使基体组织更加均匀，合金的变形能力得以显著改善，为后续的热变形加工提供了良好的基础，避免了在变形过程中出现开裂等问题。
[0059]第五步：热变形加工。
[0060]经过均匀化固溶处理的铸锭，其微观组织已被均匀化，塑性得到提升，随后在热挤压设备上进行热挤压，热挤压的预热温度控制在380～450℃，并且保温1-3h。此预热温度旨在确保合金在变形过程中具有良好的塑性，以避免开裂。同时，需避免温度过高导致的晶粒过度生长或局部过烧，后者可能造成合金力学性能的劣化。在该温度区间，镁合金的基面滑移和非基面滑移系统均能被有效激活，从而提供足够的变形能力。
[0061]挤压比控制在10～30:1的范围内，挤压比定义为挤压筒横截面积与挤压制品横截面积之比，它反映了合金在挤压过程中所承受的变形量。较大的挤压比能够施加更大的变形量，从而更有效地破碎和细化原有粗大晶粒，并将铸态组织转化为具有更细小、等轴晶粒的变形组织。同时，高挤压比有利于打散和细化在铸造及均匀化过程中可能未完全溶解的稀土金属间化合物，并使其沿变形方向重新分布，形成有利于强化的条带状或链状结构。挤压比过低则变形量不足，细化效果不佳;挤压比过高则可能导致挤压载荷过大，增加模具磨损，甚至造成制品开裂。
[0062]挤压速度控制在0.5～5.0mm/s，挤压速度对挤压过程中的温度、应变率和动态再结晶行为具有显著影响。较低的挤压速度可以提供更长的动态再结晶时间，有助于形成更均匀细小的再结晶晶粒，但效率较低。较高的挤压速度会引起显著的变形热，导致挤压温度升高，可能促进晶粒长大，但生产效率高。因此，选择适当的挤压速度需要在晶粒细化效果、避免过热和生产效率之间进行权衡。
[0063]热挤压过程通过施加外部力使合金发生塑性变形，其核心机制在于诱导动态再结晶，在适宜的温度和应变速率下，变形过程中储存的能量驱动新的、无应变的晶粒形核并长大，从而细化晶粒。同时，热挤压过程能够有效打散并细化在铸造及均匀化过程中可能未完全溶解的稀土金属间化合物，并使其沿变形方向重新分布，形成有利于强化的第二相分布。此外，热挤压还能诱导合金形成特定的织构，例如<10-10>或<11-20>基面与挤压方向平行的织构。这种织构能够降低基面滑移的临界剪切应力，同时促进非基面滑移的激活，从而提升合金的延展性和各向异性强度，克服传统镁合金基面织构强烈的缺点。热变形加工有效提高了合金的致密度，消除了内部缺陷，并为后续时效处理提供了均匀的形核位置，从而显著提升了合金的综合力学性能。
[0064]第六步：时效处理。
[0065]经过热变形加工的合金，其内部保留了大量的过饱和固溶稀土原子和变形诱导的缺陷，这些都为后续的强化处理提供了条件。时效处理是诱导这些过饱和溶质原子析出，形成细小、弥散强化相的关键步骤，时效处理在时效炉中进行，温度控制在150～250℃，保温时间为8～72h。
[0066]时效处理的目的是促使在均匀化固溶处理和热变形过程中过饱和固溶的稀土元素从α-Mg基体中析出，形成细小、弥散且热力学稳定的纳米级或亚微米级强化相。这些强化相具有高熔点和优异的晶格匹配性，它们以共格或半共格的方式与镁基体连接，能够有效钉扎位错，阻碍位错的运动，从而显著提高合金的屈服强度、抗拉强度、硬度以及高温蠕变抗性。时效温度过低则析出动力不足，强化效果不明显且时间过长;时效温度过高则可能导致析出相粗化或重新溶解，导致过时效，强度下降。保温时间的选择则需平衡析出相的数量、尺寸和分布，以达到最佳的强化效果。
[0067]时效处理的冷却方式为空冷，空冷能够提供适中的冷却速率，避免因淬火应力导致的开裂，同时又足以保持析出相的稳定性和均匀分布。通过精确控制时效温度和时间，可以调控析出相的尺寸、形貌和分布，使其达到最佳的强化效果。
[0068]作为本发明的另一种实施方式，时效处理还可进一步采用多级时效处理，以优化析出相的种类和分布，形成具有多层次强化机制的微观组织。可以先150～200℃低温下进行16～72h的长时时效处理，以促进细小均匀的GP区或过渡相的形成，这些细小相具有较高的形核率和较好的共格性，能够提供初步的强化。随后，在200～250℃高温下进行8～16h的短时时效处理，促使这些过渡相进一步演化为热力学更稳定的平衡相，从而在不同温度区间提供持续的强化效应，并提高析出相的抗粗化能力，多级时效处理使得合金在室温和高温下均能获得优异的综合力学性能。
实施例
[0069]本实施例是上述制备工艺经过多次数据优化的实验方案，具体步骤如下：
[0070]1.合金成分调配：熔炼采用99.99%的高纯镁作为基体，并添加高纯中间合金，合金的实际组分按质量百分比计为：Y 3.0%，Gd 4.0%，Zr 0.5%，Zn 1.5%，Al 0.2%，Mg余量。
[0071]2.熔炼与精炼：
[0072]将纯镁锭置于涂覆有氧化铝保护层的石墨坩埚中，在电阻炉内加热至720℃完全熔化。随后，在1.0% SF6和余量CO2的保护气氛下，依次加入Mg-30Zr中间合金，搅拌3分钟;接着加入Mg-25Y、Mg-20Gd中间合金、纯锌锭、纯铝锭。所有合金元素添加完毕后，将熔体温度提升至780℃，并保温20min，期间进行电磁搅拌，确保成分均匀。随后，在760℃下，使用R-N型氯盐基精炼剂进行精炼15min，然后静置8min，进行扒渣处理。
[0073]3.铸造成形与凝固控制：
[0074]将精炼后的熔体倾倒入预热至300℃的H13模具钢制金属型模具中，浇注温度控制在740℃。模具采用水冷方式，确保凝固速率控制在约30℃/s，以促进细小晶粒的形成和稀土元素的过饱和固溶。铸件尺寸为直径150mm，长度300mm的铸锭。铸态组织经光学显微镜观察，平均晶粒尺寸约为80μm。
[0075]4.均匀化固溶处理：
[0076]铸锭在空气气氛电阻炉中进行固溶处理，将铸锭加热至520℃，保温16h。处理结束后，迅速将铸锭淬入25℃的清水中进行快速水淬。淬火后的样品微观组织均匀，晶界处的共晶相已基本溶解，大量稀土元素以固溶体形式存在于α-Mg基体中，平均晶粒尺寸约为100μm。
[0077]5.热变形加工：
[0078]将固溶处理后的铸锭预热至420℃，保温2h。随后，在液压挤压机上进行热挤压。挤压模具预热至380℃，采用石墨润滑。挤压比设定为16:1，挤压速度控制在2.0mm/s。挤压成形后，获得直径为37.5mm的棒材。挤压棒材的平均晶粒尺寸细化至约15μm，并观察到明显的挤压织构。部分区域出现LPSO相的片层状结构。
[0079]6.时效处理：
[0080]将挤压棒材进行多级时效处理。首先在175℃下保温24h，进行第一阶段时效，旨在形核并形成细小过渡相。随后，将温度提升至220℃，再保温12h，进行第二阶段时效，促进相的演化和长大，形成热稳定的平衡相，时效处理结束后，样品自然空冷。时效后的微观组织中，观察到晶粒内部和晶界处均匀弥散分布的纳米级Mg5Gd和Mg24Y5析出相，以及大量形成的LPSO结构，LPSO相的体积分数约为10-15%，平均晶粒尺寸稳定在15-20μm。
[0081]对比例
[0082]为了与本发明的技术方案进行对比，制备了不含Y和Gd元素且稀土总量较低的常规稀土镁合金Mg-Nd-Zr系进行对比。
[0083]1.合金成分调配：熔炼采用99.99%的高纯镁，合金的实际组分按质量百分比计为：Nd 2.5%，Zr 0.5%，Zn 1.0%，Mg余量，不含Y和Gd。
[0084]2.熔炼与精炼：
[0085]纯镁锭置于石墨坩埚中，在电阻炉内加热至720℃完全熔化，1.0% SF6和余量CO2的保护气氛下，依次加入Mg-30Zr中间合金，搅拌;接着加入Mg-15Nd中间合金、纯锌锭。熔体温度提升至780℃，保温20min，电磁搅拌。在760℃下，使用R-N型氯盐基精炼剂进行精炼15min，静置8min，扒渣处理。
[0086]3.铸造成形与凝固控制：
[0087]精炼后的熔体倾倒入预热至300℃的H13模具钢制金属型模具中，浇注温度控制在740℃。模具采用水冷方式，凝固速率控制在约30℃/s。铸件为直径150mm，长度300mm的铸锭，铸态组织平均晶粒尺寸约为90μm。
[0088]4.均匀化固溶处理：
[0089]铸锭在空气气氛电阻炉中进行固溶处理，将铸锭加热至520℃，保温16h。处理结束后，迅速将铸锭淬入25℃的清水中进行快速水淬。淬火后的样品微观组织均匀，晶界处的共晶相已基本溶解，平均晶粒尺寸约为110μm。
[0090]5.热变形加工：
[0091]固溶处理后的铸锭预热至420℃，保温2h。在液压挤压机上进行热挤压。挤压模具预热至380℃，采用石墨润滑。挤压比设定为16:1，挤压速度控制在2.0mm/s，挤压成形后，获得直径为37.5mm的棒材。挤压棒材的平均晶粒尺寸细化至约18μm，观察到明显的挤压织构，但未发现LPSO相。
[0092]6.时效处理：
[0093]将挤压棒材在200℃下保温24小时，进行单级时效处理，随后空冷。时效后的微观组织中，观察到晶粒内部弥散分布的纳米级Mg12Nd析出相，平均晶粒尺寸稳定在18-22μm。
[0094]性能对比与数据分析：
[0095]对实施例和对比例所制备的镁合金棒材进行力学性能测试，包括室温拉伸试验以及高温蠕变试验，测试结果汇总于表1：
[0096]表1
[0097]
[0098]从上述数据对比中可以清晰地看出，本发明实施例所制备的镁合金在各项力学性能，特别是高温力学性能和蠕变抗性方面，均显著优于对比例的常规稀土镁合金。具体而言，实施例的室温屈服强度和抗拉强度分别比对比例提升了约29.5%和22.0%，同时延伸率也提高了60.0%，这充分体现了本发明多重强化机制协同作用下综合力学性能的显著优化。
[0099]尤为重要的是，在200℃高温条件下，本发明合金的屈服强度和抗拉强度分别比对比例提高了64.0%和61.8%，延伸率也提升了46.7%。这表明本发明所构筑的热力学稳定强化相和LPSO结构在高温下仍能提供强大的强化效应，有效克服了传统镁合金高温性能劣化的固有瓶颈。
[0100]在高温蠕变测试中，实施例的蠕变速率相较于对比例降低了超过91%，并且在试验终止时仍未发生断裂，而对比例的蠕变断裂时间仅为45小时左右。这无可辩驳地证明了本发明在高温蠕变抗性方面的卓越性能，这主要归因于LPSO结构独特的抗位错滑移能力以及稀土析出相和稀土元素晶界偏聚对晶界滑动和位错运动的有效钉扎。
[0101]这些量化的实验数据充分证明了本发明所提供的利用稀土元素优化组织结构的镁合金制备工艺，通过精细调控稀土元素的种类、含量及其协同效应，并结合特定参数的熔炼铸造、均匀化固溶、热变形加工以及时效处理，成功地在镁合金基体中构筑出热力学稳定性高、分布均匀且形貌可控的多尺度强化相，并实现了晶粒的精细化与晶界的有效钉扎。这种全面的微观组织调控从根本上解决了传统镁合金在高温稳定性、蠕变抗性以及多性能协同提升方面的固有瓶颈，使其在航空航天、汽车、电子等领域的高性能部件应用中展现出巨大的潜力。本发明所公开的工艺流程和具体参数，使得所属领域技术人员能够充分理解并实现所述合金的制备，从而获得具有上述优异性能的高性能镁合金。
[0102]以上所述，仅为本发明的较佳实施例而已，并非用于限定本发明的保护范围。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
说明书附图(1)
