CN112481534A - 一种镁合金薄板及其制备方法 - Google Patents
一种镁合金薄板及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN112481534A CN112481534A CN202011218611.5A CN202011218611A CN112481534A CN 112481534 A CN112481534 A CN 112481534A CN 202011218611 A CN202011218611 A CN 202011218611A CN 112481534 A CN112481534 A CN 112481534A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- magnesium alloy
- rolling
- temperature
- equal
- alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C23/00—Alloys based on magnesium
- C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
- B21C37/02—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
本发明旨在提供一种镁合金薄板的制备方法,选用的镁合金质量百分比成分为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。针对新型的Mg‑Al‑Zn合金体系,开发出与之匹配的轧制工艺,制备出了低各向异性中高强度的镁合金薄板,对推广镁合金的产业化应用具有重要的意义。
Description
技术领域
本发明属于镁合金材料技术领域,具体涉及到一种镁合金薄板的制备方法,以及由该方法制备得到的镁合金薄板。
背景技术
镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料,其密度仅为铝合金的2/3、钢铁的1/4,同时镁合金具有比强度比刚度高、导热性好、电磁屏蔽及阻尼减震性能优、易于机加工等优势。镁合金由于具有显著的低密度特征,是一种理想的轻量化结构材料,在航空航天、汽车、轨道运输、3C等领域具有非常广大的市场。
但是纯镁绝对强度偏低,通常需要采用合金化的方法,向纯镁中添加Al、Zn、Ca、Mn或稀土元素等合金化元素来增加纯镁的强度,如向纯镁中加入适当含量的Al、Zn元素能有效提高镁合金的力学性能和加工性能,这也是Mg-Al-Zn系镁合金成为最常用商用镁合金的重要原因之一,但合金元素Al、Zn的比例对镁合金力学性能及加工变形的影响很大。
通过前期研究发现通过调节Al、Zn元素的含量,并向其中加入Gd、Y等稀土元素,可以得到一种新型高延展性中强镁合金,经过变形加工后抗拉强度、屈服强度、延伸率等性能优异,且成本较低,性价比高。
轧制是镁合金板材,尤其是大宽幅薄板材的主要生产方式。而轧制板材沿轧制方向存在明显的轧制织构,导致板材各向异性突出,影响板材的后续加工使用。且针对不同的合金体系,轧制工艺区别较大,轧制工艺的细微差别对于产品的性能影响巨大。因此,针对新型的Mg-Al-Zn合金体系,开发出与之匹配的轧制工艺,制备出了低各向异性中高强度的镁合金薄板,对推广镁合金的产业化应用具有重要的意义。
发明内容
有鉴于此,本发明旨在提供一种针对新型Mg-Al-Zn合金体系的镁合金薄板轧制工艺,解决了板材成型过程中各向异性严重、易开裂的问题,为后续使用提供品质保证。
本发明提供一种镁合金薄板的制备方法,选用的镁合金质量百分比成分为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。
制备过程包括以下步骤:
1.采用半连续铸造,制得镁合金铸棒;
2.铸棒均匀化退火后加工得到锭坯;
3.锭坯在350-420℃进行挤压开坯,下料得到方坯;
4.方坯在350-450℃进行多道次、多向、大压下量热轧,得到镁合金轧板;
5.镁合金轧板在170-220℃保温3-15h热压平处理,冷却。
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%。
进一步地,步骤(1)中得到直径Φ220-330mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒。
进一步地,步骤(2)中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后,得到直径Φ200-300mm、长度400-700mm的锭坯。
进一步地,步骤(3)中的开坯方式为挤压开坯。
进一步地,步骤(3)开坯下料得到的轧制用方坯厚度为10-30mm,长度为200-500mm,宽度为100-300mm。
进一步地,步骤(4)中得到厚度0.8-8mm、宽度200-500mm的镁合金薄板材。
进一步地,冷却方式为空冷。
本发明长时间热压平处理,是为了在压平轧板的同时对其进行时效处理,保证板材平整度同时减小板材残余应力、提高力学性能。镁板终轧方向和横向室温抗拉强度≥320MPa、屈服强度≥220MPa、延伸率≥18%,两方向屈服强度差值≤20MPa。
步骤(4)的热轧为多道次、多向、大压下量的轧制。多道次是指超过2次轧制,最终轧制道次是根据最终的产品需求进行选择,对于更薄的板材,一般轧制道次更多,对于本领域技术人员而言可以根据需要选择。多向轧制是指纵向、横向和45°方向两个或三个方向不停地换向轧制。
所述步骤(4)在热轧前将坯料在350-450℃保温1-3h进行预热处理。
所述步骤(4)热轧的大压下量为20-50%,每道次之间轧板回炉保温时间为15-60min。
所述步骤(4)多向热轧是方坯沿长向和宽向多次变换方向,交替轧制。
所述步骤(4)热轧轧辊加热温度为120-300℃,热轧的轧制速度在15-30m/min。
本发明还提供一种镁合金薄板,由上述的方法制备得到。
有益效果
1、针对一种新型稀土微合金化Mg-Al-Zn系合金,首次提出该合金薄板材的轧制成形工艺,解决了镁合金宽幅薄板轧制困难、各向异性严重的技术难题。
2、本发明将合金中Al含量控制在3.5-5.0%、Zn含量控制在2.0-3.5%,其总和控制在6-8%之间。其作用在于1)Al元素添加在镁合金中可形成β-Mg17Al12相,提高合金室温强度;Al含量过高时沿晶界析出粗大β-Mg17Al12,降低合金塑性,不利于薄板的轧制成型。2)Zn的添加在镁合金中起到固溶强化作用,同时可以提高杂质元素的容许极限,减小杂质的不利影响;Zn含量过高会降低合金的耐蚀性能,限制合金后续的应用。因此Al+Zn含量过低,合金力学性能显著降低;Al+Zn含量过高,合金塑性和耐腐蚀性能变差,不利于薄板的制备和后续使用。故将Al+Zn控制在6-8%之间,既可保证合金具有较高的力学性能,同时具有良好的塑性变形能力和耐腐蚀性能。
3、稀土微合金化可改善Mg-Al-Zn系合金力学性能和塑性加工性能,同时保证较低的材料成本。RE元素对力学性能的提高主要源于:(1)细化镁合金晶粒,实现细晶强化;(2)稀土和合金中的其他元素形成新的析出相,实现析出强化;(3)稀土由于其特殊的化学特性,对合金溶体起到净化作用,降低杂质元素对合金质量的影响,提高合金力学性能和耐腐蚀性能;(4)Gd、Y在固溶α-Mg晶体中,实现固溶强化。此外,添加RE元素能弱化镁合金再结晶晶粒的一致性取向,从而弱化轧制织构,降低板材各向异性。
4、基于合金优良的加工塑性,本发明采用多向、大压下量的轧制工艺。多向轧制可以弱化织构,降低板材的各向异性,同时保证各方向变形的均匀性,提高板材质量;大压下量可以提高轧制过程中板材表面和心部变形的均匀性,使晶粒显著细化且尺寸更加均匀,提高板材力学性能和各向同性。
附图说明
图1为本发明成形工艺制备的板材。
图2为本发明成形工艺制备的板材。
图3为本发明成形工艺制备的板材。
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,还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例所制备产品的抗拉强度、屈服强度、伸长率参照GB/T228.1-2010标准执行。
实施例1
以Mg-5Al-2.8Zn-0.3Mn-0.017Ca-0.08Gd(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃,拉锭速度为60mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ245mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成220mm宽,11mm厚的坯料,然后锯切成350mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1mm/s;
4.方坯在400℃保温1h,轧辊温度加热到200℃,轧制速度25m/min,经过9道次轧制,得到0.8mm厚、320mm宽、长1600mm的薄板材,压下量分别为18.2%、16.7%、20.0%、25%、33.4%、33.4%、30%、28.6%和20.0%,前4道次为多向轧制,后5道次为单向轧制,道次间退火工艺为400℃保温25min;
5.轧制板材在210℃保温5h热压平处理后,如图1所示,板材沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例2
以Mg-5Al-2.8Zn-0.3Mn-0.017Ca-0.08Gd(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ270mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为685℃,拉锭速度为60mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ245mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成220mm宽,11mm厚的坯料,然后锯切成330mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1mm/s;
4.方坯在420℃保温1h,轧辊温度加热到170℃,轧制速度15m/min,经过5道次轧制,得到2mm厚、300mm宽、长600mm的薄板材,压下量分别为18.2%、22.2%、33.4%、28.6%和20.0%,前3道次为多向轧制,后2道次为单向轧制,道次间退火工艺为420℃保温20min;
5.轧制板材在180℃保温10h热压平处理后,如图2所示,板材沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
实施例3
以Mg-3.8Al-2.2Zn-0.5Mn-0.009Ca-0.8Y(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ330mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为690℃,拉锭速度为50mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ300mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成200mm宽,20mm厚的坯料,然后锯切成320mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1.2mm/s;
4.方坯在380℃保温1.5h,轧辊温度加热到150℃,轧制速度20m/min,经过4道次轧制,得到6mm厚、400mm宽、长500mm的薄板材,压下量分别为15.0%、41.2%、25.0%和20.0%,所有道次均为多向轧制,道次间退火工艺为380℃保温40min;
5.轧板在220℃保温8h热压平处理后,如图3所示,板材沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
对比例1
以Mg-3.8Al-2.2Zn-0.5Mn-0.009Ca-0.8Y(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ330mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为690℃,拉锭速度为50mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ300mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成200mm宽,20mm厚的坯料,然后锯切成320mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1.2mm/s;
4.方坯在380℃保温1.5h,轧辊温度加热到150℃,轧制速度20m/min,经过7道次轧制,得到6mm厚、400mm宽、长500mm的薄板材,压下量分别为15.0%、17.6%、14.3%、16.7%、18.0%、12.2%和16.7%,所有道次均为多向轧制,道次间退火工艺为380℃保温40min;
5.轧板在250℃保温8h热压平处理后,沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
对比例2
以Mg-3.8Al-2.2Zn-0.5Mn-0.009Ca-0.8Y(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ330mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为690℃,拉锭速度为50mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ300mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成200mm宽,20mm厚的坯料,然后锯切成320mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1.2mm/s;
4.方坯在380℃保温1.5h,轧辊温度加热到150℃,轧制速度20m/min,经过4道次轧制,得到6mm厚、310mm宽、长620mm的薄板材,压下量分别为15.0%、41.2%、25.0%和20.0%,所有道次均为单向轧制(沿方坯200mm宽的方向),道次间退火工艺为380℃保温40min;
5.轧板在220℃保温8h热压平处理后,沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
对比例3
以Mg-3.5Al-1.4Zn-0.6Mn-0.02Ca(wt.%)合金板材为例对本发明进行详细阐述。
1.半连续铸造,得到直径Φ330mm,长度5000mm的镁合金铸棒,稳定浇铸时炉内熔体温度为690℃,拉锭速度为50mm/min;
2.铸棒均匀化退火后经机加车皮、超声探伤、锯切下料,得到直径Φ300mm,长度600mm的锭坯,均匀化退火工艺为:410℃保温15h;
3.锭坯挤压成200mm宽,20mm厚的坯料,然后锯切成320mm长的轧制方坯,挤压温度为380℃,挤压速度1.2mm/s;
4.方坯在380℃保温1.5h,轧辊温度加热到150℃,轧制速度20m/min,经过4道次轧制,得到6mm厚、400mm宽、长500mm的薄板材,压下量分别为15.0%、41.2%、25.0%和20.0%,所有道次均为多向轧制,道次间退火工艺为380℃保温40min;
5.轧板在220℃保温8h热压平处理后,沿不同方向的室温拉伸力学性能结果如表1所示。
表1实施例/对比例中板材室温拉伸力学性能
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)
1.一种镁合金薄板的制备方法,其特征在于:选用的镁合金质量百分比成分为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;
制备过程包括以下步骤:
(1)采用半连续铸造,制得镁合金铸棒;
(2)铸棒均匀化退火后加工得到锭坯;
(3)锭坯在350-420℃进行挤压开坯,下料得到方坯;
(4)方坯在350-450℃进行多道次、多向、大压下量热轧,得到镁合金轧板;
(5)镁合金轧板在170-220℃保温3-15h热压平处理,冷却。
2.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:所述合金成分质量百分比Al:4.0-5.0%,Zn:2.0-3.0%,Al含量与Zn含量总和为:6.5%≤Al+Zn≤8%,Mn:0.2-0.6%,RE:0.05-0.50%,Ca:0.002-0.060%;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所述的制备方法,其特征在于:所述合金成分RE元素包括Gd、Y或两者混合元素,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。
4.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(1)中得到直径Φ220-330mm、长度大于4000mm的镁合金铸棒,步骤(2)中在经机械车皮、超声探伤、锯切下料等检测、加工步骤后,得到直径Φ200-300mm、长度400-700mm的锭坯,步骤(3)开坯下料得到厚度10-30mm、长度200-500mm、宽度100-300mm的轧制用方坯。
5.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(4)中得到厚度0.8-8mm、宽度200-500mm的镁合金薄板材。
6.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(4)在热轧前将坯料在350-450℃保温1-3h进行预热处理。
7.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(4)热轧的大压下量为20-50%,每道次之间轧板回炉保温时间为15-60min。
8.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(4)多向热轧是方坯沿长向和宽向多次变换方向,交替轧制。
9.如权利要求1所述的制备方法,其特征在于:步骤(4)热轧轧辊加热温度为120-300℃,热轧的轧制速度在15-30m/min。
10.本发明还提供一种镁合金薄板,由权利要求1-9中任一项所述的方法制备得到。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011218611.5A CN112481534A (zh) | 2020-11-04 | 2020-11-04 | 一种镁合金薄板及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011218611.5A CN112481534A (zh) | 2020-11-04 | 2020-11-04 | 一种镁合金薄板及其制备方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN112481534A true CN112481534A (zh) | 2021-03-12 |
Family
ID=74928105
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN202011218611.5A Pending CN112481534A (zh) | 2020-11-04 | 2020-11-04 | 一种镁合金薄板及其制备方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN112481534A (zh) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113046663A (zh) * | 2021-03-08 | 2021-06-29 | 北京工业大学 | 一种“双层夹心”轧制高强稀土镁合金的制备方法 |
Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010156007A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-15 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 耐食性及び表面処理性に優れるマグネシウム合金板材とその製造方法 |
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 |
CN106521381A (zh) * | 2016-11-03 | 2017-03-22 | 湖南航天新材料技术研究院有限公司 | 一种大尺寸超高强韧性镁合金薄板制备工艺 |
CN107541627A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 北京科技大学 | 一种具有良好室温成形性的变形镁合金板材及其制备方法 |
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 |
CN109295366A (zh) * | 2018-12-03 | 2019-02-01 | 北京工业大学 | 一种室温高成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 |
CN110125201A (zh) * | 2019-05-23 | 2019-08-16 | 广东省材料与加工研究所 | 一种镁合金阳极薄板及其制备方法 |
-
2020
- 2020-11-04 CN CN202011218611.5A patent/CN112481534A/zh active Pending
Patent Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010156007A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-15 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 耐食性及び表面処理性に優れるマグネシウム合金板材とその製造方法 |
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 |
CN107541627A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 北京科技大学 | 一种具有良好室温成形性的变形镁合金板材及其制备方法 |
CN106521381A (zh) * | 2016-11-03 | 2017-03-22 | 湖南航天新材料技术研究院有限公司 | 一种大尺寸超高强韧性镁合金薄板制备工艺 |
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 |
CN109295366A (zh) * | 2018-12-03 | 2019-02-01 | 北京工业大学 | 一种室温高成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 |
CN110125201A (zh) * | 2019-05-23 | 2019-08-16 | 广东省材料与加工研究所 | 一种镁合金阳极薄板及其制备方法 |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
陈洪美: "《高强高阻尼镁合金的制备加工技术研究》", 31 July 2018, 江苏大学出版社 * |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113046663A (zh) * | 2021-03-08 | 2021-06-29 | 北京工业大学 | 一种“双层夹心”轧制高强稀土镁合金的制备方法 |
CN113046663B (zh) * | 2021-03-08 | 2022-08-02 | 北京工业大学 | 一种“双层夹心”轧制高强稀土镁合金的制备方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN108950322B (zh) | 一种轨道交通车体用薄壁6系铝型材及其制备方法 | |
CN1274431C (zh) | 连铸板坯或带条加工方法与按此方式制得的金属板或带条 | |
CN103898378B (zh) | 高镁铝合金冷拉棒材及其制造方法 | |
CN109182809B (zh) | 一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法 | |
CN101798651A (zh) | 一种高性能变形镁合金材料 | |
CN109536803B (zh) | 一种高延展性低稀土镁合金板材及其制备方法 | |
CN111842488A (zh) | 基于交叉包套轧制实现TiAl合金均匀细晶组织的工艺方法 | |
CN112481536B (zh) | 一种镁合金厚板及其制备方法 | |
CN111057924B (zh) | 一种高塑性低稀土镁合金及其制备方法 | |
CN110468317B (zh) | 具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法 | |
CN109680194B (zh) | 一种Mg-Zn-Sn-Mn合金的高强度挤压型材制备方法 | |
CN112322949B (zh) | 一种镁合金材料及包含该材料的部件和装置 | |
CN109252079B (zh) | 一种低成本高强镁合金及其制备方法 | |
CN109234592B (zh) | 一种低温轧制高强韧变形镁合金及其制备方法 | |
CN112522553B (zh) | 高性能Al-Mg-Si合金及其制备方法 | |
CN112481534A (zh) | 一种镁合金薄板及其制备方法 | |
CN112442621A (zh) | 一种镁合金板材及其制备方法 | |
CN109371301B (zh) | 一种室温高塑性镁合金及其制备方法 | |
JPH0747806B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金押出形材の製造方法 | |
CN112877624B (zh) | 耐腐蚀Al-Zn-Mg-Cu合金、其制备方法和应用 | |
CN114231864A (zh) | 一种提升7xxx系铝合金厚轧板性能均匀性的轧制方法 | |
JP2002241880A (ja) | 曲げ加工性に優れるアルミニウム合金押出形材およびその製造方法 | |
CN113930698B (zh) | 孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法 | |
CN114107762B (zh) | 一种薄带连铸高性能7xxx铝合金薄带的制备方法 | |
JP4089621B2 (ja) | 金属材料の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PB01 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |
Application publication date: 20210312 |
|
RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |