一种室温超成形性镁或镁合金及其制造方法技术

本发明专利技术公开了一种室温超成形性镁，其晶粒尺寸≤2微米。此外，本发明专利技术还公开了一种室温超成形性镁合金，其晶粒尺寸≤2微米。相应地，本发明专利技术还公开了一种由上述的室温超成形性镁的制造方法以及一种上述的室温超成形性镁合金的制造方法。本发明专利技术所述的室温超成形性镁针对现有技术中存在的镁室温成形性差的问题，运用简单的加工手段制备获得室温超成形性镁，使得本质上难以成形的镁变得室温成形好、易成形。

【技术实现步骤摘要】
一种室温超成形性镁或镁合金及其制造方法
本专利技术涉及一种金属或金属合金及其制造方法，尤其涉及一种成形性好的金属或金属合金及其制造方法。
技术介绍
镁是我们日常生活中广泛可得的金属材料，它占地壳的2.7％。它可以从矿石或者海水中提取，精炼后纯度可以达99.8％。同时，镁是迄今为止发现的最轻的金属结构材料，其密度仅为1.74g/cm3，为铝的2/3，钢的1/4。这个特征使得镁可以作为一种代替铝和钢的金属，广泛应用于汽车，航空，轨道交通领域。镁合金的使用可以节约能源从而降低运行成本。比如说，当汽车每减低100kg重量，每百公里燃油消耗量将减低0.38升，每公里CO2排放量降低8.7g。但是，镁以及其合金的型材和板材的室温成形性一直不高。受此限制，镁合金板至今未在工业中广泛应用。镁在室温下难以加工是由其本质决定的。镁的主要变形模式有基面滑移，柱面滑移，棱锥面滑移以及孪晶。除了基面滑移，其他的滑移系在室温下难以开动。在加工过程中，镁产生的强基面织构的逐渐形成使得基面滑移的开动愈发困难。而孪晶的开动取决于镁加工前的晶粒取向适不适合孪晶的开动，且孪晶即使开动，所能承载的应变量也不大，最大只有总应变量的8％。与此相比，铝及其铝合金具有室温高成形性，它们可以在室温下从铝板加工成易拉罐。与之相比镁及镁合金室温轧制中下压30％即会发生断裂。迄今为止，添加合适的合金元素是提高镁室温成形性的主要手段。这是因为有些合金元素的添加可以弱化织构，或可以使得除基面滑移外的其他滑移体系在室温下更容易开动。然而即便如此，镁的室温成形性依旧不佳。虽然镁在经过大变形加工(如等角挤压)后，其晶界滑移作为额外变形模式可以在室温开动，但是其在室温压缩过程中最大下压量也仅只有20％。此外，由大变形加工出来的镁合金样品尺寸往往很小，不足以在工业上进行应用。
技术实现思路
本专利技术的目的之一在于提供一种室温超成形性镁，该室温超成形性镁针对现有技术中存在的镁室温成形性差的问题，运用简单的加工手段制备获得室温超成形性镁，使得本质上难以成形的镁变得室温成形好、易成形。为了实现上述目的，本专利技术提出了一种室温超成形性镁，其晶粒尺寸≤2微米。本案专利技术人通过大量实验研究发现，当镁的晶粒尺寸≤2微米时，传统上难以成形的镁或其镁合金变得具有室温超成形性，易成形。这是因为：在粗晶(晶粒尺寸远大于2微米)镁中，镁的室温变形模式为晶内变形，包括位错滑动和孪晶。受镁的六方结构影响，其晶内变形模式有限，不足以承载大量塑性变形，所以粗晶镁的室温成型性较差。而在本专利技术所述的室温超成形性镁或镁合金中，当镁的晶粒尺寸≤2微米时，镁的主要变形模式由晶内变形转为晶界变形，例如晶界滑动和晶粒的整体转动。在超细晶(晶粒尺寸≤2微米)镁的塑性变形中，这些晶界变形提供了额外的变形模式。与此同时，随着镁的晶粒尺寸的减小，晶界面积的增加，在室温塑性变形中动态再结晶更加容易发生，降低了晶内应变程度。晶界变形模式和室温动态再结晶的大量开动，使得超细晶镁的晶内应变无法累积到可以导致断裂的程度，从而导致了其室温超成形性的出现。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁中，其晶粒尺寸≤1微米。此外，本专利技术的另一目的在于提供一种室温超成形性镁合金，该室温超成形性镁合金在室温下成形性好。为了实现上述目的，本专利技术提出了一种室温超成形性镁合金，其晶粒尺寸≤2微米。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁合金中，其晶粒尺寸≤1微米。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁合金中，所述室温超成形性镁合金含有铝、锌、钙、锡、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一，铝、锌、钙、稀、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一的总质量百分含量≤1.5％。相应地，本专利技术又一目的在于提供上述的室温超成形性镁的制造方法，通过该制造方法所获得的室温超成形性镁在制作为镁型材时具有较好的室温超成形性。为了实现上述目的，本专利技术提出了一种上述的室温超成形性镁的制造方法，所述室温超成形性镁被加工为镁型材，包括步骤：在20℃～150℃下挤压原料，挤压比为10:1～100:1，得到所述镁型材。本案专利技术人通过大量研究发现，镁在不同温度的挤压过程中，均会发生动态再结晶，在此过程中，粗大的铸造组织将会转变为再结晶组织，而挤压温度是影响再结晶晶粒尺寸的主要因素。在常规挤压中(常规挤压温度一般高于300℃)，镁的晶界容易移动，镁的动态再结晶晶粒形核后，会迅速长大至10–100微米左右。而在本专利技术所述的技术方案中，为了获得2微米以下的晶粒组织，需要控制挤压温度，使动态再结晶大量形核，但晶界移动的速度相对缓慢，从而控制再结晶晶粒的尺寸大小。因此，在本专利技术所述的技术方案中，为了获得在室温超成形性镁中2微米以下的晶粒组织，控制挤压温度在20～150℃并且挤压比为10:1～100:1，从而获得所需的微观组织结构的镁型材。上述方案中，将挤压比控制为10:1～100:1，是因为挤压比太大时需要的挤压抗力过大，设备实现困难；挤压比太小时，挤压后的材料变形程度不够，导致再结晶晶粒细化不够，达不到需要的晶粒尺寸。需要说明的是，挤压比是指挤压前材料的截面积(例如圆柱形铸棒的圆形截面积)和挤压后材料的截面积之比。在一些实施方式中，挤压温度控制在20-80℃，这是因为：本案专利技术人通过大量实验发现当挤压温度降低至80℃时，纯镁的晶粒尺寸为1.2微米左右。而进一步降低挤压温度，或者少量添加合金元素(例如铝、锌、钙、锡、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一，铝、锌、钙、稀、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一的总质量百分含量≤1.5％)，将会进一步减缓再结晶晶粒的晶界移动速度，从而细化再结晶组织至1微米以下。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁的制造方法中，挤压推杆速度为0.05mm/s～50mm/s。需要说明的是，挤压推杆速度是指挤压过程中，挤压推杆向模具的运动速度。相应地，本专利技术再一目的在于提供上述的室温超成形性镁的制造方法，通过该制造方法所获得的室温超成形性镁在制作为镁板材时具有较好的室温超成形性。为了实现上述目的，本专利技术提出了一种上述的室温超成形性镁的制造方法，所述室温超成形性镁被加工为镁板材，包括步骤：(1)在20℃～150℃下挤压原料，挤压比为10:1～100:1；(2)在20℃～100℃下轧制成镁板材。在本案中，镁或镁合金的晶粒尺寸≤2微米的亚微米组织结构在冷轧过程中不会改变，因而，可以轧制成各种规格板材。但为了防止晶粒在高温下长大，因此，控制轧制温度在20℃～100℃轧制。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁的制造方法中，在步骤(1)中，挤压推杆速度为0.05mm/s～50mm/s。进一步地，在本专利技术所述的室温超成形性镁的制造方法中，所述镁板材的厚度为0.3mm～4mm或0.04mm～0.3mm。考虑到实际应用产品的尺寸需求，本案中优选的镁板材厚度规格为0.3mm～4mm或0.04mm～0.3mm。此外，本专利技术的另一目的在于提供上述的室温超成形性镁合金的制造方法，通过该制造方法所获得的室温超成形性镁合金在制作为镁合金型材时具有较好的室温超成形性。为了实现上述目的，本专利技术提出了一种上述的室温超成形性镁合金的制造方法，所述室温超成形性镁合金被加工为镁合金型材，包括步骤：在20℃～150℃下挤压原料，本文档来自技高网...

【技术保护点】
1.一种室温超成形性镁，其特征在于，其晶粒尺寸≤2微米。

【技术特征摘要】
1.一种室温超成形性镁，其特征在于，其晶粒尺寸≤2微米。2.如权利要求1所述的室温超成形性镁，其特征在于，其晶粒尺寸≤1微米。3.一种室温超成形性镁合金，其特征在于，其晶粒尺寸≤2微米。4.如权利要求1所述的室温超成形性镁合金，其特征在于，其晶粒尺寸≤1微米。5.如权利要求3或4所述的室温超成形性镁合金，其特征在于，所述室温超成形性镁合金含有铝、锌、钙、锡、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一，铝、锌、钙、稀、银、锶、锆和稀土元素的至少其中之一的总质量百分含量≤1.5％。6.如权利要求1或2所述的室温超成形性镁的制造方法，所述室温超成形性镁被加工为镁型材，其特征在于，包括步骤：在20℃～150℃下挤压原料，挤压比为10:1～100:1，得到所述镁型材。7.如权利要求6所述的室温超成形性镁的制造方法，其特征在于，挤压推杆速度为0.05mm/s～50mm/s。8.如权利要求1或2所述的室温超成形性镁的制造方法，所述室温超成形性镁被加工为镁板材，其特征在于，包括步骤：(1)在20℃～150℃下挤压原料，挤压比为10:1～100:1；(2)在20℃～100℃下轧制成镁板材。9.如权利要求8所述的室温超成形性镁的制造方法，其...

【专利技术属性】
技术研发人员：聂建峰，曾卓然，徐世伟，尼克·波比利斯，克瑞斯·戴维斯，唐伟能，
申请(专利权)人：中国宝武钢铁集团有限公司，宝山钢铁股份有限公司，
类型：发明
国别省市：上海,31