CN117259635A - 一种vw93m镁合金中厚板制备方法 - Google Patents
一种vw93m镁合金中厚板制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN117259635A CN117259635A CN202311201322.8A CN202311201322A CN117259635A CN 117259635 A CN117259635 A CN 117259635A CN 202311201322 A CN202311201322 A CN 202311201322A CN 117259635 A CN117259635 A CN 117259635A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- forging
- magnesium alloy
- medium plate
- alternate
- ingot
- 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.)
- Granted
Links
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 93
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 16
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 259
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 28
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 21
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 64
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 42
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 25
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 18
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 11
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 abstract description 9
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 abstract description 8
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 5
- 238000003491 array Methods 0.000 abstract description 5
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 abstract description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 24
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007599 discharging Methods 0.000 description 5
- 238000011056 performance test Methods 0.000 description 5
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 5
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 230000007123 defense Effects 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910018137 Al-Zn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018573 Al—Zn Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006978 adaptation Effects 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/06—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor for performing particular operations
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J9/00—Forging presses
- B21J9/10—Drives for forging presses
- B21J9/20—Control devices specially adapted to forging presses not restricted to one of the preceding subgroups
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
- B21K29/00—Arrangements for heating or cooling during processing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
本发明提供了一种VW93M镁合金中厚板制备方法，属于镁合金热变形技术领域。本发明采用分级均匀化处理，使得合金基体更加洁净，析出的绝大部分初生相都可回溶进镁基体，从而提高了中厚板的塑性；采用多次高速多向自由锻造，能够使得镁合金中厚板形成大量位错阵列、密集的变形带以及少量的纳米析出相，这些亚结构强化相能够提高中厚板的强度。实验结果表明，本发明制备得到的VW93M镁合金中厚板的抗拉强度≥350MPa，屈服强度≥250MPa，延伸率≥15％。
Description
技术领域
本发明涉及镁合金热变形技术领域，尤其涉及一种VW93M镁合金中厚板制备方法。
背景技术
镁合金是目前工业上可应用的最轻金属结构材料，具有高比刚度、比强度，良好的导热减振性，易切削加工等优点，广泛应用于航空航天、国防军工、交通运输等领域。
目前工业上应用最多的镁合金板主要是AZ(Mg-Al-Zn)系、ZK(Mg-Zn-Zr)系和WE(Mg-Y-Nd)系等，但普遍存在强度低、耐热性差等缺点，无法满足航空航天、国防军工等领域的性能需求。VW93M镁合金是一种新型高强耐热镁合金，通过稀土元素(如Gd、Y等)的添加，大幅提高了镁合金的强度和耐热性能，服役温度超过250℃，例如专利号ZL201710179990.3记载了一种制备各向同性超高强耐热镁合金结构件的锻造工艺，但该方法制得的镁合金锻件的伸长率仅为4～6％，塑性较差。因此，如何制备出强度高同时兼顾良好塑性的VW93M镁合金中厚板成为本领域亟待解决的技术难题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种VW93M镁合金中厚板制备方法。本发明提供的制备方法制备得到的VW93M镁合金中厚板强度高且塑性好。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种VW93M镁合金中厚板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将VW93M镁合金铸锭进行分级均匀化处理，得到均匀化处理的铸锭；所述分级均匀化处理为先于200～350℃下保温5～10h，再升温至400～500℃保温3～7h，然后升温至500～540℃保温15～25h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭依次进行保温和一次多向自由锻造，得到铸坯；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯依次进行退火和二次多向自由锻造，得到镁合金中厚板；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板进行T5热处理，得到VW93M镁合金中厚板；
所述步骤(2)中的一次多向自由锻造和步骤(3)中的二次多向自由锻造的速度独立地为10～25mm/s。
优选地，所述步骤(2)中保温的温度为460～530℃，所述保温的时间为8～15h。
优选地，所述步骤(2)中一次多向自由锻造包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造。
优选地，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50～65％。
优选地，所述交替锻造的道次数为2～6道次，所述交替锻造的单道次变形量为25～40％。
优选地，所述滚动锻造包括依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为4～10道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为10～25％；所述二次滚动锻造的道次数为2～8道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为5～20％。
优选地，所述步骤(3)中二次多向自由锻造包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造。
优选地，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为40～55％。
优选地，所述交替锻造包括依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为2～6道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为20～40％；所述二次交替锻造的道次数为4～8道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为10～25％。
优选地，所述步骤(4)中T5热处理的温度为170～240℃，所述T5热处理的保温时间为15～70h。
本发明提供了一种VW93M镁合金中厚板制备方法，包括以下步骤：将VW93M镁合金铸锭进行分级均匀化处理，得到均匀化处理的铸锭；所述分级均匀化处理为先于200～350℃下保温5～10h，再升温至400～500℃保温3～7h，然后升温至500～540℃保温15～25h；将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭依次进行保温和一次多向自由锻造，得到铸坯；将所述铸坯依次进行退火和二次多向自由锻造，得到镁合金中厚板；将所述镁合金中厚板进行T5热处理，得到VW93M镁合金中厚板；所述一次多向自由锻造和二次多向自由锻造的速度独立地为10～25mm/s。本发明采用分级均匀化处理，使得合金基体更加洁净，析出的绝大部分初生相都可回溶进镁基体，从而提高了中厚板的塑性；采用多次高速多向自由锻造，能够使得镁合金中厚板形成大量位错阵列、密集的变形带以及少量的纳米析出相，这些亚结构强化相能够提高中厚板的强度。实验结果表明，本发明制备得到的VW93M镁合金中厚板的抗拉强度≥350MPa，屈服强度≥250MPa，延伸率≥15％。
附图说明
图1为实施例1制备得到的VW93M镁合金中厚板的宏观图；
图2为实施例2制备得到的VW93M镁合金中厚板的宏观图。
具体实施方式
本发明提供了一种VW93M镁合金中厚板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将VW93M镁合金铸锭进行分级均匀化处理，得到均匀化处理的铸锭；所述分级均匀化处理为先于200～350℃下保温5～10h，再升温至400～500℃保温3～7h，然后升温至500～540℃保温15～25h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭依次进行保温和一次多向自由锻造，得到铸坯；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯依次进行退火和二次多向自由锻造，得到镁合金中厚板；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板进行T5热处理，得到VW93M镁合金中厚板；
所述步骤(2)中的一次多向自由锻造和步骤(3)中的二次多向自由锻造的速度独立地为10～25mm/s。
本发明将VW93M镁合金铸锭进行分级均匀化处理，得到均匀化处理的铸锭。本发明采用分级均匀化处理，使得合金基体更加洁净，析出的绝大部分初生相都可回溶进镁基体，从而提高了中厚板的塑性。
在本发明中，所述VW93M镁合金铸锭优选采用电磁半连续铸造的方法制备得到。本发明对所述电磁半连续铸造的具体操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的制备方法制备即可。
在本发明中，所述VW93M镁合金铸锭的化学成分按质量百分比计优选为：Gd 8.0～9.6％、Y 1.8～3.2％、Zr 0.3～0.7％、Er 0.02～0.3％、Ag 0.02～0.50％和余量的Mg，进一步优选为Gd 8.3～9.3％、Y2.1～2.7％、Zr 0.35～0.6％、Er0.05～0.25％、Ag 0.1～0.40％和余量的Mg，更优选为Gd 8.5～9.0％、Y2.3～2.4％、Zr 0.45～0.55％、Er 0.15～0.20％、Ag 0.2～0.35％和余量的Mg。本发明通过控制VW93M镁合金铸锭的化学成分含量能够进一步提高塑性和强度。
在本发明中，所述Gd与Y的质量比优选为：3≤Gd/Y≤5。本发明通过控制Gd与Y的含量比能够得到优异的稀土析出相形貌分布。
在本发明中，所述VW93M镁合金铸锭的直径优选为340～650mm；所述VW93M镁合金铸锭的厚度优选≥2000mm。
在本发明中，所述分级均匀化处理为先于200～350℃下保温5～10h，再升温至400～500℃保温3～7h，然后升温至500～540℃保温15～25h，优选为先于250～310℃下保温6～9h，再升温至440～480℃保温5～6h，然后升温至520～535℃保温20～23h，更优选为先于280～300℃下保温7～8h，再升温至450～460℃保温5～6h，然后升温至525～530℃保温21～22h。本发明通过控制分级均匀化处理的工艺参数能够进一步提高中厚板的塑性。
本发明对上述升温的速率没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作即可。
分级均匀化处理完成后，本发明优选对所述分级均匀化处理得到的产物依次进行随炉冷却和空冷，得到均匀化处理的铸锭。
本发明对所述随炉冷却的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作冷却至200～350℃范围内即可。
本发明对所述空冷的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作冷却至室温即可。
得到均匀化处理的铸锭后，本发明将所述均匀化处理的铸锭依次进行保温和一次多向自由锻造，得到铸坯。
在本发明中，所述保温前优选对所述铸锭依次进行车皮、探伤和锯床下料。本发明对所述车皮、探伤和锯床下料的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作即可。
在本发明中，所述保温的温度优选为460～530℃，进一步优选为495～520℃，更优选为500～510℃；所述保温的时间优选为8～15h，进一步优选为10～12h，更优选为11h。本发明采用保温能够保证镁合金坯料变形时在合适的变形温度区间，避免坯料温度太低，容易开裂，温度太高，性能变差。
在本发明中，所述锻造前优选将上下平砧加热至300～400℃。本发明在锻造前将将上下平砧加热至300～400℃能够避免镁合金坯料以极快的速度降温，造成开裂。
在本发明中，所述一次多向自由锻造优选包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造。
在本发明中，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数优选为1道次；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量优选为50～65％，进一步优选为50～60％，更优选为55～60％。
在本发明中，所述交替锻造的道次数优选为2～6道次，更优选为2～4道次；所述交替锻造的单道次变形量优选为25～40％，进一步优选为25～35％，更优选为30％。
在本发明中，所述滚动锻造优选包括依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数优选为4～10道次，更优选为4～6道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量优选为10～25％，更优选为10～20％；所述二次滚动锻造的道次数优选为2～8道次，更优选为6～8道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量优选为5～20％，更优选为5～15％。
在本发明中，所述一次多向自由锻造的速度优选为10～25mm/s，更优选为10～20mm/s。本发明采用高速多向自由锻造，能够使得镁合金中厚板形成大量位错阵列、密集的变形带以及少量的纳米析出相，这些亚结构强化相能够提高中厚板的强度。
本发明通过控制一次多向自由锻造的工艺参数能够进一步提高中厚板的强度。
得到铸坯后，本发明将所述铸坯依次进行退火和二次多向自由锻造，得到镁合金中厚板。
在本发明中，所述退火的温度优选为450～520℃，更优选为480～500℃；所述退火的保温时间优选为1～2.5h，更优选为1～2h。
在本发明中，所述二次多向自由锻造优选包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造。
在本发明中，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数优选为1道次；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量优选为40～55％，更优选为40～50％。
在本发明中，所述交替锻造优选包括依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数优选为2～6道次，更优选为4～6道次；所述一次交替锻造的单道次变形量优选为20～40％，更优选为25～30％；所述二次交替锻造的道次数优选为4～8道次，更优选为4～6道次；所述二次交替锻造的单道次变形量优选为10～25％，更优选为15～25％。
在本发明中，所述二次多向自由锻造的速度优选为10～25mm/s，更优选为10～20mm/s。本发明采用高速多向自由锻造，能够使得镁合金中厚板形成大量位错阵列、密集的变形带以及少量的纳米析出相，这些亚结构强化相能够提高中厚板的强度。
本发明通过控制二次多向自由锻造的工艺参数能够进一步提高中厚板的强度。
本发明在一次多向自由锻造时注重的是自由锻的方向，实现更多方向的自由锻，能够使得铸坯的组织性能更优异；本发明在二次多向自由锻造时只采用三向锻造，能保证最终得到一个六面体的方坯。
二次多向自由锻造完成后，本发明优选对所述锻造得到的产物进行空冷，得到镁合金中厚板。
本发明对所述空冷的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作即可。
在本发明中，所述镁合金中厚板的厚度优选为50～400mm。
得到镁合金中厚板后，本发明将所述镁合金中厚板进行T5热处理，得到VW93M镁合金中厚板。
在本发明中，所述T5热处理的温度优选为170～240℃，更优选为180～225℃；所述T5热处理的保温时间优选为15～70h，更优选为20～30h。本发明通过控制T5热处理的工艺参数能够进一步提高中厚板的强度和塑性。
本发明采用分级均匀化处理，合金基体较单级均匀化处理后的基体更加洁净，铸锭冷却过程析出的绝大部分初生相(初生相通常是裂纹源)都可回溶进镁基体，提高了后续中厚板的塑性。
本发明锻造速度较快，锻造后VW93M镁合金中厚板组织内可形成大量位错阵列、密集的变形带以及少量的纳米析出相，这些亚结构强化相能够提高中厚板的强度。
本发明采用单道次大变形量锻造，先将铸锭锻成圆柱形，确保每个方向累计足够的变形量，随后再将坯料锻成中厚板，可显著减小中厚板的各向异性。
本发明选用T5热处理，锻造结束后直接进行时效处理，相比T6热处理(先固溶后时效)生产效率更高；T5热处理后，VW93M镁合金中厚板的抗拉强度≥350MPa，屈服强度≥250MPa，延伸率≥15％。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明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
VW93M镁合金中厚板的制备方法为如下步骤：
(1)按Mg-8.7Gd-2.1Y-0.45Zr-0.2Er-0.2Ag的配料比采用电磁半连续铸造方法制备得到直径为420mm，长度为3000mm的VW93M镁合金铸锭，然后进行分级均匀化处理，随炉冷却至300℃后出炉空冷至室温得到均匀化处理的铸锭；其中，分级均匀化处理为先于300℃下保温9h，再升温至450℃保温5h，然后升温至530℃保温23h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭先依次进行车皮、探伤和锯床下料，然后在520℃保温10h，之后将上下平砧加热至400℃，随后在立式液压机上进行一次多向自由锻造，得到铸坯；其中，一次多向自由锻造的速度为18mm/s；一次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为60％；所述交替锻造的道次数为4道次，所述交替锻造的单道次变形量为25％；所述滚动锻造为依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为6道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为10％；所述二次滚动锻造的道次数为6道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为8％；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯回炉在500℃退火保温2h，然后在液压机上进行二次多向自由锻造，空冷后得到厚度为200mm的镁合金中厚板；其中，二次多向自由锻造的速度为18mm/s；二次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50％；所述交替锻造为依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为4道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为25％；所述二次交替锻造的道次数为6道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为20％；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板在225℃下进行T5热处理，保温20h，得到VW93M镁合金中厚板。
对实施例1制备得到的VW93M镁合金中厚板进行性能测试，测试标准为GBT 16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法(下同)，测试结果为：抗拉强度359MPa，屈服强度255MPa，延伸率17％。
实施例2
VW93M镁合金中厚板的制备方法为如下步骤：
(1)按Mg-8.3Gd-2.4Y-0.5Zr-0.15Er-0.15Ag的配料比采用电磁半连续铸造方法制备得到直径为340mm，长度为4000mm的VW93M镁合金铸锭，然后进行分级均匀化处理，随炉冷却至250℃后出炉空冷至室温得到均匀化处理的铸锭；其中，分级均匀化处理为先于250℃下保温7h，再升温至440℃保温6h，然后升温至525℃保温20h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭先依次进行车皮、探伤和锯床下料，然后在510℃保温10h，之后将上下平砧加热至350℃，随后在立式液压机上进行一次多向自由锻造，得到铸坯；其中，一次多向自由锻造的速度为15mm/s；一次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为60％；所述交替锻造的道次数为4道次，所述交替锻造的单道次变形量为30％；所述滚动锻造为依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为4道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为15％；所述二次滚动锻造的道次数为8道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为10％；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯回炉在490℃退火保温1.5h，然后在液压机上进行二次多向自由锻造，空冷后得到厚度为200mm的镁合金中厚板；其中，二次多向自由锻造的速度为15mm/s；二次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50％；所述交替锻造为依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为4道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为30％；所述二次交替锻造的道次数为4道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为15％；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板在200℃下进行T5热处理，保温24h，得到VW93M镁合金中厚板。
对实施例2制备得到的VW93M镁合金中厚板进行性能测试，测试结果为：抗拉强度371MPa，屈服强度261MPa，延伸率15.5％。
实施例3
VW93M镁合金中厚板的制备方法为如下步骤：
(1)按Mg-9.0Gd-2.5Y-0.55Zr-0.25Er-0.1Ag的配料比采用电磁半连续铸造方法制备得到直径为500mm，长度为2000mm的VW93M镁合金铸锭，然后进行分级均匀化处理，随炉冷却至350℃后出炉空冷至室温得到均匀化处理的铸锭；其中，分级均匀化处理为先于350℃下保温8h，再升温至460℃保温5h，然后升温至535℃保温20h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭先依次进行车皮、探伤和锯床下料，然后在520℃保温10h，之后将上下平砧加热至390℃，随后在立式液压机上进行一次多向自由锻造，得到铸坯；其中，一次多向自由锻造的速度为10mm/s；一次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50％；所述交替锻造的道次数为4道次，所述交替锻造的单道次变形量为25％；所述滚动锻造为依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为4道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为15％；所述二次滚动锻造的道次数为6道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为8％；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯回炉在500℃退火保温1.5h，然后在液压机上进行二次多向自由锻造，空冷后得到厚度为300mm的镁合金中厚板；其中，二次多向自由锻造的速度为10mm/s；二次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为40％；所述交替锻造为依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为4道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为25％；所述二次交替锻造的道次数为6道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为15％；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板在185℃下进行T5热处理，保温30h，得到VW93M镁合金中厚板。
对实施例3制备得到的VW93M镁合金中厚板进行性能测试，测试结果为：抗拉强度368MPa，屈服强度259MPa，延伸率16％。
实施例4
VW93M镁合金中厚板的制备方法为如下步骤：
(1)按Mg-9.3Gd-2.7Y-0.6Zr-0.05Er-0.4Ag的配料比采用电磁半连续铸造方法制备得到直径为360mm，长度为3700mm的VW93M镁合金铸锭，然后进行分级均匀化处理，随炉冷却至280℃后出炉空冷至室温得到均匀化处理的铸锭；其中，分级均匀化处理为先于280℃下保温9h，再升温至460℃保温5h，然后升温至520℃保温22h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭先依次进行车皮、探伤和锯床下料，然后在495℃保温11h，之后将上下平砧加热至370℃，随后在立式液压机上进行一次多向自由锻造，得到铸坯；其中，一次多向自由锻造的速度为14mm/s；一次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为55％；所述交替锻造的道次数为2道次，所述交替锻造的单道次变形量为28％；所述滚动锻造为依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为4道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为20％；所述二次滚动锻造的道次数为6道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为10％；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯回炉在485℃退火保温2h，然后在液压机上进行二次多向自由锻造，空冷后得到厚度为150mm的镁合金中厚板；其中，二次多向自由锻造的速度为14mm/s；二次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为40％；所述交替锻造为依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为4道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为30％；所述二次交替锻造的道次数为6道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为15％；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板在210℃下进行T5热处理，保温23h，得到VW93M镁合金中厚板。
对实施例4制备得到的VW93M镁合金中厚板进行性能测试，测试结果为：抗拉强度362MPa，屈服强度254MPa，延伸率17％。
实施例5
VW93M镁合金中厚板的制备方法为如下步骤：
(1)按Mg-8.5Gd-2.3Y-0.35Zr-0.25Er-0.35Ag的配料比采用电磁半连续铸造方法制备得到直径为400mm，长度为3300mm的VW93M镁合金铸锭，然后进行分级均匀化处理，随炉冷却至310℃后出炉空冷至室温得到均匀化处理的铸锭；其中，分级均匀化处理为先于310℃下保温8h，再升温至440℃保温6h，然后升温至530℃保温20h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭先依次进行车皮、探伤和锯床下料，然后在500℃保温10h，之后将上下平砧加热至380℃，随后在立式液压机上进行一次多向自由锻造，得到铸坯；其中，一次多向自由锻造的速度为16mm/s；一次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50％；所述交替锻造的道次数为2道次，所述交替锻造的单道次变形量为35％；所述滚动锻造为依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为6道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为15％；所述二次滚动锻造的道次数为6道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为10％；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯回炉在480℃退火保温1.5h，然后在液压机上进行二次多向自由锻造，空冷后得到厚度为250mm的镁合金中厚板；其中，二次多向自由锻造的速度为16mm/s；二次多向自由锻造为沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造；所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为40％；所述交替锻造为依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为4道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为30％；所述二次交替锻造的道次数为6道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为18％；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板在200℃下进行T5热处理，保温24h，得到VW93M镁合金中厚板。
对实施例5制备得到的VW93M镁合金中厚板进行性能测试，测试结果为：抗拉强度364MPa，屈服强度257MPa，延伸率17％。
图1为实施例1制备得到的VW93M镁合金中厚板的宏观图；图2为实施例2制备得到的VW93M镁合金中厚板的宏观图。
从以上实施例可以看出，本发明制备得到的VW93M镁合金中厚板强度高且塑性好。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种VW93M镁合金中厚板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将VW93M镁合金铸锭进行分级均匀化处理，得到均匀化处理的铸锭；所述分级均匀化处理为先于200～350℃下保温5～10h，再升温至400～500℃保温3～7h，然后升温至500～540℃保温15～25h；
(2)将所述步骤(1)得到的均匀化处理的铸锭依次进行保温和一次多向自由锻造，得到铸坯；
(3)将所述步骤(2)得到的铸坯依次进行退火和二次多向自由锻造，得到镁合金中厚板；
(4)将所述步骤(3)得到的镁合金中厚板进行T5热处理，得到VW93M镁合金中厚板；
所述步骤(2)中的一次多向自由锻造和步骤(3)中的二次多向自由锻造的速度独立地为10～25mm/s。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中保温的温度为460～530℃，所述保温的时间为8～15h。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中一次多向自由锻造包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造，再进行滚动锻造。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为50～65％。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述交替锻造的道次数为2～6道次，所述交替锻造的单道次变形量为25～40％。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述滚动锻造包括依次进行的一次滚动锻造和二次滚动锻造；所述一次滚动锻造的道次数为4～10道次；所述一次滚动锻造的单道次变形量为10～25％；所述二次滚动锻造的道次数为2～8道次；所述二次滚动锻造的单道次变形量为5～20％。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中二次多向自由锻造包括先沿铸锭的高度方向进行锻造，然后沿铸锭的长度和宽度方向进行交替锻造。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的道次数为1道次，所述沿铸锭的高度方向进行锻造的单道次变形量为40～55％。
9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述交替锻造包括依次进行的一次交替锻造和二次交替锻造；所述一次交替锻造的道次数为2～6道次；所述一次交替锻造的单道次变形量为20～40％；所述二次交替锻造的道次数为4～8道次；所述二次交替锻造的单道次变形量为10～25％。
10.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中T5热处理的温度为170～240℃，所述T5热处理的保温时间为15～70h。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202311201322.8A CN117259635B (zh) | 2023-09-18 | 2023-09-18 | 一种vw93m镁合金中厚板制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202311201322.8A CN117259635B (zh) | 2023-09-18 | 2023-09-18 | 一种vw93m镁合金中厚板制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN117259635A true CN117259635A (zh) | 2023-12-22 |
| CN117259635B CN117259635B (zh) | 2024-05-14 |
Family
ID=89213605
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202311201322.8A Active CN117259635B (zh) | 2023-09-18 | 2023-09-18 | 一种vw93m镁合金中厚板制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN117259635B (zh) |
Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103774069A (zh) * | 2014-01-18 | 2014-05-07 | 中南大学 | 一种大尺寸高强耐热镁合金厚板的锻造成形工艺 |
| CN103786031A (zh) * | 2014-01-18 | 2014-05-14 | 中南大学 | 一种中强耐热镁合金模锻件成形工艺 |
| CN105951012A (zh) * | 2016-06-27 | 2016-09-21 | 湖南航天新材料技术研究院有限公司 | 一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺 |
| CN106541064A (zh) * | 2015-09-22 | 2017-03-29 | 首都航天机械公司 | 一种超大规格铝合金铸锭的锻造开坯工艺方法 |
| CN107009094A (zh) * | 2017-03-23 | 2017-08-04 | 中南大学 | 大直径超高强耐高温镁合金壳体件锻轧集成制备工艺 |
| CN109175174A (zh) * | 2018-08-15 | 2019-01-11 | 长沙新材料产业研究院有限公司 | 一种稀土镁合金锻压强化工艺 |
| RU2716612C1 (ru) * | 2019-07-29 | 2020-03-13 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Тольяттинский государственный университет" | Способ гибридной обработки магниевых сплавов |
| CN111471897A (zh) * | 2020-05-08 | 2020-07-31 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种高强镍基高温合金制备成型工艺 |
| CN113843387A (zh) * | 2021-09-26 | 2021-12-28 | 中南大学 | 一种高强耐热镁合金大型锻件及其制备方法 |
| CN114798999A (zh) * | 2022-05-05 | 2022-07-29 | 宁夏中色金航钛业有限公司 | 细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法 |
-
2023
- 2023-09-18 CN CN202311201322.8A patent/CN117259635B/zh active Active
Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103774069A (zh) * | 2014-01-18 | 2014-05-07 | 中南大学 | 一种大尺寸高强耐热镁合金厚板的锻造成形工艺 |
| CN103786031A (zh) * | 2014-01-18 | 2014-05-14 | 中南大学 | 一种中强耐热镁合金模锻件成形工艺 |
| CN106541064A (zh) * | 2015-09-22 | 2017-03-29 | 首都航天机械公司 | 一种超大规格铝合金铸锭的锻造开坯工艺方法 |
| CN105951012A (zh) * | 2016-06-27 | 2016-09-21 | 湖南航天新材料技术研究院有限公司 | 一种低合金化镁合金的变温锻造强化工艺 |
| CN107009094A (zh) * | 2017-03-23 | 2017-08-04 | 中南大学 | 大直径超高强耐高温镁合金壳体件锻轧集成制备工艺 |
| CN109175174A (zh) * | 2018-08-15 | 2019-01-11 | 长沙新材料产业研究院有限公司 | 一种稀土镁合金锻压强化工艺 |
| RU2716612C1 (ru) * | 2019-07-29 | 2020-03-13 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Тольяттинский государственный университет" | Способ гибридной обработки магниевых сплавов |
| CN111471897A (zh) * | 2020-05-08 | 2020-07-31 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种高强镍基高温合金制备成型工艺 |
| CN113843387A (zh) * | 2021-09-26 | 2021-12-28 | 中南大学 | 一种高强耐热镁合金大型锻件及其制备方法 |
| CN114798999A (zh) * | 2022-05-05 | 2022-07-29 | 宁夏中色金航钛业有限公司 | 细晶粒高强塑性Ti80G锻件及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN117259635B (zh) | 2024-05-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3012338B1 (en) | High strength, high formability, and low cost aluminum lithium alloys | |
| CN112996935A (zh) | 7xxx系列铝合金产品 | |
| CN109022975B (zh) | 一种提高aq80m镁合金强度和应变疲劳寿命的方法 | |
| EP3395458A1 (en) | Magnesium alloy sheet and method for manufacturing same | |
| US20180087133A1 (en) | Formable magnesium based wrought alloys | |
| CN111057903A (zh) | 一种大规格钛合金锁紧环及其制备方法 | |
| US20210246523A1 (en) | Method of manufacturing a 7xxx-series aluminium alloy plate product having improved fatigue failure resistance | |
| US10125410B2 (en) | Heat resistant aluminum base alloy and wrought semifinsihed product fabrication method | |
| US20210238721A1 (en) | 6xxx aluminum alloy for extrusion with excellent crash performance and high yield strength and method of production thereof | |
| CN110512129A (zh) | 一种制备超高强变形镁合金棒材的锻扭集成工艺 | |
| US20200407826A1 (en) | Aluminum Casting Alloy, Aluminum Cast Component and Method for the Production of an Aluminum Cast Piece | |
| RU2569275C1 (ru) | Плита из высокопрочного алюминиевого сплава и способ ее изготовления | |
| CN112589024A (zh) | 一种镁合金锻件及其制备方法 | |
| CN113843387B (zh) | 一种高强耐热镁合金大型锻件及其制备方法 | |
| US6562155B1 (en) | Process for producing aluminum alloy semi-molten billet for use as transportation unit | |
| CN117259635B (zh) | 一种vw93m镁合金中厚板制备方法 | |
| US11739400B2 (en) | Magnesium alloy and method for manufacturing the same | |
| CN112593114B (zh) | 一种高性能Cu-Cr-Zr-Mg-Si合金板带制备方法 | |
| US20240336999A1 (en) | Armour component produced from a 7xxx-series aluminium alloy | |
| RU2497971C1 (ru) | МОДИФИЦИРУЮЩИЙ ЛИГАТУРНЫЙ ПРУТОК Ai-Sc-Zr | |
| EP3643802A1 (en) | Magnesium alloy sheet and manufacturing method therefor | |
| KR20160140238A (ko) | 마그네슘 합금판의 제조방법 | |
| RU2256720C1 (ru) | Способ термомеханической обработки полуфабрикатов из алюминиевых сплавов | |
| CN115323296B (zh) | 一种宽幅镁合金板材的加工方法 | |
| CN116005089B (zh) | 短流程制备高探伤水平ta18钛合金大规格棒材方法 |
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 | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |