CN115612953A - 一种降低镁合金热塑性变形应力的方法 - Google Patents

一种降低镁合金热塑性变形应力的方法 Download PDF

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Abstract

本发明是关于一种降低镁合金热塑性变形应力的方法，包括：采用铸造系统将部分金属成分原料进行熔化处理；将熔剂加入进行精炼；将剩余的金属成分原料、中间合金铸锭以及熔剂加入进行二次精炼，以对镁合金的成分进行调整；浇铸成形得到合金铸锭；将合金铸锭进行合金元素组织配分设计，以将镁合金中的金属元素由α‑Mg固溶体组织形式向β相组织形式配分转变；采用挤压、锻造或轧制进行热塑性成形。本发明针对大尺寸镁合金部件热塑性成形低变形应力的技术需求，提出基于合金元素组织配分的热成形应力优化设计，通过对热塑性成形前合金元素在基体与第二相之间的合理配分转化，降低其高温成形变形抗力，达到降低镁合金热塑性成形设备载荷需求的目标。

Description

一种降低镁合金热塑性变形应力的方法
技术领域
本发明涉及金属铸造技术领域，尤其涉及一种降低镁合金热塑性变形应力的方法。
背景技术
作为最轻的金属结构材料，镁合金在轻量化装备领域的应用日益增加。镁合金塑性成形是实现高强度镁基轻量化部件制造的重要方法之一，一般通过压力设备提供所需成形载荷实现成形过程。成形过程涉及镁合金自由锻造实现镁合金组织细化过程，利于后续塑性成形；同时也涉及闭式模锻成形、挤压成形等塑性成形过程。
在上述镁合金制件塑性成形过程中，热塑性成形变形应力与几何复杂程度直接影响所需设备载荷等级，即镁合金塑性成形抗力一般随坯件尺寸放大、变形量增加及几何特征复杂程度增加而逐步递增。例如，CN201510696044.7以及CN201710324444.4中公开的镁合金过渡车钩所需液压设备载荷至少为800吨级别，可见镁合金部件热塑性成形受限于设备载荷等级。在制件几何特征确定的条件下，镁合金材料变形抗力将显著影响设备载荷需求。由上可知，随着更大尺寸规格镁合金轻质部件需求增加，需要进行以下两个方向的改进：或提升设备载荷等级，增大设备投入；或降低材料成形应力，可降低所需设备负荷。其中，后者相较前者可在较低设备成本投入下实现制品成形，更具有技术创新价值。
因此，有必要改善上述相关技术方案中存在的一个或者多个问题。
需要注意的是，本部分旨在为权利要求书中陈述的本公开的技术方案提供背景或上下文。此处的描述不因为包括在本部分中就承认是现有技术。
发明内容
本发明提供一种降低镁合金热塑性变形应力的方法，包括以下步骤：
按照预设质量准备镁合金中所包含的各金属成分原料、中间合金铸锭以及熔剂；
采用铸造系统将部分所述金属成分原料在气体保护下进行熔化处理；
将所述熔剂加入到熔化后的原料中进行精炼；
将剩余的所述金属成分原料、所述中间合金铸锭以及所述熔剂添加到精炼后的熔液中进行二次精炼，以对所述镁合金的成分进行调整；
将二次精炼后的所述熔液进行除杂后进行浇铸成形，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭进行合金元素组织配分设计，以将所述镁合金中的金属元素由α-Mg固溶体组织形式向β相组织形式配分转变；
采用挤压、锻造或轧制方法将进行合金元素组织配分设计后的所述合金铸锭进行热塑性成形。
优选的，所述金属成分原料包括：纯镁、纯铝以及纯锌。
优选的，所述中间合金铸锭为Mg-5Mn（wt.%）。
优选的，所述熔剂包括以下成分：MgCl2、KCl、BaCl2、NaCl、CaCl2、MgO、H2O以及水不溶物。
优选的，所述铸造系统为半连续铸造系统。
优选的，所述将二次精炼后的所述熔液进行除杂后进行浇铸成形，得到合金铸锭，之后还包括：
对所述合金铸锭进行均匀化处理。
优选的，气体保护时采用的所述气体包括：高纯氩气、高纯二氧化碳以及六氟化硫。
优选的，熔化处理、精炼以及二次精炼过程中，采用氩气对熔液进行搅拌。
优选的，所述铸造系统的坩埚为高纯高密度石墨坩埚，所述高纯高密度石墨坩埚的体积密度为1.82-1.85g/cm3，热导率85W/(m·K)，灰分500ppm，提纯灰分11ppm，颗粒度8-11μm。
优选的，所述合金元素组织配分设计的温度为150-200℃。
本发明提供的技术方案可以包括以下有益效果：
本发明中的降低镁合金热塑性变形应力的方法，针对大尺寸规格镁合金部件热塑性成形低变形应力的技术需求，提出基于合金元素组织配分的热成形应力优化设计，即通过对热塑性成形前合金元素在基体与第二相之间的合理配分转化，可降低其高温成形变形抗力，进而达到降低镁合金热塑性成形设备载荷需求的目标。此方法在Mg-Al系、Mg-Zn系等镁合金中皆可适用。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本公开的实施例，并与说明书一起用于解释本公开的原理。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本公开的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为AZ80A在实施例1的挤压型材微观组织扫描电镜图；
图2为AZ80A在对比例1的挤压型材微观组织扫描电镜图；
图3为ZK60A在实施例2的挤压型材微观组织扫描电镜图；
图4为ZK60A在对比例2的挤压型材微观组织扫描电镜图。
具体实施方式
现在将参考附图更全面地描述示例实施方式。然而，示例实施方式能够以多种形式实施，且不应被理解为限于在此阐述的范例；相反，提供这些实施方式使得本公开将更加全面和完整，并将示例实施方式的构思全面地传达给本领域的技术人员。所描述的特征、结构或特性可以以任何合适的方式结合在一个或更多实施方式中。
此外，附图仅为本公开实施例的示意性图解，并非一定是按比例绘制。图中相同的附图标记表示相同或类似的部分，因而将省略对它们的重复描述。附图中所示的一些方框图是功能实体，不一定必须与物理或逻辑上独立的实体相对应。
本示例实施方式中提供一种降低镁合金热塑性变形应力的方法，以Mg-Al系AZ80A镁合金为例（GB/T5153-2016，Mg-(7.8-9.2)Al-(0.2-0.8)Zn-(0.15-0.50)Mn (wt.%)），对该方法进行描述。
1、纯净化制备
采用纯净化镁合金半连续铸造系统，坩埚为高纯高密度石墨坩埚（体积密度1.82-1.85g/cm3，热导率85W/(m·K)，灰分500ppm，提纯灰分11ppm，颗粒度8-11μm）；导液管采用304不锈钢制作；结晶器采用石墨内壁；冷却媒介为工业用水。
制备合金原料与辅料纯净度控制，纯镁（99.98%）、纯铝（99.994%）、纯锌（99.995%）；Mn元素以Mg-5Mn（wt.%）中间合金铸锭形式加入；熔剂采用镁合金精炼熔剂，例如行业用RJ1-6号熔剂；保护气体为高纯氩气（99.999%）、高纯CO2及六氟化硫SF6。
按照如下熔炼工艺渐次调整温度并适时加入物料调整成分：
（1）梯次升温保护备用：将调试完备净化镁合金半连续铸造系统升温至300℃保温2h，在石墨坩埚暴露区域通氩气保护，并继续升温至600℃保温1h，然后升温至750℃待用，后续过程皆在高纯氩气+高纯CO2+六氟化硫的混合保护气氛下进行，其中CO2与SF6流速比为100:1。
（2）合金熔料检测：按照合金配比成分和合金元素烧损率，首先将纯镁、纯锌、纯铝铸锭投入坩埚，投料时需要轻放，避免破坏石墨坩埚。在740-750℃保温，保证所有投入物料熔化后，采用氩气对熔液搅拌约10-15分钟，取熔液样品进行第一次炉前成分检测。
（3）一次精炼成分检测：使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼10-15分钟，采用氩气对熔液进行搅拌，搅拌完成后取熔液样品进行第二次炉前成分检测。
（4）合金成分调整：添加纯镁、纯锌、纯铝、Mg-5Mn中间合金铸锭，调整合金成分，然后进行二次精炼，使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼，采用氩气对熔液搅拌约10-15分钟。取熔液样品进行第三次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（5）高温静置除杂：捞除坩埚底部熔渣（熔剂、杂质沉降物等）后，保持镁液温度680-720℃静置30-40分钟，然后取熔液样品进行第四次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（6）结晶器浇铸成形：升高熔体温度至750-760℃，封闭炉盖，将熔体高纯氩气压入导液管开始浇注。保证中间包温度690-700℃，铸造机拉锭速度保持在50-200mm/min范围，冷却水流量保持在3-5m3/h。
（7）外观检验与取料：将半连续铸棒扒皮处理后，进行目视检测无肉眼可见疏松、缩孔夹杂等，按照塑性成形工艺需求切取物料备用。
2、均匀化处理
将扒皮处理的AZ80A合金铸锭在保护气氛（如高纯氩气等）下进行均匀化处理，均匀化温度400-420℃，例如405℃、410℃、415℃等，均匀化时长20-30h，例如，24h、26h、28h等，冷却方式为空冷。
3、合金元素组织配分设计
当Al含量较高时（一般质量占比大于6%），可对均匀化铸锭进行合金元素组织配分实现Al合金元素从α-Mg固溶体组织形式向β相组织形式配分转变，从而使β相体积含量增多；同时对于小尺寸半连续铸锭，宏观偏析并不显著，可直接对半连续铸锭进行合金元素组织配分，此时得到的不仅有α-Mg固溶体析出产生的β相，同时还留存有大量凝固过程产生的β相离异共晶组织。上述两种处理方法皆可实现富含多形态β相的Mg-Al合金铸锭，此类组织设计将有效降低热塑性成形过程变形应力。
4、热塑性成形
采用挤压、锻造、轧制等塑性成形方法对上述合金均匀化铸锭进行热机械处理。如对于AZ80A挤压成形，坯料预热温度为300-350℃，挤压模具温度：350-400℃，挤压工进速度：0.3-1 mm/min，挤压筒温度设定：300-350℃，挤压比设定：10-30，挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500N。
经过本发明技术处理得到的挤压型材，后续热成形变形应力可降低载荷20%以上，实现了镁合金低应力近净成形。同时成形镁合金组织富含多形态β相（凝固结晶相或合金元素组织配分析出相），其作为强化第二相可显著提高AZ80塑性成形制件的强度性能，具备自生复合强化效果。
下面通过列举实验例对具体工艺过程进行说明。
实施例1
以AZ80A镁合金为例（GB/T5153-2016，Mg-(7.8-9.2)Al-(0.2-0.8)Zn-(0.15-0.50)Mn(wt.%)）。
1、纯净化制备获得AZ80A镁合金半连续铸锭
采用纯净化镁合金半连续铸造系统，坩埚为高纯高密度石墨坩埚；导液管采用304不锈钢制作；结晶器采用石墨内壁；冷却媒介为工业用水。控制制备合金原料与辅料纯净度，其中纯镁（99.98%）、纯铝（99.994%）、纯锌（99.995%）；Mn元素以Mg-5Mn（wt.%）中间合金形式加入；熔剂采用2号熔剂（MgCl2=38-46%，KCl=32-40%，BaCl2=5-8%，CaF2=3-5%，NaCl+CaCl2=8%，MgO=1.5%，H2O=2%，水不溶物=1.5%）；保护气体为高纯氩气（99.999%）、高纯CO2及六氟化硫SF6。
按照如下熔炼工艺渐次调整温度并适时加入物料调整成分
（1）梯次升温保护备用：将调试完备净化镁合金半连续铸造系统升温至300℃保温2h，在石墨坩埚暴露区域通氩气保护继续升温至600℃保温1h，然后升温至750℃待用，后续过程皆在高纯氩气+高纯CO2+六氟化硫的混合保护气氛下进行，其中CO2与SF6流速比为100:1。
（2）物料熔化：按照合金配比成分和合金元素烧损率，首先将纯镁、纯锌、纯铝铸锭投入坩埚，投料时需要轻放，避免破坏石墨坩埚。在740-750℃保温，保证所有投入物料熔化后，采用氩气在熔液中搅拌约10-15分钟，取熔液样品进行第一次炉前成分检测。
（3）一次精炼成分检测：使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼10-15分钟，采用氩气对熔液进行搅拌，搅拌完成后取熔液样品进行第二次炉前成分检测。
（4）二次精炼合金成分调整：添加纯镁、纯锌、纯铝、Mg-5Mn中间合金铸锭，调整合金成分，然后进行二次精炼，使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼，采用氩气对熔液搅拌约10-15分钟。取熔液样品进行第三次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（5）高温静置除杂：捞除坩埚底部熔渣（熔剂、杂质沉降物等）后，保持镁液温度680-720℃静置30-40分钟，然后取熔液样品进行第四次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（6）结晶器浇铸成形：升高熔体温度至750-760℃，封闭炉盖，将熔体采用高纯氩气压入导液管开始浇注。保证中间包温度690-700℃，铸造机拉锭速度保持在50-200 mm/min范围，冷却水流量保持在3-5m3/h。
（7）外观检验与取料：将半连续铸棒扒皮处理后，进行目视检测无肉眼可见疏松、缩孔夹杂等，按照塑性成形工艺需求切取备用。
2、均匀化处理
将扒皮处理的AZ80A合金铸锭在保护气氛（如高纯氩气等）中进行均匀化处理，均匀化温度400-420℃，均匀化时长20-30h，冷却方式为空冷。
3、合金元素组织配分设计
在热塑性成形前，对均匀化处理后的锭坯进行合金元素组织配分处理，具体方法为：将均匀化铸锭在合金元素组织配分炉里面间隔摆放，合金元素组织配分硬化效果采用显微维氏硬度HV测量（HV1.0/10，表示采用测试参数为1000g载荷保持10s时间），HV值一般与同类型β相体积含量呈正相关，均匀化AZ80A锭坯在合金元素组织配分后HV值在2-14h，160-300℃范围内的分布规律表明，170-200℃/15-20h可较快达到最大硬度峰值，即利于β相体积含量增加，因此本实施例选用170℃/20h合金元素组织配分处理促进α-Mg基体中Al固溶元素脱溶转变为β相。
同时对于小尺寸半连续铸锭（直径小于100mm），宏观偏析并不显著，可直接对半连续铸锭直接170℃/20h合金元素组织配分，此时得到的不仅有α-Mg固溶体析出产生的β相，同时还留存有大量凝固过程产生的β相离异共晶组织。
4、热塑性成形
对于上述AZ80A进行挤压成形，坯料预热温度为300℃，挤压模具温度：350-400℃，挤压工进速度：0.3-1 mm/min，挤压筒温度设定：300-350℃，挤压比设定：挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500N。
5、变形测试对比
本实施例1的挤压型材与对比例1（未进行挤压前合金元素组织配分处理）的室温、 高温抗拉屈服强度对比如表1所示。可见本发明可有效提升AZ80A的室温屈服强度，同时降 低200-300℃高温条件下屈服强度超过25%，显著低AZ80A镁合金型材的热塑性变形应力。同 时表2为采用速度突变法对AZ80A在300℃，ε=3-13%的应变范围的应变速率敏感性指数m测 定值（m=d(lnσ)/d(ln
Figure 640646DEST_PATH_IMAGE001
)，式中σ为材料的流变应力，
Figure 704417DEST_PATH_IMAGE001
为应变速率），m值的大小反映了抑制 局部出现缩颈的能力，m值越大，抑制拉伸缩颈的能力越强，越利于材料塑性成形。上述两种 挤压型材的显微组织对比如图1和图2所示，图1、图2分别为AZ80A的实施例1与对比例1的挤 压型材微观组织扫描电镜图，其中，图1中的大方框区域为小方框区域的放大图，可见经过 本发明专利工艺处理后的挤压型材富含多形态β相。
表1 不同预处理方式AZ80A挤压型材在室温、200℃、300℃的抗拉屈服强度对比
Figure 434475DEST_PATH_IMAGE002
*单轴拉伸测试初始应变速率均为10-3 s-1。
表2 不同预处理方式AZ80A挤压型材在300℃应变速率敏感性指数m
Figure 837775DEST_PATH_IMAGE003
*300℃单轴拉伸测试初始应变速率均为10-3 s-1，应变速率敏感性监测应变范围为ε=3-13%。
实施例2
以ZK60A镁合金为例（GB/T 5153-2016，Mg-(4.8-6.2)Zn-0.45Zr(wt.%)）：
1、纯净化制备获得ZK60A镁合金半连续铸锭
采用纯净化镁合金半连续铸造系统，坩埚为高纯高密度石墨坩埚；导液管采用304不锈钢制作；结晶器采用石墨内壁；冷却媒介为工业用水。控制制备合金原料与辅料纯净度，其中纯镁（99.98%）、纯锌（99.995%）；Zr元素以Mg-30Zr（wt.%）中间合金形式加入；熔剂采用2号熔剂（MgCl2=38-46%，KCl=32-40%，BaCl2=5-8%，CaF2=3-5%，NaCl+CaCl2=8%，MgO=1.5%，H2O=2%，水不溶物=1.5%）；保护气体为高纯氩气（99.999%）、高纯CO2及六氟化硫SF6。
按照如下熔炼工艺渐次调整温度并适时加入物料调整成分
（1）梯次升温保护备用：将调试完备净化镁合金半连续铸造系统升温至300℃保温2h，在石墨坩埚暴露区域通氩气保护，并继续升温至600℃保温1h，然后升温至750℃待用，后续过程皆在高纯氩气+高纯CO2+六氟化硫的混合保护气氛下进行，其中CO2与SF6流速比为100:1。
（2）物料熔化：按照合金配比成分和合金元素烧损率，首先将纯镁、纯锌铸锭投入坩埚，投料时需要轻放，避免破坏石墨坩埚。在740-750℃保温，保证所有投入物料熔化后，采用氩气在熔液中搅拌约10-15分钟，取熔液样品进行第一次炉前成分检测。
（3）一次精炼成分检测：使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼10-15分钟，采用氩气在熔液中搅拌完成，取熔液样品进行第二次炉前成分检测。
（4）二次精炼合金成分调整：添加纯镁、纯锌，调整合金成分，然后进行二次精炼，使用总熔体质量约1-3%质量比的2号熔剂在740-750℃精炼，采用氩气在熔液中搅拌约10-15分钟。取熔液样品进行第三次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（5）高温静置除杂：捞除坩埚底部熔渣（熔剂、杂质沉降物等）后，加入Mg-30Zr中间合金铸锭，氩气鼓吹搅拌均匀后，保持镁液温度680-720℃静置30-40分钟，然后取熔液样品进行第四次炉前成分检测，保证合金成分在设定范围内。
（6）结晶器浇铸成形：升高熔体温度至750-760℃，封闭炉盖，将熔体采用高纯氩气压入导液管开始浇注。保证中间包温度690-700℃，铸造机拉锭速度保持在50-100mm/min范围，冷却水流量保持在3-5m3/h。
（7）外观检验与取料：将半连续铸棒扒皮处理后，进行目视检测无肉眼可见疏松、缩孔夹杂等，按照塑性成形工艺需求切取备用。
2、均匀化处理
将扒皮处理的ZK60A合金铸锭在保护气氛（如高纯氩气等）中进行均匀化处理，均匀化温度300-320℃，均匀化时长20-30h，冷却方式为空冷。
3、合金元素组织配分设计
在热塑性成形前，对均匀化处理后的锭坯进行合金元素组织配分处理，具体方法为将均匀化铸锭在合金元素组织配分炉中间隔摆放，选用150℃/20 h合金元素组织配分处理促进α-Mg基体中Zn固溶元素脱溶转变为MgZn相。
同时对于小尺寸半连续铸锭（直径小于100mm），宏观偏析并不显著，可直接对半连续铸锭直接150℃/20h合金元素组织配分，此时得到的不仅有α-Mg固溶体析出产生的MgZn相，同时还留存有大量凝固过程产生的MgZn结晶相。
4、热塑性成形
对于上述ZK60A进行挤压成形，坯料预热温度为300℃，挤压模具温度：300-320℃，挤压工进速度：0.3-1mm/min，挤压筒温度设定：300-320℃，挤压比设定：挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500N。
5、变形测试对比
本案例挤压型材与对比例一（未进行挤压前合金元素组织配分处理）的室温、高温 抗拉屈服强度对比如表3所示。可见本发明可有效提升ZK60A的室温屈服强度，同时显著降 低300℃高温条件下屈服强度超过50%，显著低ZK60A镁合金型材的热塑性变形应力。同时表 4为采用速度突变法对ZK60A在300℃，ε=3-13%应变范围的应变速率敏感性指数m测定值（m=d(lnσ)/d(ln
Figure 627876DEST_PATH_IMAGE004
)，式中σ为材料的流变应力，
Figure 116627DEST_PATH_IMAGE005
为应变速率），m值的大小反映了抑制局部出 现缩颈的能力，m值越大，抑制拉伸缩颈的能力越强，越利于材料塑性成形。上述两种挤压型 材的显微组织对比如图3、4所示，图3、4分别为ZK60A中实施例2与对比例2的挤压型材的显 微组织扫描电镜图。
表3 不同预处理方式挤压态ZK60A在室温、200℃、300℃的抗拉屈服强度对比
Figure 401109DEST_PATH_IMAGE006
*单轴拉伸测试初始应变速率均为10-3 s-1。
表4 不同预处理方式AZ80A挤压型材在300℃应变速率敏感性指数m
Figure 658915DEST_PATH_IMAGE007
*300℃单轴拉伸测试初始应变速率均为10-3 s-1，应变速率敏感性监测应变范围为ε=3-13%。
本发明的有益效果如下：
（1）本发明专利通过热塑性成形前显微组织设计实现低成本制备高强度挤压型材，该方法可实现自生复合强化效果，所得高强度镁合金室温拉伸屈服强度超过300MPa，抗拉强度可超过400MPa，此方法在Mg-Al系、Mg-Zn系等镁合金中皆可适用；
（2）上述技术制备的型材相较对比例可降低合金高温成形变形抗力超过20%，具有较低热塑性变形应力特征；
（3）上述实现低热塑性变形应力的方法是基于合金元素组织配分的热成形应力优化设计，通过对热塑性成形前合金元素在固溶基体与第二相之间的合理配分转化，充分利用所转化第二相相较固溶基体具有低高温屈服强度的力学特性，进而达到降低镁合金热塑性成形设备负荷的目标；
（4）上述专利技术制备的型材相较对比例应变速率敏感性指数可提高50%，利于镁合金材料热塑性成形；
（5）本发明所述的镁合金型材采用纯净化方法制备，即采用纯净化镁合金半连续铸造系统、合金原料与辅料纯净度控制以及纯净化熔炼过程工艺控制，可提升镁合金合冶金品质。
此外，术语“第一”、“第二”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。由此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括一个或者更多个该特征。在本公开实施例的描述中，“多个”的含义是两个或两个以上，除非另有明确具体的限定。
在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本公开的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例进行结合和组合。
本领域技术人员在考虑说明书及实践这里公开的发明后，将容易想到本公开的其它实施方案。本申请旨在涵盖本公开的任何变型、用途或者适应性变化，这些变型、用途或者适应性变化遵循本公开的一般性原理并包括本公开未公开的本技术领域中的公知常识或惯用技术手段。说明书和实施例仅被视为示例性的，本公开的真正范围和精神由所附的权利要求指出。

Claims (10)

1.一种降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，包括以下步骤：
按照预设质量准备镁合金中所包含的各金属成分原料、中间合金铸锭以及熔剂；
采用铸造系统将部分所述金属成分原料在气体保护下进行熔化处理；
将所述熔剂加入到熔化后的原料中进行精炼；
将剩余的所述金属成分原料、所述中间合金铸锭以及所述熔剂添加到精炼后的熔液中进行二次精炼，以对所述镁合金的成分进行调整；
将二次精炼后的所述熔液进行除杂后进行浇铸成形，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭进行合金元素组织配分设计，以将所述镁合金中的金属元素由α-Mg固溶体组织形式向β相组织形式配分转变；
采用挤压、锻造或轧制方法将进行合金元素组织配分设计后的所述合金铸锭进行热塑性成形。
2.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述金属成分原料包括：纯镁、纯铝以及纯锌。
3.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述中间合金铸锭为Mg-5Mn（wt.%）。
4.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述熔剂包括以下成分：MgCl2、KCl、BaCl2、NaCl、CaCl2、MgO、H2O以及水不溶物。
5.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述铸造系统为半连续铸造系统。
6.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述将二次精炼后的所述熔液进行除杂后进行浇铸成形，得到合金铸锭，之后还包括：
对所述合金铸锭进行均匀化处理。
7.根据权利要求1所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，气体保护时采用的所述气体包括：高纯氩气、高纯二氧化碳以及六氟化硫。
8.根据权利要求1-7任一项所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，熔化处理、精炼以及二次精炼过程中，采用氩气对熔液进行搅拌。
9.根据权利要求1-7任一项所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述铸造系统的坩埚为高纯高密度石墨坩埚，所述高纯高密度石墨坩埚的体积密度为1.82-1.85g/cm3，热导率85W/(m·K)，灰分500ppm，提纯灰分11ppm，颗粒度8-11μm。
10.根据权利要求1-7任一项所述降低镁合金热塑性变形应力的方法，其特征在于，所述合金元素组织配分设计的温度为150-200℃。
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