CN110404999A - 一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板，所述镁板的平均晶粒尺寸≤6微米，且其最大基面织构强度≤12。本发明还公开了一种上述具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法：(1)在350‑450℃下挤压镁合金铸锭，控制挤压比为16：1‑120：1，得到镁合金板型材；(2)将镁合金板型材经过至少一个道次温轧到目标厚度。本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板具有极弱的各向异性和很好的室温成形性，解决了现有技术中镁在室温下难以加工成形的问题。本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法成本低廉、生产效率高、易于大批量生产，从而可以实现镁板在工业上的广泛应用。

Description

一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种镁板及其制造方法，尤其涉及一种具有高室温成形性的镁 板及其制造方法。
背景技术
镁是我们日常生活中广泛可得的金属材料，它可以从矿石或者海水中提 取，精炼后纯度可以达99.8％。同时，镁是迄今为止发现的最轻的金属结构材 料，其密度仅为1.74g/cm3，为铝的2/3，钢的1/4。这个特征使得镁可以作为 一种代替铝和钢的金属，广泛应用于汽车、航空、轨道交通领域。镁合金的使 用可以节约能源从而降低运行成本。比如说，当汽车重量每减低100kg，每百 公里燃油消耗量将减低0.38升，每公里CO2排放量将降低8.7g。
目前市场急需宽幅400mm以下，厚度在0.05mm-2mm，具有一定的强度 和优良的冲压成形性能的镁合金薄板。其中厚度介于0.05-0.8mm的镁合金薄 板和箔可以用于制造家电电子工业产品的零部件。但是，镁以及其合金的型材 和板材的室温成形性一直不高。受此限制，镁合金板至今未在工业中广泛应用。
镁在室温下难以加工是由其本身性质决定的。镁的主要变形模式有基面滑 移，柱面滑移，棱锥面滑移以及孪晶。除了基面滑移，其他的滑移系在室温下 难以开动。在加工过程中，镁的强基面织构的逐渐形成使得基面滑移的开动愈 发困难。此外，轧制过程中强基面织构所导致的板材性能的各向异性在极大程 度上降低了镁板的室温成形性。
现有技术中，添加合适的合金元素是提高镁室温成形性的主要手段。这是 因为合适的合金元素的添加可以弱化织构，或者可以使得除基面滑移外的其他 滑移体系在室温下更容易开动。然而即便如此，镁板依然具有很高的各向异性， 其室温成形性依旧不佳。虽然镁在经过大变形加工(如等角挤压)后，其晶界 滑移作为额外变形模式可以在室温开动，但是其在室温压缩过程中最大下压量 也仅只有20％。此外，由大变形加工出来的镁合金样品尺寸往往很小，不足以 在工业上广泛应用。
基于此，希望获得一种镁板，其具有弱各向异性、高室温成形性，从而实 现镁板在工业上的广泛应用。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板，该 镁板具有弱各向异性、高室温成形性，从而能够实现镁板在工业上的广泛应用。
为了实现上述目的，本发明提出了一种具有弱各向异性高室温成形性的镁 板，所述镁板的平均晶粒尺寸≤6微米，且其最大基面织构强度≤12。
上述技术方案中，本案发明人通过研究发现，当镁的平均晶粒尺寸≤6微 米且最大基面织构强度≤12时，通常情况下难以成形的镁或其镁合金即变得易 于成形，具有很好的室温成形性。因此，本案发明人将本发明所述的具有弱各 向异性高室温成形性的镁板的平均晶粒尺寸限定在≤6微米，且其最大基面织 构强度限定在≤12。
进一步地，在本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板中，所述 镁板的平均晶粒尺寸≤5微米，且其最大基面织构强度≤10。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述具有弱各向异性高室温成形 性的镁板的制造方法，该制造方法成本低廉、生产效率高，可以直接应用于工 业生产中，通过该制造方法所获得的镁板具有弱各向异性以及高室温成形性。
为了实现上述目的，本发明提出了一种具有弱各向异性高室温成形性的镁 板的制造方法：
(1)在350-450℃下挤压镁合金铸锭，控制挤压比为16：1-120：1，得 到镁合金板型材；
(2)将镁合金板型材经过至少一个道次温轧到目标厚度。
在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，本案发明人通过研究发现， 镁合金在挤压过程中均会发生动态再结晶，在此过程中，粗大的铸造组织将会 转变为再结晶组织，而挤压温度与挤压比是影响再结晶晶粒尺寸的主要因素。 因此，本案发明人控制挤压温度在350-450℃以及挤压比在16：1-120：1范围 内，以便将镁合金板型材的平均晶粒尺寸控制在50μm以内。相比于铸造轧坯， 该镁合金板型材具有较好的延展性，有助于在后续轧制过程中降低轧制温度， 从而减小轧制后的镁板的晶粒尺寸。
此外，需要说明的是，在本发明所述的制造方法中，考虑到实际镁合金板 型材的厚度以及后续步骤(2)中的温轧道次设计，在一些实施方式中，在步 骤(1)中可以将镁合金板型材的厚度控制在1-3mm。
此外，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，在一些实施方式中， 温轧过程中可以控制上、下轧辊的温度为150-300℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，控制挤压推杆 速度为0.05mm/s～2mm/s。
在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，本案发明人通过研究发现， 过高的推杆速度，不但需要更高的挤压力，而且会使镁合金铸锭和挤压筒因摩 擦而升温，从而导致镁合金板型材的边部晶粒粗大以及整个镁合金板型材边部 和心部的组织不均一，使后续轧制的镁板边部产生裂纹。因此，本案发明人将 挤压推杆速度控制在0.05mm/s～2mm/s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，在镁合金板型 材轧制方向上的前、后两侧施加的对称的前张力和后张力均为变形温度时屈服 强度的10～30％。
在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，在镁合金板型材轧制方向 上的前、后两侧施加对称的前张力和后张力，有利于增加轧制过程的稳定性， 使镁合金板型材的厚度均匀、表面无折纹、板型良好，保证镁合金板型材的平 直度；还有利于降低轧制力和获得较大压下量；还有助于快速轧制，以提高轧 制效率。本案发明人通过研究发现，当前张力和后张力均低于变形温度时屈服 强度的10％时，不能产生拉直的效果，而当前张力和后张力均高于变形温度时 屈服强度的30％时，镁合金板型材易出现严重边裂直至断带或发生局部颈缩而 引起断带。因此，本案发明人将在镁合金板型材轧制方向上的前、后两侧施加 的对称的前张力和后张力均控制在变形温度时屈服强度的10～30％范围内。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，温轧每道次前 进行预热，预热温度为180-250℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制轧制速度 为0.02m/s-1m/s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，所述步骤(2)具有1-3个轧制 道次。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制各道次的 压下量为20％-80％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，还包括步骤(3)退火：控制退 火温度为150-300℃，退火时间为15min-120min。
在本发明所述的制造方法中，还包括退火工艺，以便使制得的镁板具有目 标强度及延伸率。此外，考虑到镁合金的再结晶温度以及工艺控制问题，本案 发明人将退火温度控制在150-300℃，退火时间控制在15min-120min。
本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板及其制造方法与现有 技术相比，具有如下有益效果：
(1)本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板具有极弱的各向 异性和很好的室温成形性，解决了现有技术中镁在室温下难以加工成形的问 题。
(2)本发明所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法成本 低廉、生产效率高、易于大批量生产，从而可以实现镁板在工业上的广泛应用。
附图说明
图1为对本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过 程中经过步骤(1)之后得到的镁合金板型材进行EBSD分析得到的反极图(IPF 图)。
图2为对本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过 程中经过步骤(1)之后得到的镁合金板型材进行EBSD分析得到的极图(PF 图)。
图3为本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程 中经过步骤(2)中的第1道次之后进行EBSD分析得到的反极图(IPF图)。
图4为本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程 中经过步骤(2)中的第1道次之后进行EBSD分析得到的极图(PF图)。
图5为本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程 中经过步骤(2)中的第2道次之后进行EBSD分析得到的反极图(IPF图)。
图6为本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程 中经过步骤(2)中的第2道次之后进行EBSD分析得到的极图(PF图)。
图7为本发明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程 中经过步骤(2)中的不同道次之后其轧制方向与横向方向的应力-应变曲线 (Strain-Stress曲线)。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的具有弱各向异性 高室温成形性的镁板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明 并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6
实施例1-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板采用以下步骤制得(具 体工艺参数列于表1-1、表1-2和表1-3中)：
(1)选用现有技术中的AZ31型镁合金铸锭，在350-450℃下挤压该镁 合金铸锭，得到镁合金板型材，其厚度为1-3mm，宽度为120-160mm。其中 控制挤压比为16：1-120：1，挤压推杆速度为0.05mm/s～2mm/s；
(2)将镁合金板型材经过1-3个道次温轧到目标厚度，控制轧制速度为 0.02m/s-1m/s，温轧每道次前进行预热，预热温度为180-250℃，每道次温轧过 程中，在镁合金板型材轧制方向上的前、后两侧施加的对称的前张力和后张力 均为变形温度时屈服强度的10～30％，轧制温度为210-270℃，压下量为 20％-80％；
(3)退火：控制退火温度为150-300℃，退火时间为15min-120min。
表1-1.实施例1-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法的具体工艺参数
表1-2.实施例1-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法的具体工艺参数
表1-3.实施例1-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的制造方法的具体工艺参数
表2列出了实施例1-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的平均晶粒 尺寸及最大基面织构强度。
表2.
对实施例1和实施例4中的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过 程中经过步骤(1)之后得到的镁合金板型材进行性能测试，具体测试：其沿 着挤压方向(即轧制方向，RD)拉伸时的屈服强度(Rp0.2)、抗拉强度(Rm) 和断裂延伸率(A)，以及其沿着垂直于挤压方向(即横向方向，TD)拉伸时 的屈服强度(Rp0.2)、抗拉强度(Rm)和断裂延伸率(A)，测试结果列于表 3中。
表3.
由表3可以看出，并结合表1-1，实施例1的具有弱各向异性高室温成形 性的镁板在制造过程中经过步骤(1)之后得到的镁合金板型材，其厚度为 1.5mm，其轧制方向的屈服强度远高于横向方向的屈服强度，显示出很明显的 各向异性。实施例4的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过程中经过 步骤(1)之后得到的镁合金板型材，其厚度为2.5mm,其轧制方向的屈服强度 比横向方向的屈服强度高出30％，同样显示出明显的各向异性。
由图1和图2可以看出，实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板 在制造过程中经过步骤(1)之后得到的镁合金板型材的平均晶粒尺寸为22.7μm, 有典型的镁合金挤压不连续丝状织构，大多数晶粒的(0001)晶面和<11-20> 晶向平行于轧制方向，最大基面织构强度为13.4，大晶粒尺寸与强基面织构是 其强各向异性的原因。
由图3、图4、图5和图6可以看出，实施例1中，随着累积变形量增加， 镁板微观组织不断细化。第1道次后，平均晶粒尺寸从原镁合金板型材的 22.7μm降到8.0μm，第2道次后减为4.5μm。此外，从晶粒尺寸分布的均匀性 来说，动态再结晶机制的共同作用使显微组织不断细化，且组织均匀性也不断 增加。在挤压过程中，模具包围金属流，金属流四周受力，因此不全是基面织 构。而在温轧过程中，由于板面受压，形成基面织构，随着温轧的进行，基面 织构逐渐增强。但第1道次后大部分晶粒(0001)基面轴向分布在与RD方向 成0～40°夹角内，而与TD方向成0～25°夹角内，即大部分晶粒(0001)基面轴 向偏向于RD方向，第2道次后，这种偏向略有改善，但是(0001)基面轴向 偏向于RD方向的晶粒仍然比偏向于TD的晶粒多。
由图7可以看出，实施例1中，温轧后，由于(0001)基面轴向偏向于 RD方向的晶粒比偏向于TD的晶粒多，从而导致TD方向基面滑移的斯密特 (Schmid)因子比RD方向基面滑移的Schmid因子小，因此TD方向的屈服 强度与抗拉强度大于RD方向，但是轧制道次的增加可以适当的减弱这种各向 异性。具体地，在第1道次(Pass1)时，TD与RD方向上在抗拉强度与延伸 率上基本相等，屈服强度相差约20MPa。第2道次(Pass2)后，TD方向上的 屈服强度(285MPa)与RD方向上的屈服强度(270MPa)的差值减弱为15MPa， 抗拉强度与延伸率保持相近。实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板 在经过2个道次的温轧之后，具有较好的各向同性，意味着其在较低的延伸率 (8％)下具有很好的成形性能。
对实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在室温下进行反复折 叠，具体地为折弯90°、折弯180°、折弯180°后展平、反向折弯180°， 试验结果表明实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板断裂前可以反复 折叠4次，表现出很好的室温成形性。
综上所述，对比实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板在制造过 程中所经历的3种状态，即挤压成镁合金板型材、第1道次温轧、第2道次温 轧，从组织状态上来看，有两点显著变化，一是平均晶粒尺寸逐渐降低，由 22.7μm降低到了4.5μm；二是最大基面织构强度降低，由13.4变为了11。因 此，晶粒尺寸和基面织构强度这两者联合导致了实施例1的具有弱各向异性高 室温成形性的镁板具有极弱的各向异性和良好的室温成形性。从制造方法上来 看，挤压工艺使得横向强度远低于轧制方向的强度，而温轧正好相反，使得横向强度高于轧制方向，因此挤压工艺与温轧工艺的结合导致了实施例1的具有 弱各向异性高室温成形性的镁板具有极弱的各向异性和良好的室温成形性。
表4列出了实施例2-6的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的性能测试 结果。
表4.
由表4可以看出，并结合表2和图7，实施例2和实施例3中，在退火过 程中，晶粒稍微长大，最大基面织构强度进一步降低到10以下。由于实施例2 的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的平均晶粒尺寸比实施例3的平均晶粒 尺寸大，因此实施例2的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的各向异性稍微 比实施例3的强，然而实施例2和实施例3的具有弱各向异性高室温成形性的 镁板都具有弱的各向异性。实施例2和实施例3的具有弱各向异性高室温成形 性的镁板轧制方向的强度仅比横向方向低15％，然而其延伸率远高于没有经过 退火过程的实施例1的具有弱各向异性高室温成形性的镁板，具有比实施例1 高的室温成形性。
此外，由表4还可以看出，实施例5与实施例6的具有弱各向异性高室温 成形性的镁板几乎无各向异性。而实施例4的具有弱各向异性高室温成形性的 镁板的各向异性强于实施例5与实施例6的各向异性，实施例4的轧制方向的 强度比横向方向的强度高16％，但相比于其在镁合金板型材阶段的各向异性 (参见表3)，实施例4的具有弱各向异性高室温成形性的镁板的各向异性还是 得到了减弱，此外，由于实施例4只进行了1个道次的温轧，增加温轧道次可 以进一步提升实施例4的各向同性。
综上所述，结合本案各实施例，可以看出细化晶粒与降低基面织构强度是 弱化镁合金板材各向异性、获得高室温成形性的关键。因此，本案发明人控制 镁板的平均晶粒尺寸≤6微米，且其最大基面织构强度≤12，优选地平均晶粒 尺寸≤5微米，且其最大基面织构强度≤10，以便获得具有弱各向异性、高室 温成形性的镁板。此外，在制造方法上，挤压工艺使得轧制方向的强度高于横 向方向的强度，而温轧正好相反，使得横向方向的强度高于轧制方向的强度， 因此挤压工艺与温轧工艺二者的结合可使镁板具有弱的各向异性，甚至产生各 向同性。还需要说明的是，本发明所述的制造方法成本低廉、生产效率高，适 合在工业上大量生产镁合金板材。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件 所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于 在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护 范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合 方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何 方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本 发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从 本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范 围。

Claims (10)

1.一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板，其特征在于：所述镁板的平均晶粒尺寸≤6微米，且其最大基面织构强度≤12。
2.如权利要求1所述的具有弱各向异性高室温成形性的镁板，其特征在于：所述镁板的平均晶粒尺寸≤5微米，且其最大基面织构强度≤10。
3.如权利要求1或2所述的镁板的制造方法，其特征在于：
(1)在350-450℃下挤压镁合金铸锭，控制挤压比为16：1-120：1，得到镁合金板型材；
(2)将镁合金板型材经过至少一个道次温轧到目标厚度。
4.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，控制挤压推杆速度为0.05mm/s～2mm/s。
5.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，在镁合金板型材轧制方向上的前、后两侧施加的对称的前张力和后张力均为变形温度时屈服强度的10～30％。
6.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，温轧每道次前进行预热，预热温度为180-250℃。
7.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制轧制速度为0.02m/s-1m/s。
8.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述步骤(2)具有1-3个轧制道次。
9.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制各道次的压下量为20％-80％。
10.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，还包括步骤(3)退火：控制退火温度为150-300℃，退火时间为15min-120min。
CN201810401685.9A 2018-04-28 2018-04-28 一种具有弱各向异性高室温成形性的镁板及其制造方法 Pending CN110404999A (zh)

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