CN1283822C - 制造镁合金产品的方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是将铸造和锻造综合应用于成分适于铸造并具有优良可锻性的镁合金的成形，以制造具有复杂而精确的形状并在足够高的屈服比下表现出高的性能可靠性和足够的耐蚀性的产品。本发明解决问题的方法为铸造含铝2-10%重量百分比的镁合金，铸造后的晶粒尺寸不超过30μm。当铸造半成品固溶处理后，半成品被锻造成晶粒尺寸不超过10μm，并进一步锻造成所需的形状。铸造含铝2-10%重量百分比的镁合金，铸造后的晶粒尺寸不超过10μm，在固溶处理后锻造该铸造半成品。

Description

制造镁合金产品的方法

技术领域

本发明涉及制造镁合金产品的方法，包括铸造镁合金并接着将得到的铸造半成品铸造成预定的形状。

背景技术

由于镁合金(Mg)的比重为1.8，低于典型轻金属铝(Al)的比重2.7，因此镁合金是非常轻的。另外，镁合金具有比铝合金高的刚性并具有优异的热传导性。因此，镁合金被广泛用于电子设备和电子装置的外壳和零件。

镁合金成形性差，因此难以成形为所需的形状。亦即，镁合金的凝固比潜热低，因而凝固速度快。因此，镁合金铸造难度大，从而在得到的铸造产品中容易形成诸如孔隙和流动线等缺陷。特别是对于注重外观的产品，镁合金的屈服比低。而且，因为需要填补这种缺陷，增大了制造成本。镁合金为密排六方晶体结构，韧性低。由于板材或棒材的冲压或锻造加工需在300到500℃下进行，因此存在诸如处理速度低、处理次数增多、模具寿命短等问题。

为了解决上述镁合金成形性差的问题，在日本未审查专利公开H7-224344中提出了如下的方法。即，在通过连铸含有6.2-7.6％重量百分比铝的AZ型镁合金以获得成形坯的步骤中，加入微量添加剂和/或控制冷却速度使平均晶粒尺寸达到200μm或更小。接着将坯锻造，制造大尺寸零件。此申请中还公开了一种使平均晶粒尺寸不大于50μm的方法，通过在成形为最终产品形状后进行固溶处理和T6热处理的综合处理，从而提高耐蚀性。

另一方面，日本未授权专利2001-294966中公开了如下的方法。即，通过压铸机或触变铸模机将镁合金注入以压铸成形为板，在常温下轧板并使板变形后，再在350到400℃下将板进行热处理而产生再结晶，使晶粒尺寸减小到0.1到30μm，从而提高延展性。对延展性提高的镁合金进行冲压或锻造，可以得到任意形状的产品。并且，日本未授权专利2001-170734和2001-170736公开了一种方法，通过锻造镁合金以及进行多个粗锻步骤和精锻步骤，而制成铸件凸起部分(boss)，其厚度是产品主体部分的7倍或10倍。

但是，对于使用镁合金制造复杂和精确形状的零件，日本未授权专利7-224344公开的方法是不够的。因为成形是通过锻造毛坯完成的，所以形状和厚度受到限制。日本未授权专利2001-294966、2001-170734和2001-170736公开的方法也是不够的。由于成形过程使用的是镁合金板，通过冲压和锻造可以形成薄壁零件，但难以制造出复杂和精确形状的产品。

近些年，对于镁合金以及铝合金，其超塑性机理的解释发展到一定程度，目前其中重要的可能性是，细化晶粒尺寸的镁合金可以在高应变速率下加工(例如，参见“Handbook of Magnesium Technology”，119-125页)。

为了将镁合金成形为复杂和精确的形状，一般地优选铸造的方法，如高注射速度的压铸，即以高填充速度进行压铸。如上所述，由于镁合金容易凝固，但是当利用压铸成形时容易形成流线。另外，对于某些形状，难以将镁合金填充到每个角上。因此，使尺寸和厚度受到限制。随着注射速度增大，空气或气体容易陷在液体合金中，从而形成孔隙，降低性能的可靠性。

另一方面，在冲压板材时，所制造的产品的尺寸可以等于或小于板的宽度。由于镁合金的延展性和成形性差，因此镁合金难以成形为复杂形状，例如，难以形成铸造中所形成的凸起。

从合金成分的角度看，镁合金的铸造性能和拉伸性能具有一定的关系。优选的作为铸造材料的是AZ91、AM50、AM60等铝含量大的合金，以便获得低熔点。另一方面，优选的作为冲压和锻造材料的是含铝量较少的AZ31，以便获得高延展性。铝含量越高，耐蚀性越好。因此，AZ31的耐蚀性比AZ91差。差的耐蚀性是限制AZ31应用的一个原因。

发明内容

在上述传统技术基础上提出了本发明，本发明的目的是提供制造镁合金产品的方法，包括铸造和锻造的综合，用于镁合金的成形，其中镁合金的成分保证其铸造性，并且合金具有优异的可锻造性，从而在足够高的屈服比下实现产品的制造，使产品具有复杂的和精确的形状并表现出高的性能可靠性和足够的耐蚀性。

根据本发明的第一方面，提供一种制造镁合金产品的方法，其步骤包括：铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金而得到晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品，在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间对铸造的半成品进行固溶处理，然后将半成品锻造成晶粒尺寸不大于10μm的锻造半成品，再将锻造半成品锻造成所需的形状。

当晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品进行固溶处理时，晶粒长大，但在铸造过程中形成的大而脆的第二相晶粒消失，从而增大了延伸率并因而提高了塑性成形性。将固溶处理后的塑性成形性提高的铸造半成品锻造。锻造过程中的动态再结晶将晶粒尺寸减小到10μm或更小，从而进一步提高了可锻性。因此，在上述方法中，将通过铸造得到的晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品进行固溶处理，然后经过锻造使晶粒尺寸减小到不大于10μm，再进一步锻造成所需形状。

在此方法中，镁合金中适合的铝含量为2.5-6％重量百分比，铸造时优选压铸法或触变铸模法。另外，优选地，固溶处理在380-440℃下进行1-24小时，固溶处理后为了减小晶粒尺寸进行的锻造以及此后的成形锻造，优选地在以下条件下进行，即应变速率和温度使Z值在10⁹-10¹³之间。

根据本发明的第二方面，还提供另一种制造镁合金产品的方法，其步骤包括：铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金以得到晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品，在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间对铸造半成品进行固溶处理，然后将半成品锻造成所需的形状。

当通过铸造得到的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品固溶处理时，晶粒长大，但在铸造过程中形成的大而脆的第二相晶粒消失，从而增大了延伸率并因而提高了塑性成形性。通过将固溶处理后塑性成形性提高的铸造半成品锻造，可以得到所需形状的产品。因此，在这样的方法中，将铸造得到的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品进行固溶处理，然后，再进一步锻造成所需形状。

在此方法中，镁合金中适合的铝含量为2-6％重量百分比，铸造时优选采用压铸法。另外，固溶处理优选在380-440℃下进行1-24小时，锻造优选地在以下条件下进行，即应变速率和温度使Z值小于10¹³。

需要注意的是，Z值是温度补偿的应变速度，表示温度与应变速率之间的关系，也称为Zener-Hollomon参数，按照下面的方程(I)定义为表示在流动应力下温度与应变速率之间关系的关系式：

$Z=\stackrel{\·}{\mathrm{\ϵ}}\exp (Q/\mathrm{RT})---\left(I\right)$

式中： 应变速率(/秒)

Q：点阵扩散激活能

R：气体常数

T：绝对温度

一般地，所用的Q值为纯镁的Q值135kJ/mol，因为没有得到镁合金的Q值。

附图简要说明

图1表示实施例1中触变铸模铸件的(固溶处理后)晶粒尺寸；

图2(a)和2(b)表示实施例1中在300℃和

条件下固溶处理铸件进行拉伸试验的结果；和

图3表示实施例2中压铸件(固溶处理后)晶粒尺寸。

具体实施方式

下面，描述根据本发明制造镁合金产品的方法的实施例。

首先，描述根据本发明第一方面所述的制造镁合金产品的方法的一个实施例。

首先，铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金，得到晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品。

如果镁合金的铝含量低于2％重量百分比，则耐蚀性变差，而且熔点高不适于铸造。如果镁合金的铝含量超过10％重量百分比，则不可能通过随后步骤的固溶处理得到足够高的塑性成形性，也不可能在固溶处理后得到优异可锻性的产品。因此，镁合金的铝含量为2-10％重量百分比，优选的为2.5-6％重量百分比。

对于铸造镁合金的方法没有特别的限制。为了获得晶粒尺寸不大于30μm的铸造产品，优选压铸法或触变铸模法，因为其冷却/凝固速度较高，可以减小晶粒尺寸。

在重力铸造法中，所得到的铸造产品一般厚度较大，从而熔融镁合金的凝固慢。因此，晶粒在冷却/凝固过程中长大，使晶粒尺寸长大到200μm。另一方面，在压铸法和触变铸模法中，合金以熔融状态或半熔融状态注射到模具中，冷却/凝固速度快，使晶粒尺寸减小到不大于30μm。

小晶粒尺寸的铸造产品更好，所允许的晶粒尺寸不大于30μm。一般地，取决于铸造方法和所用的合金成分，铸造产品使得到晶粒尺寸为15-30μm。

接着对如此获得的晶粒尺寸不大于30μm的铸造产品进行固溶处理。

固溶处理的温度可以在所用合金成分的固相溶解温度与固相线之间的范围内，适合的温度是380-430℃。当固溶温度低于固相溶解温度或低于380℃时，可以析出较大的铝镁化合物，降低塑性成形性。当固溶处理温度超过固相线或430℃时，可能生成液相，从而降低塑性成形性。适合的固溶处理时间为1-24小时。优选地，当温度低时延长时间，而当温度高时缩短时间。通过固溶处理，在母相的α相晶界上析出的β相溶解于母相中，从而母相晶粒长大。但是，由于β相晶粒的减少使塑性成形中的晶界滑移减少，因此有效提高了成形性。

塑性处理后，将半成品锻造以获得晶粒尺寸不大于10μm的锻造半成品(此后，使晶粒尺寸减小的锻造有时称为“晶粒细化锻造”)。将锻造的半成品进一步锻造，使半成品成形为所需形状，从而获得产品(此后，将半成品成形为所需形状的锻造称为“成形锻造”)。

通过动态再结晶进行晶粒细化锻造来减小铸造半成品的晶粒尺寸。晶粒细化锻造和成形锻造应该根据镁合金的成分在允许锻造工艺的条件下进行。

晶粒细化锻造条件取决于镁合金的成分。但是，晶粒细化锻造，其应变速率和温度的条件优选地设定在使Z值在10⁹-10¹³的范围内，更优选地在10¹⁰-10¹³的范围内。

成形锻造的条件也取决于镁合金的成分。但是，成形锻造的应变速率和温度的条件，优选地设定成使Z值为10¹³或更小，优选的在10⁸-10¹³的范围内，更优选的在10⁹-10¹²的范围内。

在晶粒细化锻造和成形锻造中，超出Z值范围的锻造条件可能造成缺陷，例如裂纹和裂缝，是不允许锻造的。

通常，根据合金的成分确定晶粒细化锻造的条件，使Z值在适合的范围，其中应变速率为10^-3-10^-1/秒，温度为200-500℃。另一方面，根据合金的成分确定成形锻造的条件，使Z值在适合的范围，其中应变速率为10^-3-10^-2/秒，温度为200-400℃。

晶粒细化锻造可将晶粒尺寸减小到不大于10μm，从而作为锻造的效果提高塑性成形性，使产品可以进行成形锻造。可以允许的晶粒尺寸是不大于10μm。一般地，晶粒细化锻造可以得到的晶粒尺寸范围为1-10μm。

此后，描述根据本发明第二方面所述的制造镁合金产品的方法的一个实施例。

首先，铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金，以得到晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品。

如果镁合金中铝含量低于2％重量百分比，则耐蚀性变差。如果镁合金的铝含量超过10％重量百分比，则不可能通过随后步骤的固溶处理得到足够高的塑性成形性，也不可能在固溶处理后得到具有优异可锻性的产品。因此，镁合金的铝含量为2-10％重量百分比，优选的为2-6％重量百分比。

所用镁合金中除铝之外的其它物质含量与根据本发明第一方面所述方法中的相同。

优选采用压铸法或触变铸模法，因为其冷却/凝固速度相对较高，可以明显细化晶粒尺寸。

铸造半成品的晶粒尺寸优选地较小，可以是10μm或更小。一般地，铸造得到的半成品的晶粒尺寸范围为5-10μm。

在所用合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间，对如此得到的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品进行固溶处理。基于与本发明第一方面所述方法中的固溶处理相同的原因，固溶处理的适合温度是380-430℃，适合时间为1-24小时。固溶处理后，将铸造半成品锻造而得到所需形状的产品。

与本发明第一方面所述所述方法的锻造工艺相似，应根据镁合金的成分，在允许锻造工艺的条件下进行锻造。

锻造的条件取决于镁合金的成分。但是，锻造的应变速率和温度优选地设定为使Z值小于10¹³，更优选地为10⁶到10¹²。Z值等于或大于10¹³会产生缺陷，例如裂纹和裂缝，这是不允许锻造的。

在这种条件下，根据合金的成分确定进行锻造的条件，使Z值在合适的范围内时，应变速率为10^-3-10^-1/秒，温度为200-500℃。

实施例

下面将参考实施例进一步详细地描述本发明。

使用可以购买到的AZ91合金铸锭，通过在AZ91合金铸锭中加入镁和锌并控制铸锭质量，制备以下实施例所用的镁合金铸锭。按照这种方法，制备了成分从AZ81到AZ21的镁合金铸锭。表1表示所用的AZ91合金铸锭以及所制备的铸锭的成分分析结果。

表1

铸锭的成分分析结果(重量％)

铸锭	Al	Zn	Mn	Si	Cu	Fe	Ni	Be
									AZ91	8.9	0.70	0.21	0.310	0.0400	0.0020	0.0004	0.0008
AZ81	7.6	0.70	0.30	0.025	0.0010	0.0017	微量	0.0034
									AZ71	6.9	0.72	0.24	0.024	0.0011	0.0003	微量	0.0019
AZ61	5.7	0.79	0.30	0.024	0.0010	0.0029	微量	0.0026
									AZ51	4.8	0.78	0.29	0.018	0.0009	0.0013	微量	0.0022
AZ41	3.6	0.68	0.27	0.013	0.0008	0.0012	微量	0.0014
									AZ31	2.6	0.60	0.28	0.010	0.0004	微量	微量	0.0016
AZ21	2.1	0.83	0.28	0.003	0.0052	微量	微量	0.0030

实施例1

(1)铸造和固溶处理

将AZ91到AZ21铸锭破碎成片用于触变铸模。这些片也用于铸造过程。使用日本Steel Works有限公司制造的触变铸模机JMG-450，注射速度设定为4m/s，这是空载条件下的最大值，模具温度设定为250℃。在此条件下，得到盒形铸件，其长181mm，宽255mm，高10mm，有底没盖，壁厚1.5mm。因为每个铸锭的熔点不同，通过控制成形机料筒和喷嘴的温度，找出可以成形的条件进行铸造过程。表2表示各个合金在铸造过程中料筒末端的温度。

表2

触变铸模铸造过程中料筒末端的温度

铸锭	温度(℃)
		AZ91	620
AZ81	618
		AZ71	619
AZ61	624
		AZ51	627
AZ41	640
		AZ31	638

结果，AZ91到AZ31可以铸造，但由于AZ21的熔点为645℃，超过了成形机料筒的加热限制，AZ21不能铸造。因此，触变铸模机允许铸造的AZ合金限制是铝含量为2.5％。

为了测量触变铸模铸造得到的铸件的晶粒尺寸，从各个铸件的中部截取试样，然后用树脂镶样并抛光。此后，用苦味酸或乙酸浸蚀剂浸蚀试样，浸蚀剂的选择取决于试样的成分。获取各个试样500倍的电子显微镜照片。根据JIS G0522“钢中铁素体晶粒尺寸测定”的截面法测量晶粒尺寸，并放大1.74倍。

为了检验固溶处理的效果，铸件在430℃加热处理1小时，此后，再以相同的方法测量晶粒尺寸。

结果示于表3和图1中。

表3

触变铸模铸件的晶粒尺寸

铸锭	晶粒尺寸(μm)
			固溶处理前	固溶处理后
	AZ91	13.1			28.3
AZ81			12.3	19.1
	AZ71	10.2			16.4
AZ61			13.1	24.6
	AZ51	10.1			13.7
AZ41			12.4	20.2
	AZ31	10.5			17.9

从表3和图1中可以看出，虽然固溶处理前不同成分间的晶粒尺寸差别较小，但固溶处理后晶粒尺寸增大。这是由于固溶处理使晶界上的β相溶解到母相α相中，使晶粒长大。可以相信，随着淬火时液体合金凝固速度的加快，晶粒尺寸变小。因此，得到如下结果，即，按照从AZ91到AZ31的顺序，铝含量降低，故熔点升高。因此，成形机料筒末端的料筒温度增高。但是，液体合金与模具之间的温度差将产生淬火效果。因此，AZ91的晶粒尺寸为28μm，即晶粒尺寸较大，因为温度差小。而由于温度差大，AZ51的晶粒尺寸为14μm，即晶粒尺寸较小。但是，相反，由于高温液体合金中出现的冷却延迟效应，AZ41、AZ31的晶粒尺寸从18μm到20μm。

为了测量固溶处理制品的塑性成形性，从各个制品上取下试样，并在420℃固溶处理1小时。此后，在温度300℃、应变速率1.0×10^-2/秒的条件下进行拉伸试验。结果示于图2(a)和2(b)。

从图2(a)和2(b)中可以看出，富铝的合金AZ91到AZ71具有较低的延伸率，从15到24％；而AZ61到AZ31的延伸率为40％或更高，明显提高了塑性成形性。

因此，用于锻造的铸件中的铝含量，在考虑铸造性时等于或大于25％重量百分比，在考虑塑性成形性时等于或小于6％重量百分比。

(2)锻造

在上面的(1)中，触变铸模铸造的AZ61到AZ31的铸件在420℃固溶处理1小时。此后，截取20mm×20mm的样品。每个样品在电炉中均匀加热，并放入保持在表4中所示的预定锻造温度的模具中。锻造是在应变速率为3.3×10^-2/秒的固定条件下进行的。锻造后从样品上截取试样。对于试样，按照与上面(1)相同的方法测量晶粒尺寸。在上面的方程(I)中代入上述的应变速率后得到的Z值列在表1中。此方程中的Q值为135kJ/mol。表4还列出了锻造过程前(固溶处理后)各个样品的晶粒尺寸。

表4

通过锻造减小晶粒尺寸

		锻造后的晶粒尺寸(μm)					固溶处理后(锻造前的)晶粒尺寸(μm)
								锻造条件	锻造温度(℃)	150	200	250	300	350
应变速率(/秒)	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2
						Z值			1.5×1015	2.7×1013	1.0×1012	6.7×1010	6.9×109
AZ61		*	*	*	6.1									12.9	24.6
						AZ51		*	*	3.2	7.3	10.0	13.7
AZ41		*	*	4.0	10.4									18.8	20.2
						AZ31		*	1.0	4.6	14.2	15.1	17.9

*锻造过程中样品破裂，不允许锻造

从表4中可以得出如下结论。

即，可以发现，在同样的温度下，铝含量高的合金适于通过锻造细化晶粒。另一方面，对于富铝合金，当在低温下锻造时产生裂纹。在应变速率试验中，AZ61可以在300℃或更高温度下进行锻造，而AZ31甚至在200℃下就可以锻造，从而达到细化晶粒的效果。

结果，在AZ61到AZ31中，晶粒尺寸减小到10μm或小于10μm，允许进行超塑性锻造时的锻造条件是Z值为10⁹到10¹³，优选地为10¹⁰到10¹³。

从样品中选出通过上述锻造晶粒细化充分的样品以及晶粒细化不充分的样品，再从这些选出的样品上截取20mm×20mm×1.5mm的片状试样。每个试样插入作为铸模下型箱的一个20mm×20mm的空腔中。利用具有直径3mm高10mm圆柱形凹坑的上型模，将每个试样在表5所示的条件下锻造，直到真应变达到-1.1，并锻造成凸起(boss)形。对各个锻造过程的可锻性进行评价。评价的结果列于表5中。

表5

触变铸模铸件的可锻性

			可锻性
									锻造条件	锻造温度(℃)		150	200	300	350	400	500
应变速率(/秒)		3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2
								Z值		1.5×1015	2.7×1013	6.7×1010	6.9×109	9.9×108	4.4×107
AZ61		6.1*1	×	△	△	○	○									○
								12.9*1	×	×	×	×	×	×
		AZ51		3.2*1	×	△	○								○	○	○
7.3*1	×							△	○	○	○	○
				10*1	×	△	△						△	○	○
AZ41								4.0*1	×	○	○	○				○	○
		18.8*1	×	×	×	×	×						△
								AZ31		1.0*1	×	○		○	○	○	○
4.6*1	×	○	○	○	○	○
							14.2*1			×	×	×	×	△	○

^*1晶粒细化锻造后的晶粒尺寸(表4中所示的数据)

^*2可锻性的评价

○：锻造后没有缺陷形成，即凸起完全形成

△：锻造后形成细小裂纹，即凸起不完全形成

×：锻造后形成严重裂纹

从表5中可以得出如下结论。

铝含量大的合金中，β相容易在晶界析出，从而易于减小晶界滑动，这种类型合金需要较高处理温度，即较大的Z值以形成凸起(boss)。另一方面，甚至当晶粒尺寸超过10μm时，一些合金在高温下也可形成凸起(boss)。

但是，从工业角度看，400℃或高于400℃的模具温度降低模具的耐用性，从而是不切实际的。可以通过使用耐热材料或对表面进行处理来提高模具的耐热性。但是，由于增大模具的成本，这也不是优选的。

从结果中可以发现，从AZ61到AZ31，将合金成形为所需形状的锻造条件是Z值为10¹³或更小，优选的范围是10⁸到10¹³。

实例2

(1)铸造和固溶处理

铸造试验采用压铸法而不是实施例1中的触变铸模，但所用的模具与触变铸模中所用模具的形状相同。所用的合金是与触变铸模机所用的同一批次的铸锭，但不处理成片。利用东芝机械有限公司(ToshibaMachine Co.Ltd.)的冷腔压铸机DC650tCLS，在液体合金温度为700℃，注射速度最大值为5.0m/s，模具温度为250℃的条件下，通过铸造依次得到铸件。铸件的形状和大小与实施例1的相同。

即使不能由触变铸模法铸造的AZ21也能用压铸法铸造。这是由于材料的熔化是由与铸造机分离的金属加热器完成的，而不像触变铸模机，材料是在触变铸模机中的料筒中熔化。因此压铸法熔融温度可以升高到700℃，从而可以熔化熔点高的AZ21。

对于各个铸件，按与实施例1相同的方法测量了固溶处理后的晶粒尺寸，结果示于表6和图3中。需要注意的是，固溶处理是在430℃下进行1小时。

表6

压铸件的晶粒尺寸

合金	晶粒尺寸(μm)
			固溶处理前	固溶处理后
	AZ91	7.3			14.9
AZ81			6.4	13.1
	AZ71	7.0			13.8
AZ61			7.8	15.2
	AZ51	6.9			10.4
AZ41			6.1	11.3
	AZ31	5.7			9.5
AZ21			5.8	9.7

从表6和图3可以看出，压铸件的晶粒尺寸小于触变铸模铸件的晶粒尺寸。甚至在固溶处理前，晶粒尺寸也小于10μm，从而不需要晶粒细化锻造。这是由于成形机填充速度很快而能够得到冷却的效果。

(2)锻造

由于得到的铸件已经具有细小的晶粒，铸造在与晶粒细化锻造相同的条件下进行，晶粒细化锻造是在实施例1中对触变铸模铸件进行的锻造。为给出对于各个铸件可锻性的指示，检验裂纹是否形成。对于固溶处理前的样品，进行了初步的锻造试验，结果容易形成裂纹。这是由于β相厚，难以出现晶界滑动。这一趋势随铝含量的增大而增强。因此，仅对固溶处理后的样品进行试验。结果示于表7。试验所用的试样是从这些样品上截取的20mm×20mm×1.5mm的片状试样。每个试样在固定的应变速率下锻造。锻造的真应变为-1.1。

表7

压铸件的可锻性

		可锻性*2
							锻造条件	锻造温度(℃)	150	200	250	300	350
应变速率(/秒)	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2	3.3×10-2
						Z值		1.5×1015	2.7×1013	1.0×1012	6.9×1010	6.9×109
AZ91		×	×	×	×								×
						AZ81		×	×	×	△	△
AZ71		×	×	△	△								△
						AZ61		×	△	△	○	○
AZ51		×	△	○	○								○
						AZ41		×	△	○	○	○
AZ31		×	○	○	○								○
						AZ21		×	○	○	○	○

^*2可锻性的评价

○：锻造后没有缺陷形成，

△：锻造后形成细小裂纹，

×：锻造后形成严重裂纹

从表7中可以得出以下结论。

即，与固溶处理前的样品相似，铝含量越高，可锻性越差。在应变速率为3.3×10^-2的条件下，AZ91到AZ71即使在处理温度达到350℃时在锻造时也产生严重裂纹。另一方面，铝含量越低，可锻性越好。因此，AZ91在任何温度都产生严重裂纹，AZ81在300℃或更高温度(即Z值低于6.7×10¹⁰)锻造时不产生严重裂纹而是细小裂纹，AZ71在250℃或更高温度(即Z值低于1.0×10¹²)锻造时不产生严重裂纹而是细小裂纹。

随着铝含量减少，进行锻造时不出现裂纹，从而AZ61、AZ51和AZ41在250℃或更高温度(即Z值低于1.0×10¹²)锻造时不产生缺陷，AZ31和AZ21在200℃或更高温度(即Z值低于1.0×10¹³)锻造时不产生缺陷。在此范围内，表现出优良的可锻性。

从结果中发现，铸造后晶粒尺寸不超过10μm的适合锻造的合金成分中，铝含量为2-6％重量百分比，锻造条件是Z值为1.0×10¹³或更小。

发明的效果

如上所述，根据本发明制造镁合金产品的方法，将铸造和锻造综合应用于成分适于铸造并具有优良可锻性的镁合金的成形，从而达到制造产品，所制造的产品具有复杂而精确的形状并在足够高的屈服比下表现出高的性能可靠性和足够的耐蚀性。

Claims (11)

1.一种制造镁合金产品的方法，包括以下步骤：

铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金，以得到晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品；

在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间的温度下，对铸造半成品进行固溶处理；

然后将半成品锻造成晶粒尺寸不大于10μm的锻造半成品；及

再将锻造半成品锻造成具有所需形状的产品。

2.如权利要求1所述的制造镁合金的方法，其特征在于镁合金中的铝含量在2.5-6％重量百分比的范围内。

3.如权利要求1或2所述的制造镁合金的方法，其特征在于采用压铸法或触变铸模法进行铸造。

4.如权利要求1所述的制造镁合金的方法，其特征在于固溶处理在380-440℃的温度下进行1-24小时。

5.如权利要求1所述的制造镁合金的方法，其特征在于，锻造在以下条件下进行，即将应变速率和温度设定为使Z值在10⁹-10¹³的范围内，所述Z值为温度补偿的应变速度，其中， $Z=\stackrel{\·}{\mathrm{\ϵ}}\exp (Q/\mathrm{RT})$ 式中，

应变速率(/秒)

Q：点阵扩散激活能

R：气体常数

T：绝对温度，这样得到的晶粒细化锻造的半成品其晶粒尺寸不大于10μm。

6.如权利要求1所述的制造镁合金的方法，其特征在于，将晶粒细化锻造的半成品在以下条件下进行锻造，即将应变速率和温度设定为使Z值等于10¹³或小于10¹³，所述Z值为温度补偿的应变速度，其中， $Z=\stackrel{\·}{\mathrm{\ϵ}}\exp (Q/\mathrm{RT})$

式中，

应变速率(/秒)

Q：点阵扩散激活能

R：气体常数

T：绝对温度，从而获得所需的形状。

7.一种制造镁合金产品的方法，包括以下步骤：

铸造含铝2-10％重量百分比的镁合金，以得到晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品；

在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间的温度下，对铸造半成品进行固溶处理；及

然后将该半成品锻造成所需的形状。

8.如权利要求7所述的制造镁合金的方法，其特征在于镁合金中的铝含量在2-6％重量百分比的范围内。

9.如权利要求7或8所述的制造镁合金的方法，其特征在于采用压铸法进行铸造。

10.如权利要求7所述的制造镁合金的方法，其特征在于固溶处理在380-440℃的温度下进行1-24小时。

11.如权利要求7所述的制造镁合金的方法，其特征在于锻造在以下条件下进行，即将应变速率和温度设定为使Z值低于10¹³，所述Z直为温度补偿的应变速度，其中， $Z=\stackrel{\·}{\mathrm{\ϵ}}\exp (Q/\mathrm{RT})$

式中， 应变速率(/秒)

Q：点阵扩散激活能

R：气体常数

T：绝对温度。

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