CN103184397A - 基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，首先将镁合金原料进行熔炼并浇铸成直径Φ20mm以上的圆棒铸锭，然后将铸锭在300~360℃范围内，利用16~36的挤压比热挤压成Φ5~8mm的细圆棒材，将挤压圆棒分段后在200~300℃范围内进行4~8道次等通道转角挤压，随后将棒材在室温下进行拉拔加工，当材料累积断面收缩率达到70±5%时在150~200℃下进行3~10分钟退火，重复进行拉拔和退火处理直至制得所需尺寸的丝材。本发明通过等通道挤压工艺在拉拔前对镁合金棒材施加剧烈塑性变形，可大幅降低待拉拔镁合金的原始晶粒尺寸，从而显著增加了镁合金的拉拔加工性能及最终丝材的综合力学性能。

Description

基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法

技术领域

本发明属于有色金属塑性成形领域，涉及一种在剧烈塑性变形基础上的镁合金丝材拉拔制备方法。 

背景技术

镁合金由于其特有的轻质高强的特点，在节能环保的背景下，近年来其应用和开发已取得了长足的发展，这同时也带动了各行业对镁合金丝材的需求。镁合金丝不仅能够作为焊丝应用于焊接成型上，还能制作成编织材料、丝复合材料以及生物医用植入材料等应用于不同领域，而这也正是镁合金研究者未来关注的重点方向。 

目前，采用常规热挤压方法虽可加工出直径1~2mm的镁合金丝材，但更细的丝材直径和更高的精度要求对于热挤压加工来说都有相当的困难，且高温下的动态再结晶会造成挤压后晶粒较粗，使丝材材质偏软，强度较低而韧性不足。相较而言，拉拔工艺是生产金属丝材最常用也最理想的工艺方法，它不仅能方便制备出具有良好综合力学性能及高的尺寸精度和均匀性的细丝材，且具有连续出丝长度长、设备局限性小等优点。然而，不同于铁、铜、铝合金等立方晶体结构金属相对成熟、简单的拉拔工艺，镁合金拉拔具有相当的难度。这主要归结于镁合金密排六方晶体结构下较少的独立滑移系造成其塑性变形能力，特别是室温塑性变形能力不佳，再加之拉拔过程中的单向拉应力很容易诱导变形过程中裂纹的萌生和扩展，进而导致丝材在受到相对较小的塑性变形时就会发生断裂。正因为此，长期以来鲜有研究者对镁合金丝材，尤其是1mm以下细丝材的拉拔加工进行专门研究，目前能查阅到的公开资料也仅有非常少量的几篇。 

公开号为CN1554495A及CN101837380B的中国专利分别公开了一种镁合金丝材的热拉拔工艺，前者是加热模具利用热传导间接提高镁丝温度，而后者采用电磁场直接对镁丝进行加热。它们的原理都是利用较高的温度来提升镁合金的塑性，从而能够实现较大变形量的拉拔过程，并且由于高温形变时伴随着动态回复或动态再结晶，减少了中间热处理环节。尽管如此，热拉拔仍然存在一些难以避免的不足。其一、高温拉拔时出现的动态回复和再结晶将导致拉拔后丝材晶粒较粗大，不利于丝材综合力学性能的提升。其二、拉拔加工单向拉应力的受力特点使得材料的加工硬化作用在拉拔时非常重要，高温虽然使材料变形前的塑性提高、屈服强度降低，但同时也会造成变形后丝材的屈服强度降低及加工硬化效果减弱，因此拉拔过程需对模具变形率和温度进行准确控制，这反而增加了工艺的难度。特别是当加工细小尺寸的丝材时，材料对裂纹、杂质等缺陷的敏感性增加，出模后丝材较低的屈服强度和加工硬化率还可能会造成无法拉出或拉出后断丝的情况。 

室温拉拔充分利用了金属的加工硬化特征，在合理设计单道模具变形量的基础上，能顺利进行较大累积变形量的丝材拉拔。虽然在拉拔过程中必须进行中间再结晶热处理，但这样的静态再结晶能够通过工艺的掌控起到逐步细化材料晶粒的作用，从而使拉拔后丝材的强度和塑性都得到较大幅度提高。专利号为CN101468363B的中国专利已经公开了一种室温多道次拉拔工艺，利用7~12%的单道次变形量及50~60%的累积变形量加上400~420℃的中间退火，能够顺利加工出0.22mm直径镁丝。该工艺方法已可作为一种较为成熟的方法进行常规变形镁合金细丝的生产，不过对于一些添加了稀土或碱土元素的镁合金丝材加工仍然有一定的难度。另外，该工艺中拉拔选用的原材料是热挤压线材，其晶粒尺寸虽较铸态有明显降低，但仍然有10~50μm左右，难以达到10μm以下。晶粒细化是增加材料强度和塑性等综合力学性能最有效的方法之一，通过细化拉拔线材原始晶粒组织可提高材料加工性能，使一些较难变形的镁合金更易于拉拔成型；同时还能增加现有工艺下的拉拔变形量、降低退火温度。因此，通过对拉拔前原始晶粒的细化，现有镁合金拉拔工艺仍有较大的提升空间。  

发明内容

技术问题：本发明提供一种可以提高拉拔过程镁合金的加工性能、降低再结晶退火温度，从而提高生产效率、降低能耗的基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法。 

技术方案：本发明的基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，包括如下步骤： 

（a）将镁合金原料混合后在气氛保护下置于熔炼炉中熔炼，待镁合金原料完全熔化后在680~720℃浇铸成直径Φ20mm以上的圆棒铸锭；

（b）将步骤（a）中得到的镁合金铸锭热挤压成型为直径Φ5~8mm的细圆棒材，挤压温度为300~360℃，挤压比控制在16~36范围；

（c）将步骤（b）中挤压成型的细圆棒材切割分段后放入通道转角为90°、转角弧度0~30°的等通道转角挤压模具内进行4~8道次转角挤压，挤压温度为200~300℃；

（d）将经过步骤（c）等通道挤压后的棒材进行多道次室温干拉拔，相邻拉拔道次之间材料断面收缩率控制在12~20%，当多道拉拔的累积断面收缩率达到70±5%时进行中间退火，退火温度为150~200℃，退火时间3~10min，重复上述拉拔和退火过程直至棒材达到所需尺寸。

为达到最佳的丝材性能及生产效率，将基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法涉及的合金成分进行了限定，镁合金原料为常规Mg-Al系合金、Mg-Zn系合金或在上述两种合金中添加了0.2~4.5wt%的稀土元素的多元系镁合金，其中Mg-Al系合金中Al含量为2.5~6.5wt%，Zn含量为0.5~1.5wt%，Mn含量为0.2~1.0wt%，其余为Mg及不可避免的杂质；Mg-Zn系合金中Zn含量为3.5~6.5wt%，Zr含量为0.15~0.9wt%，其余为Mg及不可避免的杂质；多元系镁合金中的稀土元素为纯La、纯Ce或La、Ce混合稀土。 

为获得更好的晶粒细化效果，作为本发明的一种改进，基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法可在步骤（a）中合金熔炼时采用0.1at% SF₆＋CO₂混合气体作为保护气氛，合金熔液浇铸于圆柱形纯铜水冷模中，浇铸圆棒铸锭直径为Φ20~32mm。 

为获得更好的性能及表面质量，作为本发明的另一种改进，基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法在步骤（b）中热挤压时的挤出速度可控制在20~30mm/s。另外，步骤（c）中等通道挤压棒材的长度在150mm以上，挤压速度2~5mm/s，等通道挤压的路径为每进行完一道次等通道转角挤压后，挤出棒材以中心轴为旋转轴沿同一方向旋转90°后再次放入模具中进行下一道挤压。 

在丝材生产过程中，为了达到最佳的生产效率和成品率，作为本发明的又一种改进，基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法在步骤（d）中拉拔在直进式拉拔机或卧室拉丝机上进行，其中直径Φ1.5mm以上拉拔在直进式拉拔机上进行，直径Φ1.5mm及以下拉拔在卧室拉丝机上进行，室温干拉拔的润滑剂为固体金属皂粉或金属基润滑脂，拉拔出丝速度为60~100mm/s。    

本发明方法通过在拉拔前对镁合金施加等通道挤压剧烈塑性变形的方法大幅减小待拉拔镁合金的原始晶粒尺寸，可制备出综合力学性能更为优异的镁合金丝材，同时拉拔过程镁合金的加工性能提高、再结晶退火温度下降，从而提高生产效率、降低能耗。

有益效果：与现有技术相比，本发明具有以下有益效果： 

1．与热拉拔不同，本发明的拉拔工艺充分利用了室温下金属塑性变形的加工硬化效应，利用出模后丝材增大的屈服强度保证较大变形量下拉拔的顺利进行，避免了由于高温回复和再结晶软化造成变形后丝材强度下降对拉拔产生的不利影响，特别是避免了在拉拔对细微缺陷更加敏感的细小直径丝材时由于强度不足而可能引起的无法拉出或拉出后频繁断丝现象。另外，相比热拉拔时发生的动态再结晶，室温拉拔采用静态再结晶退火工艺能保证材料晶粒尺寸逐步得到细化，使最终丝材的强度和塑性比拉拔前均有大幅度提高。

2．对于金属材料，更细小的晶粒在增加材料综合力学性能的同时，也使其加工性能得以提高。与现有室温镁合金拉拔工艺相比，本发明在热挤压后增加了等通道挤压工艺，通过剧烈塑性变形的方法使镁合金晶粒尺寸大幅降低（从约10~50μm下降至3μm以下），从而使拉拔加工时丝材的单道次变形量和退火间累积变形量都有所增加，提高了加工效率。而原始晶粒越细小，晶界越多，变形抗力增大，加之变形量增加，形变后的内部储存能增加，能显著降低再结晶温度，本发明拉拔中间退火温度较现有工艺可下降约50~200℃，降低了能耗。此外，材料加工性能的提升也使得一些目前方法较难拉拔成型的含稀土、碱土等元素的镁合金拉拔过程更易完成。 

3．除了降低再结晶温度，更小的拉拔前原始晶粒及更大的拉拔变形量也能使再结晶后晶粒尺寸减小，因而本发明能制备出比现有工艺下更加细小晶粒的丝材，从而有效提高其综合力学性能。通过本发明方法制备的镁合金丝材退火后晶粒尺寸最小可达到0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度最高可超过470MPa。另外，本发明方法由于直接用等通道挤压棒材进行拉拔，原始直径较现有工艺有所增加，这相应增加了细丝材的拉拔道次，但正是由于可加工尺寸范围更宽，通过本方法还能制备出比现有热挤压型材性能更加优异的各种规格的棒材和线材，可在对性能要求更高的条件下使用，有助于扩大现有镁合金加工型材的应用领域。      

附图说明

图1为通过本发明方法制备的AZ31合金最终丝材的显微组织照片。 

图2为通过本发明方法制备的Mg-4Zn-1RE-Zr合金最终丝材的显微组织照片。 

具体实施方式

下面通过具体实施例对本发明作进一步详细地说明。 

实施例1： 

采用AZ31镁合金进行丝材制备，其成分为Al 3.0wt%，Zn 1.0wt%，Mn 0.2wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。具体步骤如下：

（a）将合金原料混合后在0.1at% SF₆＋CO₂混合气体保护下进行熔炼，待原料完全溶化后，于680℃浇铸于内径为Φ30mm的圆形纯铜水冷模中；

（b）将铸锭在300℃热挤压成Φ5mm的细圆棒材，挤压比为36，挤压速度为20mm/s；

（c）将挤压圆棒切割分段为长度大于150mm的试样，随后放入通道转角为90°，转角无弧度的等通道转角挤压模具内，在200℃进行8道次转角挤压，挤压速度为5mm/s，每进行完一道次等通道转角挤压后，挤出棒材以中心轴为旋转轴沿同一方向旋转90°后再次放入模具中进行下一道挤压。

（d）将等通道挤压后棒材进行室温多道次干拉拔，其中直径Φ1.5mm以上的丝材拉拔在直进式拉拔机上进行，直径Φ1.5mm及以下丝材拉拔在卧室拉丝机上进行。拉拔的润滑剂为固体金属皂粉或金属基润滑脂，每道次拉拔出丝速度控制在100mm/s。相邻拉拔道次之间的断面收缩率为19.3±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为72.5±1%时进行中间退火，退火温度为150°，退火时间3min，重复以上拉拔+退火操作5次，即可制得直径为Φ0.2mm的丝材。 

AZ31镁合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.8~0.9μm，如图1中的显微组织照片所示，此时的丝材抗拉强度最高为~425MPa，塑性可达~21%。 

上述工艺过程中各加工步骤后试样的平均晶粒尺寸及力学性能分别为： 

合金状态	平均晶粒尺寸	抗拉强度	延伸率
				铸态	40~45μm	162~176MPa	5~7%
热挤压态	15~19μm	270~287MPa	10~12%
				等通道转角挤压态	2.0~2.5μm	356~373MPa	15~17%
室温拉拔后退火态	0.8~0.9μm	413~425MPa	19~21%

实施例2：

制备Mg-Al系合金，其成分为Al 2.5wt%，Zn 0.5wt%，Mn 0.5wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例1不同的是，步骤（a）中将合金熔液浇铸为Φ20mm圆棒铸锭，浇铸温度为700℃；步骤（b）中将铸锭在360℃挤压为Φ5mm的细圆棒材，挤压比为16，挤压速度为25mm/s；步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度30℃的等通道转角挤压模具内，在300℃进行6道次转角挤压，挤压速度为2mm/s；步骤（d）中将等通道挤压棒材进行室温干拉拔，每道次拉拔出丝速度控制在60mm/s，相邻道次的断面收缩率为13.1±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为67.5±1%时进行中间退火，退火温度为185℃，退火时间7分钟，重复上述拉拔和退火过程5次，可制得直径为0.3mm的丝材。其他工艺参数和操作过程与实施例1相同。 

该Mg-Al合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.6~0.7μm，此时丝材抗拉强度为401~414MPa，塑性为15~18%。  

实施例3：

制备Mg-Al系合金，其成分为Al 6.5wt%，Zn 1.5wt%，Mn 1.0wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例1不同的是，步骤（a）中待配制的原料完全熔化后在720℃ 将合金熔液浇铸为Φ32mm圆棒铸锭；步骤（b）中将铸锭在340℃挤压为Φ8mm的细圆棒材，挤压比为16，挤压速度为30mm/s；步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度20℃的等通道转角挤压模具内，在260℃进行4道次转角挤压，挤压速度为3mm/s；步骤（d）中将等通道挤压棒材进行室温干拉拔，每道次拉拔出丝速度控制在60~65mm/s，相邻道次的断面收缩率为12.6±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为65.8±1%时进行中间退火，退火温度为200℃，退火时间10分钟，重复上述拉拔和退火过程6次，可制得直径为0.32mm的丝材。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为416~427MPa，塑性为16~19%。 

实施例4： 

制备Mg-Zn系合金，其成分为Zn 3.5wt%，Zr 0.5wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例1不同的是，步骤（a）中待配制的原料完全熔化后在710℃ 将合金熔液浇铸为Φ30mm圆棒铸锭；步骤（b）中将铸锭在340℃挤压为Φ6mm的细圆棒材，挤压比为25，挤压速度为24mm/s；步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度30℃的等通道转角挤压模具内，在260℃进行4道次转角挤压，挤压速度~4mm/s；步骤（d）中将等通道挤压棒材进行室温干拉拔，每道次拉拔出丝速度控制在80mm/s，相邻道次的断面收缩率为15.7±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为69.8±1%时进行中间退火，退火温度为175℃，退火时间10分钟，重复上述拉拔和退火过程5次，可制得直径为0.3mm的丝材。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.6~0.7μm，此时丝材抗拉强度为412~423MPa，塑性为15~18%。  

实施例5：

制备Mg-Zn系合金，其成分为Zn 4.5wt%，Zr 0.15wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例1不同的是，步骤步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度30℃的等通道转角挤压模具内，在260℃进行4道次转角挤压，挤压速度~4mm/s。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.6~0.7μm，此时丝材抗拉强度为402~415MPa，塑性为16~19%。  

实施例6：

制备Mg-Zn系合金，其成分为Zn 6.5wt%，Zr 0.9wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例2不同的是，步骤（d）中退火温度为175℃，退火时间10分钟。其他工艺参数与操作过程与实施例2相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为422~429MPa，塑性为17~21%。 

实施例7： 

制备Mg-Al-La系合金，其成分为Al 6.5wt%，Zn 1.0wt%，Mn 0.6wt%，La 0.2 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实施例工艺方法与实施例1不同的是，步骤（a）中将合金熔液浇铸为Φ25mm圆棒铸锭；步骤（b）中将铸锭在320℃挤压为Φ5mm的细圆棒材，挤压比为25；步骤（c）中将切割好的挤压棒进行230℃、8道次的等通道转角挤压；步骤（d）中将等通道挤压棒材进行室温干拉拔，相邻道次的断面收缩率为16.8%±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为72.5±1%时进行中间退火，退火温度为150℃，退火时间6分钟，重复上述拉拔和退火过程5次，可制得直径为Φ0.2mm的丝材。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为432~440MPa，塑性为14~17%。 

实施例8： 

制备Mg-Al-Ce系合金，其成分为Al 3.5wt%，Zn 1.5wt%，Mn 0.4wt%，Ce 2.0 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例2不同的是，步骤（b）中挤压温度为340℃，挤压速度为24mm/s。其他工艺参数与操作过程与实施例2相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为421~433MPa，塑性为15~18%。 

实施例9： 

制备Mg-Al-La-Ce系合金，其成分为Al 2.5wt%，Zn 1.5wt%，Mn 1.0wt%，Ce 2.0 wt%，La 2.5 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例3不同的是，步骤3（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度10℃的等通道转角挤压模具内，在240℃进行6道次转角挤压，挤压速度为4mm/s。其他工艺参数与操作过程与实施例3相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为441~452MPa，塑性为12~14%。  

实施例10：

制备Mg-Zn-La系合金，其成分为Zn 5.0wt%，Zr 0.6wt%，La 4.5 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例3不同的是，步骤（a）中浇铸温度为710℃；步骤（b）中挤压温度为320℃，挤压速度为28mm/s。其他工艺参数与操作过程与实施例3相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为436~442MPa，塑性为11~14%。 

实施例11： 

制备Mg-Zn-Ce系合金，其成分为Zn 3.5wt%，Zr 0.6wt%，Ce 0.2 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例4不同的是，步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度20℃的等通道转角挤压模具内，在280℃进行8道次转角挤压，挤压速度~3mm/s。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，此时丝材抗拉强度为428~439MPa，塑性为14~18%。 

实施例12： 

制备Mg-Zn-La-Ce系合金，其成分为Zn 4.0wt%，Zr 0.4wt%，Ce 1.2 wt%，La 1.5 wt%，其余为Mg和不可避免的杂质。

本实例工艺方法与实例1不同的是，步骤（a）中待配制的原料完全熔化后在710℃ 将合金熔液浇铸为Φ32mm圆棒铸锭；步骤（b）中将铸锭在360℃挤压为Φ8mm的细圆棒材，挤压比为16，挤压速度为22mm/s；步骤（c）中将切割好的挤压棒放入通道转角为90°，转角弧度30℃的等通道转角挤压模具内，在300℃进行4道次转角挤压，挤压速度~2mm/s；步骤（d）中将等通道挤压棒材进行室温干拉拔，每道次拉拔出丝速度控制在65mm/s，相邻道次的断面收缩率为12.6±1%，当多道次拉拔至累积断面收缩率为65.8±1%时进行中间退火，退火温度为200℃，退火时间10分钟，重复上述拉拔和退火过程6次，可制得直径为0.32mm的丝材。其他工艺参数与操作过程与实施例1相同。 

该合金经上述工艺加工后的最终平均晶粒尺寸可细至0.5~0.6μm，如图2中显微组织照片所示。此时丝材抗拉强度为456~472MPa，塑性为14~16%。 

实例7~12添加了稀土元素的镁合金丝的塑性虽然有所降低，但稀土元素能够使合金保持很好的高温稳定性，适合于温度较高的环境下使用。 

上述实施例只是为说明本发明所提供的一些选择方案，而并非是对本发明实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在具体操作时，可参照实施例就同一成分的合金在合理范围内进行工艺的调整，从而达到所需要的生产或性能要求。另外，实施例中所涉及的均为一些常用的镁合金牌号，其他成分镁合金可根据其性能特点对应选择实施例中的工艺或在这基础上进行相应改变。这里无需也无法对所有实施方式予以穷举，而这些属于本发明技术方案所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围内。 

Claims (6)

1.一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

（a）将镁合金原料混合后在气氛保护下置于熔炼炉中熔炼，待镁合金原料完全熔化后在680~720℃浇铸成直径Φ20mm以上的圆棒铸锭；

（b）将所述步骤（a）中得到的镁合金铸锭热挤压成型为直径Φ5~8mm的细圆棒材，挤压温度为300~360℃，挤压比控制在16~36范围；

（c）将所述步骤（b）中挤压成型的细圆棒材切割分段后放入通道转角为90°、转角弧度0~30°的等通道转角挤压模具内进行4~8道次转角挤压，挤压温度为200~300℃；

（d）将经过步骤（c）等通道挤压后的棒材进行多道次室温干拉拔，相邻拉拔道次之间材料断面收缩率控制在12~20%，当多道拉拔的累积断面收缩率达到70±5%时进行中间退火，退火温度为150~200℃，退火时间3~10min，重复上述拉拔和退火过程直至棒材达到所需尺寸。

2.根据权利要求1所述的一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，所述镁合金原料为常规Mg-Al系合金、Mg-Zn系合金或在上述两种合金中添加了0.2~4.5wt%的稀土元素的多元系镁合金，所述Mg-Al系合金中Al含量为2.5~6.5wt%，Zn含量为0.5~1.5wt%，Mn含量为0.2~1.0wt%，其余为Mg及不可避免的杂质；所述Mg-Zn系合金中Zn含量为3.5~6.5wt%，Zr含量为0.15~0.9wt%，其余为Mg及不可避免的杂质；所述多元系镁合金中的稀土元素为纯La、纯Ce或La、Ce混合稀土。

3.根据权利要求1或2所述的一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，步骤（a）中合金熔炼时的保护气氛为0.1at% SF₆＋CO₂混合气体，合金熔液浇铸于圆柱形纯铜水冷模中，浇铸圆棒铸锭直径为Φ20~32mm。

4.根据权利要求1或2所述的一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，步骤（b）中热挤压时的挤出速度20~30mm/s。

5.根据权利要求1或2所述的一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，步骤（c）中进行等通道挤压时，棒材的长度在150mm以上，挤压速度2~5mm/s，每进行完一道次等通道转角挤压后，挤出棒材以中心轴为旋转轴沿同一方向旋转90°后再次放入模具中进行下一道挤压。

6.根据权利要求1或2所述的一种基于剧烈塑性变形的镁合金丝材制备方法，其特征在于，所述步骤（d）中的多道次室温干拉拔是在直进式拉拔机或卧室拉丝机上进行，其中直径Φ1.5mm以上的棒材在直进式拉拔机上进行拉拔，直径Φ1.5mm及以下的棒材在卧室拉丝机上进行拉拔，进行室温干拉拔时所使用的润滑剂为固体金属皂粉或金属基润滑脂，拉拔出丝速度为60~100mm/s。

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