RU2384639C2

RU2384639C2 - Deformed magnesium alloy allowing well formability and its manufacture method

Info

Publication number: RU2384639C2
Application number: RU2006134447/02A
Authority: RU
Inventors: Канг-Хыунг КИМ (KR); Канг-Хыунг КИМ
Original assignee: Примометал Ко. Лтд.
Priority date: 2004-04-06
Filing date: 2005-03-11
Publication date: 2010-03-20
Also published as: JP5047778B2; KR20040035646A; CN1938440A; AU2005324597A1; WO2006075814A1; DE602005024392D1; EP1759029B1; EP1759029A1; US20080304997A1; CN100441717C; JP2007538146A; ATE486145T1; KR100605741B1; AU2005324597B2; RU2006134447A; EP1759029A4

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to receiving of deformed magnesium alloy, allowing high strength and well formability during extrusion or rolling and also method of its manufacturing. The alloy contains 0.1-1.5 atm % Sc, Y, La and its mixtures, 1.0-4.0 atm % Al, B and its mixtures, 0.2-1.0 atm % Zn, Cd and its mixtures, and also 0.35 atm % or less than element selected from the group consisting of Ca, Sr, Ti, Zr, Hf, Mn, Si and Ge and its mixtures, Mg and unavoidable admixtures - the rest and allows the second phase of fine-dispersed extractions and intermetallic compositions. Alloy, received according to particular invention is applicable for manufacturing of mobile electronic equipment, such as personal computers - notebooks, cellular telephones, digital cameras, palmcorders with built in video tape recorder, CD-players, PDA or MP3 players and also for details of automobiles such as covers of engine bay, oil-trays or internal panes of doors or structural parts of airplanes.

EFFECT: obtaining alloy allowing high-grade strength, impact viscosity and formability.

3 cl, 1 tbl, 6 dwg

Description

Область техникиTechnical field

Настоящее изобретение относится к деформируемому магниевому сплаву, который содержит вторую фазу, состоящую из интерметаллического соединения, что придает указанному сплаву высокую прочность, формуемость (способность к формоизменению) и коррозионную стойкость. Более конкретно, настоящее изобретение имеет отношение к деформируемому магниевому сплаву, который включает 0,1-1,5 атомных % (ат.%) элемента, находящегося в группе IIIa, 1,0-4,0 ат.% элемента, находящегося в группе IIIb, 0,35 ат.% или менее элемента, выбираемого из группы, состоящей из групп IIа, IVa, VIIa, IVb, и смеси указанных элементов, 1,0 ат.% или менее элемента, находящегося в группе IIb; при этом дополнение до 100% составляет Мg и неизбежные примеси, таким образом, указанный сплав включает композитную микроструктуру второй фазы, состоящую из интерметаллического соединения; настоящее изобретение также относится к способу изготовления указанного сплава.The present invention relates to a deformable magnesium alloy, which contains a second phase, consisting of an intermetallic compound, which gives the specified alloy high strength, formability (formability) and corrosion resistance. More specifically, the present invention relates to a wrought magnesium alloy, which comprises 0.1-1.5 atomic% (at.%) Of an element in group IIIa, 1.0-4.0 at.% Of an element in a group IIIb, 0.35 at.% Or less of an element selected from the group consisting of groups IIa, IVa, VIIa, IVb, and a mixture of these elements, 1.0 at.% Or less of an element in group IIb; the addition of up to 100% is Mg and unavoidable impurities, thus, this alloy includes a composite microstructure of the second phase, consisting of an intermetallic compound; the present invention also relates to a method for manufacturing said alloy.

Существующий уровень техникиThe current level of technology

Благодаря плотности, составляющей 1,74-1,95 г/см³ или приближающейся к указанным значениям, относительно низкой удельной массе, которая составляет приблизительно 2/3 от удельной массы алюминия, высокой удельной прочности и хорошей обрабатываемости, сплавы магния успешно применяют в качестве легких конструкционных материалов в самолетостроении и автомобильной промышленности. Тем не менее, так как магний имеет гексагональную плотно упакованную (ГПУ) структуру кристаллической ячейки, его формуемость (способность к формоизменению) очень низка, что сводит его применение к тем отраслям, в которых формование осуществляют при помощи литья. Кроме того, его практическое использование особенно ограничено из-за высокой окисляемости его расплавов, снижения прочности при высоких температурах и низкой коррозионной стойкости. Для преодоления вышеуказанных недостатков и обеспечения стабильного расплавления в присутствии атмосферного воздуха были предложены способы с использованием газообразного гексафторида серы (SF₆), газообразного диоксида углерода, газообразного аргона и подобных газообразных веществ, а также изготовление пластин способом бесслиткового литья.Due to a density of 1.74-1.95 g / cm ³ or approaching the indicated values, a relatively low specific gravity, which is approximately 2/3 of the specific gravity of aluminum, high specific strength and good machinability, magnesium alloys are successfully used as lightweight construction materials in aircraft and automotive industries. Nevertheless, since magnesium has a hexagonal close-packed (hcp) structure of the crystal cell, its formability (formability) is very low, which reduces its application to those industries in which molding is carried out by injection molding. In addition, its practical use is particularly limited due to the high oxidizability of its melts, lower strength at high temperatures and low corrosion resistance. To overcome the above drawbacks and ensure stable melting in the presence of atmospheric air, methods have been proposed using gaseous sulfur hexafluoride (SF ₆ ), gaseous carbon dioxide, gaseous argon and similar gaseous substances, as well as the manufacture of plates by the method of continuous casting.

Один из сплавов магния, Mg-Zn сплав, имеет ярко выраженное свойство упрочнения при старении (дисперсионное твердение - aging); кроме того, он обладает полезными свойствами, поскольку его микроструктура улучшается при тепловой обработке, что значительно повышает его прочность и пластичность, то есть такой сплав удобно обрабатывать и ковать. С другой стороны, недостатками этого сплава является образование при литье микропор из-за добавления Zn; кроме того, некоторые способы литья плохо применимы к Mg-Zn сплаву, например литье под давлением. Кроме того, повышение прочности этого сплава затруднено из-за того, что этот сплав кристаллизуется в виде крупных зерен. Для преодоления вышеуказанных недостатков были предприняты исследования по улучшению формуемости сплава с использованием зернограничного проскальзывания, в процессе которых для уменьшения размера зерен в бинарные Mg-Zn сплавы добавляли некоторые легирующие элементы. Для этого J.P.Doan и G.Ansel предложили способ увеличения прочности сплава, при осуществлении которого для уменьшения размера зерна Mg-Zn сплава в него добавляют Zr (J.Р.Doan и G.Ansel, Trans., AIME, vol.171 (1947) стр.286-295). Однако, поскольку Zr имеет высокую температуру плавления и низкую растворимость в Мg при комнатной температуре, он в основном находится у границ зерен, которые, таким образом, при воздействии внешнего усилия оказываются зонами начала разрушения. Только после получения таких сплавов, как AZ31B или АМ20, включающих алюминий и цинк или марганец, появилась возможность проводить пластическую обработку, используя пластичность однофазного твердого раствора. Однако, несмотря на то что микроструктуры указанных сплавов включают однофазные твердые растворы и, следовательно, имеют высокую пластичность, они также имеют определенные недостатки, а именно: недостаточную способность к деформационному упрочнению, сложности в предотвращении роста зерен и низкую формуемость из-за наличия анизотропии. Для преодоления указанных недостатков была предложена методика, согласно которой при проведении тепловой обработки различные части сплава нагревали до различной температуры. Однако недостатком такой методики является то, что нагревание различных частей сплава до различных температур приводит к возрастанию стоимости производства пресс-формы. В качестве альтернативы был предложен способ тиксотропного формования, согласно которому предварительно сформованный в виде хлопьев порошок спрессовывали при высоких температурах в области сосуществования жидкой и твердой фаз. Однако недостатком этого способа является то, что такой порошок дорог, кроме того, его трудно применять для нанесения гальванического покрытия, поскольку материал, изготовленный из прессованного порошка, имеет пористую структуру. Коррозионная стойкость магния низка; следовательно, поверхность магния необходимо подвергать соответствующей обработке, что нежелательно; затраты на химическую и другие виды обработки при нанесении покрытий газофазным или электролитическим способом оказываются гораздо выше, чем при обычном способе нанесения гальванического покрытия. Кроме того, нанесение покрытий жидкостными способами на высокопористые изделия, имеющие низкую плотность, например, полученные литьем под давлением или способом тиксотропного формования, приводит к возникновению сложностей из-за коррозии под действием химикатов, проникающих вглубь пор.One of the magnesium alloys, Mg-Zn alloy, has a pronounced hardening property during aging (precipitation hardening - aging); in addition, it has useful properties, since its microstructure improves during heat treatment, which significantly increases its strength and ductility, that is, such an alloy is convenient to process and forge. On the other hand, the disadvantages of this alloy are the formation of micropores during casting due to the addition of Zn; in addition, some casting methods are poorly applicable to Mg-Zn alloys, such as injection molding. In addition, increasing the strength of this alloy is difficult due to the fact that this alloy crystallizes in the form of large grains. To overcome the above drawbacks, studies have been undertaken to improve the formability of the alloy using grain-boundary slippage, during which some alloying elements were added to binary Mg-Zn alloys to reduce grain size. For this, JPDoan and G.Ansel proposed a method for increasing the strength of the alloy, in which Zr is added to reduce the grain size of the Mg-Zn alloy (J.P. Doan and G.Ansel, Trans., AIME, vol. 171 (1947 ) p. 286-295). However, since Zr has a high melting point and low solubility in Mg at room temperature, it is mainly located at the grain boundaries, which, thus, when exposed to an external force, turn into zones of fracture onset. Only after obtaining alloys such as AZ31B or AM20, including aluminum and zinc or manganese, it became possible to carry out plastic processing using the plasticity of a single-phase solid solution. However, despite the fact that the microstructures of these alloys include single-phase solid solutions and, therefore, have high ductility, they also have certain disadvantages, namely, insufficient ability to strain hardening, difficulties in preventing grain growth and low formability due to the presence of anisotropy. To overcome these drawbacks, a technique was proposed according to which, during the heat treatment, various parts of the alloy were heated to different temperatures. However, the disadvantage of this technique is that heating various parts of the alloy to different temperatures leads to an increase in the cost of production of the mold. As an alternative, a thixotropic molding method was proposed, according to which a powder preformed in the form of flakes was pressed at high temperatures in the region of coexistence of liquid and solid phases. However, the disadvantage of this method is that such a powder is expensive, in addition, it is difficult to apply for plating, since the material made from the pressed powder has a porous structure. The corrosion resistance of magnesium is low; therefore, the surface of magnesium must be subjected to appropriate processing, which is undesirable; the costs of chemical and other types of processing when applying coatings by a gas-phase or electrolytic method are much higher than with the usual method of applying a galvanic coating. In addition, liquid coating on highly porous products having a low density, for example obtained by injection molding or thixotropic molding, leads to difficulties due to corrosion by chemicals penetrating deep into the pores.

Далее, в выложенной Корейской патентной заявке No.2003-0048412 описан сплав, содержащий 3,0-10,0 ат.% Zn, 0,25-3,0 ат.% Mn, Al, Si и Са. Однако, несмотря на то, что указанный сплав, содержащий 2 и более процента цинка, имеет высокую прочность, его недостатком является то, что свободный цинк (Zn) легко образует низкоплавкую эвтектическую фазу. Например, если существует низкоплавкое вещество Mg₇Zn₃ с температурой плавления ниже 350°С, то его коррозионная стойкость низка. При черновом прокатывании этого материала с целью разрушения грубой дендритовой структуры по обеим сторонам пластины легко образуются трещины; таким образом, из-за сильной анизотропии материал имеет плохую способность к вытяжке. В выложенной Корейской патентной заявке No.2002-0078936 (патент США No.6471797) описан способ повышения прочности и формуемости при использовании квазикристаллической фазы, включающей тройной эвтектический сплав Mg-Zn-Y, содержащий 1-10 ат.% цинка и 0,1-3 ат.% иттрия. Однако недостатком этого способа является то, что количество цинка должно быть достаточным для достижения желаемого действия квазикристаллической фазы. Состав литого продукта неоднороден из-за существенной разности между удельной массой цинка и удельной массой магния. Микропоры на границах зерен снижают коррозионную стойкость; кроме того, во время горячей прокатки материала происходит образование разрывов на краях пластины.Further, Korean Patent Application Laid-Open No. 2003-0048412 describes an alloy containing 3.0-10.0 at.% Zn, 0.25-3.0 at.% Mn, Al, Si and Ca. However, despite the fact that the specified alloy containing 2 and more percent of zinc has high strength, its disadvantage is that free zinc (Zn) easily forms a low-melting eutectic phase. For example, if there is a low-melting substance Mg ₇ Zn ₃ with a melting point below 350 ° C, then its corrosion resistance is low. When roughing this material in order to destroy the coarse dendrite structure, cracks easily form on both sides of the plate; thus, due to strong anisotropy, the material has poor drawability. Korean Patent Application Laid-Open No. 2002-0078936 (U.S. Pat. -3 at.% Yttrium. However, the disadvantage of this method is that the amount of zinc must be sufficient to achieve the desired effect of the quasicrystalline phase. The composition of the cast product is not uniform due to the significant difference between the specific gravity of zinc and the specific gravity of magnesium. Micropores at the grain boundaries reduce corrosion resistance; in addition, during hot rolling of the material, tearing occurs at the edges of the plate.

С другой стороны, согласно Корейской патентной заявке No.10-2003-0044997, заявленной изобретателем настоящего изобретения, разрывы при прокатке, вызываемые неравномерностью состава, уменьшают за счет снижения количества цинка. Однако поскольку вторая фаза, улучшающая пластичность, является низкоплавкой эвтектической фазой, образующейся на границах зерен уже после формирования основной матрицы, вторые фазы распространяются под действием разрушающей прокатки после затвердевания. Соответственно, однородное распределение этих фаз затруднительно. Следовательно, для получения проката хорошего качества, не содержащего трещин по сторонам листа, первоначальную прокатку необходимо повторять несколько раз, причем степень обжатия (коэффициент уковки) должна находиться в диапазоне 5-10% и после разрушения литой структуры обработку следует проводить при степени обжатия, находящейся в диапазоне от 15 до 20%.On the other hand, according to Korean Patent Application No. 10-2003-0044997, claimed by the inventor of the present invention, rolling gaps caused by uneven composition are reduced by reducing the amount of zinc. However, since the second phase, which improves ductility, is a low-melting eutectic phase formed at the grain boundaries after the formation of the main matrix, the second phases propagate under the action of destructive rolling after solidification. Accordingly, a uniform distribution of these phases is difficult. Therefore, in order to obtain good quality rolled products that do not contain cracks on the sides of the sheet, the initial rolling must be repeated several times, and the compression ratio (forging coefficient) should be in the range of 5-10% and after the destruction of the cast structure, processing should be carried out with the compression ratio being in the range of 15 to 20%.

Способы изготовления легких полос или высокопрочных порошков из магниевых сплавов, аморфную структуру которых получают при помощи способов, включающих быстрое затвердевание, описаны во многих других патентах. Образование аморфной структуры посредством быстрого затвердевания описано в следующих патентных публикациях: в выложенной Корейской патентной заявке No. 1990-0004953, озаглавленной «Высокопрочный магниевый сплав», в выложенной Корейской патентной заявке No. 1993-846, озаглавленной «Магниевый сплав высокой прочности», в выложенной Японской патентной заявке No. Н05-70880, озаглавленной «Материал из магниевого сплава, имеющий высокую прочность, и способ его изготовления», в выложенной Японской патентной заявке No. Н06-41701, озаглавленной «Аморфный магниевый сплав, имеющий высокую прочность, и способ его изготовления», в выложенной Японской патентной заявке No. H07-54026, озаглавленной «Магниевый сплав, имеющий высокую прочность, и способ его изготовления», в патентах США 4675157, 4765954, 4853035, 4857109, 4938809, 5071474, 5078806, 5078807, 5087304, 5129960 и 5316598, Европейской заявке No. 0361136A1 и Французском патенте No. 2688233. Поскольку для получения аморфной структуры скорость охлаждения должна составлять 10⁵-10⁷ °C/с, указанные патенты применимы для изготовления порошка или тонкой полосы, но не для изготовления пластины обычной формы. Соответственно, литейную форму (болванку), которую получают прессованием аморфного порошка при температуре перекристаллизации, используют для последующей прокатки или штамповки.Methods for the manufacture of light strips or high strength powders from magnesium alloys, the amorphous structure of which is obtained using methods involving rapid solidification, are described in many other patents. The formation of an amorphous structure through rapid solidification is described in the following patent publications: Korean Patent Application Laid-Open No. 1990-0004953, entitled "High Strength Magnesium Alloy" in Korean Patent Application Laid-Open No. 1993-846, entitled "High Strength Magnesium Alloy" in Japanese Patent Application Laid-Open No. H05-70880, entitled “High Strength Magnesium Alloy Material and Method for Manufacturing It,” in Japanese Patent Application Laid-Open No. H06-41701, entitled "Amorphous magnesium alloy having high strength, and a method for its manufacture" in Japanese Patent Application Laid-Open No. H07-54026, entitled "Magnesium alloy having high strength, and a method for its manufacture", in US patent 4675157, 4765954, 4853035, 4857109, 4938809, 5071474, 5078806, 5078807, 5087304, 5129960 and 5316598, European application No. 0361136A1 and French Patent No. 2688233. Since, in order to obtain an amorphous structure, the cooling rate must be 10 ⁵ -10 ⁷ ° C / s, these patents are applicable for the manufacture of powder or thin strip, but not for the manufacture of a plate of the usual form. Accordingly, the mold (blank), which is obtained by pressing an amorphous powder at a crystallization temperature, is used for subsequent rolling or stamping.

Далее, в патентах США №637040, 3391034, 4116731, 4194908 и 5059390 и в Английском патенте №2095288 описано, что с целью повышения сопротивления ползучести некоторые редкоземельные элементы используют для предотвращения роста зерен или зернограничного проскальзывания при высоких температурах; при этом эвтектические фазы указанных элементов находятся на границах зерен. Однако эвтектическая фаза в основном имеет грубую микроструктуру, которая не согласуется с микроструктурой матрицы и, следовательно, формуемость материала повышается недостаточно. Также в выложенной Японской патентной заявке No. Н7-109538А и в патентах США №5693158, 5800640 и 6395224 описан способ изготовления изделий, имеющих низкую чувствительность к трещинам, в которых добавляют Sr, Li или В и производят тепловую обработку с целью уменьшения размеров зерен в литом изделии. Однако указанные запатентованные изобретения применимы к литым изделиям, но не могут быть непосредственно применены к кованым изделиям. В выложенной Японской патентной заявке No. Н10-147830А описано добавление 6-12 мас.% Y и 1-6 мас.% Gd и применение горячей ковки и последующей выдержки (дисперсионного твердения (aging)) для улучшения сопротивления ползучести материала, применяемого для деталей двигателя. Однако этот патент неприменим к деформируемым изделиям, поскольку из-за использования большого количества дорогостоящих элементов сильно возрастает стоимость изделия, а также из-за того, что грубозернистые интерметаллические соединения не сочетаются с матрицей. Кроме того, был предложен способ улучшения формуемости, в котором для превращения структуры решетки, имеющейся в микроструктуре матрицы, в объемно-центрированную кубическую решетку используется избыточное количество Li. Однако этот способ непригоден для литых материалов из-за гальванических реакций Li и высокой стоимости самого Li, который применяют в избыточных количествах.Further, in US patent No. 637040, 3391034, 4116731, 4194908 and 5059390 and in English patent No. 2095288 described that in order to increase creep resistance, some rare earth elements are used to prevent grain growth or grain boundary slippage at high temperatures; while the eutectic phases of these elements are at the grain boundaries. However, the eutectic phase mainly has a coarse microstructure, which is not consistent with the microstructure of the matrix and, therefore, the formability of the material does not increase sufficiently. Also in Japanese Patent Application Laid-Open No. H7-109538A and US Pat. Nos. 5,693,158, 5,800,640 and 6,395,224 describe a method of manufacturing products having low crack sensitivity, in which Sr, Li, or B are added and heat treated to reduce the grain size in the molded product. However, these patented inventions are applicable to cast products, but cannot be directly applied to forged products. Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-147830A describes the addition of 6-12 wt.% Y and 1-6 wt.% Gd and the use of hot forging and subsequent aging (precipitation hardening (aging)) to improve the creep resistance of the material used for engine parts. However, this patent does not apply to deformable products, because the use of a large number of expensive elements greatly increases the cost of the product, and also because coarse-grained intermetallic compounds do not combine with the matrix. In addition, a method for improving formability has been proposed in which an excess amount of Li is used to convert the lattice structure of the matrix microstructure into a body-centered cubic lattice. However, this method is unsuitable for cast materials due to the galvanic reactions of Li and the high cost of Li itself, which is used in excess quantities.

ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯDESCRIPTION OF THE INVENTION

Техническая проблемаTechnical problem

Соответственно, настоящее изобретение призвано решить вышеуказанные проблемы, существующие в данной области техники, и целью настоящего изобретения является создание деформируемого магниевого сплава, который содержит интерметаллическое соединение, сочетающееся с микроструктурой матрицы, и который содержит композитную микроструктуру второй фазы, что увеличивает относительное удлинение указанного сплава и снижает его анизотропию, придавая ему хорошую формуемость и коррозионную стойкость. Для достижения вышеуказанной цели используют сплав, состоящий из трех и более элементов для активации плоскости скольжения. Кроме того, для активации плоскости скольжения в соответствии с повышением температуры в сплав добавляют элементы IIIa и IIIb групп, что снижает энергию дефектов упаковки и повышает коррозионную стойкость микроструктуры матрицы. Кроме того, для повышения способности к деформационному упрочнению и формуемости применяют мелкодисперсные частицы интерметаллических соединений, которые распределяют во время экструзии и прокатки.Accordingly, the present invention is intended to solve the above problems existing in the art, and the aim of the present invention is to provide a deformable magnesium alloy that contains an intermetallic compound that combines with the microstructure of the matrix and which contains a composite microstructure of the second phase, which increases the elongation of the specified alloy and reduces its anisotropy, giving it good formability and corrosion resistance. To achieve the above goals, an alloy consisting of three or more elements is used to activate the sliding plane. In addition, to activate the slip plane in accordance with an increase in temperature, elements of groups IIIa and IIIb are added to the alloy, which reduces the energy of stacking faults and increases the corrosion resistance of the matrix microstructure. In addition, to increase the ability to strain hardening and formability, finely dispersed particles of intermetallic compounds are used, which are distributed during extrusion and rolling.

Техническое решениеTechnical solution

Для достижения вышеуказанной цели настоящим изобретением предоставлен деформируемый магниевый сплав, имеющий хорошую формуемость и способность к нанесению покрытий, который включает 0,1-1,5 ат.% элемента, находящегося в группе IIIa, 1,0-4,0 ат.% элемента, находящегося в группе IIIb, 0,35 ат.% или менее элемента, выбираемого из группы, состоящей из групп IIа, IVa, VIIa, IVb, и смеси указанных элементов, 1,0 ат.% или менее элемента, находящегося в группе IIb; при этом дополнение до 100% составляет Мg и примеси, и который таким образом включает интерметаллическое соединение второй фазы.To achieve the above objectives, the present invention provides a deformable magnesium alloy having good formability and the ability to apply coatings, which includes 0.1-1.5 at.% Of the element in group IIIa, 1.0-4.0 at.% Of the element in group IIIb, 0.35 at% or less of an element selected from the group consisting of groups IIa, IVa, VIIa, IVb, and a mixture of these elements, 1.0 at.% or less of an element in group IIb ; wherein the addition of up to 100% is Mg and impurities, and which thus includes an intermetallic compound of the second phase.

Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings

На Фиг.1 изображен образец коробочки, сформованной из листа деформируемого магниевого сплава, предлагаемого в соответствии с настоящим изобретением;Figure 1 shows a sample box, molded from a sheet of deformable magnesium alloy, proposed in accordance with the present invention;

на Фиг.2 - образец, изготовленный в виде чашки, сформованной из листа деформируемого магниевого сплава, предлагаемого в соответствии с настоящим изобретением;figure 2 - sample made in the form of a cup molded from a sheet of deformable magnesium alloy, proposed in accordance with the present invention;

на Фиг.3 - образец коробочки, сформованной из листа AZ31;figure 3 - sample box, molded from sheet AZ31;

на Фиг.4 - микроструктура материала No.1 из Таблицы 1, отлитого, а затем отожженного при 400°С в течение 5 часов;figure 4 - the microstructure of the material No.1 from Table 1, cast and then annealed at 400 ° C for 5 hours;

на Фиг.5 - микроструктура экструдированного материала, предлагаемого в соответствии с настоящим изобретением, который затем был отожжен; иfigure 5 - microstructure of the extruded material proposed in accordance with the present invention, which was then annealed; and

на Фиг.6 - микроструктура прокатанного листа, предлагаемого в соответствии с настоящим изобретением.6 is a microstructure of a laminated sheet proposed in accordance with the present invention.

Наилучший способ осуществления настоящего изобретенияBEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION

Настоящее изобретение отличается тем, что на микроструктуре твердого раствора, имеющей хорошую пластичность, происходит выделение второй мелкодисперсной фазы, которая сочетается с микроструктурой матрицы, что приводит к уменьшению размеров зерен и повышению формуемости. Прочность большинства материалов повышается по мере уменьшения размера зерна. Причина этого состоит в том, что в процессе пластической деформации металла дислокация движется вдоль специфической плоскости скольжения таким образом, что не происходит прямого движения дислокации от одного зерна к другому зерну. Напротив, направление дислокации меняет траекторию из-за эффекта зернограничного барьера. Соответственно, если границы зерен действуют как барьеры на пути движения дислокации, дислокации скапливаются на границах зерен, что предотвращает деформацию. Для образования зерен малого размера зерна должна образовываться стабильная фаза при высоких температурах, а для сочетания с микроструктурой матрицы при высоких температурах должна наблюдаться желаемая растворимость в твердом состоянии. Кроме того, для достижения желаемого эффекта упрочнения матрицы разность в размерах элементов металлической матрицы и атомов должна составлять приблизительно 15%. Исследования воздействия интерметаллического соединения на твердые растворы предпринимались неоднократно. В частности, в технической металлургии хорошо известен эффект упрочнения матрицы, вызванный распределением в ней мелкодисперсных частиц интерметаллического соединения (Mechanical Metallurgy, 2-е изд., George E. Dieter, McGraw-Hill, 1981, стр.221-227). Интерметаллическое соединение имеет высокую температуру плавления и высокую прочность связи и, таким образом, высокую твердость и термическую стабильность. Благодаря равномерному распределению мелкодисперсных частиц второй фазы эти сплавы гораздо более устойчивы по отношению к перекристаллизации и росту зерна, чем однофазные сплавы. Однако если микроструктура интерметаллического соединения не сочетается с микроструктурой матрицы, то указанное соединение действует как место инициации разрушения, таким образом, прочность материала повышается, но снижается его относительное удлинение или общая пластичность, даже если микроструктура матрицы была достаточна пластична.The present invention is characterized in that on the microstructure of the solid solution having good ductility, a second finely dispersed phase is released, which is combined with the microstructure of the matrix, which leads to a decrease in grain size and increase formability. The strength of most materials increases as grain size decreases. The reason for this is that during the plastic deformation of the metal, the dislocation moves along a specific slip plane in such a way that there is no direct movement of the dislocation from one grain to another grain. On the contrary, the direction of the dislocation changes its trajectory due to the effect of the grain-boundary barrier. Accordingly, if grain boundaries act as barriers to the movement of dislocations, dislocations accumulate at grain boundaries, which prevents deformation. For the formation of grains of small grain size, a stable phase must be formed at high temperatures, and for combination with the microstructure of the matrix at high temperatures, the desired solubility in the solid state must be observed. In addition, to achieve the desired matrix hardening effect, the difference in size between the elements of the metal matrix and the atoms should be approximately 15%. Studies of the effects of intermetallic compounds on solid solutions have been undertaken repeatedly. In particular, in technical metallurgy, the matrix hardening effect is well known, caused by the distribution of finely dispersed particles of an intermetallic compound in it (Mechanical Metallurgy, 2nd ed., George E. Dieter, McGraw-Hill, 1981, pp. 212-227). The intermetallic compound has a high melting point and high bond strength and, thus, high hardness and thermal stability. Due to the uniform distribution of finely dispersed particles of the second phase, these alloys are much more stable with respect to recrystallization and grain growth than single-phase alloys. However, if the microstructure of the intermetallic compound does not combine with the microstructure of the matrix, then the specified compound acts as the site of fracture initiation, thus, the strength of the material increases, but its elongation or overall ductility decreases, even if the microstructure of the matrix was sufficiently ductile.

Если вторая фаза традиционного магниевого сплава не является фазой высокой точки плавления в микроструктуре матрицы, то в процессе затвердевания такая вторая фаза не осаждается, а представляет собой низкоплавкую эвтектическую фазу. Поэтому эвтектическая фаза в основном не сочетается с микроструктурой матрицы. Она плохо согласуется с атомной микроструктурой матрицы, таким образом, эффективно препятствуя росту зерен и чрезмерному дисперсионному твердению (упрочнению при старении (over-aging)). Однако указанная фаза снижает формуемость материала или действует как зона инициации разрушения. Таким образом, этот тип сплавов непригоден для использования в качестве деформируемого магниевого сплава. Если вторая фаза недостаточно прочна, то даже в случае образования дуплексной микроструктуры предотвращение движения дислокации происходит неэффективно, что приводит к нежелательному возрастанию анизотропии и прочности.If the second phase of the traditional magnesium alloy is not the phase of the high melting point in the microstructure of the matrix, then during the solidification process this second phase does not precipitate, but is a low-melting eutectic phase. Therefore, the eutectic phase is generally not combined with the microstructure of the matrix. It does not agree well with the atomic microstructure of the matrix, thus effectively inhibiting grain growth and excessive dispersion hardening (over-aging hardening). However, this phase reduces the formability of the material or acts as a fracture initiation zone. Thus, this type of alloys is unsuitable for use as a deformable magnesium alloy. If the second phase is not strong enough, then even in the case of the formation of a duplex microstructure, the prevention of dislocation motion is inefficient, which leads to an undesirable increase in anisotropy and strength.

Известно, что элементы группы IIIa, применяемые в настоящем изобретении, легко образуют интерметаллические соединения, имеющие кубическую решетку и, следовательно, обеспечивающие высокий эффект упрочнения матрицы и достаточную пластичность. Alan Russel и Karl Gschneidner Jr. из Ames Laboratory Университета штата Айова, который сотрудничает с Департаментом Энергетики США, сообщали, что интерметаллическое соединение, образованное элементами группы IIIa, имеет В2 кубическую решетку, такую как у CsCl, в отличие от В27, В33 или DO₁₁ орторомбической решетки традиционного интерметаллического соединения. Поэтому оно обладает прекрасной пластичностью (Nature Materials, 2, сент. 2003, стр.587-590). В настоящее время имеются сообщения о том, что многие интерметаллические соединения, содержащие элементы группы IIIa, сочетаются с матрицей магния; предполагают, что пластичность указанных интерметаллических соединений обусловлена дефектами упаковки.It is known that the elements of group IIIa used in the present invention easily form intermetallic compounds having a cubic lattice and, therefore, providing a high matrix hardening effect and sufficient ductility. Alan Russel and Karl Gschneidner Jr. Ames Laboratory from Iowa State University, which works with the U.S. Department of Energy, reported that the intermetallic compound formed by Group IIIa elements has a B2 cubic lattice, such as CsCl, unlike the B27, B33 or DO ₁₁ orthorhombic lattice of a traditional intermetallic compound. Therefore, it has excellent ductility (Nature Materials, 2, Sept. 2003, pp. 587-590). Currently, there are reports that many intermetallic compounds containing elements of group IIIa are combined with a magnesium matrix; suggest that the ductility of these intermetallic compounds is due to packaging defects.

Кроме того, многие исследователи, включая А.Р.Tsai, подтверждают тот факт, что поскольку квазикристаллическое интерметаллическое соединение, образованное элементами группы IIIa, имеет высокую адгезионную энергию и большой модуль Юнга, это соединение имеет высокую прочность и пластичность. На основании вышеизложенного факта было проведено множество исследований по применению интерметаллических соединений в конструкционных материалах. В частности, Япония и Корея являются ведущими странами, в которых проводятся исследования в области сплавов магния, относящиеся к сплавам Mg-Zn-Y, содержащим квазикристаллические частицы (Materials Science and Engineering А300, 2001, стр.312-315; Acta Materialia 50 (2002) стр.2343-2356; Materials transactions vol.42, No.10 (2001) стр.2144-2147; конференция TMS 2002, Magnesium Technology 2002, стр.141-150; Journal of Alloys and Compounds 342 (2002) стр.445-450).In addition, many researchers, including A.R. Tsai, confirm the fact that since the quasicrystalline intermetallic compound formed by Group IIIa elements has high adhesive energy and a large Young's modulus, this compound has high strength and ductility. Based on the above fact, many studies have been conducted on the use of intermetallic compounds in structural materials. In particular, Japan and Korea are the leading countries in which magnesium alloy research is carried out related to Mg-Zn-Y alloys containing quasicrystalline particles (Materials Science and Engineering А300, 2001, pp. 313-315; Acta Materialia 50 ( 2002) p. 2343-2356; Materials transactions vol. 42, No.10 (2001) p. 214-2147; conference TMS 2002, Magnesium Technology 2002, p. 141-150; Journal of Alloys and Compounds 342 (2002) p. .445-450).

Вышеуказанные исследования доказали следующий факт. Так как при высоком содержании цинка (4 ат.% и более) во время растворения происходит выделение цинка, это означает, что состав материала не был однородным. При этом свободный цинк образует низкоплавкую эвтектическую фазу, что приводит к образованию нежелательных трещин на сторонах листа при прокатке. Однако иттрий (Y), элемент группы IIIa, вместе с магнием и цинком образует икосаэдрическую квазикристаллическую фазу, и, таким образом, эта сочетающаяся с матрицей фаза упрочняет матрицу, эффективно предотвращая рост зерен при высоких температурах, вплоть до 400°С. В частности, A. Inoue из Японии при помощи электронного микроскопа высокого разрешения (HREM) подтвердил, что в магниевом сплаве, получаемом при помощи способа RSP и содержащем 2 ат.% Y и 1 ат.% Zn, дефекты типа АВАСАВ образуются каждые 6 периодов (Scripta Materialia 49 (2003) стр.417-422; Philosophical Magazine Letters vol.82 (2002) стр.543-551; Acta Materialia vol.50 (2002) стр.3845-3857).The above studies have proved the following fact. Since at a high zinc content (4 at.% Or more) zinc is released during dissolution, this means that the composition of the material was not uniform. In this case, free zinc forms a low-melting eutectic phase, which leads to the formation of unwanted cracks on the sides of the sheet during rolling. However, yttrium (Y), an element of group IIIa, together with magnesium and zinc forms an icosahedral quasicrystalline phase, and thus this phase combined with the matrix hardens the matrix, effectively preventing grain growth at high temperatures, up to 400 ° C. In particular, A. Inoue from Japan using a high resolution electron microscope (HREM) confirmed that in a magnesium alloy obtained by the RSP method and containing 2 at.% Y and 1 at.% Zn, defects like ABACAB are formed every 6 periods (Scripta Materialia 49 (2003) p. 417-422; Philosophical Magazine Letters vol. 82 (2002) p. 543-551; Acta Materialia vol. 50 (2002) p. 3845-3857).

Дефекты упаковки образуются за счет того, что порядок упаковки плотно упакованной стороны изменяется не так, как нормальный порядок упаковки, и, как известно, они в основном образуются из-за пластических деформаций. Если энергия образования дефекта упаковки высока, то образование дефектов упаковки затруднено, и, следовательно, требуется деформационное упрочнение, поскольку давление на материал невелико. Соответственно, поскольку чистый алюминий или чистая медь имеют высокие энергии образования дефекта упаковки, то энергия, подводимая к материалу во время обработки при комнатной температуре, в основном превращается в тепло. Таким образом, накопление внутренних деформаций затруднено, и движущая сила зародышеобразования при кристаллизации понижена. Однако в магниевом сплаве, предлагаемом в соответствии с настоящим изобретением, элементы групп IIIa и IIIb сплавляют с магнием, действующим в качестве элемента матрицы, что снижает энергию образования дефекта упаковки в интерметаллическом соединении и обеспечивает нужную пластичность. Кроме того, мелкодисперсная вторая фаза способствует образованию зародышей мелкодисперсных зерен в процессе повторного нагревания. Частицы интерметаллического соединения предотвращают рост зерен при температуре перекристаллизации или более высокой температуре.Packaging defects are formed due to the fact that the packing order of a tightly packed side does not change like the normal packing order, and, as you know, they are mainly formed due to plastic deformations. If the energy of the formation of the packaging defect is high, then the formation of packaging defects is difficult, and therefore, strain hardening is required, since the pressure on the material is small. Accordingly, since pure aluminum or pure copper has high formation defect energies, the energy supplied to the material during processing at room temperature is mainly converted to heat. Thus, the accumulation of internal deformations is difficult, and the driving force of nucleation during crystallization is reduced. However, in the magnesium alloy proposed in accordance with the present invention, the elements of groups IIIa and IIIb are fused with magnesium acting as a matrix element, which reduces the energy of formation of a stacking fault in the intermetallic compound and provides the desired ductility. In addition, the finely dispersed second phase promotes the formation of nuclei of finely divided grains during reheating. Particles of the intermetallic compound prevent grain growth at a recrystallization temperature or a higher temperature.

На основании вышеизложенного изобретатель пришел к выводу, что можно создать материал с высокой способностью к деформационному упрочнению, мелкодисперсной структурой, полученной при перекристаллизации под действием нагревания, и с пониженной анизотропией, при помощи сплавления элементов группы IIIa с магнием с образованием твердого раствора, имеющего низкую энергию образования дефектов упаковки, добавления в этот твердый раствор элементов группы IIIb для улучшения твердофазного растворения и добавления элементов группы IIb и других элементов небольшого размера с целью образования структуры, содержащей интерметаллическое соединение, согласующееся с этой структурой.Based on the foregoing, the inventor came to the conclusion that it is possible to create a material with high strain hardenability, a finely dispersed structure obtained by recrystallization by heating, and with reduced anisotropy by alloying elements of group IIIa with magnesium to form a solid solution having low energy formation of packaging defects, addition of elements of group IIIb to this solid solution to improve solid-phase dissolution and addition of elements of group IIb and other elements small entions in order to form a structure containing an intermetallic compound consistent with this structure.

Далее будет дано подробное описание элементов и составов деформируемого магниевого сплава, предлагаемого в соответствии с настоящим изобретением.Next, a detailed description will be given of the elements and compositions of the wrought magnesium alloy proposed in accordance with the present invention.

Группа IIIa, т.е. существенный элемент настоящего изобретения, включает Sc, Y, лантаноиды и актиноиды. Для целей настоящего изобретения вместо актиноидов, испускающих радиоактивное излучение, предпочтительно использовать Sc, Y, или лантаноиды, или их сочетание. Они растворимы в твердофазном растворе магния, что снижает отношение с/а, увеличивая пластичность, и снижает энергию образования дефектов упаковки, увеличивая движущую силу зародышеобразования при перекристаллизации. Кроме того, частицы, существующие во время затвердевания при высокой температуре в виде Mg₅RE, образуют при перитектическом преобразовании, происходящем приблизительно при 550°С, призмовидные пластинчатые частицы с ГПУ структурой, т.е. DO₁₉ структурой решетки, такие как Мg₃RЕ или Mg₁₇RE₅ (аббревиатура RE означает редкоземельные элементы, находящиеся в группе IIIa). Таким образом, указанные частицы обеспечивают существенное упрочнение; они сочетаются с матрицей и, следовательно, не являются зоной, инициирующей разрушение. После прокатки частицы могут быть спрессованы в виде стержня, сферы или куба.Group IIIa, i.e. an essential element of the present invention includes Sc, Y, lanthanides and actinides. For the purposes of the present invention, instead of actinides emitting radioactive radiation, it is preferable to use Sc, Y, or lanthanides, or a combination thereof. They are soluble in solid-phase magnesium solution, which reduces the c / a ratio, increasing ductility, and reduces the energy of formation of packaging defects, increasing the driving force of nucleation during recrystallization. In addition, particles that exist during solidification at high temperature in the form of Mg ₅ RE form during prismatic transformation occurring at approximately 550 ° C, prism-like lamellar particles with an hcp structure, i.e. DO ₁₉ lattice structure, such as Mg ₃ RE or Mg ₁₇ RE ₅ (the abbreviation RE means rare earth elements in group IIIa). Thus, these particles provide significant hardening; they are combined with the matrix and, therefore, are not a zone initiating destruction. After rolling, the particles can be compressed in the form of a rod, sphere or cube.

Согласно настоящему изобретению эвтектическая фаза, которая не перешла в твердый раствор после диффузионной тепловой обработки, во время экструзии и прокатки равномерно распределяется в виде мелкодисперсных частиц, предотвращающих рост зерен во время тепловой обработки и являющихся центрами зародышеобразования при перекристаллизации. Если количество элемента группы IIIa составляет менее 0,1%, вторая фаза образуется в недостаточном количестве. Если это количество превышает 1,5% происходит насыщение мелкозернистости, и, следовательно, происходит уменьшение относительного удлинения и повышение производственных затрат. Поэтому количество этих элементов ограничено.According to the present invention, the eutectic phase, which has not passed into the solid solution after diffusion heat treatment, is uniformly distributed during extrusion and rolling in the form of fine particles that prevent grain growth during heat treatment and are nucleation centers during recrystallization. If the amount of an element of group IIIa is less than 0.1%, the second phase is formed in insufficient quantity. If this amount exceeds 1.5%, fine-graining is saturated, and, consequently, a decrease in elongation and an increase in production costs occur. Therefore, the number of these elements is limited.

Группа IIIb включает В, Al, Ga, In и Тl. Так как Ga, In и Тl, имеющие низкие температуры плавления, образуют низкоплавкую эвтектическую фазу, предпочтительно применять только Al или смесь В и Al. Элементы группы IIIb образуют мелкодисперсный осадок и, следовательно, вносят свой вклад в упрочнение матрицы. Алюминий применяют в качестве главного легирующего элемента. Так как бор имеет низкую растворимость в твердом растворе магния и образует высокоплавкое соединение, такое как В₂Y, В₃Y₂ или В₅Y₃, то для образования мелких зерен его применяют вместе с алюминием в количестве 0,010% или менее.Group IIIb includes B, Al, Ga, In and Tl. Since Ga, In and Tl having low melting points form a low melting eutectic phase, it is preferable to use only Al or a mixture of B and Al. Elements of group IIIb form a fine precipitate and, therefore, contribute to the hardening of the matrix. Aluminum is used as the main alloying element. Since boron has low solubility in a solid solution of magnesium and forms a high-melting compound, such as B ₂ Y, B ₃ Y ₂ or B ₅ Y ₃ , for the formation of small grains it is used together with aluminum in an amount of 0.010% or less.

Согласно настоящему изобретению алюминий, находящийся в группе IIIb, образует твердый раствор в магнии, повышая коррозионную стойкость и предотвращая рост дендритовой микроструктуры, что способствует образованию мелкозернистой отливаемой структуры. Кроме того, поскольку во время затвердевания алюминий образует мелкие кубические частицы, такие как Al₂RE или Аl₃Rе, что увеличивает пластичность микроструктуры матрицы, из сплава можно изготавливать высокопрочные и пластичные изделия. Если количество Аl составляет менее 1,0%, то желаемый упрочняющий эффект не достигается. Если количество Аl превышает 4,0%, то из-за увеличения количества нестабильной фазы палочкообразных Аl₂Мg₃ или пластинчатых Al₁₂Mg₁₇ частиц на границе зерен снижается прочность при высоких температурах и коррозионная стойкость, несмотря на то, что прочность при комнатной температуре остается высокой. Поэтому количество алюминия ограничено.According to the present invention, the aluminum in group IIIb forms a solid solution in magnesium, increasing corrosion resistance and preventing the growth of dendritic microstructure, which contributes to the formation of a fine-grained cast structure. In addition, since aluminum forms small cubic particles during solidification, such as Al ₂ RE or Al ₃ Re, which increases the ductility of the matrix microstructure, high-strength and ductile products can be made from the alloy. If the amount of Al is less than 1.0%, then the desired reinforcing effect is not achieved. If the amount of Al exceeds 4.0%, then due to the increase in the amount of the unstable phase of rod-shaped Al ₂ Mg ₃ or lamellar Al ₁₂ Mg ₁₇ particles at the grain boundary, the strength at high temperatures and corrosion resistance decrease, despite the fact that the strength at room temperature remains high. Therefore, the amount of aluminum is limited.

Для получения мелких зерен и образования интерметаллического соединения, селективно применяют 0,35% или менее элементов группы IIа, группы IVa, группы VIIa или группы IVb, или их сочетания, и 1,0% или" менее одного элемента группы IIb или сочетания.To obtain small grains and form an intermetallic compound, 0.35% or less of group IIa, group IVa, group VIIa or group IVb elements, or a combination thereof, and 1.0% or "less than one group IIb element or combination are selectively used.

Элементы группы IIа, группы IVa и группы VIIa используют в качестве дополнительных элементов вместе с элементами группы IIIa и IIIb. Из группы IIа предпочтительно использовать Са и Sr. Так как Be, Ba и Ra образуют токсичные газы, их можно использовать только при наличии специального вентиляционного устройства. Са и Sr особенно полезны при образовании мелкозернистой литой структуры при отливке заготовок, имеющих диаметр 200 мм или более в соответствии с настоящим изобретением, и для образования дисковидных частиц, таких как (Mg,Al)₂Ca, что повышает упрочняющий эффект.Elements of group IIa, group IVa and group VIIa are used as additional elements together with elements of group IIIa and IIIb. From group IIa, it is preferable to use Ca and Sr. Since Be, Ba, and Ra form toxic gases, they can only be used with a special ventilation device. Ca and Sr are particularly useful in the formation of a fine-grained cast structure when casting preforms having a diameter of 200 mm or more in accordance with the present invention, and for the formation of discoid particles such as (Mg, Al) ₂ Ca, which increases the hardening effect.

Из группы IVa наиболее часто используют Ti, Zr и Hf; в тех случаях, где этого не избежать, прибавляют Rf, используя специальное защитное устройство, защищающее от радиоактивного излучения. Добавление элементов группы IVb позволяет получать мелкозернистую литую структуру; Si и Ge наиболее часто используют потому, что они имеют высокие температуры плавления и с ними легко работать. Степень измельчения зерна зависит от количества каждого из добавляемых элементов. То есть добавление Zr, Si и Са позволяет получать зерна размером менее микрона, составляющим 1/52, 1/19 и 1/15 микрон.Of group IVa, Ti, Zr and Hf are most commonly used; in cases where this cannot be avoided, Rf is added using a special protective device that protects against radioactive radiation. The addition of elements of group IVb allows to obtain a fine-grained cast structure; Si and Ge are most often used because they have high melting points and are easy to work with. The degree of grain refinement depends on the amount of each of the added elements. That is, the addition of Zr, Si, and Ca allows one to obtain grains less than micron in size, comprising 1/52, 1/19, and 1/15 microns.

Марганец, находящийся в группе VIIa, представляет собой дешевый легирующий элемент, предотвращающий образование фаз Al₁₂Mg₁₇ и Аl₂Мg₃ и способствующий образованию высокотемпературной кубической структуры Al₂Y и тем вносящий свой вклад в уменьшение размеров зерен и повышение коррозионной стойкости. Технеций и рений, находящиеся в группе VIIa, имеют высокую стоимость, и их используют только в случаях острой необходимости.Manganese, located in group VIIa, is a cheap alloying element that prevents the formation of Al ₁₂ Mg ₁₇ and Al ₂ Mg ₃ phases and promotes the formation of a high-temperature cubic structure of Al ₂ Y and thereby contributes to grain size reduction and increase corrosion resistance. Technetium and rhenium, located in group VIIa, are of high cost, and they are used only in cases of urgent need.

Элементы группы IIа, группы IVa, группы VIIa и группы IVb имеют низкую растворимость в твердом растворе магния и, следовательно, добавленные в избытке вызывают разделение фаз или образование крупных, очень хрупких частиц при низкой скорости охлаждения после отливки. Соответственно, их количество ограничено значением 0,35% или менее.Elements of group IIa, group IVa, group VIIa and group IVb have low solubility in a solid solution of magnesium and, therefore, added in excess cause phase separation or the formation of large, very brittle particles at a low cooling rate after casting. Accordingly, their number is limited to 0.35% or less.

Группа IIb включает Zn, Cd и Hg. Так как пары ртути токсичны для человека, применение ртути ограничено, и ее используют при наличии дополнительного защитного устройства. Добавление цинка и кадмия по отдельности или в сочетании способствует образованию в микроструктуре матрицы магния структуры, содержащей дефекты упаковки, что вызывает деформационное упрочнение; кроме того, цинк и кадмий хорошо растворимы в твердом растворе и вместе с элементами групп IIIa и IIIb способствуют образованию частиц кубической формы, таких как (Mg,Zn)₅RE, Zn₆Mg₂RE или (Мg,Zn)₁₇RE₃. Однако избыточное количество цинка и кадмия вызывает увеличение растворимости газов в твердом растворе, что снижает коррозионную стойкость или пригодность к нанесению покрытия, а также вызывает возникновение горячих трещин и разделение под действием силы тяжести. Следовательно, количество этих элементов ограничено 1,0% или менее и предпочтительно 0,65% или менее.Group IIb includes Zn, Cd and Hg. Since mercury vapor is toxic to humans, the use of mercury is limited and is used with an additional protective device. The addition of zinc and cadmium, individually or in combination, promotes the formation in the microstructure of the magnesium matrix of a structure containing packaging defects, which causes strain hardening; in addition, zinc and cadmium are readily soluble in solid solution and, together with elements of groups IIIa and IIIb, contribute to the formation of cubic particles such as (Mg, Zn) ₅ RE, Zn ₆ Mg ₂ RE or (Mg, Zn) ₁₇ RE ₃ . However, an excessive amount of zinc and cadmium causes an increase in the solubility of gases in the solid solution, which reduces the corrosion resistance or suitability for coating, and also causes the occurrence of hot cracks and separation due to gravity. Therefore, the amount of these elements is limited to 1.0% or less, and preferably 0.65% or less.

Далее при помощи нижеследующего иллюстративного, но не ограничивающего настоящее изобретение примера будет подробно описан способ изготовления пластины из сляба (плоской заготовки), полученного из магниевого сплава в соответствии с настоящим изобретением.Next, using the following illustrative but not limiting example of the present invention, a method for manufacturing a plate from a slab (flat billet) obtained from a magnesium alloy in accordance with the present invention will be described in detail.

(a) Плавят магниевое сырье и в атмосфере смеси газообразных SF₆ и Аr или CO₂ или в атмосфере газообразного Аr, исключая контакт с атмосферным воздухом, к расплавленному магнию добавляют сплав или лигатуру. Обычно сляб, из которого изготавливают пластину из магниевого сплава, получают посредством фасонного литья, бесслиткового литья, непрерывного литья или отливки полосы.(a) The magnesium raw material is melted and in an atmosphere a mixture of gaseous SF ₆ and Ar or CO ₂ or in an atmosphere of gaseous Ar, excluding contact with atmospheric air, an alloy or ligature is added to the molten magnesium. Typically, the slab from which the magnesium alloy plate is made is obtained by means of mold casting, continuous casting, continuous casting or strip casting.

В настоящем примере изготавливают форму с углублением толщиной 300 мм, шириной 250 мм и высотой 400 мм; эту форму нагревают в нагревательной печи до температуры приблизительно 200°С. В форму при 710-760°С заливают расплавленный сплав алюминия, а затем отлитое изделие обрабатывают для удаления поверхностных дефектов.In the present example, a mold is made with a recess 300 mm thick, 250 mm wide and 400 mm high; this form is heated in a heating furnace to a temperature of approximately 200 ° C. The molten aluminum alloy is poured into the mold at 710-760 ° C, and then the molded product is processed to remove surface defects.

(b) При 250-450°С производят диффузионный отжиг при продолжительности 1 мин/мм или более, в зависимости от толщины сляба. Если температура отжига составляет менее 250°С или продолжительность менее 1 мин/мм, то внутренняя часть сляба нагревается недостаточно, в результате чего при прокатке на поверхности или на краях образуются трещины. Для уменьшения времени диффузии сляб предпочтительно нагревают до температуры, составляющей 350-400°С. Если температура нагревания составляет более 450°С, в процессе диффузионного отжига может образовываться низкоплавкая эвтектическая фаза. На этом этапе эвтектическая фаза может быть вновь расплавлена и таким образом отделена от сляба. Соответственно, расплавленная эвтектическая фаза может прилипать к прокатному валу. Если количество легирующего элемента велико, то для улучшения обрабатываемости увеличивают продолжительность и температуру нагревания.(b) At 250-450 ° C., diffusion annealing is performed for a duration of 1 min / mm or more, depending on the thickness of the slab. If the annealing temperature is less than 250 ° C or the duration is less than 1 min / mm, then the inner part of the slab is not heated sufficiently, as a result of which cracks form on the surface or at the edges. To reduce the diffusion time, the slab is preferably heated to a temperature of 350-400 ° C. If the heating temperature is more than 450 ° C, a low melting eutectic phase may form during diffusion annealing. At this stage, the eutectic phase can be re-molten and thus separated from the slab. Accordingly, the molten eutectic phase may adhere to the rolling shaft. If the amount of alloying element is large, then the duration and temperature of heating are increased to improve workability.

(c) Один или несколько раз проводят первоначальную черновую прокатку при степени обжатия (коэффициенте уковки), составляющей 20% или менее, с целью разрушения литой крупнозернистой микроструктуры материала, который подвергают диффузионному отжигу и удаляют мелкие отделившиеся фазы. После завершения прокатки один или несколько раз проводят отжиг при 200-450°C с продолжительностью 1 мин/мм или более, в зависимости от толщины сляба. Если температура нагревания составляет менее 200°С или продолжительность менее 1 мин/мм, внутренняя часть сляба нагревается недостаточно, в результате чего при прокатке на поверхности или на краях образуются трещины. При проведении первоначальной черновой прокатки при степени обжатия (коэффициенте уковки), составляющей 20%, на границах зерен литой микроструктуры могут образовываться трещины. На этом этапе для предотвращения образования поверхностных трещин при закаливании сляба, температура поверхности прокатного вала, контактирующей со слябом, должна составлять 50-150°С. Если температура прокатного вала составляет более 150°С, то во время прокатки происходит расслоение материала, при котором часть прокатываемого материала прилипает к прокатному валу и отслаивается от основной массы, что огрубляет поверхность сляба. Если пластину не слишком сильно охлаждали после первоначальной черновой прокатки, то прокатку можно повторить, не нагревая пластину вновь.(c) Initial rough rolling is performed one or more times with a reduction ratio (forging ratio) of 20% or less, in order to break the cast coarse-grained microstructure of the material, which is subjected to diffusion annealing and the small separated phases are removed. After rolling is completed, annealing is performed one or more times at 200-450 ° C with a duration of 1 min / mm or more, depending on the thickness of the slab. If the heating temperature is less than 200 ° C or the duration is less than 1 min / mm, the inner part of the slab is not heated sufficiently, as a result of which cracks form on the surface or at the edges. During the initial rough rolling with a reduction ratio (forging coefficient) of 20%, cracks may form at the grain boundaries of the cast microstructure. At this stage, to prevent the formation of surface cracks during hardening of the slab, the surface temperature of the rolling shaft in contact with the slab should be 50-150 ° C. If the temperature of the rolling shaft is more than 150 ° C, then during rolling there is a delamination of the material, in which part of the rolled material adheres to the rolling shaft and peels from the bulk, which coarsens the surface of the slab. If the plate has not been cooled too much after the initial rough rolling, then rolling can be repeated without heating the plate again.

(d) Если литая микроструктура сляба разрушена, то многократно производят вторую прокатку при степени обжатия (коэффициенте уковки), составляющей 50% или менее, до получения желаемой толщины. На этом этапе степень обжатия (коэффициент уковки) зависит от мощности двигателя прокатного стана, температурного режима пластины в процессе обжатия, эластичной деформации прокатного вала и степени раскатки пластины. Второй отжиг предпочтительно многократно производят при 200-450°С, каждый раз с продолжительностью 1 мин/мм или более. Однако во время второй прокатки микроструктура становится мелкозернистой, приобретая достаточную вязкость разрушения (сопротивление распространению трещин). Кроме того, в некоторых случаях возможно проведение холодной прокатки. Таким образом, отжиг не обязательно производить после каждой прокатки.(d) If the molded microstructure of the slab is destroyed, a second rolling is repeatedly performed at a reduction ratio (forging ratio) of 50% or less to obtain the desired thickness. At this stage, the degree of compression (forging coefficient) depends on the engine power of the rolling mill, the temperature regime of the plate during compression, the elastic deformation of the rolling shaft and the degree of rolling of the plate. The second annealing is preferably repeatedly performed at 200-450 ° C, each time with a duration of 1 min / mm or more. However, during the second rolling, the microstructure becomes fine-grained, acquiring a sufficient fracture toughness (resistance to crack propagation). In addition, in some cases cold rolling is possible. Thus, annealing is not necessary after each rolling.

(e) После проведения окончательной прокатки проводят окончательный отжиг при температуре, составляющей 180-350°С, с продолжительностью 1 мин/мм или более, в зависимости от толщины, прочности и относительного удлинения пластины. При высокой температуре отжига и большой продолжительности относительное удлинение материала повышается, а его прочность снижается. В частности, если температура отжига превышает 350°С, существенно снижается предел текучести, что нежелательно.(e) After the final rolling, final annealing is carried out at a temperature of 180-350 ° C. for a duration of 1 min / mm or more, depending on the thickness, strength and elongation of the plate. At high annealing temperatures and long durations, the elongation of the material increases, and its strength decreases. In particular, if the annealing temperature exceeds 350 ° C, the yield strength is significantly reduced, which is undesirable.

Далее будет подробно описан способ экструзии заготовки из магниевого сплава, предлагаемый в соответствии с настоящим изобретением.Next, a method for extruding a magnesium alloy preform proposed in accordance with the present invention will be described in detail.

(a) Плавят магниевое сырье и в атмосфере смеси газообразных SF₆ и Аr или СO₂ или в атмосфере газообразного Аr, исключая контакт с атмосферным воздухом, к расплавленному магнию добавляют сырьевой сплав или лигатуру. Затем расплавленный магниевый сплав выливают в форму диаметром 185 мм и длиной 650 мм при 710-760°С; при этом получают заготовку, которую затем обрабатывают для удаления поверхностных дефектов. Очевидно, что заготовка может быть изготовлена как при помощи непрерывного литья, так и при помощи фасонного литья.(a) The magnesium raw material is melted and in an atmosphere a mixture of gaseous SF ₆ and Ar or CO ₂ or in an atmosphere of gaseous Ar, excluding contact with atmospheric air, a raw alloy or ligature is added to the molten magnesium. Then the molten magnesium alloy is poured into a mold with a diameter of 185 mm and a length of 650 mm at 710-760 ° C; this gives a workpiece, which is then processed to remove surface defects. Obviously, the workpiece can be made using continuous casting, as well as using shaped casting.

(b) При 250-450°С производят диффузионный отжиг при продолжительности 1 мин/мм или более, в зависимости от диаметра заготовки, с целью разрушения литой крупнозернистой структуры литого материала и для удаления мелких отделившихся фаз. Если температура отжига составляет менее 250°С или продолжительность менее 1 мин/мм, то на границах зерен концентрируется напряжение, которое может приводить к образованию продольных трещин (шагреневой поверхности) и растрескиванию материала в направлении экструзии. Для уменьшения времени диффузии материал предпочтительно нагревают до температуры, составляющей 350-400°С. Если температура нагревания составляет более 450°С, в процессе диффузионного отжига может быть повторно расплавлена низкоплавкая эвтектическая фаза, которая, таким образом, может быть отделена от материала. Если количество легирующего элемента велико, то для улучшения обрабатываемости увеличивают продолжительность и температуру нагревания.(b) At 250-450 ° C, diffusion annealing is carried out for a duration of 1 min / mm or more, depending on the diameter of the workpiece, in order to destroy the cast coarse-grained structure of the cast material and to remove small separated phases. If the annealing temperature is less than 250 ° C or the duration is less than 1 min / mm, then stress is concentrated at the grain boundaries, which can lead to the formation of longitudinal cracks (shagreen surface) and cracking of the material in the direction of extrusion. To reduce the diffusion time, the material is preferably heated to a temperature of 350-400 ° C. If the heating temperature is more than 450 ° C., a low melting eutectic phase can be re-melted during diffusion annealing, which can thus be separated from the material. If the amount of alloying element is large, then the duration and temperature of heating are increased to improve workability.

(c) Материал, подвергнутый диффузионному отжигу, вновь нагревают в нагревательной печи до температуры, составляющей 250-400°С для проведения экструзии. Максимальная скорость экструзии экструдера составляет 20 м/мин; при этом давление экструзии составляет 850 МПа или более. Если экструзию проводят при 500 МПа, то скорость экструзии значительно понижают - до 3-4 м/мин. Температура контейнера составляет 300-450°С. Если температура составляет менее 300°С, то образуется множество поверхностных трещин. Если температура превышает 450°С, то во время экструзии образуется значительное количество высокотемпературных трещин или деформаций. Контейнер нагревают до температуры, составляющей приблизительно 350°С, при этом скорость экструзии обычно составляет 10-100. В соответствии с настоящим изобретением во время экструзии материал, кроме того, может быть свернут в виде рулона, что, таким образом, позволяет производить прокатку с осевым перемещением вала.(c) The diffusion annealed material is reheated in a heating furnace to a temperature of 250-400 ° C. for extrusion. The maximum extrusion speed of the extruder is 20 m / min; wherein the extrusion pressure is 850 MPa or more. If the extrusion is carried out at 500 MPa, then the extrusion rate is significantly reduced to 3-4 m / min. The temperature of the container is 300-450 ° C. If the temperature is less than 300 ° C, then many surface cracks are formed. If the temperature exceeds 450 ° C, a significant amount of high-temperature cracks or deformations will form during extrusion. The container is heated to a temperature of approximately 350 ° C, while the extrusion rate is usually 10-100. In accordance with the present invention, during the extrusion of the material, in addition, it can be rolled up in the form of a roll, which, thus, allows rolling with axial movement of the shaft.

(d) Если заготовка очень большая или литая микроструктура очень крупнозернистая, то первую экструзию выполняют для разрушения литой микроструктуры и для распределения второй фазы, а затем производят вторую экструзию. После проведения первой экструзии предпочтительно выполнять отжиг при 200-450°С с продолжительностью 1 мин/мм или более. Однако во время первой экструзии микроструктура становится мелкозернистой, приобретая достаточную вязкость разрушения (сопротивление распространению трещин), и повторное нагревание осуществляют в контейнере. Таким образом, отжиг производить не обязательно.(d) If the preform is very large or the cast microstructure is very coarse, then the first extrusion is performed to break the cast microstructure and to distribute the second phase, and then the second extrusion is performed. After the first extrusion, it is preferable to perform annealing at 200-450 ° C with a duration of 1 min / mm or more. However, during the first extrusion, the microstructure becomes fine-grained, acquiring a sufficient fracture toughness (resistance to crack propagation), and re-heating is carried out in the container. Thus, annealing is not necessary.

(е) После проведения окончательной прокатки, если материал раскатывают в виде пластины, проводят окончательный отжиг при температуре, составляющей 180-350°С, с продолжительностью 1 мин/мм или более, в зависимости от толщины, прочности и относительного удлинения пластины. При высокой температуре отжига и большой продолжительности относительное удлинение материала повышается, а его прочность снижается. В частности, если температура отжига превышает 350°С, существенно снижается предел текучести, что нежелательно. Очевидно, что при проведении отжига пластины или рулона тепловая обработка может быть выполнена не в печи, а при помощи устройства быстрого нагрева, такого как нагреватель с газовым соплом или индукционный нагреватель. На этом этапе, поскольку скорость нагревания высока, необходимо установить более высокую температуру отжига. Таким образом, температура отжига может выходить за пределы указанных в настоящем описании диапазонов, что, однако, не нарушает области применения и сущности настоящего изобретения.(e) After the final rolling, if the material is rolled out in the form of a plate, final annealing is carried out at a temperature of 180-350 ° C, with a duration of 1 min / mm or more, depending on the thickness, strength and elongation of the plate. At high annealing temperatures and long durations, the elongation of the material increases, and its strength decreases. In particular, if the annealing temperature exceeds 350 ° C, the yield strength is significantly reduced, which is undesirable. It is obvious that during annealing of the plate or roll, the heat treatment can be performed not in the furnace, but using a quick heating device, such as a gas nozzle heater or an induction heater. At this stage, since the heating rate is high, it is necessary to set a higher annealing temperature. Thus, the annealing temperature may go beyond the ranges specified in the present description, which, however, does not violate the scope and essence of the present invention.

Как показано в нижеследующих Таблицах 1 и 2, деформируемые магниевые сплавы, предлагаемые в соответствии с настоящим изобретением, прокатывают, а затем получают результаты испытаний. Сплавы исследовали после раскатки в виде пластин шириной 150 мм и толщиной 1 мм.As shown in the following Tables 1 and 2, wrought magnesium alloys proposed in accordance with the present invention, rolled, and then get the test results. The alloys were investigated after rolling in the form of plates with a width of 150 mm and a thickness of 1 mm.

Были изготовлены прямоугольные формы шириной 80 мм, длиной 100 мм и глубиной 45 мм, у которых при проведении формовочного испытания исследовали образование краевых трещин. Образцы площадью 80 мм × 50 мм подвешивали на нейлоновых нитях и погружали в 200 мл 2% водного раствора НСl, находящегося в мензурке. При этом газы, генерируемые в образцах, растворялись в растворе. На этом этапе определяли потерю массы, оценивая, таким образом, коррозионную стойкость. Оценку формуемости производили следующим образом. Значок о обозначает, что при формовании не обнаруживали ни трещин, ни локального уменьшения толщины материала; значок Δ означает отсутствие трещин, но наличие локального отклонения толщины от заданного значения; и значок × означает, что формуемость материала очень низка из-за образования трещин. При оценке характеристик жидкостного способа нанесения покрытий, значок о означает получение равномерной толщины покрытия и прекрасной адгезии к поверхности, на которую наносят покрытие. Значок Δ означает хорошую адгезию, отсутствие микроотверстий, но неравномерность толщины покрытия. Значок × означает наличие микроотверстий или даже обнажение поверхности из-под покрытия.Rectangular molds were made with a width of 80 mm, a length of 100 mm and a depth of 45 mm, in which the formation of edge cracks was investigated during the molding test. Samples with an area of 80 mm × 50 mm were suspended on nylon threads and immersed in 200 ml of a 2% aqueous solution of Hcl in a beaker. In this case, the gases generated in the samples dissolved in the solution. At this stage, the mass loss was determined, thus evaluating the corrosion resistance. Evaluation of formability was performed as follows. The o symbol indicates that during molding neither cracks nor a local decrease in material thickness were detected; the Δ symbol indicates the absence of cracks, but the presence of a local deviation of the thickness from the set value; and × indicates that the formability of the material is very low due to cracking. When evaluating the characteristics of a liquid coating method, the o indicates a uniform coating thickness and excellent adhesion to the surface to be coated. The Δ symbol indicates good adhesion, the absence of microholes, but the unevenness of the coating thickness. The icon × indicates the presence of micro-holes or even exposure of the surface from under the coating.

Таблица 2table 2 88 Y 0,15Y 0.15 Al 2,00Al 2.00 Ca 0,10 Mn 0,10Ca 0.10 Mn 0.10 Zn 0,30Zn 0.30 Диаметр 185 Отливка заготовкиDiameter 185 Casting Т. 245 МПа Y. 203 МПа Еl. 18%T. 245 MPa Y. 203 MPa El. eighteen% ⁴F.0⁵C.R. 3.8⁶P.O ⁴ F.0 ⁵ CR 3.8 ⁶ PO ¹⁰I.S. ¹⁰ IS 99 Y 0,25Y 0.25 Zr 0,80Zr 0.80 Zn 1,55Zn 1.55 D360× tl20D.C. отливкаD360 × tl20D.C. casting Т. 285 МПа Y. 253 МПа Еl. 16%T. 285 MPa Y. 253 MPa El. 16% ⁴F.0⁵C.R. 3.8⁷ failed Ni ⁴ F.0 ⁵ CR 3.8 ⁷ failed Ni ⁿC.S. ⁿ CS 1010 Y 0,15Y 0.15 Al 0,90Al 0.90 Zn 0,75Zn 0.75 30×250×400 фасонное литье30 × 250 × 400 shaped castings Т. 261 МПа Y. 205 МПа Еl. 18%T. 261 MPa Y. 205 MPa El. eighteen% ⁴F.0²C.R. 5.2 layer off ⁴ F.0 ² CR 5.2 layer off ⁿC.S. ⁿ CS 11eleven -- Al 2,54Al 2.54 Mn
0,09Mn
0.09 Zn 0,30Zn 0.30 30×250×
400 фасонное литье30 × 250 ×
400 shaped castings Т.
265 МПа Y. 185 МПа Еl. 18%T.
265 MPa Y. 185 MPa El. eighteen% ⁴F.x⁵C.R.
4.1⁹Pinhole ⁴ Fx ⁵ CR
4.1 ⁹ Pinhole ⁿC.S.(
AZ31) ⁿ CS (
AZ31) ¹T: предел прочности при растяжении, ²Y: предел текучести,
³El.: относительное удлинение, ⁴F.: формуемость,
⁵C.R.: отношение потери массы при коррозии,
⁶P.: нанесение покрытия, ⁷Failed Ni: невозможность нанесения Ni покрытия,
⁸Layer off: слой покрытия отстает от поверхности,
⁹Pinhole: образование микроотверстий в слое покрытия,
¹⁰I.S.: образец, полученный в соответствии с настоящим изобретением,
¹¹C.S.: образец сравнения.
(No.1, 9, 10, 11 - скорость прокатки: 1,6 м/мин, степень обжатия (коэффициент уковки): 15% при первоначальной черновой прокатке, а затем - 20-45%, No.2-8 - скорость прокатки: 16-20 м/мин, степень обжатия (коэффициент уковки): 30-67% после экструзии). ¹ T: tensile strength, ² Y: yield strength,
³ El .: elongation, ⁴ F .: formability,
⁵ CR: corrosion loss mass ratio,
⁶ P .: coating, ⁷ Failed Ni: impossibility of coating Ni,
⁸ Layer off: the coating layer lags the surface,
⁹ Pinhole: the formation of micro-holes in the coating layer,
¹⁰ IS: a sample obtained in accordance with the present invention,
¹¹ CS: comparison sample.
(No.1, 9, 10, 11 - rolling speed: 1.6 m / min, compression ratio (forging coefficient): 15% during initial rough rolling, and then - 20-45%, No.2-8 - speed rolling: 16-20 m / min, compression ratio (forging coefficient): 30-67% after extrusion).

При оценивании коррозионной стойкости измеряли массы мензурок, в которых содержались образцы, измеряли их каждые пять минут в течение 60 минут при помощи прецизионных весов, пределы допустимой погрешности которых составляли 1/1000 г, и для оценки коррозионной стойкости строили график уменьшения массы образца. Более крутой наклон означал ускоренное снижение массы, свидетельствующее о плохой коррозионной стойкости.When assessing corrosion resistance, the masses of the beakers in which the samples were contained were measured, they were measured every five minutes for 60 minutes using precision weights, the tolerance limits of which were 1/1000 g, and a graph of the decrease in the mass of the sample was constructed to evaluate the corrosion resistance. A steeper slope meant accelerated weight reduction, indicating poor corrosion resistance.

Из Таблицы 1 видно, что магниевый сплав No.11, изготовленный в соответствии с традиционным способом, имеет плохую формуемость, поскольку во время формования на нем образовывались трещины, как показано на Фиг.3. При нанесении покрытия жидкостным способом активационную обработку производили в жидкости, а затем выполняли нанесение гальванического покрытия, например нанесение покрытия при помощи раствора цианида меди, сульфата меди, или нанесение никелевого покрытия, а затем производили нанесение окончательного покрытия, например хромового покрытия или покрытия из драгоценного металла. Если на этом этапе образовывались микроотверстия или покрытие отставало от поверхности, то сильно снижалась надежность коррозионной устойчивости покрытия.From Table 1 it is seen that the magnesium alloy No.11, made in accordance with the traditional method, has poor formability, since cracks formed on it during molding, as shown in Figure 3. When applying liquid coating, the activation treatment was carried out in liquid, and then plating was performed, for example, coating with a solution of copper cyanide, copper sulphate, or nickel, and then a final coating was applied, for example, a chromium coating or a precious metal coating . If at this stage micro holes were formed or the coating lagged behind the surface, the reliability of the corrosion resistance of the coating was greatly reduced.

Применяемость в производственных условияхIndustrial Applicability

Как описано выше, в соответствии с настоящим изобретением с целью значительного улучшения формуемости и коррозионной стойкости традиционно получаемых магниевых пластин в материале распределяют вторую мелкодисперсную фазу интерметаллического соединения. Таким образом, получаемая магниевая пластина обладает прекрасными свойствами, пригодными для ее применения в качестве конструкционного материала, и, следовательно, получаемые магниевые пластины можно применять в конструкционных материалах, используемых для изготовления переносного электронного оборудования, автомобилей или самолетов.As described above, in accordance with the present invention, in order to significantly improve the formability and corrosion resistance of traditionally obtained magnesium wafers, a second finely divided phase of the intermetallic compound is distributed in the material. Thus, the resulting magnesium plate has excellent properties suitable for its use as a structural material, and, therefore, the resulting magnesium plates can be used in structural materials used for the manufacture of portable electronic equipment, automobiles or aircraft.

Claims

1. Деформируемый магниевый сплав, имеющий прекрасную формуемость и хорошие свойства для нанесения покрытия, который включает 0,1-1,5 ат.% первого необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIIa Sc, Y, La и их смесей, 1,0-4,0 ат.% второго необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIIb Al, В и их смесей, и 0,2-1,0 ат.% третьего необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIb Zn, Cd и их смесей, указанный сплав также включает 0,35 ат.% или менее элемента, выбираемого из группы, состоящей из элементов группы IIа Са и Sr, элементов группы IVa Ti, Zr и Hf, элемента группы VIIa Mn, элементов группы IVb Si и Ge, и их смесей; при этом дополнение до 100% составляет Mg и неизбежные примеси, и, таким образом, указанный сплав содержит вторую фазу мелкодисперсных выделений интерметаллических соединений.1. A deformable magnesium alloy having excellent formability and good coating properties, which comprises 0.1-1.5 at.% Of the first required element selected from elements of group IIIa Sc, Y, La and mixtures thereof, 1.0- 4.0 at.% Of the second essential element selected from elements of group IIIb Al, B and mixtures thereof, and 0.2-1.0 at.% Of the third essential element selected from elements of group IIb Zn, Cd and mixtures thereof, indicated the alloy also includes 0.35 at.% or less of an element selected from the group consisting of elements of group IIa Ca and Sr, elements of group IVa Ti, Zr and Hf, an element of group VIIa Mn, elements of group IVb Si and Ge, and mixtures thereof; wherein the addition of up to 100% is Mg and unavoidable impurities, and thus, said alloy contains a second phase of finely dispersed precipitates of intermetallic compounds.

2. Деформируемый магниевый сплав по п.1, в котором содержание Zn или Cd, применяемых в качестве третьего необходимого элемента, составляет 0,2-0,65 ат.%.2. A deformable magnesium alloy according to claim 1, wherein the content of Zn or Cd used as the third necessary element is 0.2-0.65 at.%.

3. Способ изготовления деформируемого магниевого сплава, включающий приготовление литой заготовки, полученной из магниевого сплава, который включает 0,1-1,5 ат.% первого необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIIа Sc, Y, La и их смесей, 1,0-4,0 ат.% второго необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIIb Al, В и их смесей, и 0,2-1,0 ат.% третьего необходимого элемента, выбираемого из элементов группы IIb Zn, Cd и их смесей, указанный сплав также включает 0,35 ат.% или менее элемента, выбираемого из группы, состоящей из элементов группы IIа Са и Sr, элементов группы IVa Ti, Zr и Hf, элемента группы VIIa Mn, элементов группы IVb Si и Ge, и их смесей; при этом дополнение до 100% составляет Mg и неизбежные примеси, и, таким образом, указанный сплав содержит вторую фазу мелкодисперсных выделений интерметаллических соединений, проведение диффузионного отжига литой заготовки, полученной из магниевого сплава, при температуре 250-450°С, повторное нагревание литой заготовки, полученной из магниевого сплава и подвергнутой диффузионному отжигу, в печи, предназначенной для тепловой обработки, при температуре 250-400°С, экструдирование повторно нагретой заготовки под давлением, превышающим 200 МПа, и последующую прокатку экструдированной заготовки. 3. A method of manufacturing a deformable magnesium alloy, comprising preparing a cast billet obtained from a magnesium alloy, which comprises 0.1-1.5 at.% Of the first necessary element selected from elements of group IIIa Sc, Y, La and mixtures thereof, 1, 0-4.0 at.% Of the second essential element selected from elements of group IIIb Al, B and mixtures thereof, and 0.2-1.0 at.% Of the third essential element selected from elements of group IIb Zn, Cd and mixtures thereof , the specified alloy also includes 0.35 at.% or less of an element selected from the group consisting of elements of group IIa Ca and Sr, elements of group IVa Ti, Zr and Hf, element of group VIIa Mn, elements of group IVb Si and Ge, and mixtures thereof; the addition of up to 100% is Mg and unavoidable impurities, and thus, this alloy contains the second phase of finely dispersed precipitates of intermetallic compounds, conducting diffusion annealing of the cast billet obtained from a magnesium alloy at a temperature of 250-450 ° C, reheating the cast billet obtained from a magnesium alloy and subjected to diffusion annealing in an oven designed for heat treatment at a temperature of 250-400 ° C, extruding a reheated billet under a pressure exceeding 200 MPa, and next rolling of the extruded billet.