CN100441717C - 具有优秀成形性的变形镁合金及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

公开了一种具有优秀强度和挤压或轧制成形性的变形镁合金，以及该变形镁合金的制造方法。所述变形镁合金含有0.1-1.5原子%的IIIA族元素，1.0-4.0原子%的IIIB族元素，等于或小于0.35原子%的选自由IIA、IVA、VIIA、IVB族元素及其混合物组成的组中的至少一种元素，等于或小于1.0原子%的IIB族元素，余量为镁和不可避免的杂质，从而该变形镁合金具有第二相复合组织。本发明的变形镁合金，除了具有镁的电磁波屏蔽能力以外，还具有高强度、韧性和成形性。因此，所述变形镁合金可用作便携式电子产品，如笔记本电脑、移动电话、数码照相机、摄像机、CD播放器、PDA或MP3播放器，汽车零件诸如发动机缸盖、油盘或门内板，或者飞机结构零件的材料。

Description

具有优秀成形性的变形镁合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种因含有由金属间化合物构成的第二相而具有优秀的强度、成形性和耐腐蚀性的变形镁合金，更具体地，本发明涉及一种含有变形镁合金及其制造方法，所述镁合金含有0.1-1.5原子％的IIIA族元素，1.0-4.0原子％的IIIB族元素，等于或小于0.35原子％的选自由IIA、IVA、VIIA、IVB族元素及其混合物组成的组中的至少一种元素，等于或小于1.0原子％的IIB族元素，余量为镁和不可避免的杂质，从而该变形镁合金具有由金属间化合物构成的第二相的复合组织。
背景技术
镁合金具有1.74-1.95克/立方厘米左右的较低密度，比重为铝的2/3，具有优秀的比强度和可加工性，已经发展成为用于飞机和汽车的轻结构材料。但是，由于镁具有六方密装(HCP)晶格结构，因此成形性较低，因而其应用限制在使用铸造工序实现成形的领域。特别是，由于诸如熔化时的严重氧化、高温强度下降以及差的耐腐蚀性等问题，其实际应用受到限制。为克服上述不足已经进行了研究，使其能在大气环境中稳定溶解，同时使用六氟化硫(SF6)气体、二氧化碳气体、氩气等，并通过直接冷硬铸造工序生产板材。
在镁合金中，Mg-Zn合金表现出优秀的时效硬化特性，并且其优点是，由于通过热处理细化组织，强度和延展性明显提高，并且容易加工和焊接。另一方面，其缺点是，由于添加Zn，铸造工序形成微孔，因此Mg-Zn合金难以应用于铸造工序，例如压铸。另外，因为长成粗大晶粒，因此难以像预期的一样提高强度。为了克服上述问题，已经研究了使用晶界滑移提高成形性，其中将一些合金元素加入Mg-Zn二元合金中细化晶粒。关于此，J.P.Doan和G.Ansel提出一种提高合金强度的方法，其中加入Zr细化组成Mg-Zn合金的晶粒(J.P.Goan and G.Ansel，Trans，AIME，第171卷(1947)，第286-295页)。但是，由于Zr的熔点高，室温下在Mg中的溶解度低，因此主要存在于晶界，从而当施加外部应力时成为裂纹源(fracture initiation site)。在这一方面，在开发了包括铝和锌或镁的合金材料例如AZ31B或AM20后，利用单相固溶体的延性，执行塑性加工工序(plastic working process)成为可能。但是，即使它们的组织是单相固溶体并由此具有优秀的延性，这些合金材料仍然存在由于应***化能力差并且因各向异性而难以抑制晶粒长大，成形性差的缺点。为了解决上述问题，提出了一种在不同温度下加热不同部分，实现温加工工序的方法。但是，该方法的问题是，不同部分的不同加热温度明显增大了压模的制造成本。作为另一种方法，提出一种触变成形法(thixo-molding method)，其中在液相和固相共存区间的高温下压制初步成片状的粉末。但是，这种方法的缺点是，粉末昂贵，并且因为粉末压制材料具有多孔结构，因而难以应用电镀工序。镁的耐腐蚀性差，因此必需处理镁的表面，但不幸的是，气相镀工序或化学镀工序需要的化学和处理成本明显高于电镀工序。然而，因为化学物浸入孔隙中发生腐蚀，具有高孔隙度和低密度的产品，例如压铸和触变成形产品，难以使用湿镀工序。
此外，韩国专利特许公开2003-0048412披露了一种合金，该合金含有3.0-10.0重量％Zn、0.25-3.0重量％Mn、Al、Si和Ca。但是，即使Zn含量等于或大于2％的合金具有高强度，这种合金仍然存在游离锌(Zn)容易形成低熔点共晶相的缺点。例如，如果存在熔点低于350℃的低熔点Mg7Zn3，则耐腐蚀性差。并且在用于破碎粗大枝晶结构的粗轧工序过程中，板材两侧容易开裂，从而由于高的各向异性，拉拔性差。韩国专利特许公开2002-0078936(美国专利6471797)披露了一种利用含有1-10原子％(at％)Zn和0.1-3原子％Y的Mg-Zn-Y共晶三元合金准晶相提高强度和成形性的方法。但是，这种方法的缺点在于，Zn含量必需足够大，从而像预期一样保证准晶相效应。因为锌和镁的比重明显不同，铸造产品的成分不均匀。晶界的微孔降低耐腐蚀性，并且在热轧工序过程中，在板材侧面形成撕裂(tears)。另一方面，在本发明的申请人提出的韩国专利申请10-2003-0044997中，通过降低锌含量减少轧制工序过程中不均匀成分造成的撕裂。但是，由于改进塑性的第二相是在基体形成之后在晶界形成的低熔点共晶相，因此通过凝固之后的破碎轧制工序将其分散。相应地，这也难以将其均匀分散。因此，必须在压下比(reduction ratio)为5-10％的范围内重复初次轧制工序几次，并且在铸造结构破碎后必须在压下比为15-20％的范围内进行该工序，从而获得高质量，没有侧裂纹。
很多其它专利披露了一种制造高强度轻镁合金带或粉末的方法，其中通过快速凝固工序得到非晶结构。韩国专利特许公开1990-0004953、发明名称为“高强度镁合金(high strength magnesium alloy)”，韩国专利特许公开1993-846、发明名称为“高强度镁合金(magnesium alloy having highstrength)”，日本专利特许公开H05-70880、发明名称为“高强度镁合金材料及其制造方法(magnesium alloy material having high strength and method ofproducing the same)”，日本专利特许公开H06-41701、发明名称为“高强度非晶镁合金及其制造方法(amorphous magnesium alloy having high strengthand method of producing the same)”，日本专利H07-54026、发明名称为“高强度镁合金及其制造方法(magnesium alloy having high strength and methodof producing the same)”，美国专利4675157、4765954、4853035、4857109、4938809、5071474、5078806、5078807、5087304、5129960和5316598，欧洲专利EP0361136A1以及法国专利2688233，披露了通过快速凝固工序形成非晶组织。由于形成非晶组织的冷却速率必须达到105-107℃/秒，因此这些专利用于生产粉末或薄带是有用的，但不适用于生产普通板材。因此，为了进行轧制或压制成形，使用在再结晶温度下压制非晶粉末得到的锭子。
此外，美国专利637040、3391034、4116731、4194908和5959390以及英国专利2095288披露了使用一些稀土元素抑制晶粒长大，或者在高温下在晶界存在共晶相时防止晶界滑移，从而提高抗蠕变性。但是，共晶相通常具有与基体组织不共格的粗大组织，因此不能充分提高成形性。另外，日本专利特许公开H7-109538A，美国专利5693158、5800640和6395224披露了一种制造低裂纹敏感性产品的方法，其中使用Sr、Li或B，并进行热处理细化铸造产品的晶粒大小。但是，这些专利对铸造产品是有用的，但不能直接用于变形产品。日本专利特许公开H10-147830A披露了使用6-12重量％Y和1-6重量％Gd，并且热锻和随后时效处理，提高用于发动机零件的抗蠕变性。但是，因为使用大量昂贵元素使产品成本明显提高，并且粗大的金属间化合物与基体不共格，因此该专利不能应用于变形产品。此外，还提出了一种改善成形性的方法，其中使用过量的Li将基体组织的点阵结构变成体心立方点阵。但是，在考虑到Li的Galvanic反应以及由于使用过量Li而提高成本，这种方法不能应用于包装材料。
发明内容
因此，本发明是在考虑到现有技术中出现的上述问题时提出的，本发明的目的是提供一种变形镁合金，该合金含有与基体组织共格的金属间化合物并具有第二相复合组织，从而提高伸长率和各向异性，保证优秀的成形性和耐腐蚀性。为了达到上述目的，使用由三种或三种以上的元素构成的合金激活滑移面。此外，为了随温度升高激活滑移面，将IIIA和IIIB族元素一起加入减小层错能(stacking fault energy)，并提高基体组织的耐腐蚀性。此外，利用挤压和轧制工序过程中分散的细小金属间化合物颗粒提高应***化能力和成形性。
为了达到上述目的，本发明提供一种具有优秀成形性和镀覆性(platingproperties)的变形镁合金，该合金含有0.1-1.5原子％的IIIA族元素，1.0-4.0原子％的IIIB族元素，等于或小于0.35原子％的选自IIA、IVA、VIIA、IVB族元素及其混合物组成的组中的至少一种元素，等于或小于1.0原子％的IIB族元素，余量为镁和杂质，该合金因而具有第二相金属间化合物。
附图说明
图1表示使用根据本发明的变形镁合金板制成的盒子样品；
图2表示使用根据本发明的变形镁合金板制成的杯状样品；
图3表示使用AZ31板制成的盒子样品；
图4表示表1中1号材料的组织，其中材料是铸造的，然后在400℃扩散退火5小时；
图5表示根据本发明的挤压材料(extruded material)的组织，是退火态的；以及
图6表示根据本发明的轧制板材的组织。
具体实施方式
本发明的特征在于，在具有优秀延性的固溶组织中形成与基体结构共格的细小第二相沉淀物(precipitates)，从而使晶粒细化并改善成形性。当晶粒变细小时，大多数材料的强度增大。其原因是，位错在金属延性变形过程中沿特定滑移面运动，使位错不能直接从一个晶粒运动到另一个晶粒。但由于晶界势垒效应(grain boundary barrier effect)，位错方向改变其路线。因此，由于晶界作为位错运动的势垒，位错在晶界塞积，从而阻止变形。为了细化晶粒必须能形成高温稳定相，并且为了与基体组织共格必须保证高温下所需的固溶度。此外，基体金属元素和原子之间的尺寸差必须为约15％，从而保证所需的基体增强效应。对于金属间化合物对固溶的影响，已经进行了很多研究。特别是，由细小金属间化合物颗粒弥散分布引起的基体增强作用是冶金工程领域公知的(Mechanical Metallurgy，2nd ed.，George E.Dieter，McGraw-Hill，1981，221-227)。金属间化合物具有高的熔点和高的键合强度，从而具有高硬度和热稳定性。由于均匀分散的第二相颗粒，这些合金比单相合金更能抵抗再结晶和晶粒长大。但是，如果金属间化合物的组织与基体组织不共格，就成为裂纹源，虽然提高强度，但即使基体组织具有延性，伸长率或总延性也下降。
如果传统镁合金的第二相不是基体组织中的高熔点相，第二相是凝固过程的低熔点共晶相，而不是沉淀物。因此，共晶相大多数与基体组织不共格。基体组织几乎没有原子匹配，从而有效地阻止晶粒长大或过时效。但不利的是，这降低材料的成形性，或者作为裂纹源。因此，这些类型的合金不适于变形镁合金。即使形成双相组织(duplex microstructure)，如果第二相不强也不能有效地阻止位错运动，造成不希望的各向异性或强度提高。
本发明使用的IIIA族元素容易形成具有立方点阵的金属间化合物并因而具有高的基体增强效果和延性，这是已知的。Alan Russel和KarlGschneidner Jr.是美国能源部附属的Iowa State University的Ames Laboratory的成员，他们报道了由IIIA族元素形成的金属间化合物具有B2立方点阵，例如CsCl，与传统金属间化合物的B27、B33或DO11正交点阵不同。因此，它具有优秀的延性(Nature Materials，2，Sep.2003，587-590)。目前，已经报道了含有IIIA族元素的很多金属间化合物与镁基体共格，并且认为金属间化合物的延性是由层错引起的。
此外，很多研究者，包括A.P.Tsai，已经证明，由于IIIA族元素形成的准晶金属间化合物具有高的粘附能(adhesion energy)和杨氏模量，因此是一种具有高强度和延性的物质。基于以上事实，对于将准晶金属间化合物应用到结构材料中，已经进行了很多研究。特别是，在镁合金领域，日本和韩国已经在含有准晶颗粒的Mg-Zn-Y合金研究中取得领先地位(MaterialsScience and Engineering A300，2001，312-315；Acta Materialia 50(2002)，2343-2356；Materials Transactions，第42卷，No.10(2001)，2144-2147；TMS2002conference，Magnesium Technology 2002，141-150；Journal ofAlloys andCompounds 342(2002)，445-450)。
上述研究已经证明以下事实：由于锌含量高(等于或大于4原子％)，在溶解过程中出现锌偏聚(separation)，成分不均匀。并且游离锌形成低熔点共晶相，造成轧制过程不希望出现的侧裂纹。但是，Y、IIIA族元素与Mg和Zn一起形成二十面体准晶相，因而该相增强了基体，同时与基体共格，因此有效地阻止了直到400℃的高温晶粒长大。特别是，日本的A.Inoue使用高分辨电子显微镜(HREM)确认，在通过RSP工序生产并含有2原子％Y和1原子％Zn的镁合金中，每6个周期形成ABACAB型层错(ScriptaMaterialia 49(2003)p417-422；Philosophical Magazine Letters第82卷(2002)，543-551；Acta Materialia第50卷(2002)，3845-3857)。
层错的形成是因为紧密堆积一侧的堆垛顺序改变，与正常堆垛顺序不同，并且已经知道它们主要是由于延性变形形成的。如果层错能高，就难以形成层错，因而压制材料所需的应***化不高。因此，由于纯铝或铜具有高的层错能，室温过程供应的能量大部分转化成热量。这样就难以积累内部变形，再结晶过程的成核驱动力减小。但是，在本发明的镁合金中，IIIB和IIIA族元素与作为基体元素的镁合金化，从而降低金属间化合物的层错能，产生延性。另外，细小的第二相促进重新加热过程的成核，使晶粒细化。金属间化合物颗粒阻止在再结晶温度或更高温度下的晶粒长大。
基于上述说明，本发明者得到的结论是，当IIIA族元素与镁合金化形成层错能低的固溶体时，当固溶体中加入IIIB族元素增大固溶强化作用时，以及当加入IIB族元素和其它微细化元素(miniaturized elements)形成含有共格的金属间化合物的结构时，可以形成应***化能力优秀、通过热处理再结晶细化和各向异性改进的材料。
下面将详细说明根据本发明的变形镁合金的元素和成分。
IIIA族元素，即本发明的关键元素，包括Sc、Y、镧系元素和锕系元素。关于此，优选单独或组合使用Sc、Y或镧系元素，而不是发出放射线的钶系元素。它们固溶在镁中，从而减小c/a比，增大延性并减小层错能，从而增大再结晶的成核驱动力。此外，在凝固过程的高温下以Mg5RE形式存在的颗粒，在约500℃通过包晶转变形成具有HCP结构即，DO19点阵结构，例如Mg3RE或Mg17RE5(RE是属于IIIA族的稀土元素的缩写)的棱镜状片颗粒。因此，颗粒具有高的增强作用并与基体共格，结果不再成为裂纹源。在轧制工序之后，颗粒可以被压成棒、球或立方形。
在本发明中，共晶相在扩散热处理之后不会固溶，在挤压和轧制工序中被很好地分散，从而阻止热处理过程的晶粒长大，并作为再结晶的成核位置。当IIIA族元素含量小于0.1％时，第二相形成的数量不足。当含量超过1.5％时，细化作用饱和，因此伸长率下降，制造成本提高。这是限制IIIA族元素量的原因。
IIIB族元素包括B、Al、Ga、In和Tl。由于熔点低的Ga、In和Tl形成低熔点共晶相，因此优选仅使用Al或B和Al的混合物。IIIB族元素形成细小沉淀物，因而有助于增强基体。使用Al作为主要合金元素。由于B在镁中溶解度低，并形成高熔点化合物，例如B2Y、B3Y2或B5Y3，因此以等于或小于0.010％的量与Al一起使用，从而使晶粒细化。
在本发明，IIIB族元素Al固溶在Mg中，增大耐腐蚀性，并防止枝晶组织生长，从而使铸造组织细小。此外，由于Al在凝固过程形成细小立方体，例如Al2RE或Al3RE，并增大基体组织的延性，因此可以生产强度高和延性优秀的产品。当Al含量小于1.0％时，难以保证所需的增强作用。当含量超过4.0％时，由于不稳定的棒状或片状Al2Mg3或Al12Mg17在晶界扩大，因此即使室温强度高，但高温强度和耐腐蚀性下降。这是限制Al的量的原因。
为了使晶粒细化并且有助于形成金属间化合物，选择性地单独使用或组合使用等于或小于0.35％的IIA族元素、IVA族元素、VIIA族元素或IVB族元素，以及单独使用或组合使用等于或小于1.0％的IIB族元素。
IIA族元素、IVA族元素和VIIA族元素用作IIIA和IIIB族元素的补充剂。在IIA族元素中，优选使用Ca和Sr。由于Be、Ba和Ra产生有毒气体，仅当采用特殊通风装置时使用它们。在本发明铸造直径等于或大于200毫米的坯段时，Ca和Sr对于形成细小铸造结构特别有用，并形成圆盘状颗粒，例如(Mg，Al)2Ca，从而提高增强作用。
在IVA族元素中，最常用的是Ti、Zr和Hf，并且加入Rf时，因为放出放射线，因而在不得已的情况下使用防护装置。IVB族元素使铸造组织细小，并且因为熔点高并容易处理，最常用的是Si和Ge。晶粒细化作用取决于加入的每种元素的量。即，Zr、Si和Ca使晶粒具有微米级细小尺寸，对应于52、19和15微米的倒数。
VIIA族元素中的Mn是便宜的合金元素，阻止Al12Mg17和Al2Mg3相形成，并促进高温立方Al2Y形成，有助于细化晶粒和改善耐腐蚀性。VIIA族元素中的Tc和Re价格高，因此在不得已的情况下使用。
IIA族元素、IVA族元素、VII族元素和IVB族元素在镁中溶解度低，因此如果过多加入它们，在铸造工序之后，当冷却速率低时，出现偏聚或形成高脆性的粗大颗粒。因此，上述元素的量限制在等于或小于0.35％。
IIB族元素包括Zn、Cd和Hg。由于Hg吸入时对人体有毒，因此Hg的使用受到限制，与额外的保护装置一起使用。当单独加入或组合加入Zn和Cd时，在镁基体组织中形成层错结构，引起应***化；并且Zn和Cd与IIIA族元素和IIIB族元素固溶顺利，促进立方颗粒的形成，例如(Mg，Zn)5RE、Zn6Mg2RE或(Mg，Zn)17RE3。但是，过量的Zn和Cd增大气体固溶度，从而降低耐腐蚀性或镀覆加工性(plating workability)，并引起热撕裂和重力偏聚现象的出现。因此，IIB族元素的量限制在等于或小于1.0％，优选地等于或小于0.65％。
下面将通过以下的实施例详细说明根据本发明的一种使用镁合金板坯生产板材的方法，这些实施例用于解释，并不构成本发明的限制。
(a)在SF6和Ar或CO2混合气体气氛，或者在Ar气氛中同时防止接触空气条件下熔化镁原料，并在熔化的镁中加入合金或母合金。一般地，通过模铸、直接冷硬铸、连铸或薄片连铸(strip casting)方法制造镁合金板。
在此实施例中，将具有厚30毫米、宽250毫米和高400毫米空腔的模具在加热炉内预热到约200℃。将熔化的镁合金在710-760℃浇注到模具中，然后加工去除铸造产品的表面缺陷。
(b)在250-450℃进行扩散退火，持续时间根据板坯厚度，等于或大于1分钟/毫米。当加热温度低于250℃，或持续时间低于1分钟/毫米时，板坯内部加热不充分，从而在轧制过程中在表面或在边缘形成裂纹。优选在350-400℃加热板坯，从而缩短扩散时间。当加热温度超过450℃时，在扩散退火过程中可以形成游离的低熔点共晶相。在此阶段，共晶相可以重新熔化，并由此与板坯分离。因此，熔化的共晶相可以粘着到轧辊上。当合金元素含量高时，增加持续时间和加热温度，从而改进可加工性。
(c)以每次的压下比等于或小于20％进行一次或多次初次粗轧(initialcoarse rolling)，从而破碎经过扩散退火材料的粗大铸造组织，并消除细小的偏聚。在轧制工序结束后，在200-450℃下执行一次或多次制程退火(processannealing)，使持续时间根据板坯厚度等于或大于1分钟/毫米。当加热温度小于200℃或者持续时间小于1分钟/毫米时，板坯内部加热不充分，从而在轧制过程中在表面或在边缘形成裂纹。在初次粗轧时，当压下比大于20％时，在铸造组织的晶界可能形成裂纹。在此阶段，轧辊的表面温度必须保持在50-150℃，从而防止板坯与轧辊接触时由于板坯淬火导致细小表面裂纹的形成。当轧辊温度高于150℃时，在轧制过程出现分层，其中一部分轧制材料粘着到轧辊上然后分层，从而使板坯表面粗糙化。如果在初次粗轧之后板材没有冷却过度，就可以再次进行轧制工序，而不必重新加热。
(d)当板坯铸造组织破碎时，以每次压下比等于或小于50％反复进行二次轧制工序，直到得到所需厚度。在此阶段，压下比取决于轧机的电机容量、收缩工序的散热状态、轧辊的弹性变形和板的平整度。优选情况下，在二次轧制工序中，每次在200-450℃下反复进行二次制程退火，同时持续时间保持在等于或大于1分钟/毫米。但是，在二次轧制工序中，轧制组织变细小，形成裂纹阻力。此外，在一些情况下，可以进行冷轧。因此，每次轧制工序不必要进行退火。
(e)在终轧工序结束后，在180-350℃进行最终退火，同时根据板的厚度、强度和伸长率保持持续时间为等于或大于1分钟/毫米。当退火温度高并且时间长时，伸长率增大但强度下降。特别是，当退火温度高于350℃时，不幸的是屈服强度明显下降。
下面将详细说明使用根据本发明的镁合金坯段进行挤压。
(a)在SF6和Ar或CO2混合气体气氛中，或者在Ar气氛中同时防止接触空气的条件下熔化镁原料，并在熔化的镁中加入合金原料或母合金。随后，将熔化的镁合金在710-760℃浇注到直径185毫米、长650毫米的模具中形成坯段，并且接着加工去除表面缺陷。无需说明，除了模铸以外可以使用连铸。
(b)在250-450℃进行扩散退火，持续时间(duration time)根据坯段直径为等于或大于1分钟/毫米，从而破碎铸造材料的粗大铸造组织，并消除细小的偏聚。当加热温度低于250℃，或持续时间低于1分钟/毫米时，应力集中在晶界，结果可能出现龟裂，使材料在挤压方向开裂。优选地，在350-400℃加热该材料，从而缩短扩散时间。当加热温度超过450℃时，在扩散退火过程中游离的低熔点共晶相可以重新熔化，并与材料分离。当合金元素含量高时，增加持续时间和加热温度，从而改进可加工性。
(c)将扩散退火坯段在加热炉中在250-400℃下重新加热进行挤压。挤压机在挤压压力等于或大于850兆帕时的挤压速度最大为20米/分钟。如果挤压在500兆帕下进行，则挤压速度明显下降到3-4米/分钟。容器的温度为300-450℃。当温度低于300℃时，形成很多表面裂纹。当温度超过450℃时，在挤压工序明显形成高温裂纹或变形。容器在约350℃加热，并且挤压比(extrusion ratio)通常为10-100。另外，在本发明中，材料可以在挤压工序中缠绕成线圈形状，从而可以进行往复轧制。
(d)如果坯段非常大或铸造组织粗大，则执行第一挤压，以破碎铸造组织并分散第二相，接着执行第二挤压。在第一挤压后，优选在200-450℃进行制程退火，同时持续时间保持在等于或大于1分钟/毫米。但是，在第一挤压过程中，组织变细小，引起裂纹阻力，并在容器中执行重新加热。因此，退火不是必需进行的。
(e)在终轧工序结束之后，如果材料被轧成板材，在180-350℃执行最终退火，同时持续时间保持在等于或大于1分钟/毫米，具体取决于板的厚度、强度和伸长率。当退火温度高并且时间长时，伸长率增大并且强度下降。特别是，当退火温度超过350℃时，不幸的是屈服强度明显下降。无需说明，当板材和卷退火时，可以使用快速加热装置如加热器，使用气体喷嘴，或者感应加热器，而不使用炉子执行热处理。在此阶段，由于加热速率快，必须设置较高的退火温度。在此方面，退火温度可以偏离上述范围，而不偏离本发明的范围和概念。
如下面的表1和2所示，将本发明的变形镁合金轧制得到测试结果。将它们轧制成宽度150毫米和厚度1毫米的板材之后进行测试。
制成宽80毫米、长100毫米、深45毫米的长方体模，并观察模的边缘裂纹，从而实现成形试验。将面积80毫米×50毫米的样品挂在作为悬挂工组的尼龙线上，并浸入烧杯的200毫升2％HCl水溶液中。从而使由样品产生的气体熔解在溶液中。在此阶段，测量失重，由此完成耐腐蚀性评价。成形性评价如下：○表示完成成形，没有裂纹和局部厚度减小；△表示没有产生裂纹，但出现局部厚度偏差；×表示成形性很差，因为形成裂纹。在评价湿镀加工(wet plating process)特性时，○表示镀覆厚度和镀覆表面附着力优秀的状态；△表示附着力一般，未观察到针孔，并且镀覆厚度不均匀的状态；×表示观察到针孔，或者镀层从试样某些位置的表面脱落的状态。
表1
Figure C20058001043300151
表2
  7 Y 0.30 Al 2.50B 0.005 Zr 0.10 Zn 0.50 直径185圆坯铸   T.331兆帕Y.275兆帕El.23％   4F.○<sup>5</sup>C.R.3.2<sup>6</sup>P.○   10I.S.
  8 Y 0.15 Al 2.00 Ca 0.10Mn0.10 Zn 0.30 直径185圆坯铸   T.245兆帕Y.203兆帕El.18％   4F.○<sup>5</sup>C.R.3.8<sup>6</sup>P.○   10I.S.
  9 Y 0.25 - Zr0.80 Zn 1.55 D360×t120直接冷硬铸(D.C.casting)   T.285兆帕Y.253兆帕El.16％   4F.○<sup>5</sup>C.R.3.8<sup>7</sup>失败Ni   11C.S.
  10 Y 0.15 Al 0.90 - Zn 0.75 30×250×400模铸   T.261兆帕Y.205兆帕El.18％   4F.○<sup>5</sup>C.R.5.2<sup>8</sup>层剥离   11C.S.
  11 - Al 2.54 Mn 0.09 Zn 0.30 30×250×400模铸   T.265兆帕Y.185兆帕El.18％   4F.X<sup>5</sup>C.R.4.1<sup>9</sup>针孔   11C.S.(AZ 31)
1T：拉伸强度，2Y：屈服点，3El.：伸长率
4F.：成形性，5C.R.：腐蚀失重率
6P：镀覆，7失败Ni：不可能形成Ni镀层
8层剥离：镀层从表面脱落
9针孔：镀层形成微小针孔
10I.S.：本发明样品，11C.S.：对比样品
(第1、9、10、11号：轧制速度1.6米/分钟，初次粗轧的压下比15％然后20-45％，第2-8号：轧制速度16-20米/分钟，挤压后压下比30-67％)
在评价耐腐蚀性时，使用允许误差为1/1000克的精密天平每5分钟测量装样品的烧杯重量，测量60分钟，计算重量减小斜率，由此完成耐腐蚀性评价。较高的斜率失重多，造成耐腐蚀性差。
在表1中，由于11号镁合金是根据传统方法生产的，其成形性差，如图3所示，在成形工序产生裂纹。在湿镀工序中，先在液体中进行活化处理，再实施电镀工序，例如镀氰化铜、镀硫酸铜或镀镍，然后进行最终镀覆，例如镀铬或镀贵金属。在此阶段，如果形成针孔或镀层从表面脱落，则耐腐蚀性的可靠性明显下降。
工业适用性
如上所述，在本发明中，细小第二相金属间化合物弥散分布，从而明显改善传统镁板的差的成形性和耐腐蚀性。因此，镁板具有作为结构材料的优秀性能，结果，将镁板应用到便携电子产品、汽车或飞机的结构材料中成为可能。

Claims (3)

1.一种具有优秀成形性和镀覆性的变形镁合金，该变形镁合金含有0.1-1.5原子％的IIIA族元素，1.0-4.0原子％的IIIB族元素，等于或小于0.35原子％的选自由IIA、IVA、VIIA、IVB族元素及其混合物组成的组中的至少一种元素，等于或小于1.0原子％的IIB族元素，余量为镁和不可避免的杂质，从而所述变形镁合金具有第二相金属间化合物，所述IIIA族元素单独或组合使用Sc、Y和镧系元素，所述IIIB族元素为Al和/或B，所述IIA族元素为Ca和Sr，所述IVA族元素为Ti、Zr和Hf，所述VIIA族元素为Mn，所述IVB族元素为Si和Ge，所述IIB族元素单独或组合使用Zn和Cd。
2.根据权利要求1所述的变形镁合金，其中，所述IIB族元素的含量等于或小于0.65原子％。
3.一种制造变形镁合金的方法，该方法包括：
制备镁合金铸坯，所述镁合金铸坯含有0.1-1.5原子％的IIIA族元素，1.0-4.0原子％的IIIB族元素，等于或小于0.35原子％的选自由IIA、IVA、VIIA、IVB族元素及其混合物组成的组中的至少一种元素，等于或小于1.0原子％的IIB族元素，余量为镁和不可避免的杂质，从而所述变形镁合金铸坯具有第二相金属间化合物，所述IIIA族元素单独或组合使用Sc、Y和镧系元素，所述IIIB族元素为Al和/或B，所述IIA族元素为Ca和Sr，所述IVA族元素为Ti、Zr和Hf，所述VIIA族元素为Mn，所述IVB族元素为Si和Ge，所述IIB族元素单独或组合使用Zn和Cd；
将所述镁合金铸坯在250℃-450℃进行扩散退火；
将扩散退火后的镁合金铸坯在加热炉中在250-400℃下重新加热进行挤压，然后轧制。
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