ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ МАГНИЕВЫЙ СПЛАВ Российский патент 2003 года по МПК C22C23/02 

Изобретение касается магниевого сплава. Цель изобретения состоит в том, чтобы создать высокотемпературный магниевый сплав, в частности для использования в процессе литья под давлением, но также полезный и для других областей применения, таких как литье в песчаные формы или непрерывное литье в формы.

Свойства конструкционных металлических деталей зависят как от состава сплава, так и от окончательной микроструктуры готовых изделий. Микроструктура, в свою очередь, зависит как от сплавляемой системы, так и от условий ее отверждения. Взаимодействие расплава и процесса определяет микроструктурные особенности, такие как тип и морфологию осадков, размеры зерен, распределение и местоположение усадочной микропористости, которые сильно влияют на свойства конструкционных деталей. Таким образом, детали из магниевого сплава, полученные методом литья в постоянные формы, имеют совсем другие свойства, чем детали, полученные путем литья в песчаные формы, непрерывного литья в формы или при помощи прочих методов литья. Задача разработчика сплавов заключается в том, чтобы управлять микроструктурой получаемых деталей и пробовать оптимизировать этот процесс с тем, чтобы улучшить конечные свойства.

Всесторонний анализ литературных данных и опыта изобретателей показывает, что существует немного потенциальных направлений для разработки конкурентоспособных с точки зрения их стоимости магниевых сплавов для литья в формы с улучшенными свойствами в отношении ползучести.

Недорогие сплавы для литья под давлением, имеющие матрицу из Мg, содержащие алюминий и до 1% цинка (АЦ сплавы), или алюминий и магний без цинка (AM сплавы), по-видимому, обеспечивают лучшую комбинацию прочности, литейных свойств и коррозионной стойкости. Однако их недостатком является низкое сопротивление ползучести и недостаточная высокотемпературная прочность, особенно в случае деталей, полученных методом литья. Микроструктура этих сплавов характеризуется Mg₁₇Al₁₂ интерметаллическими осадками (β-фаза) в матричном твердом растворе Mg-Al-Zn. Интерметаллическая β-фаза имеет кубическую кристаллическую структуру, несвязную с гексагональной плотно упакованной структурой матричного твердого раствора. Кроме того, она имеет низкую точку плавления (462^oС) и может легко размягчаться и застывать в зависимости от температуры благодаря ускоренной диффузии, что ослабляет границы зерен при повышенных температурах. Было установлено, что это является ключевым фактором в объяснении низкого сопротивления этих сплавов ползучести. В случае деталей, полученных методом литья в постоянную форму, микроструктура дополнительно характеризуется зернами очень мелкого размера и обширной областью границ зерен, доступной для легкого возникновения деформаций ползучести.

При разработке сплавов Мg для литья под давлением следует учитывать, что присутствие А1 в сплаве необходимо для того, чтобы обеспечить хорошие свойства текучести (литейные свойства). Следовательно, сплав магния в жидком состоянии до отверждения должен содержать достаточное количество Аl. С другой стороны, присутствие Аl приводит к образованию эвтектических Mg₁₇Al₁₂ интерметаллических соединений, т.е. соединений вышеупомянутой β-фазы, которая неблагоприятно влияет на сопротивление материала ползучести. Следовательно, было бы желательно подавить образование этой фазы введением в расплав третьего элемента, обозначенного здесь как "Me", который может образовывать интерметаллическое соединение с Аl состава Al_zMe_w.

Эти соображения проиллюстрированы на фиг.1, где показана гипотетическая тройная фазовая диаграмма состояния системы Mg-Al-Me (где Me является неопределенным третьим легирующим элементом). Предположим, что в этой системе могут формироваться три интерметаллических соединения: Mg₁₇Al₁₂, Mg_xMe_w, Al_zMe_w. Чтобы подавить эвтектическую реакцию, включающую образование β-фазы, т. е. соединение Mg₁₇Al₁₂, элемент Me должен реагировать с алюминием с образованием интерметаллического соединения Al_zMe_w. В этом случае псевдобинарное сечение Mg-Al_zMe_w станет активным. Это произойдет только в том случае, если сродство Me к Аl выше, чем к Мg и образование соединения Al_zMe_w является предпочтительным по отношению к образованию интерметаллического соединения Mg_xMe_у.

Анализ доступных бинарных диаграмм состояния Мg-Ме и Аl-Ме показал, что только следующие элементы могут соответствовать требованиям, упомянутым выше:
- редкоземельные элементы (Се, La, Nd, и т.д.);
- щелочноземельные элементы (Са, Ва, Sr);
- 3d - переходные элементы (Mn, Ti).

Кальций, по-видимому, является наиболее привлекательным в качестве главного дополнительного легирующего элемента из-за его низкой цены и благодаря наличию на рынке подходящих лигатур с низкой температурой плавления. Кроме того, низкая атомная масса кальция по сравнению с атомной массой редкоземельных элементов позволяет вводить меньшие по массе добавки для получения такого же объемного процента упрочняющей фазы Al_zMe_w.

Введение Са в сплавы Mg-Al-Mn и Mg-Al-Zn описано в некоторых известных в данной области патентах. Так, в патенте Германии 847992 описаны сплавы на основе магния, которые включают от 2 до 10 мас.% алюминия, от 0 до 4 мас.% цинка, от 0,001 до 0,5 мас.% марганца, от 0,5 до 3 мас.% кальция и до 0,005 мас.% бериллия. Дополнительным необходимым компонентом в этих сплавах является железо в количестве от 0,01 до 0,3 мас.%.

В заявке РСТ WO/CA 96/25529 также описан сплав на основе магния, содержащий от 2 до 6 мас.% алюминия и от 0,1 до 0,8 мас.% кальция. Существенной особенностью этого сплава является присутствие интерметаллического соединения Al₂Ca у границ зерен кристаллов магния. Сплав, отвечающий этому изобретению, может иметь удлинение при ползучести менее 0,5% под напряжением 35 МПа при 150^oС в течение 200 часов.

Британский патент 2296256 описывает сплав на основе магния, содержащий от 1,5 до 10 мас.% алюминия, менее 2 мас.% редкоземельных элементов, от 0,25 до 5,5 мас.% кальция. В качестве необязательных компонентов этот сплав может также включать от 0,2 до 2,5 мас.% меди и/или цинка.

Легирование магниевого сплава Zn обычно используется для упрочнения твердого раствора матрицы и снижения чувствительности сплавов Мg к коррозии благодаря наличию примесей тяжелых металлов. Легирование цинком может обеспечивать требуемую текучесть, и следовательно, можно использовать намного более низкое содержание Аl. Сплавы магния, содержащие до 10% алюминия и менее чем примерно 2% Zn, пригодны для литья в постоянную форму. Однако более высокая концентрация Zn приводит к образованию горячих трещин и возникновению проблем микропористости.

В патенте США 3892565 указано, что при еще более высоких концентрациях Zn, составляющих от 5 до 20%, сплав на основе магния вновь хорошо пригоден для литья в постоянную форму. В подтверждение этому в патенте США 5551996 также описан сплав магния, пригодный для литья в постоянную форму, содержащий от 6 до 12% Zn и от 6 до 12% Аl. Однако эти сплавы проявляют значительно меньшее сопротивление ползучести, чем коммерчески доступный сплав АЕ42.

В заявке РСТ WO /KR 97/40201 описан сплав магния для литья в форму под высоким давлением, включающий от 5,3 до 10 мас.% Аl, от 0,7 до 6,0 мас.% Zn, от 0,5 до 5 мас.% Si, и от 0,15 до 10 мас.% кальция. Авторы утверждают, что этот сплав пригоден для литья в постоянную форму и обладает высокими показателями прочности, вязкости и относительного удлинения. Однако это утверждение не касается сопротивления ползучести.

Задачей настоящего изобретения является создание сплавов магния, пригодных для применения при повышенной температуре.

Задачей настоящего изобретения также является создание сплавов, особенно хорошо приспособленых для использования в процессах литья в постоянную форму.

Кроме того, задачей настоящего изобретения является создание сплавов, которые можно также использовать в других целях, например для литья в песчаные формы или непрерывного литья в формы.

Задачей настоящего изобретения также является создание сплавов, которые имеют высокое сопротивление ползучести и проявляют низкую деформацию при ползучести.

Кроме того, задачей настоящего изобретения является создание сплавов с высокой стойкостью к образованию горячих трещин.

Задачей настоящего изобретения также является создание сплавов с вышеупомянутыми свойствами и относительно низкой стоимостью.

Задача и преимущества настоящего изобретения будут ясны из дальнейшего описания.

Сплавы, отвечающие настоящему изобретению, - это сплавы на основе магния для литья под высоким давлением, включающие по меньшей мере 83 мас.% магния; от 4,5 до 10 мас.% алюминия; цинк, содержание которого находится в одном из двух интервалов, от 0,001 до 1 мас.%, или от 5 до 10 мас.%; от 0,15 до 1,0 мас. % марганца; от 0,05 до 1 мас.% редкоземельных элементов; от 0,01 до 0,2 мас. % стронция; от 0,0005 до 0,0015 мас.% бериллия и кальций, причем содержание последнего в сплаве зависит от концентрации алюминия и должно быть выше 0,3 (мас.% Аl-4,0)^0,5 мас.%, но ниже 1,2 мас.%; а любые другие элементы являются случайными примесями.

Согласно настоящему изобретению сплавы могут включать цинк в количестве либо от 0,01 до 1 мас.%, либо от 5 до 10 мас.%. В последнем случае содержание цинка должно быть связано с количеством алюминия в сплаве следующим образом:
мас.% Zn=8,2-2,2 ln(мас.% Аl-3,5)
Микролегирование сплава редкоземельными элементами (РЭ) и стронцием позволяет модифицировать осаждаемые интерметаллические соединения в сторону повышения их стабильности. Введение стронция также приводит к снижению микропористости и повышению прочности отливок.

Было обнаружено, что при низком содержании цинка микроструктура состоит из твердого раствора Мg-Аl в качестве матрицы и следующих интерметаллических соединений: Al₂(Ca, Sr), Mg₁₇(Al,Ca,Zn,Sr)₁₂ и Аl_х(Мn,РЭ)_у, где соотношение "х" и "у" зависит от содержания в сплаве алюминия. Вышеупомянутые интерметаллические соединения расположены на границах зерен магниевой матрицы, тем самым упрочняя ее.

В случае высокого содержания цинка (5-10 мас.%) микроструктура включает Mg-Al-Zn твердый раствор в качестве матрицы и следующие интерметаллические соединения: Мg₃₂(Al, Zn, Ca,Sr)₄₉, Al₂(Ca,Zn,Sr) и Аl_х(Мn,РЭ)_у, где соотношение "х" и "у" зависит от содержания в сплаве алюминия. Эти интерметаллические соединения образуются у границ зерен Mg-Al-Zn твердого раствора, тем самым повышая его стабильность.

Сплавы, отвечающие данному изобретению, особенно полезны для использования в процессе литья в постоянную форму вследствие пониженной подверженности образованию горячих трещин и прилипанию отливок к форме. Сплавы проявляют хорошее сопротивление ползучести, обладают высоким пределом текучести при растяжении при температуре окружающей среды, их можно легко отливать без защитной газовой среды.

Сплавы также имеют относительно низкую стоимость и могут быть произведены любым обычным стандартным способом.

Описание чертежей.

На фиг. 1 показана гипотетическая тройная фазовая диаграмма состояния системы Mg-Al-Me.

На фиг. 2 показана микроструктура отлитого в форму сплава, соответствующего примеру 3.

На фиг. 3 показана микроструктура отлитого в форму сплава, соответствующего примеру 4.

На фиг.4 показана микроструктура отлитого в форму сплава AZ91.

На фиг.5 показана микроструктура отлитого в форму сплава АЕ42.

На фиг. 6 показана микроструктура отлитого в форму сплава, соответствующего примеру 6.

На фиг. 7 показана микроструктура отлитого в форму сплава, соответствующего примеру 8.

Сплавы на основе магния, состав которых отвечает настоящему изобретению, как указано выше, обладают свойствами, которые превосходят свойства известных сплавов. К этим характеристикам относятся хорошие литейные свойства и высокая коррозионная стойкость наряду с пониженной ползучестью и высоким пределом текучести при растяжении.

Как указано выше, сплавы согласно данному изобретению включают магний, алюминий, цинк, марганец, кальций, редкоземельные элементы и стронций. Как обсуждается ниже, они могут также включать другие элементы в качестве добавок или примесей.

Сплав на основе магния, отвечающий данному изобретению, включает от 4,5 до 10 мас.% Аl. Если сплав содержит менее 4,5 маc.% Аl, он не будет обладать хорошей текучестью и хорошими литейными свойствами. Если сплав включает более 10 мас.% Аl, алюминий имеет тенденцию связываться с магнием с образованием существенного количества β-фазы, то есть интерметаллического соединения Mg₁₇(Al, Zn)₁₂, что приводит к повышению хрупкости и снижению сопротивления ползучести.

Предпочтительные интервалы содержания цинка в сплаве составляют от 0,5 до 1,0 мас.% или от 5 до 10 мас.%. Сплавы, содержание цинка в которых ниже указанного выше минимального количества, обладают меньшей прочностью, худшими литейными свойствами и более низкой коррозионной стойкостью. С другой стороны, сплавы, содержащие более 1 мас.% цинка, подвержены образованию горячих трещин и непригодны для литья в постоянную форму. Однако при достаточно высоких концентрациях Zn, составляющих от 5 до 10 мас.%, сплав на основе магния вновь становится пригодным для литья в постоянную форму. Было обнаружено, что для получения наилучшей комбинации литейных и механических свойств при таких высоких концентрациях Zn в сплаве содержание цинка предпочтительно должно быть связано с содержанием алюминия следующим образом:
мас.% Zn=8,2-2,2 ln(мас.% Аl-3,5).

Если концентрация цинка в сплаве превышает 10%, сплав становится хрупким.

Сплав также содержит кальций. Присутствие кальция в предложенных сплавах улучшает как сопротивление ползучести, так и их стойкость к окислению. Было обнаружено, что для модификации β-фазы или полного подавления ее формирования содержание кальция должно быть связано с содержанием алюминия следующим образом:
мас.% Са≥0,3 (мас.% Аl-4,0)^0,5.

С другой стороны, содержание кальция должно быть ограничено максимумом 1,2 мас.% для того, чтобы избежать возможного прилипания отливок к форме.

Сплавы, отвечающие данному изобретению, содержат редкоземельные элементы в количестве от 0,05 до 1 мас.%. Термином "редкоземельные элементы" здесь обозначен любой элемент или смесь элементов с атомными номерами от 57 до 71 (от лантана до лютеция).

Мишметалл на основе церия предпочтителен с точки зрения его стоимости. Предпочтительным нижним пределом содержания редкоземельных металлов является 0,15 мас.%. Предпочтительным верхним пределом является 0,4 мас.%. Присутствие редкоземельных элементов эффективно воздействует на увеличение стабильности осаждаемых интерметаллических соединений и имеет тенденцию повышать коррозионную стойкость сплавов.

Кроме того, сплавы, отвечающие настоящему изобретению, содержат от 0,01 до 0,2 мас.% стронция, более предпочтительно его содержание в количестве от 0,05 до 0,15 мас. %, которое можно добавлять к сплавам для модификации осаждаемых интерметаллических фаз и снижения микропористости.

Сплавы, отвечающие настоящему изобретению, также содержат марганец с целью удаления железа и повышения стойкости сплава к коррозии. Содержание в сплаве марганца зависит от количества алюминия и может изменяться от 0,15 до 1,0 мас.%, предпочтительно от 0,22 до 0,35 мас.%.

Сплавы, отвечающие настоящему изобретению, также содержат незначительное количество такого элемента, как бериллий, в количестве не менее 0,0005 мас.% и не более 0,0015 мас.%, предпочтительно около 0,001 мас.%, для предотвращения окисления расплава.

Кремний - это типичная примесь, которая присутствует в магнии, используемом для получения магниевого сплава. Поэтому кремний может присутствовать в сплаве, но в этом случае его количество не должно превышать 0,05 мас.%, предпочтительно 0,03 маc. %.

Железо, медь и никель сильно понижают коррозионную стойкость сплавов магния. Следовательно, предпочтительно, чтобы сплавы содержали менее 0,005 мас. % железа, более предпочтительно содержание железа менее 0,004 мас.%; в случае меди предпочтительно ее содержание в количестве менее 0,003 мас.%; для никеля предпочтительно менее 0,002 маc.% и более предпочтительно содержание никеля в количестве менее 0,001 мас.%.

Было обнаружено, что введение кальция, редкоземельных элементов (РЭ) и стронция в количествах, указанных в настоящей заявке, вызывает осаждение нескольких интерметаллических соединений.

В сплавах с содержанием цинка менее 1 мас.% у границ зерен матричного твердого раствора Mg-Al-Zn были обнаружены интерметаллические соединения Al₂(Ca, Sr), Mg₁₇(Al,Ca,Zn,Sr)₁₂ и Аl_х(Мn,РЭ)_у. В случае Al-Mn-РЭ интерметаллических соединений соотношение "х" и "у" зависит от концентрации алюминия в сплаве.

В сплавах с содержанием цинка от 5 до 10 мас.% микроструктура состоит из Mg-Al-Zn твердого раствора в качестве матрицы и следующих интерметаллических соединений: Мg₃₂(Al, Zn, Ca,Sr)₄₉, Аl₂(Ca,Zn,Sr) и Аl_х(Мn,РЭ)_у, где соотношение "х" и "у" зависит от содержания в сплаве алюминия. Эти частицы расположены у границ зерен матрицы.

Сплавы магния, отвечающие настоящему изобретению, обладают хорошим сопротивлением ползучести, а также высоким пределом текучести при растяжении при обычной и повышенной температурах.

Сплавы магния, отвечающие настоящему изобретению, предназначены для работы при температурах до 150^oС и высоких нагрузках вплоть до 100 МПа. При этих условиях они имеют удельную скорость второй стадии ползучести (отношение минимальной скорости ползучести ε к пределу текучести при температуре окружающей среды σ) менее 1•10^-10 с^-1•МПа^-1 под напряжением 85 МПа при 135^oС, более предпочтительно значение меньше 7•10^-11 с^-1•МПа^-1.

Кроме того, сплавы, отвечающие настоящему изобретению, имеют деформацию ползучести ε_1-2, соответствующую переходу от первой к второй стадии ползучести, на уровне менее 0,8% под напряжением 85 МПа при 135^oС, более предпочтительно значение меньше 0,65%.

Далее изобретение будет описано и проиллюстрировано более подробно с помощью следующих примеров.

ПРИМЕРЫ - ОБЩАЯ МЕТОДИКА
Несколько сплавов было приготовлено в тигле из низкоуглеродистой стали под защитной атмосферой из CO₂+0,5% SF₆.

В процессе использовали следующие сырьевые материалы:
Магний - чистый магний, сорт 9980А, содержащий не менее 99,8% Мg.

Марганец - Аl-60% Мn лигатура, которую вводили в расплав магния при температуре расплава от 700 до 720^oС в зависимости от концентрации марганца. Для ускорения процесса растворения марганца использовании специально подготовленные куски и интенсивно перемешивали расплав в течение 15-30 минут.

Алюминий - технически чистый Аl (содержание примесей менее 0,2%).

Цинк - технически чистый Zn (содержание примесей менее 0,1%).

Редкоземельные элементы - лигатура Аl-20% ММ, где ММ означает мишметалл на основе церия, содержащий 50% Се + 25% La + 20% Nd + 5% Pr.

Кальций - лигатура Аl-75% Са.

Стронций - лигатура Аl-10% Sr.

Типичные температуры расплава для Al, Zn, Са, Sr и редкоземельных элементов составляли от 690 до 710^oС. Интенсивного перемешивания в течение 2-15 минут было достаточно для растворения этих элементов в расплаве магния.

Бериллий - 5-15 млн.ч (ррm) бериллия добавили в виде лигатуры Аl-1% Be после стабилизации расплава при температуре 650-670^oС перед литьем.

После получения требуемого состава расплавы отливали в слитки по 8 кг. Отливка была выполнена без какой-либо защиты металла во время его отверждения в форме. Не наблюдали ни горения, ни окисления на поверхности всех экспериментальных слитков.

Для оценки подверженности сплава образованию горячих трещин использовали тест по кольцу. Испытания проводили при использовании стальной формы с внутренним суженным стальным сердечником (диском), имеющим переменный диаметр. Диаметр сердечника можно было изменять от 30 до 100 мм с шагом 5 мм. Образцы для испытаний имели форму плоского кольца с наружным диаметром 110 мм и толщиной 5 мм. Следовательно, ширина кольца изменялась в пределах от 40 до 5 мм с шагом 2,5 мм.

Подверженность образованию горячих трещин оценивали по минимальной ширине кольца, которое может быть отлито без образования горячих трещин. Чем ниже эта величина, тем ниже подверженность к образованию горячих трещин.

Опытное литье в постоянную форму проводили с использованием 200-тонной установки для литья под давлением с холодной камерой.

Форма для изготовления опытных образцов представляла собой трехкамерную форму, включающую:
- Один круглый образец для испытания на растяжение согласно стандарту ASTM B557M-94.

- Один ASTM E23 стандартный образец для ударного испытания.

- Один образец, предназначенный для испытаний на ползучесть.

Литейные свойства также оценивали в ходе процесса литья в постоянную форму. Каждой отливке присваивали оценку от 1 до 5 ("1" соответствовало лучшему варианту, "5" - самому плохому) исходя из наблюдений за текучестью, стойкостью к окислению и прилипанию к форме.

Химический анализ проводили с использованием искрового эмиссионного спектрометра.

Микроструктурные исследования были выполнены с использованием оптического микроскопа и электронного растрового микроскопа (РЭМ), оборудованного дисперсионно-энергетическим спектрометром. Фазовый состав определяли при помощи анализа дифракции рентгеновских лучей.

Среднее значение пористости определяли количественно по результатам измерения фактической плотности. В основе определения фактической плотности лежал принцип Архимеда. На основе полученного значения плотности рассчитывали пористость, выраженную в процентах, используя следующее уравнение:
(%) Пористость=[(d_тeop-d_факт)/d_тeop]•100
где d_теор - теоретическая плотность; d_факт - фактическая плотность.

Испытания на растяжение при температуре окружающей среды выполнены на машине Instron 4483. Производили следующие определения: предел текучести при растяжении (ПТР), предел прочности на разрыв (ППР) и относительное удлинение (%Е).

Ударные испытания по Шарли проводили на стандартных образцах без надрезов для ударных испытаний согласно стандарту ASTM Е 23.

Сплавы, отвечающие настоящему изобретению, хорошо подходят для применения в автомобилестроении, например, для корпуса коробки передач. Этот узел работает при температуре около 135^oС и высокой нагрузке в 85 МПа. Следовательно, сплав для применения в данной области техники должен удовлетворять следующим требованиям: очень низкая скорость первой стадии ползучести, умеренная скорость второй стадии ползучести и довольно высокий предел текучести при рабочих температурах.

Для исследования ползучести использовали машину SATEC модель М-3. Вышеупомянутые исследования ползучести проводили при 135^oС в течение 200 часов под нагрузкой 85 МПа.

Удельная скорость второй стадии ползучести (отношение скорости второй стадии ползучести ε к пределу текучести σ_y при температуре окружающей среды) и деформация при ползучести ε_1-2, соответствующая переходу от первой ко второй стадии ползучести, были рассмотрены и выбраны в качестве параметров, характеризующих как сопротивление ползучести, так и прочность вновь разработанных сплавов.

Примеры 1-5 и Сравнительные примеры 1-4
Пять примеров сплавов, отвечающих настоящему изобретению, и четыре сравнительных примера представлены в таблицах 1-4. Химические составы новых сплавов приведены в таблице 1 наряду с химическими составами сравнительных сплавов. Следует указать, что сравнительные примеры 3 и 4 представляют собой промышленные сплавы на основе магния: AZ91D и АЕ42 соответственно.

Результаты металлографических исследований новых сплавов приведены на фиг. 2-5. Эти микрофотографии демонстрируют, что осажденные частицы интерметаллических соединений расположены вдоль границ зерен магниевой матрицы. В таблице 2 приведены данные по фазовым составам сплавов, отвечающих настоящему изобретению, и сравнительных сплавов.

Очевидно, что сплавление алюминия, цинка, кальция, редкоземельных элементов и стронция при массовых процентных содержаниях, указанных в настоящей заявке, приводит к образованию новых интерметаллических фаз, которые отличаются от интерметаллических соединений, присутствующих в сплавах AZ91D и АЕ42.

Результаты исследования литейных свойств и прочностных характеристик сплавов, отвечающих настоящему изобретению, и сравнительных сплавов приведены в таблицах 3 и 4. Можно видеть, что литейные свойства сплавов, отвечающих настоящему изобретению, сравнимы со свойствами сплава AZ91D (сравнительный пример 3), который обычно считают "лучшим для литья в постоянную форму" сплавом магния.

С другой стороны, сплавы, отвечающие настоящему изобретению, обладают пониженной пористостью, подобным или лучшим значением предела текучести и удельного предела текучести σ_y/ρ по сравнению со сплавом AZ91D и особенно сплавом АЕ42.

Однако самое большое преимущество сплавов, отвечающих настоящему изобретению, было выявлено во время проведения испытаний на ползучесть. Из таблицы 4 видно, что новые сплавы обладают значением удельной скорости второй стадии ползучести ε/σ_y в несколько раз меньшим, чем сплав AZ91D и значительно более низким, чем сплав АЕ42.

Кроме того, деформация ползучести ε_1-2, соответствующая переходу от первой стадии ползучести ко второй в случае сплавов, отвечающих настоящему изобретению, значительно ниже по сравнению с таковой для сравнительных примеров.

Примеры 6-9 и сравнительные примеры 3-6
Четыре дополнительных сплава, отвечающих настоящему изобретению, были подготовлены и исследованы в соответствии с общей процедурой, описанной ранее, и составляют примеры 6-9. Ранее описанные сравнительные примеры 3 и 4 использовали для сравнения с примерами 6-9, кроме того, два других сравнительных сплава, представленных в сравнительных примерах 5 и 6, были также подготовлены и исследованы в соответствии с общей процедурой, описанной ранее.

Химические составы указанных сплавов приведены в таблице 5.

Результаты металлографических исследований приведены на фиг.6 и 7. Эти результаты вместе с данными анализа методом дисперсионно-энергетической спектроскопии и дифракции рентгеновских лучей показывают, что в сплавах, отвечающих настоящему изобретению, присутствуют новые фазы. Как можно видеть из таблицы 6, в которой приведены данные по фазовому составу указанных сплавов, интерметаллические соединения, осажденные в сплавах, отвечающих настоящему изобретению, полностью отличаются от интерметаллических соединений, которые образуются в сплавах AZ91D и АЕ42 (сравнительные примеры 3 и 4).

В таблице 7 показано, что литейные свойства сплавов, отвечающих настоящему изобретению, подобны таковым или превосходят литейные свойства сплава AZ91D и значительно превосходят литейные свойства сплава АЕ42 и сплава сравнительного примера 5.

Новые сплавы также обладают пониженной пористостью и повышенным удельным пределом текучести σ_y/ρ по сравнению со свойствами сплавов AZ91D и АЕ42 и сплавов, отвечающих сравнительным примерам 5 и 6.

Как можно видеть из таблицы 8, сплавы, отвечающие настоящему изобретению, имеют удельную скорость второй стадии ползучести ε/σ_y на один порядок меньшую по сравнению с таковой для сплава AZ91D и составляют менее половины удельной скорости второй стадии ползучести у сплава АЕ42 и сплавов, отвечающих сравнительным примерам 5 и 6, после испытаний при 135^oС под нагрузкой 85 МПа.

Кроме того, сплавы, отвечающие настоящему изобретению, имеют деформацию при ползучести ε_1-2 значительно меньшую, чем в случае сплавов, соответствующих сравнительным примерам 5 и 6.

Хотя в данной заявке с целью иллюстрации описано множество примеров, отвечающих настоящему изобретению, они не являются ограничительными и варианты могут варьироваться и модифицироваться специалистами в пределах сущности и объема изобретения.

Изобретение может быть использовано в процессе литья под высоким давлением, а также при литье в песчаные формы или непрерывном литье в формы. Сплав содержит по меньшей мере 83 мас.% магния, от 4,5 до 10 мас.% алюминия, цинк в одном из двух интервалов - от 0,01 до 1,0 мас.% или от 5 до 10 мас.%, от 0,15 до 1,0 мас.% марганца, от 0,05 до 1,0 мас.% редкоземельных элементов (РЭ), от 0,01 до 0,2 мас.% стронция, от 0,0005 до 0,0015 мас.% бериллия. Кальций введен в сплав в количестве более 0,35 (мас.% Al-4,0)^0,5 мас.%, но менее 1,2 мас.%. Сплавы в соответствии с данным изобретением обладают пониженной пористостью, имеют высокое сопротивление ползучести и низкую чувствительность к образованию горячих трещин. 12 з.п.ф-лы, 7 ил., 8 табл.

1. Сплав на основе магния, содержащий по меньшей мере 83 мас.% магния, от 4,5 до 10 мас.% алюминия, цинк в одном из двух интервалов - от 0,01 до 1,0 мас. % или от 5 до 10 мас.%, от 0,15 до 1,0 мас.% марганца, от 0,05 до 1,0 мас. % редкоземельных элементов (РЭ), от 0,01 до 0,2 мас.% стронция, от 0,0005 до 0,0015 мас. % бериллия и кальций в количестве более 0,35 (мас.% Аl-4,0)^0,5 мас.%, но менее 1,2 мас.%. 2. Сплав по п.1, дополнительно содержащий случайные примеси. 3. Сплав по п.1, содержащий от 0,00 до 0,005 мас.% железа, от 0,00 до 0,003 мас. % меди, от 0,00 до 0,002 мас.% никеля и от 0,00 до 0,05 мас.% кремния. 4. Сплав по п.1, содержащий по меньшей мере 88 мас.% магния, от 4,5 до 10 мас.% алюминия, от 0,1 до 1,0 редкоземельных элементов. 5. Сплав по п.4, содержащий твердый раствор Mg-Al в качестве матрицы и интерметаллические соединения Аl₂(Са, Sr): Mg₁₇(Al, Ca, Zn)₁₂ и Аl_х(Мn, РЭ)_y, где соотношение "х" и "y" зависит от содержания алюминия в сплаве, причем данные интерметаллические соединения расположены у границ зерен матричного твердого раствора Mg-Al. 6. Сплав по п.1, содержащий от 5 до 10 мас.% цинка и от 0,1 до 1,0 мас.% редкоземельных элементов, при этом содержание цинка связано с содержанием алюминия следующей формулой:
мас.% Zn=8,2-2,2 ln (мас.% Аl-3,5). 7. Сплав по п.6, содержащий по меньшей мере 85 мас.% магния. 8. Сплав по п.6, содержащий в качестве матрицы твердый раствор Mg-Al-Zn и интерметаллические соединения Mg₃₂(Al, Zn, Ca, Sr)₄₉; Al₂(Ca, Zn, Sr) и Аl_x(Мn, РЭ)_y, где соотношение "х" и "y" зависит от содержания алюминия в сплаве, причем данные интерметаллические соединения расположены у границ зерен матричного твердого раствора Mg-Al-Zn. 9. Сплав по любому из пп.1-8, имеющий такое сопротивление ползучести, что отношение скорости второй стадии ползучести ε к пределу текучести при комнатной температуре составляет менее 1•10^-10 с^-1•МПа^-1 при 135^oС и нагрузке 85 МПа. 10. Сплав по любому из пп.1-9, имеющий деформацию ползучести ε_1-2,, которая соответствует переходу от первой ко второй стадии ползучести, менее 0,8% при 135^oС и нагрузке 85 МПа. 11. Сплав по любому из пп.1-10, имеющий чувствительность к образованию горячих трещин достаточно низкую для получения методом непрерывного литья отливок в виде колец, наружный диаметр которых составляет 110 мм, а толщина - менее 20 мм. 12. Сплав по п.1, предназначенный для литья. 13. Сплав по п.1, предназначенный для литья под высоким давлением.