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CN103255329B - 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法 - Google Patents

一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法 Download PDF

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CN103255329B CN201310163323.8A CN201310163323A CN103255329B CN 103255329 B CN103255329 B CN 103255329B CN 201310163323 A CN201310163323 A CN 201310163323A CN 103255329 B CN103255329 B CN 103255329B
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Abstract

本发明公开了一种Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，其化学成分的重量百分比为：Ca：0.5～1.0％、Zn：0.4～1.0％、Zr：0.5～1.0％，其余为Mg和不可避免的杂质；该镁合金薄板平均晶粒尺寸≤10μm，基面织构强度≤5，经250～400℃退火后基面织构强度≤3；室温极限拉伸比高于AZ31；晶粒尺寸明显小于同条件下制造的AZ31B薄板平均晶粒尺寸，并且板织构显著弱化。本发明的镁合金成分简单、无贵重合金元素，工艺适用面广，生产成本低，可在汽车门内板、发盖内板、行李箱盖内板、内饰板、轨道交通车体以及3C产品外壳等部件作为板材应用。

Description

一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种低成本镁合金及其制造方法，尤其是细晶、弱织构、并具有良好成形性能的镁合金薄板及其制造方法，获得的镁合金薄板平均晶粒尺寸≤10μm，基面织构强度≤5，经250～400℃退火后基面织构强度≤3；成形性能高于AZ31。
背景技术
镁晶体结构为密排六方，具有强织构的镁合金板材表现出机械性能各向异性和低成形性能。细晶组织和离散弱织构是提高镁板在中低温和快应变速率条件下变形性能和降低变形各向异性的根本途径，同时这一微观结构特征可提高成形镁板的表面质量。在镁合金塑性变形过程中，细晶组织可以有效抑制机械孪晶的发生、通过晶界滑动适度缓解多晶体连续变形对位错滑移系数量的要求、降低局部晶界处过度的应力集中，并且容纳变形缺陷；离散弱板织构增加基面和柱面滑移开动，提高变形硬化指数和使变形沿板面均匀发生，从而提高板材的成形性能。
细晶和离散弱织构可以通过合适的轧制技术获得。日立金属通过高温轧制(500℃左右)，使非基面滑移(Prismatic<a>和Pyramidal<c+a>)同时开动，镁板织构强度为3.7，并且退火前后晶粒基本保持6μm左右，使板材可在室温条件下冲压。
美国NanoMag公司生产AZ61镁板时，在动态再结晶温度以上轧制，轧辊预热200℃，采用了单道次大压下量(≥40％)变形模式，材料基面织构强度小于3，退火后板织构进一步弱化和离散化，显微组织为等轴晶；需要指出的是，AZ61镁合金基体弥散的中间相颗粒物促进了轧制板材的织构弱化。
日本Osaka大学提出“高应变速率、道次大压下量”的变形模式，应变速率180-2000/s，道次压下量50-60％，在轧制变形区内轧制变形热使轧制温度明显升高，从而发生动态再结晶，材料主要由尺寸5μm的等轴晶组成，板织构离散化。
为获得细晶和离散弱板织构，镁合金轧制工艺技术路线简要总结有：1)高温轧制；2)高应变速率、道次大压下量；3)剪切轧制；4)轧制后反复弯矫。
合金设计是获得细晶和离散弱织构镁板的另一条途径。韩国专利KR2003044997公开一种高成形镁合金及其制造技术，其化学成份(质量百分比)为：Zn：0.5～5.0％，Y：0.2-2.0％，Al≤2.5％，Mn≤0.5％，Ti≤0.2％，Zr≤0.5％，Cd≤0.5％，Tl≤0.5％，Bi≤0.5％，Pb≤0.5％，Ca≤0.3％，Sr≤0.3％，Sn≤0.5％，Li≤0.5％，Si≤0.5％；其工艺流程为：1)镁锭加热至250～450℃，加热时间2min/mm；2)轧制温度200～450℃，首道次压下量≤20％，其余道次压下量10～35％；3)退火温度180～350℃。
中国专利CN101985714公开一种高塑性镁合金及其制备方法，其化学成分(质量百分比)为：Al：0.1～6.0％，Sn：0.1-3.0％，Mn：0.01-2.0％，Sr：0.01-2.0％，可用于制造板材和型材。
日本专利JP2012122102A公开的高成形镁合金成分(质量百分比)为：Zn：2.61-6.0％，Ca：0.01-0.9％，另有少量Sr和Zr，其中优选Ca+Sr为0.01～1.5％，Zr+Mn为0.01-0.7％，制造出镁板的室温性能：屈服强度90Mpa，Ericksen值≥7.0。
WO2010110505公开一种室温高速成形性能Mg-Zn基镁合金的制造方法。其化学成分(质量百分比)为：Zn≤3.5％，另含有Fe、Sc、Ca、Ag、Ti、Zr、Mn、Si、Ni、Sr、Ni、Sr、Cu、Al、Sn中的一种或多种元素，通过降低回复和再结晶温度，激活低温非基面滑移，材料具有优异的成形性能。
最近，韩国专利KR20120049686公开了一种高强高成形镁板及其制造方法。其化学成分(质量百分比)为：Zn：5-10％，Ag：0.1-3.0％，Ca：0.1-3.0％，Zr：0.1-3.0％，Mn：0.1-1.0％；通过轧前预处理和TMP技术获得细晶组织，成形极限高度可以超过10mm。
稀土元素可以弱化镁合金板织构，如专利WO2010041791将Y元素加入Mg-Zn基镁合金中产生析出强化作用，并利用双辊连续铸轧和TMP技术细化晶粒，材料在室温下具有高强度、塑性和低的各向异性等优点，从而具有高成形性能。
另外，ZE10(Mg1.3Zn0.1Ce)、ZEK100(Mg1.3Zn0.2Ce0.1La0.5Zr)、ZW41(Mg4.0Zn0.7Y)、ZG11(Mg1.2Zn0.8Gd)、ZG21(Mg2.3Zn0.7Gd)等稀土镁合金板织构明显弱化。以ZG11为例，晶粒尺寸12-15μm，均匀延伸率15％，总延伸率达到36％，Lankford值1(远低于AZ31∶3)，参见H Yan等，Mater.Sci.Eng.A，2010，527：3317-22。
虽然稀土元素在弱化镁板织构方面效果明显，但出于成本等因素考虑，一般认为稀土镁合金板在汽车中的应用困难很大。对汽车和轨道交通领域而言，合金设计和制造工艺要求简单而有效，性能要求“适当”而非“卓越”，在轻量化、性能、成本三者之间寻求平衡，这一点与军工、航空航天等领域完全不同。
发明内容
本发明的目的在于提供一种新型的低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法，该镁合金成分设计简单，镁合金薄板平均晶粒尺寸≤5μm，基面织构强度≤5，经250～400℃退火后基面织构强度≤3；室温极限拉伸比高于AZ31，成形性能好，在汽车、轨道交通等领域具有应用的可能性。
为了实现上述目的，本发明采用如下的技术方案：
一种Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，其化学成分的重量百分比为：Ca：0.5～1.0％、Zn：0.4～1.0％、Zr：0.5～1.0％，其余为Mg和不可避免的杂质；该镁合金薄板平均晶粒尺寸≤10μm，基面织构强度≤5，经250～400℃退火后基面织构强度≤3；室温极限拉伸比高于AZ31。
本发明的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金中只含有Ca、Zn、Zr元素，总含量低于3.0％，不含稀土等贵重元素。
本发明的化学成分设计中：
Ca：Ca用于改善镁合金的冶金质量，浇铸前减轻熔体和铸件热处理过程中的氧化，并且细化晶粒，提高蠕变抗力以及薄板的可轧制性能。本发明主要利用Ca明显弱化离散板织构以及时效硬化的特性，从而提高镁合金板强度，改善室温成形性能。考虑到冶炼以及Ca在镁合金中的固溶度，Ca含量选择为0.5-1.0％。
Zn：Zn用于固溶强化和时效强化，与Zr结合具有沉淀硬化作用；另外，Zn可以降低镁合金的腐蚀速率。Ca元素明显弱化、离散板织构，但明显降低镁合金的耐蚀性能，Zn元素同时加入后，耐蚀性能提高，通过调节Zn/Ca比例可以优化镁合金的综合耐蚀性；不过，当Zn含量太高时，镁合金热脆性明显增加，综合考虑，Zn含量选择为0.4～1.0％。
Zr：Zr具有很强的晶粒细化作用，用于含Zn的镁合金中效果明显；同时提高材料耐蚀性，降低应力腐蚀敏感性。一般认为只有固溶的Zr可用于晶粒细化，考虑固溶度与冶炼，Zr含量选择为0.5～1.0％。
本发明的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板(厚度0.3～4mm)的制造方法，可以使用热轧开坯、双辊连续铸轧、挤压开坯等多种原板，附以温轧工艺实现，具体为以下方法(1)～(3)中的任一：
(1)Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板(厚度0.3～4mm)的制造方法，包括如下步骤：
将满足上述成分配比的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金铸坯加热到370～500℃温度下固溶处理，然后经热轧、温轧后获得所述Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，该薄板的厚度为0.3～4mm；其中，固溶处理的保温时间为0.5～1min/mm；热轧时，轧辊表面在150～350℃下预热，开轧温度为450～500℃，终轧温度为300～350℃，单道次压下率为20～50％；温轧时，轧辊表面预热至150～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为150～300℃，单道次压下率为20～40％。
本发明的热轧过程中，尽量采用大道次压下量，使轧制一个周期内完成而不用二次加热。与商业常用的AZ31镁合金对比，本发明的镁合金熔点较高，并且含有一定Zr元素，铸坯加热温度较高，选择370～500℃，同时需要较长的保温时间，按照0.5～1min/mm操作；相应地，轧制在较高温度下进行，开轧温度选择450～500℃、终轧温度300～350℃；热轧需要在一个加热周期内完成，控制单道次压下率为20～50％。
本发明的温轧过程中，镁合金板需要在线补热，由于Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金热轧板晶粒细小、板织构弱，材料可轧制特性优异，温轧窗口大于AZ31镁合金，选择轧辊表面在150～300℃下预热，轧制温度为150～300℃，单道次压下率为20～40％。
(2)Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板(厚度0.3～4mm)的制造方法，包括如下步骤：
将满足上述成分配比的镁合金熔体浇铸至双辊连续铸轧机铸轧，获得铸轧板卷，将铸轧板卷经固溶处理后温轧或者将铸轧板卷直接进行温轧，获得所述Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，该薄板的厚度为0.3～4mm；其中，采用双辊连续铸轧机铸轧时，辊旋转线速率为5-10m/min，辊缝为4-8mm，辊表面采用石墨润滑，熔炉与浇铸系统通N2+CO2气体，浇嘴出口通SO2保护；固溶处理的温度为370～500℃，保温时间为0.5～1min/mm；温轧时，轧辊表面预热至180～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为180～300℃，单道次压下率为20-40％。
本发明与热轧开坯技术相比，双辊连续铸轧镁合金板不能铣皮，而Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金中含有Ca、Al等元素，为防止形成CaF等有害夹杂物，浇嘴出口不能通SF6气体，选择用SO2保护；同时，为防止形成AlN等有害夹杂物，整个熔炼与浇铸系统中利用N2+CO2气体。双辊连续铸轧镁合金板温轧特性低于热轧开坯，为保证材料收得率，选择轧辊表面预热至180～300℃，轧制温度为180～300℃，单道次压下率为20-40％。
(3)Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板(厚度2～4mm)的制造方法，包括如下步骤：
将满足上述成分配比的镁合金铸坯加热到370～500℃温度下固溶处理，然后经卧式挤压获得厚度为2～4mm的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，或者经卧式挤压后温轧获得厚度为0.3～2mm的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板；其中，固溶处理的保温时间为0.5～1min/mm；卧式挤压时，挤压筒和模具(模垫)预热至400～500℃，挤压温度为350～500℃，挤压速率为2～10m/min；温轧时，轧辊表面预热至150～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为150～300℃，单道次压下率为30-50％。
如前所述，本发明的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金熔点较高，挤压过程中需要比较高的固溶温度和挤压温度，并且需要对挤压筒和模具(模垫)预热到400～500℃，挤压可以在较高的速率下进行，选择2～10m/min。挤压镁合金板可轧制特性优良，可以选择较大的单道次压下率：30～50％。对于0.3～2mm厚度的板材，利用温轧工艺，轧辊表面预热至150～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度150～300℃，单道次压下率30-50％。
进一步的，为改善镁合金薄板质量尤其是温轧镁合金薄板质量，后续还包括冷轧步骤，冷轧的压下率为10～20％，可进一步将成品板材厚度降低至0.3mm左右。
进一步的，为进一步改善镁合金板成形性能，还包括对镁合金板进行退火处理和/或时效处理；其中，退火温度为250～400℃，时效处理温度为150～200℃。退火可以进一步弱化织构，提高材料的成形性能，选择退火温度为250～400℃。与AZ31对比，本发明的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金具有一定时效硬化效果，对时效温度的控制非常重要，因此选择时效温度为150～200℃。
本发明与现有技术相比具有以下有益效果：
本发明获得的镁合金薄板平均晶粒尺寸≤10μm，基面织构强度≤5，退火后基面织构强度≤3；晶粒尺寸明显小于同条件下制造的AZ31B薄板平均晶粒尺寸，并且板织构显著弱化。此外，结合后续退火和/或时效处理等热处理工艺，使材料机械性能在较大范围内变化，满足不同构件的要求。
本发明的镁合金化学成分简单、无贵重合金元素，工艺适用面广，生产成本低。
本发明的镁合金板在汽车、轨道交通、3C等领域具有一定的应用前景与潜力，可在汽车门内板、发盖内板、行李箱盖内板、内饰板、轨道交通车体以及3C产品外壳等部件作为板材应用。
附图说明
图1为本发明实施例1的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金铸锭显微组织图。
图2为本发明实施例1的Mg-Ca-Zn-Zr系镁板织构分布图。
图3为本发明实施例2的AZ31镁板的织构分布图。
图4为本发明实施例3的Mg-Ca-Zn-Zr系镁板退火后的显微组织。
图5为本发明实施例3的退火Mg-Ca-Zn-Zr系镁板晶粒分布图。
图6为本发明实施例3的退火Mg-Ca-Zn-Zr系镁板的织构分布图。
图7为本发明实施例4的AZ31镁板退火后的显微组织。
图8为退火AZ31镁板晶粒分布图。
图9为本发明实施例4的退火AZ31镁板的织构分布图。
图10为本发明实施例3的退火Mg-Ca-Zn-Zr系镁板的室温极限拉伸比图。
图11为本发明实施例4的退火AZ31镁板的室温极限拉伸比图。
图12为本发明实施例6的Mg-Ca-Zn-Zr系镁板经时效处理后的硬度变化。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明的技术方案进一步详细描述。
实施例1：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯(显微组织如图1所示)加热到500℃温度下固溶处理，保温时间为0.5min/mm，轧制后获得本实施例的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金。其中热轧时，轧辊表面预热至150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率为20～30％；温轧时，轧辊表面预热至150℃，镁合金板在线补热，轧制温度为220℃，单道次压下率为20～40％；冷轧时，冷轧压下量10％，最终板厚为0.4mm。
实施例1的镁合金铸坯显微组织如图1所示，其组织为等轴晶，平均晶粒尺寸为50μm左右。
实施例1的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板织构分布如图2所示，织构强度为4.4；平均晶粒尺寸为3.85μm。
实施例2：(对比例1)
对比例1的镁合金成分：AZ31B。
制造方法：同实施例1。
对比例1的镁合金AZ31B的织构分布如图3所示，织构强度为8.0。
实施例3：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；热轧轧制时，轧辊表面预热150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率20～30％；温轧时，轧辊表面预热至150℃，镁合金板在线补热，轧制温度为220℃，单道次压下率为20～40％；冷轧时，冷轧压下量10％，最终板厚为0.4mm；375℃退火17min即可。
实施例3的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金板显微组织如图4所示，晶粒尺寸分布如图5所示，平均晶粒尺寸为4.62μm；其织构分布如图6所示，织构强度为2.8，分布相对分散。成形性能测试如图10所示，室温极限拉伸比(LDR)为1.88。
实施例4：(对比例2)
对比例2的镁合金成分：AZ31B。
制造方法：同实施例3。
对比例2的镁合金AZ31B的显微组织如图7所示，晶粒尺寸分布如图8所示，平均晶粒尺寸为22μm；织构分布如图9所示，织构强度为6.2。成形性能测试如图11所示，室温极限拉伸比(LDR)为1.74。
实施例5：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；热轧时，轧辊表面预热150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率20～30％；温轧时，轧辊表面预热至150℃，镁合金板在线补热，轧制温度为220℃，单道次压下率为20～40％；冷轧时，冷轧压下量10％，最终板厚为0.8mm；375℃退火35min即可。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为5.32μm，织构强度为2.6，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.86。
实施例6：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；热轧轧制时，轧辊表面预热150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率20-30％；温轧时，轧辊表面预热至150℃，镁合金板在线补热，轧制温度为220℃，单道次压下率为20～40％；冷轧时，冷轧压下量10％，最终板厚为0.4mm；150℃人工时效处理。时效处理对镁合金硬度的影响如图12所示，时效硬化1h后，材料硬度由HV72提高至HV85。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为4.4μm，织构强度为4.0，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.79。
实施例7：(对比例3)
对比例3的镁合金成分：AZ31B。
制造方法：同实施例6。
时效处理对镁合金硬度的影响如图12所示。
实施例8：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；热轧轧制时，轧辊表面预热150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率20～40％；温轧时，轧辊表面预热至200℃，镁合金板在线补热，轧制温度为200℃，单道次压下率为20～40％；冷轧时，冷轧压下量15％，最终板厚为0.6mm。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为5.2μm，织构强度为4.6，分布相对分散。
实施例9：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金熔体浇铸至双辊连续铸轧机，辊旋转线速率6m/min，辊缝4mm，辊表面石墨润滑，熔炉与浇铸系统通N2+CO2气体，浇嘴出口通SO2保护；固溶温度450℃，保温时间0.51min/mm；温轧时，轧辊表面预热180℃，镁合金板在线补热，轧制温度180～200℃，单道次压下率20～30％；然后进行15％的冷轧，400℃退火处理2h。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为8.6μm，织构强度为2.6，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.89。
实施例10：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的化学成分如表1所示。制造方法为：
将满足表1所示成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；卧式挤压，挤压筒和模具(模垫)预热至500℃，挤压温度350℃，挤压速率5m/min，获得厚度为4mm的镁合金薄板；利用温轧工艺，轧辊表面预热150℃，镁合金板在线补热，轧制温度150～200℃，单道次压下率30～50％；然后进行20％的冷轧，400℃退火处理30min。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为8.5μm，织构强度为2.8，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.88。
实施例11
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金的化学成分如表1所示：制造方法与实施例8相同。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为5.4μm，织构强度为4.6，分布相对分散。
实施例12
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金的化学成分如表1所示：制造方法与实施例9相同。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为6.8μm，织构强度为2.8，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.85。
实施例13：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法为：
按照实施例9成分配比的镁合金熔体浇铸至双辊连续铸轧机，辊旋转线速率6m/min，辊缝4mm，辊表面石墨润滑，熔炉与浇铸系统通N2+CO2气体，浇嘴出口通SO2保护；之后直接进行温轧，温轧时，轧辊表面预热180℃，镁合金板在线补热，轧制温度180～200℃，单道次压下率20～30％；然后进行15％的冷轧，400℃退火处理2h。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为8.9μm，织构强度为2.9，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.82。
实施例14：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法为：
按照实施例10成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间0.5min/mm；卧式挤压，挤压筒和模具(模垫)预热至500℃，挤压温度350℃，挤压速率5m/min，获得厚度为4mm的镁合金薄板；然后进行20％的冷轧，400℃退火处理30min。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为5.9μm，织构强度为2.8，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.88。
实施例15：
Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法为：
按照实施例1成分配比的镁合金铸坯加热到500℃温度下固溶处理，保温时间为0.5min/mm，轧制后获得本实施例的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金。其中热轧时，轧辊表面预热至150℃，开轧温度为450℃，终轧温度为350℃，单道次压下率为20～30％；温轧时，轧辊表面预热至150℃，镁合金板在线补热，轧制温度为220℃，单道次压下率为20～40％；获得的镁合金薄板板厚为0.44m，300℃退火处理30min。
本实施例获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，平均晶粒尺寸为4.2μm，织构强度为2.6，分布相对分散，室温极限拉伸比(LDR)为1.92。
表1          单位：重量百分比
Ca Zn Zr Mg/杂质
实施例1 0.72 0.43 0.83 其余
实施例3 0.72 0.43 0.83 其余
实施例5 0.72 0.43 0.83 其余
实施例6 0.72 0.43 0.83 其余
实施例8 0.60 0.96 0.75 其余
实施例9 0.65 0.90 0.65 其余
实施例10 0.79 0.82 0.56 其余
实施例11 0.95 0.60 0.75 其余
实施例12 0.50 0.75 0.95 其余

Claims (4)

1.一种Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，其化学成分的重量百分比为：Ca：0.5～1.0％、Zn：0.4～1.0％、Zr：0.5～1.0％，其余为Mg和不可避免的杂质；该镁合金薄板的平均晶粒尺寸≤10μm，基面织构强度≤5，经250～400℃退火后基面织构强度≤3；室温极限拉伸比高于AZ31；该镁合金板薄板的厚度为0.3～4mm。
2.如权利要求1所述的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法，为以下方法(1)～(3)中的任一：
方法(1)：
将满足上述成分配比的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金铸坯加热到370～500℃温度下进行固溶处理，然后经热轧、温轧后获得所述Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，该薄板的厚度为0.3～4mm；其中，
固溶处理的保温时间为0.5～1min/mm；
热轧时，轧辊表面在150～350℃下预热，开轧温度为450～500℃，终轧温度为300～350℃，单道次压下率为20～50％；
温轧时，轧辊表面预热至150～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为150～300℃，单道次压下率为20～40％；
方法(2)：
将满足上述成分配比的镁合金熔体浇铸至双辊连续铸轧机铸轧，获得铸轧板卷，将铸轧板卷经固溶处理、温轧或者将铸轧板卷直接进行温轧，获得所述Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，该薄板的厚度为0.3～4mm；其中，
采用双辊连续铸轧机铸轧时，辊旋转线速率为5-10m/min，辊缝为4-8mm，辊表面采用石墨润滑，熔炉与浇铸系统通N2+CO2气体，浇嘴出口通SO2保护；
固溶处理的温度为370～500℃，保温时间为0.5～1min/mm；
温轧时，轧辊表面预热至180～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为180～300℃，单道次压下率为20-40％；
方法(3)：
将满足上述成分配比的镁合金铸坯加热到370～500℃温度下固溶处理，然后经卧式挤压获得厚度为2～4mm的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板，或者经卧式挤压后温轧获得厚度为0.3～2mm的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板；其中，
固溶处理的保温时间为0.5～1min/mm；
卧式挤压时，挤压筒和模具预热至400～500℃，挤压温度为350～500℃，挤压速率为2～10m/min；
温轧时，轧辊表面预热至150～300℃，镁合金板在线补热，轧制温度为150～300℃，单道次压下率为30-50％。
3.如权利要求2所述的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法，其特征在于，获得的Mg-Ca-Zn-Zr系镁薄板还包括冷轧步骤，冷轧的压下率为10～20％，成品板材厚度不低于0.3mm。
4.如权利要求3所述的Mg-Ca-Zn-Zr系镁合金薄板的制造方法，其特征在于，冷轧后还包括退火处理和/或时效处理；其中，退火温度为250～400℃，时效处理温度为150～200℃。
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US14/773,996 US10000836B2 (en) 2013-05-07 2014-03-13 Low-cost fine-grain weak-texture magnesium alloy sheet and method of manufacturing the same
KR1020157021674A KR101722105B1 (ko) 2013-05-07 2014-03-13 저비용 미세 과립 약한 조직 마그네슘 합금판 및 이의 제조 방법
JP2015560540A JP6166798B2 (ja) 2013-05-07 2014-03-13 安価な細粒弱組織マグネシウム合金シートおよびそれを製造する方法
DE112014002336.1T DE112014002336B4 (de) 2013-05-07 2014-03-13 Kostengünstiges feinkörniges Magnesiumlegierungsblech mit schwacher Textur und Verfahren zur Herstellung desselben

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Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103255329B (zh) * 2013-05-07 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法
CN103725999A (zh) * 2013-12-26 2014-04-16 中国兵器工业第五九研究所 一种变形镁合金织构的弱化方法
CN104607466A (zh) * 2015-01-14 2015-05-13 大连理工大学 一种高室温塑性镁合金板的热轧加工方法
JP6607463B2 (ja) * 2015-04-08 2019-11-20 バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド 希薄マグネシウム合金シートにおけるひずみ誘起時効強化
US20180087133A1 (en) * 2015-04-08 2018-03-29 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Formable magnesium based wrought alloys
CN105349861B (zh) * 2015-11-24 2017-07-07 北京工业大学 一种可快速轧制成形的镁金属板材及其轧制方法
CN106862272B (zh) * 2015-12-14 2020-01-31 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高延展性镁合金板材的制备方法
EP3205736B1 (en) * 2016-02-11 2018-08-22 Volkswagen AG Magnesium alloy sheet produced by twin roll casting
CN106513629A (zh) * 2016-11-10 2017-03-22 无锡市明盛强力风机有限公司 一种改良az31镁合金轮毂挤压铸造工艺
CN110191971A (zh) 2017-01-10 2019-08-30 不二轻金属株式会社 镁合金
CN108300918B (zh) * 2017-01-11 2020-05-12 北京科技大学 一种具有高室温成形性能含钙稀土镁合金板材及制备方法
CN106637011B (zh) * 2017-02-08 2018-05-08 吉林大学 一种使超塑性镁合金具有近球形析出相的制备方法
CN110959046A (zh) * 2017-07-10 2020-04-03 国立研究开发法人物质·材料研究机构 镁基合金延展材料及其的制造方法
EP3656884B1 (en) * 2017-07-18 2024-05-29 National Institute for Materials Science Magnesium-based alloy wrought product and method for producing same
CN109554645B (zh) * 2017-09-25 2021-04-13 中国宝武钢铁集团有限公司 一种室温超成形性镁或镁合金及其制造方法
CN109868380B (zh) * 2017-12-01 2021-09-03 南京理工大学 一种多尺度析出强化镁合金材料的制备方法
JP7076731B2 (ja) * 2018-02-21 2022-05-30 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法
WO2019172047A1 (ja) * 2018-03-03 2019-09-12 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マグネシウム合金時効処理材とその製造方法
CN110404999A (zh) * 2018-04-28 2019-11-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板及其制造方法
EP3822378B1 (en) * 2018-07-09 2022-08-24 JAPAN Medical Device Technology Co., Ltd. Magnesium alloy
JP7186396B2 (ja) * 2019-02-13 2022-12-09 国立大学法人豊橋技術科学大学 高強度棒状マグネシウム合金の製造方法
CN109940094B (zh) * 2019-04-19 2021-04-16 重庆科技学院 一种梯度应变调控镁合金板材成形性的模具及方法
EP3741880B1 (en) 2019-05-20 2023-06-28 Volkswagen AG Sheet metal product with high bendability and manufacturing thereof
JP7352083B2 (ja) 2019-11-22 2023-09-28 日本製鉄株式会社 焼結原料のサンプリング装置
CN113967663A (zh) * 2020-07-23 2022-01-25 宝山钢铁股份有限公司 一种镁合金板材全连续轧制生产工艺
CN112853239B (zh) * 2020-12-22 2022-03-11 山东理工大学 一种超细晶镁合金板材表面梯度组织结构与强化层及其制备方法
CN112899506B (zh) * 2021-01-18 2022-03-04 陕西科技大学 一种Mg-Zn-Ca合金及其加工方法
CN112941385B (zh) * 2021-02-03 2022-05-20 中南大学 一种低稀土含量高疲劳性能镁合金板材及其制备方法
CN113373360B (zh) * 2021-07-19 2022-10-21 南昌航空大学 一种提高az系变形镁合金强度和抗腐蚀性能的方法
CN113941613B (zh) * 2021-09-30 2024-01-05 哈尔滨工业大学（威海） 一种镁及镁合金无缝管材螺旋挤压装置及挤压工艺
CN114226461B (zh) * 2021-12-20 2023-12-01 哈尔滨工业大学（威海） 一种镁合金板带材异温异速协调轧制装置及应用
CN114438387B (zh) * 2022-02-10 2022-10-14 重庆大学 一种低成本高强阻燃镁合金及其制备方法
CN114855040B (zh) * 2022-04-28 2023-01-13 北京大学 一种Mg-Ba系镁合金及其制备方法与应用
CN115044812A (zh) * 2022-06-17 2022-09-13 北京机科国创轻量化科学研究院有限公司 一种高延伸率微合金化改性az31镁合金薄板材料及其制备方法
CN115233060B (zh) * 2022-08-12 2023-02-03 吉林大学 一种高强塑弱织构低合金含量Mg-Zn-Y-Ca-Zr镁合金及其制备方法
CN116555649A (zh) * 2023-05-06 2023-08-08 承德石油高等专科学校 一种时效-挤压态高强度Mg-Sn-Zn-Sc-Ag-Ti合金及其制备方法
CN116921430B (zh) * 2023-08-25 2024-02-23 太原科技大学 一种基于晶粒尺寸和基面织构协同调控的镁合金板材强韧化轧制方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101857933A (zh) * 2009-04-10 2010-10-13 中国科学院金属研究所 一种高塑性、低各向异性镁合金及其板材的热轧制工艺

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3320055A (en) 1964-08-19 1967-05-16 Dow Chemical Co Magnesium-base alloy
JPH06235041A (ja) * 1993-02-09 1994-08-23 Nippon Steel Corp 耐熱性に優れた鋳物用マグネシウム基合金
JPH10140304A (ja) * 1996-11-01 1998-05-26 Toyota Central Res & Dev Lab Inc マグネシウム合金の熱処理方法
KR100509648B1 (ko) * 2003-05-23 2005-08-24 연우인더스트리(주) 성형성이 우수한 마그네슘합금 및 이를 이용한마그네슘합금 제품의 제조방법
ES2458559T3 (es) * 2003-11-26 2014-05-06 Yoshihito Kawamura Aleación de magnesio de alta resistencia y alta dureza, y método para la producción de la misma
JP4735986B2 (ja) 2004-06-30 2011-07-27 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金材の製造方法
JP4780520B2 (ja) * 2005-11-10 2011-09-28 学校法人早稲田大学 マグネシウム合金板の製造方法とそのマグネシウム合金板
JP5467294B2 (ja) 2008-06-05 2014-04-09 独立行政法人産業技術総合研究所 易成形性マグネシウム合金板材及びその作製方法
KR20100038809A (ko) * 2008-10-06 2010-04-15 포항공과대학교 산학협력단 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
JP2010111883A (ja) 2008-11-04 2010-05-20 Daido Steel Co Ltd 高加工性マグネシウム合金
KR20100106137A (ko) * 2009-03-23 2010-10-01 주식회사 지알로이테크놀로지 저온에서 고속 성형능이 우수한 가공재 마그네슘-아연계 마그네슘 합금과 그 합금 판재의 제조방법
JP5660374B2 (ja) 2009-11-24 2015-01-28 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金板の製造方法及びマグネシウム合金コイル材
KR101252784B1 (ko) * 2010-11-09 2013-04-11 도쿠리츠교세이호징 붓시쯔 자이료 겐큐키코 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
KR101303585B1 (ko) 2010-11-23 2013-09-11 포항공과대학교 산학협력단 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
CN101985714B (zh) * 2010-12-07 2012-09-26 吉林大学 一种高塑性镁合金及其制备方法
JP5692847B2 (ja) * 2010-12-08 2015-04-01 独立行政法人産業技術総合研究所 常温成形性と強度を改善したマグネシウム合金板材及びその作製方法
JP5757104B2 (ja) 2011-02-24 2015-07-29 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金材及びその製造方法
JP5757105B2 (ja) 2011-02-24 2015-07-29 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金材及びその製造方法
CN102242327B (zh) * 2011-05-14 2012-11-07 中国科学院金属研究所 非/弱基面织构镁合金变形材的冷轧方法及其冷轧板材
CN103255329B (zh) * 2013-05-07 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法
KR20160025898A (ko) * 2014-08-28 2016-03-09 홍익대학교 산학협력단 기계적 물성과 생분해성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101857933A (zh) * 2009-04-10 2010-10-13 中国科学院金属研究所 一种高塑性、低各向异性镁合金及其板材的热轧制工艺

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JP6166798B2 (ja) 2017-07-19
CN103255329A (zh) 2013-08-21
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US10000836B2 (en) 2018-06-19
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DE112014002336T5 (de) 2016-01-21

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