CN112322949A - 一种镁合金材料及包含该材料的部件和装置 - Google Patents
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Abstract
本发明旨在提供一种镁合金材料,包含如下质量百分数的组分:Al:3.5‑5.0%,Zn:2.0‑3.5%,Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%,Mn:0.1‑0.8%,RE:0.01‑0.80%,Ca:0.001‑0.090%,其他不可避免的杂质元素,余量为镁,RE是稀土元素。该材料成本较低,力学性能优良,延展性好,加工性能优良,适合于大量规模化生产和应用。
Description
技术领域
本发明涉及一种镁合金材料,特别涉及一种高延展性中强度镁合金材料,同时还涉及使用该镁合金的部件,以及使用该部件的装置。
背景技术
镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度比刚度高、导热性好、电磁屏蔽及阻尼减震性能优、易于机加工、尺寸稳定等优点,被誉为“21世纪绿色工程材料”。在轻量化大趋势下,航空航天、汽车、3C、轨道交通领域对低成本高性能镁合金材料的需求持续增长。
Mg-Al-Zn系合金因其良好的铸造性能、耐蚀性能及导热性能,成为目前商业化应用最广泛的一种镁合金。然而现有的Mg-Al-Zn系合金存在绝对强度低、延展性较差、塑性成形困难、各向异性严重的问题,难以满足航空航天、轨道交通等领域对结构材料综合性能的高要求,严重限制其更广泛更高端的应用。
近年来,通过在镁中引入稀土元素开发了具有较高力学性能的Mg-RE合金,申请号为200810230077.2的中国发明专利公开了一种高强度铸造镁合金及其熔制方法,通过添加Gd:8.1~11.5%,Y:1.0~4.5%,RE:0.01~3.0%的合金元素提高镁合金的强度。但添加较高含量的贵重稀土元素,其成本高,半连续铸造时易开裂、表面冷隔严重,加工时延展性较差,导致合金成材率低、成本显著增加。
因此,在保证较低材料成本的前提下,开发具有良好延展性和强度的变形镁合金,对进一步推广镁合金材料的应用具有重要意义。
发明内容
有鉴于此,本发明旨在提供一种镁合金材料,特别是一种高延展性镁合金材料。该材料成本较低,力学性能优良,延展性好,加工性能优良,适合于大量规模化生产和应用。
本发明提供一种镁合金材料,包含如下质量百分数的组分:
Al:3.5-5.0%
Zn:2.0-3.5%
Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%
Mn:0.1-0.8%
RE:0.01-0.80%
Ca:0.001-0.090%
其他不可避免的杂质元素,余量为镁。
所述的RE指的是稀土元素。
进一步地,所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe≤0.005%,Si≤0.05%,Cu≤0.005%,Ni≤0.005%,杂质总含量不超过0.1%。
进一步地,所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0%。
进一步地,所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0%。
进一步地,所述合金成分Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8.0%。
进一步地,所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6%。
进一步地,所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素,质量百分比为0.05-0.50%。
进一步地,当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时,其质量比为Gd:Y=(0.01-100):1。
进一步地,所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060%。
所述合金成分杂质总含量不超过0.04%。
本发明还提供一种镁合金部件,其特征在于,包含上述镁合金材料。
进一步地,上述的镁合金部件为镁合金板材,抗拉强度≥330MPa,屈服强度≥240MPa,延伸率≥20%。
本发明还提供一种装置,其特征在于包含上述镁合金部件。
所述装置优选为航空航天、汽车、3C、轨道交通等领域使用的装置。该装置的加工方法可以为锻造、挤压、轧制、冲压等众多方法中的一种或多种。
研究发现,Al元素添加在镁合金中,可形成β-Mg17Al12相,可提高合金室温强度;Zn的添加起到固溶强化作用,并降低Al在基体中的固溶度,促进时效过程β相的析出。
本发明将合金中Zn含量控制在2.0-3.5%之间,若Zn含量过低,固溶强化及促进β相析出的效果减弱,合金力学性能降低;Zn含量过高,半连续铸造时熔体流动性差,易出现热裂、疏松、冷隔等缺陷,难以制备大直径高品质锭坯,且对合金延展性及可成形性产生不利影响。
本发明将合金中Al含量与Zn含量总和控制在6-8%之间,其作用在于:Al+Zn含量过低,固溶强化效果差,时效过程析出的β相较少,合金力学性能显著降低;Al+Zn含量过高,热变形时易析出粗大球状β相,合金延展性及可成形性降低、易开裂。将Al+Zn控制在6-8%之间,既可保证合金具有较高的力学性能,同时具有良好的加工塑性。
本发明在Mg-Al-Zn系合金中添加微量(0.01-0.80%)RE元素,其作用包含以下几点:
1.稀土微合金化可提高合金力学性能,主要源于:(1)细化镁合金晶粒,实现细晶强化效果;(2)增加时效形核点,增大晶界扩散速率,促进β相在晶界形核并向晶内生长,改善时效强化效果;(3)Gd、Y在Mg中固溶度较高,且与Mg原子存在较大尺寸差异使镁晶格发生畸变,起到固溶强化效果。
2.RE的添加改变Mg基体层错能,促进塑性变形时非基面滑移的启动,提高合金延展性及可成形性,降低热加工过程的开裂风险。
3.RE的添加降低Mg-Al-Zn系变形合金的力学性能各向异性。镁合金具有密排六方晶体结构,强烈的变形织构是镁合金出现各向异性的主要原因。RE元素使合金热加工时的动态再结晶晶粒取向分布更随机,弱化变形织构。织构弱化可降低变形时晶粒间的应力集中,有利于材料延展性。
4.RE的添加使熔体表层生成致密氧化膜,隔绝与空气的接触,减少熔体的氧化及烧损,且RE在熔体中还可除Fe、Si、杂质等,达到净化熔体、提高铸锭质量的目的。
5.研究发现,在本合金体系中,通过微量的RE元素添加,便能实现较好的强化效果,确保优秀的加工性能。基于此发现,合理的控制RE元素的添加,既能提高合金性能,又能降低合金成本,有利于大规模的推广应用。
通过优化Al、Zn元素配比以及添加微量RE元素,合金的铸造性能、塑性加工性能和力学性能得到显著改善,同时保证了材料较低的成本。制备出直径200-350mm、长度≥4000mm的高品质半连续铸棒,通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度≥5000mm的板材,板材经时效热处理后的室温力学性能:抗拉强度≥330MPa,屈服强度≥240MPa,延伸率≥20%。
当制备工艺路线相同且6%≤Al+Zn≤8%,稀土微合金化的Mg-Al-Zn系合金相比于无稀土合金,室温抗拉强度提高10-20%、屈服强度提高15-30%、延伸率提高25-40%。
当制备工艺路线相同时,Al含量与Zn含量总和满足6%≤Al+Zn≤8%的合金室温强度及延展性明显优于Al+Zn<6%的合金。
当制备工艺路线相同时,Al含量与Zn含量总和满足6%≤Al+Zn≤8%的合金室温强度、可成形性及延展性明显优于Al+Zn>8%的合金。
有益效果
1.本发明提供的合金材料稀土元素添加量低,相比而言成本更低;
2.本发明提供的合金材料延伸率高,生产加工过程中不易开裂,成品率高,应用场景更广。
附图说明
图1本发明中实施例1合金光学显微组织。
图2本发明中对比例1合金光学显微组织。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明,但不以任何形式限制本发明。应当指出的是,对本领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明构思的前提下,还可以做出若干调整。这些都属于本发明的保护范围。
实施例所得产品的抗拉强度、屈服强度、延伸率参照GB/T228.1-2010标准执行。
实施例所得产品的光学显微组织图由金相显微镜测得。
实施例1:
镁合金的质量百分比成分为:Al:4.3%,Zn:2.8%,Mn:0.2%,Gd:0.53%,Ca:0.036%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0012%,Si:0.0015%,Cu:0.0006%,Ni:0.0009%,杂质总含量约为0.01%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效态样品的光学显微组织见附图1,可见晶粒均匀细小,β相在大部分晶界形核生长,时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
实施例2:
镁合金的质量百分比成分为:Al:3.5%,Zn:3.5%,Mn:0.4%,Y:0.20%,Ca:0.081%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0019%,Si:0.0092%,Cu:0.0007%,Ni:0.0005%,杂质总含量为0.018%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
实施例3:
镁合金的质量百分比成分为:Al:4.3%,Zn:3.2%,Mn:0.1%,Y:0.46%,Ca:0.004%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.003%,Si:0.0017%,Cu:0.0007%,Ni:0.0008%,杂质总含量为0.022%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
实施例4:
镁合金的质量百分比成分为:Al:5%,Zn:2.8%,Mn:0.3%,Gd:0.08%,Ca:0.017%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0014%,Si:0.0065%,Cu:0.0005%,Ni:0.0004%,杂质总含量为0.02%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径320mm、长度4500mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为686℃,拉锭速度为50mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为29,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
实施例5:
镁合金的质量百分比成分为:Al:4.5%,Zn:2.0%,Mn:0.5%,Gd:0.21%,Y:0.51%,Ca:0.06%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.002%,Si:0.0083%,Cu:0.0009%,Ni:0.0006%,杂质总含量为0.039%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径320mm、长度4500mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃,拉锭速度为50mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为29,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
实施例6:
镁合金的质量百分比成分为:Al:4.0%,Zn:2.9%,Mn:0.6%,Gd:0.29%,Y:0.06%,Ca:0.007%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0028%,Si:0.0055%,Cu:0.0002%,Ni:0.0005%,杂质总含量为0.024%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径320mm、长度4500mm的铸锭,稳定浇铸时炉内熔体温度为686℃,拉锭速度为50mm/min。通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,均匀化退火工艺为:420℃保温15h,塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为29,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表1所示。
比较例1:
镁合金的质量百分比成分为:Al:4.1%,Zn:3.0%,Mn:0.5%,Ca:0.028%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0023%,Si:0.005%,Cu:0.0012%,Ni:0.001%,杂质总含量为0.031%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,半连铸稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min,均匀化退火工艺为:420℃保温15h。塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效态样品的光学显微组织见附图2,可见晶粒较实施例1更加粗大且尺寸不均匀,β相数量减少,时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表2所示。由表可知,比较例1镁合金未添加RE元素,其室温抗拉强度、屈服强度和延伸率均明显低于实施例1-6。
比较例2:
镁合金的质量百分比成分为:Al:3.8%,Zn:2.0%,Mn:0.3%,Gd:0.55%,Ca:0.056%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0017%,Si:0.0088%,Cu:0.0009%,Ni:0.0021%,杂质总含量为0.02%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,半连铸稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min,均匀化退火工艺为:420℃保温15h。塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表2所示。挤压板材在210℃保温8h时效处理。由表可知,比较例2镁合金中Al+Zn<6%,其室温抗拉强度、屈服强度和延伸率均明显低于实施例1-6。
比较例3:
镁合金的质量百分比成分为:Al:3.6%,Zn:2.1%,Mn:0.5%,Gd:0.12%,Y:0.19%,Ca:0.066%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.0011%,Si:0.0025%,Cu:0.0006%,Ni:0.0008%,杂质总含量为0.02%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径320mm、长度4500mm的铸锭,通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度9000mm的板材,半连铸稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃,拉锭速度为50mm/min,均匀化退火工艺为:420℃保温15h。塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为29,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表2所示。由表可知,比较例3镁合金中Al+Zn<6%,其室温抗拉强度、屈服强度和延伸率均明显低于实施例1-6。
比较例4:
镁合金的质量百分比成分为:Al:5.0%,Zn:3.3%,Mn:0.3%,Y:0.42%,Ca:0.026%,杂质包括Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe:0.002%,Si:0.0065%,Cu:0.0007%,Ni:0.0018%,杂质总含量为0.019%,余量为Mg。
该合金经半连续铸造得到直径270mm、长度5000mm的铸锭,通过均匀化退火及塑性加工制备出截面尺寸220×11mm、长度8000mm的板材,半连铸稳定浇铸时炉内熔体温度为680℃,拉锭速度为55mm/min,均匀化退火工艺为:420℃保温15h。塑性加工采用挤压的方式,挤压模具和挤压筒预热至360℃,锭坯在工频炉加热至320℃保温15min后进行挤压,挤压比为20,挤压速度1.4mm/s。挤压板材在210℃保温8h时效处理。时效处理后的室温抗拉强度、屈服强度和延伸率如表2所示。由表可知,比较例4镁合金中Al+Zn>8%,其室温抗拉强度、屈服强度和延伸率均低于实施例1-6。
表1实施例镁合金室温力学性能
实施例 | 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 延伸率/% |
1 | 337 | 247 | 21.6 |
2 | 335 | 243 | 22.4 |
3 | 338 | 249 | 20.7 |
4 | 342 | 254 | 22.8 |
5 | 343 | 250 | 21.9 |
6 | 339 | 248 | 23.3 |
表2比较例镁合金室温力学性能
以上所述仅为本发明的优选实施例,并不用于限制本发明,对于本领域技术人员而言,本发明可以有各种改动和变化。凡在本发明的精神和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等,均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种镁合金材料,其特征在于:包含如下质量百分数的组分:
Al:3.5-5.0%
Zn:2.0-3.5%
Al含量与Zn含量总和为:6%≤Al+Zn≤8%
Mn:0.1-0.8%
RE:0.01-0.80%
Ca:0.001-0.090%
其他不可避免的杂质元素,余量为镁,
所述的RE指的是稀土元素。
2.如权利要求1所述的镁合金材料,其特征在于:所述镁合金材料包含Fe、Si、Cu、Ni等不可避免的杂质元素,其中Fe≤0.005%,Si≤0.05%,Cu≤0.005%,Ni≤0.005%,杂质总含量不超过0.1%。
3.如权利要求1所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分Al的质量百分比为4.0-5.0%。
4.如权利要求1所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分Zn的质量百分比为2.0-3.0%。
5.如权利要求1所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8.0%。
6.如权利要求1所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分Mn的质量百分比为0.2-0.6%。
7.如权利要求1-6任一项所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分RE元素可选为Gd、Y或两者混合元素,质量百分比为0.05-0.50%,当所述合金成分RE为Gd、Y两者混合时,其质量比为Gd:Y=(0.01-100):1。
8.如权利要求1-6任一项所述的镁合金材料,其特征在于:所述合金成分Ca的质量百分比为0.002-0.060%,所述合金成分杂质总含量不超过0.04%。
9.一种镁合金部件,其特征在于:采用权利要求1-8中任一项所述的镁合金材料。
10.一种装置,其特征在于:包含如权利要求9所述的镁合金部件。
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113088776A (zh) * | 2021-03-04 | 2021-07-09 | 长沙新材料产业研究院有限公司 | 一种镁合金及其表面处理方法 |
CN114892055A (zh) * | 2022-05-25 | 2022-08-12 | 鹤壁海镁科技有限公司 | 一种高强韧Mg-Al-Zn镁合金及其制备方法 |
Citations (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07331375A (ja) * | 1994-06-06 | 1995-12-19 | Toyota Motor Corp | 鋳造用耐熱マグネシウム合金 |
CN103710600A (zh) * | 2014-01-16 | 2014-04-09 | 张霞 | 一种氮化硼增强多元耐热镁合金及其制备方法 |
CN104404329A (zh) * | 2014-12-19 | 2015-03-11 | 中北大学 | 一种高耐腐蚀镁合金材料及其制备方法 |
KR20160011136A (ko) * | 2015-03-25 | 2016-01-29 | 한국기계연구원 | 내식성이 향상된 마그네슘 합금 및 이를 이용하여 제조한 마그네슘 합금 부재의 제조방법 |
CN105779834A (zh) * | 2014-12-17 | 2016-07-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高强度抗疲劳难燃变形镁合金及其制备方法 |
CN106756362A (zh) * | 2016-12-14 | 2017-05-31 | 宁波翔博机械有限公司 | 一种耐热的镁合金及制备方法 |
CN107858574A (zh) * | 2017-11-28 | 2018-03-30 | 重庆科技学院 | 一种多元素复合强化弱织构变形镁合金及其制备方法 |
CN108118225A (zh) * | 2017-11-28 | 2018-06-05 | 重庆科技学院 | 一种低成本高压缩强度变形镁合金及其制备方法 |
CN108265213A (zh) * | 2016-12-30 | 2018-07-10 | 比亚迪股份有限公司 | 一种高强阻燃变形镁合金及其制备方法 |
CN108300918A (zh) * | 2017-01-11 | 2018-07-20 | 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 |
CN108796327A (zh) * | 2018-06-28 | 2018-11-13 | 郑州大学 | 一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材及其制备方法 |
CN110004341A (zh) * | 2019-04-30 | 2019-07-12 | 上海大学 | 高强度的含稀土的镁合金及其制备方法 |
-
2020
- 2020-11-04 CN CN202011218615.3A patent/CN112322949B/zh active Active
Patent Citations (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07331375A (ja) * | 1994-06-06 | 1995-12-19 | Toyota Motor Corp | 鋳造用耐熱マグネシウム合金 |
CN103710600A (zh) * | 2014-01-16 | 2014-04-09 | 张霞 | 一种氮化硼增强多元耐热镁合金及其制备方法 |
CN105779834A (zh) * | 2014-12-17 | 2016-07-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高强度抗疲劳难燃变形镁合金及其制备方法 |
CN104404329A (zh) * | 2014-12-19 | 2015-03-11 | 中北大学 | 一种高耐腐蚀镁合金材料及其制备方法 |
KR20160011136A (ko) * | 2015-03-25 | 2016-01-29 | 한국기계연구원 | 내식성이 향상된 마그네슘 합금 및 이를 이용하여 제조한 마그네슘 합금 부재의 제조방법 |
CN106756362A (zh) * | 2016-12-14 | 2017-05-31 | 宁波翔博机械有限公司 | 一种耐热的镁合金及制备方法 |
CN108265213A (zh) * | 2016-12-30 | 2018-07-10 | 比亚迪股份有限公司 | 一种高强阻燃变形镁合金及其制备方法 |
CN108300918A (zh) * | 2017-01-11 | 2018-07-20 | 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 |
CN107858574A (zh) * | 2017-11-28 | 2018-03-30 | 重庆科技学院 | 一种多元素复合强化弱织构变形镁合金及其制备方法 |
CN108118225A (zh) * | 2017-11-28 | 2018-06-05 | 重庆科技学院 | 一种低成本高压缩强度变形镁合金及其制备方法 |
CN108796327A (zh) * | 2018-06-28 | 2018-11-13 | 郑州大学 | 一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材及其制备方法 |
CN110004341A (zh) * | 2019-04-30 | 2019-07-12 | 上海大学 | 高强度的含稀土的镁合金及其制备方法 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113088776A (zh) * | 2021-03-04 | 2021-07-09 | 长沙新材料产业研究院有限公司 | 一种镁合金及其表面处理方法 |
CN114892055A (zh) * | 2022-05-25 | 2022-08-12 | 鹤壁海镁科技有限公司 | 一种高强韧Mg-Al-Zn镁合金及其制备方法 |
CN114892055B (zh) * | 2022-05-25 | 2023-09-05 | 鹤壁海镁科技有限公司 | 一种高强韧Mg-Al-Zn镁合金及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
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