CN109750201A - 一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法，属于有色金属材料及加工领域，解决了现有镁合金板材存在的室温塑性差的问题。本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5～1.0％，镱0.3～0.6％，锆0.2～0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。本发明通过同步交叉轧制成型的板材表现出较弱的基面织构；轧向、45°轧向和横向的延伸率均在30％左右，杯突值为8.11毫米，室温成型性能良好。关键的制备技术包括熔炼、铸造、轧制和退火，具有高效快速、低成本、操作性强、工艺稳定性好、易实现批量化生产、节约能源、对环境友好的优点。

Description

一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法

技术领域

本发明属于有色金属材料及加工技术领域，具体涉及一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法。

背景技术

镁合金作为目前最轻的结构材料，被广泛应用于航空航天、武器装备、汽车工业以及电子消费品等行业。然而由于镁合金为密排六方结构，室温塑性差，严重限制了其应用。根据经典的霍尔-配齐关系式，可知合金的晶粒越小，强度和塑性越高。目前，通常通过压力加工细化晶粒，以此改善合金的塑性，以便进一步深加工。轧制作为比较成熟的压力加工技术，被广泛用于金属材料板、带材的制备。镁合金冲压件作为其深加工技术产品，也是镁合金高端应用的发展方向，如电子产品(手机、笔记本等)壳体、汽车覆盖件、无人机结构件、雷达波导管、飞机蒙皮、火箭筒体等。

日前，大多数镁合金薄壁件均采用高压铸造进行生产，但是其成品率低，且综合性能劣于冲压成型件。因此，冲压成型镁合金薄壁件成为镁合金深加工领域的重要发展方向。但是，目前商用的变形镁合金AZ31轧制成板材后，表现出强烈的基面织构，导致室温塑性有限，仍然不能进行进一步室温深加工。因此，开发具有室温高塑性的镁合金板材成为目前亟待解决的问题之一。

发明内容

为了解决现有镁合金板材存在的室温塑性差的问题，本发明提供一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法。

本发明为解决上述技术问题所采用的技术方案如下：

本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5～1.0％，镱0.3～0.6％，锆0.2～0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

作为优选的实施方式，本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5～0.6％，镱0.4～0.6％，锆0.2～0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

作为更优选的实施方式，本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5％，镱0.5％，锆0.3％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

作为优选的实施方式，所述杂质元素包括：Fe、Cu、Si、Ni，各杂质元素的质量百分比为：Fe≤0.005％，Cu≤0.0005％，Si≤0.005％，Ni≤0.0005％。

本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，包括以下步骤：

步骤一、熔炼；

步骤二、铸造；

步骤三、轧制；

步骤四、退火。

作为优选的实施方式，步骤一的具体工艺参数如下：按照质量百分比将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在电阻炉中进行熔炼，所述工业纯镁的加入温度为500℃，所述工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，所述镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min进行除气精炼，得到均匀的合金熔体。

作为优选的实施方式，步骤二的具体工艺参数如下：将模具内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至250～300℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为700～720℃，浇注温度为650～680℃，浇注全程采用气体保护，防氧化。

作为优选的实施方式，步骤三的具体工艺参数如下：采用同步同向轧制、异步同向轧制、同步交叉轧制或异步交叉轧制；采用异步轧制时，第一道次采用同步轧，后四道次均采用异步轧，最后采用同步轧制校正平面；采用交叉轧制时，第一道次采用同向轧，后四道次均采用交叉轧。

作为更优选的实施方式，步骤三中，轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm。

作为更优选的实施方式，步骤三中，轧制道次总共五道次，道次间退火温度为400℃，道次间退火时间依次减少，道次间的压下量不同。

作为更优选的实施方式，步骤三中，道次间退火时间为：第一、二、三、四、五道次轧制之前的保温时间依次为60min、40min、30min、20min、10min。

作为更优选的实施方式，步骤三中，道次间的压下量为：第一道次压下量为50％，第二、三、四、五道次的压下量为30～40％。

作为优选的实施方式，步骤四中，退火温度为300～400℃，退火时间为30～120min。

作为更优选的实施方式，步骤四中，退火温度为400℃，退火时间为30min。

本发明的有益效果是：

1、本发明采用微合金化设计合金，获得了具有准单相固溶体组织，无需热处理，便可进行轧制，降低了合金加工成本且节约能源。

2、本发明中，合金元素添加量都非常少，显著降低了合金的原始成本。

3、本发明的合金设计上引入了微量稀土元素，能够降低合金的基面层错能，提高基面滑移的活性、促进非基面滑移和孪生的发生，改善铸造态合金的塑性，提高成型能力，为进一步轧制加工提供了良好的组织条件；并且，稀土元素的添加能够弱化轧制过程中形成的强的基面织构，改变织构组分，形成少量的稀土织构，增大了基面滑移的施密特因子值，从而提高轧制板材的塑性和成型性能。

4、本发明通过普通的工业热轧技术，采用一种单道次大压下量，五道次轧制成型，总变形量高达90％的五道次大压下量成型工艺，关键制备技术主要包括熔炼工艺、铸造工艺、轧制工艺和退火工艺。通过同步交叉轧制成型的板材表现出较弱的基面织构、较低的Lankford值和较大的加工硬化指数；轧向、45°轧向和横向的延伸率均在30％左右；杯突值为8.11毫米；本发明所设计的镁合金板材具有高的室温成型性能。

5、本发明的高成型性能微合金化镁合金薄板的制备工艺具有高效、快速、低成本、操作性强、工艺稳定性好、易实现批量化生产、节约能源以及环境友好等特点。通过本发明的制备工艺能够生产大规格高延展性的镁合金薄板。

附图说明

图1为轧制态合金的宏观织构极图。

具体实施方式

本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比如下：

锌0.5～1.0％；

镱0.3～0.6％；

锆0.2～0.4％；

余量为镁和不可避免的杂质元素。

优选的，本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比如下：

锌0.5～0.6％；

镱0.4～0.6％；

锆0.2～0.4％；

余量为镁和不可避免的杂质元素。

更优选的，本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比如下：

锌0.5％；

镱0.5％；

锆0.3％；

余量为镁和不可避免的杂质元素。

优选的，杂质元素包括：Fe、Cu、Si、Ni，各杂质元素的质量百分比为：Fe≤0.005％，Cu≤0.0005％，Si≤0.005％，Ni≤0.0005％。

本发明的一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，包括熔炼工艺、铸造工艺、轧制工艺和退火工艺。具体的工艺过程和参数如下：

步骤一、熔炼工艺

按照上述合金组成及各组分含量计算原料重量，将配制好工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在普通电阻炉中进行熔炼，坩埚温度为500℃时加入工业纯镁，工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min，达到除气精炼的效果，得到均匀的合金熔体。

步骤二、铸造工艺

铸造工艺中所使用的铸造模具采用金属型铸造模具，金属型铸造模具材料为40Cr钢。浇注之前，需要将金属型铸造模具内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至250～300℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为700～720℃，浇注温度为650～680℃，浇注全程采用气体保护(保护气体成分为SF6和CO₂混合气，SF6与CO₂的体积比为1:200)，避免熔体发生氧化。

步骤三、轧制工艺

本发明采用一种高效、经济、可操作性强且易实现批量化生产的轧制工艺。具体的轧制工艺主要包括四种，分别为同步同向轧制、异步同向轧制、同步交叉轧制和异步交叉轧制。

本发明中，轧制采用同步同向轧制、异步同向轧制、同步交叉轧制和异步交叉轧制。采用异步轧制时，第一道次采用同步轧，后四道次均采用异步轧，最后采用同步轧制校正平面；采用交叉轧制时，第一道次采用同向轧，后四道次均采用交叉轧。

具体的轧制工艺(五道次大压下量成型工艺)流程如下：

采用普通轧机，轧前的准备工作包括：去掉坯料表面氧化层、坯料预热、轧辊预热和轧机调试等。

设定轧机的轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm，轧制采用同步同向轧制或同步交叉轧制时，上、下轧辊转速均为48R/min；轧制采用异步同向轧制或异步交叉轧制时，上轧辊转速为48R/min，下轧辊转速为38R/min。轧制道次总共五道次，道次间退火温度为400℃，道次间退火时间依次减少，即第一、二、三、四、五道次轧制之前的保温时间依次为60min、40min、30min、20min、10min；道次间的压下量也不同：第一道次压下量约为50％，第二、三、四、五道次的压下量约为30～40％。

本发明重点开发厚度为2mm的镁合金薄板，采用的原始坯料厚度为20mm，五道次之后可获得2mm的镁合金薄板，总变形量约为90％。如若制备中厚高塑性板材，亦可采用上述轧制工艺，只需改变原始坯料厚度即可。

步骤四、退火工艺

轧制后的板材，为了消除塑性加工过程中的残余应力、均匀组织、促进再结晶、稳定板材尺寸从而获得具有室温高塑性的镁合金板材，需要进行高温退火处理，包括去应力退火和再结晶退火。退火工艺为：退火温度为300～400℃，退火时间为30～120min。优选的退火工艺为：400℃退火30min。

下面将结合本发明实施例，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。

实施例1

一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌1.0％，镱0.6％，锆0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，步骤如下：

步骤一、熔炼工艺

按合金组成及各组分含量称取相应原料，将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在普通电阻炉中进行熔炼，坩埚温度为500℃时加入工业纯镁，工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min。

步骤二、铸造工艺

浇注前将金属型铸造模具(模具材料为40Cr钢)内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至300℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为700℃，浇注温度为650℃，浇注全程采用气体保护，避免熔体发生氧化。

步骤三、轧制工艺

采用普通轧机，采用同步同向轧制工艺，轧前的准备工作包括：去掉坯料(坯料厚度为20毫米)表面氧化层、坯料预热、轧辊预热和轧机调试等。轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm，上、下轧辊转速均为48R/min。轧制道次总共五道次，道次间退火温度为400℃，道次间退火时间依次为60min、40min、30min、20min、10min；第一道次压下量约为50％，第二、三、四、五道次的压下量约为30～40％。

步骤四、退火工艺

为了获得高塑性板材，对2毫米轧板进行了多种退火工艺，具体为：300℃/30min，350℃/30min，400℃/30min，400℃/60min，400℃/120min。

按照GB/T128-2010《金属材料室温拉伸试验方法》，测试了轧向的拉伸力学性能，所测试得到的力学性能数据如表1所示。

表1力学性能数据

退火工艺	抗拉强度(MPa)	屈服强度(MPa)	断裂延伸率(％)
				300℃/30min	222	159	21.2
350℃/30min	210	133	24.3
				400℃/30min	206	120	30.4
400℃/60min	202	118	28.6
				400℃/120min	200	115	27.3

从表1中可以看出，退火工艺为400℃/30min时，获得了最佳的强度、塑性组合。因此，在本发明中，其余三种轧制工艺均采用此退火工艺，即300～400退火30～120min。

为了评定板材的各向异性，对板材的其他两个方向进行了力学性能测试，即45°轧向(45D)和横向(TD)。45D方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为191MPa、108MPa和28.2％；TD方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为188MPa、89MPa和24.5％。

按照GB 4159-1984《金属杯突试验方法》测试了该板材冲压成型性能。具体参数为：板厚2毫米，压边力200KN，压边圈直径70毫米，凸模直径40毫米，凸模移动速度1mm/s，所测得杯突值为6.5毫米。

实施例2

一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5％，镱0.3％，锆0.2％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，步骤如下：

步骤一、熔炼工艺

按合金组成及各组分含量称取相应原料，将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在普通电阻炉中进行熔炼，坩埚温度为500℃时加入工业纯镁，工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min。

步骤二、铸造工艺

浇注前将金属型铸造模具(模具材料为40Cr钢)内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至250℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为720℃，浇注温度为680℃，浇注全程采用气体保护，避免熔体发生氧化。

步骤三、轧制工艺

采用普通轧机，采用异步同向轧制工艺，轧前的准备工作包括：去掉坯料(坯料厚度为20毫米)表面氧化层、坯料预热、轧辊预热和轧机调试等。轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm，上轧辊转速为48R/min，下轧辊转速为38R/min。轧制道次总共五道次，道次间退火温度为400℃，第一道次采用同步同向轧制，压下量约为50％，后四道次均采用异步同向轧制，压下量约为30％，道次间退火时间依次为60min、40min、30min、20min、10min。

由于异步轧制具有明显的剪切变形，因此终轧的板材会发生翘曲，所以第五道次轧完后，采用同步同向轧制校正平面度。

步骤四、退火工艺

400℃退火30min。

按照GB/T128-2010《金属材料室温拉伸试验方法》，测试了板材三个方向的力学性能，所测试得到的力学性能数据如表2所示。

表2力学性能数据

拉伸方向	抗拉强度(MPa)	屈服强度(MPa)	断裂延伸率(％)
				RD	191	112	23.0
45D	191	95	28.5
				TD	180	90	18.4

为了评定板材的各向异性，对板材的三个不同方向进行了力学性能测试，即轧向(RD)、45°轧向(45D)和横向(TD)。从表2中可以看出，45D方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为191MPa、95MPa和28.5％；TD方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为180MPa、90MPa和18.4％。

按照GB 4159-1984《金属杯突试验方法》测试了该板材冲压成型性能；具体参数为：板厚2毫米，压边力200KN，凸模移动速度1mm/s，所测得杯突值为6.35毫米。

实施例3

一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5％，镱0.5％，锆0.3％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，步骤如下：

步骤一、熔炼工艺

按合金组成及各组分含量称取相应原料，将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在普通电阻炉中进行熔炼，坩埚温度为500℃时加入工业纯镁，工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min。

步骤二、铸造工艺

浇注前将金属型铸造模具(模具材料为40Cr钢)内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至280℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为710℃，浇注温度为660℃，浇注全程采用气体保护，避免熔体发生氧化。

步骤三、轧制工艺

采用普通轧机，采用同步交叉轧制工艺，轧前的准备工作包括：去掉坯料(坯料厚度为20毫米)表面氧化层、坯料预热、轧辊预热和轧机调试等。轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm，上、下轧辊转速均为48R/min。轧制道次总共五道次，第一道次采用同步同向轧制，压下量为50％；第二道次交叉轧制，即轧向旋转90°，压下量为30％；第三道次与第一道次轧向一致，压下量约为33％；第四道次交叉轧制，压下量为40％；第五道次与第一道次轧向一致，压下量约为33％。道次间退火时间依次为60min、20min、15min、10min、10min。

步骤四、退火工艺

400℃退火30min。

按照GB/T128-2010《金属材料室温拉伸试验方法》，测试了三个方向的力学性能，所测试得到的力学性能数据如表3所示。

表3力学性能数据

拉伸方向	抗拉强度(MPa)	屈服强度(MPa)	断裂延伸率(％)
				RD	203	129	28.9
45D	200	116	32.1
				TD	200	108	29.3

为了评定板材的各向异性，对板材的三个不同方向进行了力学性能测试，即轧向(RD)、45°轧向(45D)和横向(TD)。从表3中可以看出，45D方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为200MPa、116MPa和32.1％；TD方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为200MPa、108MPa和29.3％。

按照GB 4159-1984《金属杯突试验方法》测试了该板材冲压成型性能；具体参数为：板厚2毫米，压边力200KN，压边圈直径70毫米，凸模直径40毫米，凸模移动速度1mm/s，所测得杯突值为8.11毫米。

实施例4

一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.6％，镱0.4％，锆0.3％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

一种高成型性能微合金化镁合金薄板的制备方法，步骤如下：

步骤一、熔炼工艺

按合金组成及各组分含量称取相应原料，将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在普通电阻炉中进行熔炼，坩埚温度为500℃时加入工业纯镁，工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min。

步骤二、铸造工艺

浇注前将金属型铸造模具(模具材料为40Cr钢)内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至270℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为700℃，浇注温度为650℃，浇注全程采用气体保护，避免熔体发生氧化。

步骤三、轧制工艺

采用普通轧机，采用异步交叉轧制工艺，轧前的准备工作包括：去掉坯料(坯料厚度为20毫米)表面氧化层、坯料预热、轧辊预热和轧机调试等。轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm，上轧辊转速为48R/min，下轧辊转速为38R/min。轧制道次总共五道次，第一道次采用同步同向轧制，压下量为50％，后四道次均采用异步交叉轧制，每轧一道次，试样轧向旋转90°；且后四道次的压下量约为40％；道次间退火时间依次为60min、20min、15min、10min、10min。

由于异步轧制具有明显的剪切变形，因此终轧的板材会发生翘曲，所以最后一道次轧完后，采用同步同向轧制校正平面度。

步骤四、退火工艺

400℃退火30min。

按照GB/T128-2010《金属材料室温拉伸试验方法》，测试了三个方向的力学性能，所测试得到的力学性能数据如表4所示。

表4力学性能数据

拉伸方向	抗拉强度(MPa)	屈服强度(MPa)	断裂延伸率(％)
				RD	214	133	25.6
45D	222	129	27.6
				TD	203	108	25.8

为了评定板材的各向异性，对板材的三个不同方向进行了力学性能测试，即轧向(RD)、45°轧向(45D)和横向(TD)。从表3中可以看出，45D方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为222MPa、129MPa和27.6％；TD方向的抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为203MPa、108MPa和25.8％。

按照GB 4159-1984《金属杯突试验方法》测试了该板材冲压成型性能；具体参数为：板厚2毫米，压边力200KN，压边圈直径70毫米，凸模直径40毫米，凸模移动速度1mm/s。所测得杯突值为7.83毫米。

应用实施例1

从实施例1至实施例4可以看出，实施例3获得了最佳效果。因此对实施例3进一步分析其冲压成型性能，通常，Lankford值，平均Lankford值，Lankford值的平面各向异性指数和加工硬化指数n值作为板材冲压成型性能的指标。

(1)Lankford值＝—拉伸方向真应变值/(拉伸方向真应变值+垂直于拉伸方向的真应变值)；

(2)平均Lankford值＝1/4*|RD方向的Lankford值+TD方向的Lankford值+2*45D方向的Lankford值|；

(3)Lankford值的平面各向异性指数＝1/2*|RD方向的Lankford值+TD方向的Lankford值-2*45D方向的Lankford值|；

(4)σ＝Kεⁿ，其中，σ为真应力，K为强度因子，ε为真应变，n为加工硬化指数值。

表5板材冲压成型性能指标数据

表6商用变形镁合金AZ31板材冲压成型性能指标数据(数据来源：Y.Chino，M.Mabuchi,Enhanced stretch formability of Mg-Al-Zn alloy sheets rolled athigh temperature(723K),Scripta Mater.,2009,60(6):447-450.和A.A.Luo,A.K.Sachdev,Development of a New Wrought Magnesium-Aluminum-Manganese AlloyAM30,Metall.Mater.Trans,A 38A(2007)1184-1192.)

根据表5和表6的数据分析可知，轧板在400℃下退火30min后，板材在轧面各方向的力学性能基本表现为各向同性。另外，根据板材冲压成型性能指标数据，本发明的板材具有良好的室温深冲性能。在深冲过程中，制耳现象的产生于Lankford值的平面各向异性指数有很大关系，且此值越小，制耳现象越弱。本发明的板材的Lankford值的平面各向异性指数接近于0，这表明该板材在深冲过程中几乎不产生制耳现象。Lankford值和平均Lankford值越低，表面板材在平面拉伸过程中越易发生均匀变薄，即不会发生变形集中在局部。相比商用变形镁合金AZ31板材的Lankford值和平均Lankford值，本发明的板材的Lankford值和平均Lankford值较小，且接近0，进一步说明该板材具有良好的室温成型性能。另外，加工硬化指数是板材室温成型性能的另一个重要指标，其值越大，则说明均匀塑性变形能力越好。

分析上表数据可知，本发明的板材的室温成型性能均优于商用变形镁合金AZ31板材，有望实现室温冲压成型复杂件。此外，如图1轧制态合金的宏观织构极图所示。通过分析图1可知，本发明板材轧制的基面织构最大强度为3.3，而商用变形镁合金AZ31板材轧制态的基面织构最大强度为8.54(数据来源：D.Wu,R.S.Chen,E.H.Han，Excellent room-temperature ductility and formability of rolledMg–Gd–Zn alloy sheets，J.Alloy.Compd.509(2011)2856–2863)。显然，本发明的板材具有弱的基面织构，分析图1可知，轧制态合金的c轴并不是全部与轧面垂直，而是向着轧向和横向发生了偏转，偏转角度大致45°，这也是为什么45D方向拉伸延伸率高的本质原因。本发明的板材弱的基面织构主要归因于微量稀土元素的添加。

本发明公开了一种高成型性能微合金化镁合金薄板及其制备方法，本领域技术人员可以借鉴本文内容，适当改进工艺参数实现。特别需要指出的是，所有类似的替换和改动对本领域技术人员来说是显而易见的，它们都被视为包括在本发明。本发明的产品已经通过较佳实施例进行了描述，相关人员明显能在不脱离本发明内容、精神和范围内对本文所述的产品进行改动或适当变更与组合，来实现和应用本发明技术。

Claims (10)

1.一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其特征在于，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5～1.0％，镱0.3～0.6％，锆0.2～0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其特征在于，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5～0.6％，镱0.4～0.6％，锆0.2～0.4％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

3.根据权利要求2所述的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其特征在于，其组成及各组分的质量百分比为：锌0.5％，镱0.5％，锆0.3％，余量为镁和不可避免的杂质元素。

4.根据权利要求3所述的一种高成型性能微合金化镁合金薄板，其特征在于，所述杂质元素包括：Fe、Cu、Si、Ni，各杂质元素的质量百分比为：Fe≤0.005％，Cu≤0.0005％，Si≤0.005％，Ni≤0.0005％。

5.制备权利要求1至4中任意一项所述的一种高成型性能微合金化镁合金薄板的方法，其特征在于，包括以下步骤：

步骤一、熔炼；

步骤二、铸造；

步骤三、轧制；

步骤四、退火。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤一的具体工艺参数如下：按照质量百分比将配制好的工业纯镁、工业纯锌、镁镱中间合金、镁锆中间合金在电阻炉中进行熔炼，所述工业纯镁的加入温度为500℃，所述工业纯锌和镁镱中间合金的加入温度为730℃，所述镁锆中间合金的加入温度为760℃，合金元素完全融化后，向合金熔体中持续通入高纯氩气10min进行除气精炼，得到均匀的合金熔体。

7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤二的具体工艺参数如下：将模具内腔涂抹氧化锌脱模剂且预热至250～300℃；遵循高温出炉低温浇注原则进行铸造，坩埚出炉温度为700～720℃，浇注温度为650～680℃，浇注全程采用气体保护，防氧化。

8.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤三的具体工艺参数如下：采用同步同向轧制、异步同向轧制、同步交叉轧制或异步交叉轧制；采用异步轧制时，第一道次采用同步轧，后四道次均采用异步轧，最后采用同步轧制校正平面；采用交叉轧制时，第一道次采用同向轧，后四道次均采用交叉轧。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，步骤三中，轧制温度为400℃，轧辊预热温度为150℃，辊直径为450mm。

10.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤四中，退火温度为300～400℃，退火时间为30～120min。