专利名称：具备细晶粒结构的锻造材料的制造方法及制造设备的制作方法
具备细晶粒结构的锻造材料的制造方法及制造设备背景I.发明领域本发明涉及一种锻造材料的制造，该材料有一项或多项机械性能得到提升。更特别地，本发明涉及一种具备微米晶粒结构的金属合金锻造材料的制造，这种结构能使一项或多项机械性能提高，如强度和延伸率。2.相关技术包括镁(Mg)和铝(Al)在内的很多金属均为工业轻金属(镁比铝轻)，可用于多种 结构应用。然而，在耐高冲击性和高成形性应用中，要求材料拥有足够的强度和延展性，以吸收冲击或成形过程中产生的能量。这一要求限制了传统的镁铝合金在此方面的应用。例如，传统的镁合金抗屈强度较低(约为130-180Mpa)，成形性能差，抗裂纹性较差。这些性能限制了传统的镁合金在众多方面的应用，因为仅在中度变形过程中，这种合金就很容易发生断裂。合金元素能改善多种金属的抗腐蚀性和可铸性，如在镁基合金中加入铝，但这样做会使共晶中存在两种金属间相，从而封装粗糙的初生晶粒，使工业合金变得脆弱。此外，很难在晶粒中通过细小的析出相达到高效的时效硬化，在镁基合金中加入铝的过程已证明了这一点。可加强镁的时效硬化效果的元素(如稀土金属等)通常价格昂贵并且会降低合金的可铸性，且无法提升其防腐蚀性。因为这些困难的存在，合金强度的提升一直非常有限。而尽管AZ31合金缺乏强度，AZ91D合金缺乏延展性，但这两种已有十数年应用历史的金属合金仍然在商业钢板和铸造市场中占据着主导地位。因此，现在需要有一种能以快速、自动化的方式实施的工艺以及配套的装置来改变合金的成分和晶粒结构，从而使得处理后的合金具有足够高的强度和延展性，最终获得高冲击性和/或高成形性的锻造形态。发明概述为了实现上述目标，发明者研发了一种实用的新式工艺及配套装置，能够生产出具有细晶粒或超细晶粒结构的弥散硬化锻造材料；该锻造材料由多种金属合金组成，成本低廉。该锻造材料的晶粒尺寸不超过约3微米，具有足够高的强度和延展性，是一种高冲击性和/或高成形性锻造材料，应用广泛。本工艺包括细晶粒结构应变变形处理，初期变形用到了多种能产生细晶粒前体的快速凝固模塑法，如注射模塑和注射成型的变种，拉模铸造和挤出成形。其后，对处于锻造形态的材料进行高应变率变形(如滚扎、超塑成形、冲压成形等)处理和多种热处理。因而，本发明能够在初期阶段形成一种细晶粒前体，此前体晶粒尺寸小于约10微米。其后，对这种细晶粒前体进行变形应变和热处理，以分解这种前体的微观结构，如共晶中的金属间相，并产生具有纳米大小的共晶相弥散体的全新晶界。由此生成的锻造形态拥有不到约3微米的晶粒结构，可对其进行后续的超塑成形或其他成形处理。因此，本发明至少提供了一种使具备细晶粒结构的锻造材料成形的方法。该方法包括提供一种能保持较低的固相线温度和进行低温共晶相转换的金属合金材料。这类金属合金材料能够充分熔化，在喷射速度快、填充时间短的条件下对其进行塑形，可将该材料快速凝固，形成孔隙度低的细晶粒前体，此细晶粒被具有细小枝晶臂间距的共晶相所环绕。细晶粒前体在高应变率变形应变作用下发生延展性变形，使孔隙度减少并引发再结晶作用而不会诱发实质性的剪切带，从而能够形成具备细晶粒结构的锻造形态，理想状况下还能产生超细晶粒结构。对细晶粒前体进行塑性变形包括对共晶相进行分割或溶解中的至少一种，并且在TMP过程中，会有部分共晶相析出。对具备细晶粒结构的锻造材料进行热处理，进一步驱散共晶相，并形成经热处理的具备细晶粒结构的锻造形态，与细晶粒前体相比，其晶粒尺寸和枝晶臂间距变得更小。析出的共晶相在经热处理后具备细晶粒结构的锻造材料的细晶粒和/或晶界中，会形成纳米大小的分散体。一方面，细晶粒前体拥有约低于I. 5%的孔隙度。另一方面，对锻造材料进行一次或多次热处理包括将具备细晶粒结构的锻造材料置于约225°C至325°C的高温下进行初次热处理。
另一方面，对锻造材料进行一次或多次热处理包括在初次热处理结束之后，将具备细晶粒结构的锻造材料置于约125°C至215°C的高温下进行第二次热处理。此外，在一次或多次热处理过程中，对具备细晶粒结构的锻造材料进行压平、拉伸、深冲或超塑成形处理。再者，所使用的金属合金材料为一种镁基合金，其合金成分包括有铝、锌、锰、钙、银、衫、铺、稀土元素、锡、错、乾、锂、铺或其混合物。另外，所使用的金属合金材料包括可用于结构应用的Mg-Al-Zn基合金(包含4. 5%至8. 5%的Al)金属合金材料，以及可用于生物医学应用的Mg-Zn-Y基合金或Mg-Zn-Ca基合金或Mg-Zn-Ca-Mn基合金的金属合金材料。再一方面，所使用的金属合金材料为一种铝基合金，其合金成分包括铜、镁、锂、硅、锌或它们之间的混合。再一方面，所使用的金属合金材料是一种铜基合金，其合金成分包括镁、磷、锌、锑、锡、硅、钛或其混合物。再一方面，所使用的金属合金材料是一种锌基合金，其合金成分包括铝、铜或其混合物。再一方面，所使用的金属合金材料是一种铅基合金，其合金成分包括锑、锡或其混合物。一方面，细晶粒结构性锻造材料具备超细晶粒结构。另一方面，会界定出一个基体相，包括晶界，并且共晶金属间相将基体相的晶界固定住。再一方面，金属合金材料的模塑包括纯液相金属注射成型和半固相金属注射成型。再一方面，在金属合金材料的注射成型过程中，喷射速度大于约3米/秒，充填时间小于0. 04秒。一方面，金属合金材料的注射成型还包括向金属合金材料注入真空。再一方面，金属合金材料的注射成型还包括在金属合金材料中加入IS气。再一方面，金属合金材料的注射成型还包括注液和料斗加热。
再一方面，金属合金材料的模塑还包括对金属合金材料进行拉模铸造。再一方面，金属合金材料的模塑还包括对金属合金材料进行连续铸造。再一方面，对细晶粒前体进行的塑性变形包括在高应变率变形应变作用下对细晶粒前体进行滚轧，以形成具备细晶粒结构的锻造材料。再一方面，对细晶粒前体进行的塑性变形包括在高应变率变形应变作用下对细晶粒前体进行挤压，以形成具备细晶粒结构的锻造形态。另一方面，对细晶粒前体进行的塑性变形包括在高应变率变形应变作用下对细晶粒前体进行锻造，以形成具备细晶粒结构的锻造形态。 此外，对细晶粒前体进行的塑性变形包括在高应变率变形应变作用下对细晶粒前体进行旋压成型，以形成具备细晶粒结构的锻造形态。一方面，对细晶粒前体进行的塑性变形包括在高应变率变形应变作用下对细晶粒前体进行冲压，以形成具备超细晶粒结构的锻造形态。另一方面，对金属合金材料进行的模塑和快速凝固包括冷却模具中的金属合金材料，冷却速率大于约每秒50摄氏度，以形成细晶粒前体。此外，高应变率变形应艾(￡ )可使Zener因子(Z)超过约IO9S'可根据以下公式计算Z =怜exp(Q/RT)丨42，其中Q为活化能(135kj mor1), T为温度，R为气体常数。再一方面，细晶粒前体的细晶粒尺寸小于约10微米。再一方面，按容量算，细晶粒前体的共晶相占金属合金材料的约3%至15%。另一方面，经过热处理的锻造形态具备小于约3微米的超细晶粒，小于I微米的共晶相微粒形成纳米大小的共晶相分散体。再一方面，大部分细晶粒或大部分具备细晶粒结构的锻造形态堆叠在一起，再通过热等静压处理将堆叠层结合在一起。另一方面，加强元素置于堆叠层间，将堆叠层结合在一起包括通过热等静压处理将加强兀素与堆叠层结合在一起。再一方面，该方法还包括将细晶粒结构锻造材料与聚合物基复合材料结合在一起，以形成层叠式组合结构。这种聚合物基复合材料由纤维组成，包括碳化纤维、聚合纤维、玻璃纤维或其混合物。本发明的至少一个实施方案提供了形成具备细晶粒结构的锻造材料的方法。该方法涉及模塑(高速注射，充填时间短)和快速凝固处理，包括一个使处于充分熔化状态的金属合金材料形成细晶粒前体的模具。这种金属合金材料能保持较低的固相线温度并能进行低温共晶相转换。该细晶粒前体具有较低的孔隙度，细晶粒被具有细小枝晶臂间距的共晶相环绕。该方法还涉及塑性变形处理，至少包括一个成型构件，使细晶粒前体在高应变率变形应变作用下发生延展性变形，孔隙度减小，并引发再结晶作用而不会诱发实质性剪切带，从而能够形成具备细晶粒结构的锻造形态。高应变率变形应变作用至少会使细晶粒前体的共晶相被分割或溶解，并且会有部分共晶相析出。该方法还涉及热处理，至少包括一种加热体，对细晶粒结构锻造形态进行至少一次的热处理，进一步驱散共晶相，并形成经热处理的具备细晶粒结构的锻造形态，与细晶粒前体相比，其晶粒尺寸和枝晶臂间距变得更小。析出的共晶相在经热处理后具备细晶粒结构的锻造材料的细晶粒和/或晶界中，会形成纳米大小的分散体。
本发明的至少一个实施方案提供形成具备细晶粒结构的锻造材料的方法。金属合金材料能处于经热处理的具备细晶粒结构的锻造形态，保持着较低的固相线温度并能进行低温共晶相转换。经热处理的细晶粒结构的锻造形态具备超细晶粒，析出的共晶相在超细晶粒和晶界中形成纳米大小的分散体。图示说明图I为制造单元示例和体现本发明原理的方法示意图；图2为镁铝合金相图，显示了 6%A1和共晶的固相线；图3为合金成分和热处理弯曲性图表，显示了不同合金和热处理对室温弯曲性(延展性和成形性)的影响；图4A为浇铸AZ31的晶粒微观组织的电子显微照片，表明了大晶粒和少量共晶相 的存在；图4B为处于细晶粒注射成型状态下的AZ61L的晶粒微观组织的电子显微照片，照片中显示了细长的P共晶相；图4C为依照本发明经过TTMP和第一次热处理(250°C，10分钟)之后，AZ61L的晶粒微观组织的电子显微照片，照片中显示了 0.7微米大小的晶粒和纳米结构P相(黑色粒子);图5为根据本发明的一个实施方案的要求可能会用到的旋压工具装置侧视图；图6为本发明的另一个实施方案中所展现的板堆叠剖视图；以及图7显示了 AZ61L的0001极图a.)触变注射后的随机织构，b. ) TTMP后的织构，c.) TTMP+热处理(250°C，3分钟)后弱化的织构，以及d.) TTMP+热处理(300°C，20分钟)后大大弱化的织构。弱化的织构能改善合金的可成形性。图8为对TTMP AZ61L进行第一次、第二次热处理的强度和伸长率变化图。(在滚扎处理之后，第一次、第二次热处理之前还要对样品进行压平处理[275°C，3分钟]。)最佳实施方案详述本文公开了本发明的多种实施方案。然而，应该了解的是，所公开的实施方案仅是示范性说明，本发明还可通过其它不同的方式实施。图形不总是按比例绘制；部分图形用于展示特定组件细节。因此，这里所公开的特定结构和功能细节不能被解释为是一种限制，而只是对权利要求的代表性依据以及指导本领域技术人员实施本发明的代表性依据。本发明创造了一些新的工艺，能提高特定金属合金的强度、延展性和可成形性，如镁合金或其他适当的金属合金。发明的关键在于一种低成本的批量工艺，能产生新颖的纳米结构金属合金，如低织构镁合金，包括Thixomat的细粒模塑工艺(名为Thixomolded R或Thixomolding )，随后金属接受强有力的热机械工艺(如高应变速率变形作用)处理，以及滚扎、压缩、压平等工艺(完成细粒注塑工艺之后进行强有力的热机械工艺，这一过程简称“TTMP”)处理，最后再进行一次或多次热处理。合金设计能生成新型组合物，以对新工艺加以利用。此外，堆叠的钢条结合到了一起，重型滚扎能够一次性实现，为大面积生成锻造钢条开辟了途径。此外，实验证明了增强纳米结构金属合金基体的可行性。根据本发明的原理，对金属采用注射成型工艺(頂)可形成细晶粒前体，如半固态或纯液态金属注射成型技术(例如Thixomat，Inc (密歇根州安阿伯市)采用的Thixomolding process ),下文将进一步阐述这一技术。凭借这一工艺,熔体温度可降至近液相线，比直接铸造(DC)或双辊铸轧(TRC)低约80至100°C。低温度有助于提高有核细晶粒凝固时的冷却速度。随着注射成型的完成，金属合金(如镁合金)处于各向同性的状态，即具有均匀的显微组织，晶粒尺寸为4至7微米，a相。(本文中小于10微米且大于3微米的晶粒被称为细晶粒。)此外，当采用充填时间短的高速注射时，这些注塑镁合金具有非柱状晶粒，气体孔隙度和收缩孔隙度降低。通过多进料口的使用，对大型物料(如钢条)实施快速注射成型成为可能。此外，还可采用热流道系统将液态金属传送至模具中进行凝固，从而提高大钢条的产量。现有的商用Thixomolding 机可将规格合适(重量不超过iooo吨，体积不超过约6x400x400毫米)的钢条进行模塑。 图I示意性地例示了体现本发明原理的一个装置(通常指定为8)。装置(8)包括用于对钢条(30)进行注射成型的造型机(10)。如图I中所示，在某些方面，造型机(10)的结构与注塑机类似。给料(11)通过料斗12 (如加热或未加热料斗)进入造型机(10)，或者将液态料送入往复式螺杆注射系统(14)，在该系统中，给料上会有一层保护蒙气，如氩气。给料(11)最好为能保持较低的固相线温度和进行低温共晶相转换的金属合金。例如，图2给出了镁-铝(MgAl)相图作为参考。如图所示，纯镁的固相线温度为650°C，而镁合金AZ61L (—种铝含量为6%的镁合金，根据本发明，是其中一个比较合适充当给料[11]的金属合金)的固相线温度更低，共晶相转换温度也更低，分别为525°C和437°C。与AZ61L相比，铝含量为3%的AZ31合金拥有更高的固相线温度(约为605°C)，共晶相占总容量的百分比低于3%。当应用于TTMP之后，其前体的晶粒尺寸大于10微米，之后将进行热处理；与更粗的铝合金相比，这种合金无需进行细化处理。其他适合充当给料(11)进入造型机(10 )或其他装置(如拉模铸造、连续铸造或挤压成形装置，示意性地例示，通常指定在76)的金属合金材料包括镁基合金，其合金成分包括有招、锌、猛、韩、银、衫、铺、稀土元素、锡、错、宇乙、锂、锑或或其混合物；铝基合金，其合金成分包括铜、镁、锂、硅、锌或其混合物；铜基合金，其合金成分包括镁、磷、锌、锑、锡、硅、钛或其混合物；锌基合金，其合金成分包括铝、铜或其混合物；铅基合金，其合金成分包括锑、锡或其混合物。如图I所示，给料(11)通过位于料筒(15)—端的进口(16)从料斗(12)进入料筒
(15)。在料筒(15 )中，螺杆(18 )的旋转或通过其他方式推动给料向前移动。随着给料在螺杆(18)的推动下向前移动，加热器20 (可以是电阻加热器、感应加热器或其它类型的加热器)还会对给料进行加热处理，同时在螺杆(18)的作用下给料还会被搅拌和剪切。随着加热和剪切处理的完成，给料将会处于充分熔化状态，在这种状态下，给料是可注射的。在通过螺杆(18)末端之后，这种可注射的物料通过单向阀(22)进入位于料筒(15)内的堆积区
(24)。当堆积区(24)内的可注射的材料达到所需量之后，液压或其他类型的驱动器(25)将推动螺杆(18)，以启动注射循环。在螺杆(18)的推动作用下，堆积在堆积区(24)中的物料将通过喷嘴(26)射入模具(28)中，并填满模穴，并形成一种前体工件，如钢条(30)。在至少一种实施方案中，螺杆射弹速度至少为3米/秒，理想状况下最好超过约3米/秒。机器记录下的充填时间不到0. 06秒，理想状态下的充填时间小于0. 04秒。可选择使用热流道系统(未显示)，协助物料进入模穴，以将热量损失将至最低。此外，由于这一流程会产生“冻塞”，即金属在模具接收可注射物料的地方凝固，因此在模塑过程中向模具施用真空是可行的，并且还可用于进一步减少钢条(30)的孔隙度。最初形成的前体包括带共晶金属间相的多相微观组织。在一个优选的实施方案中，造型机(10)的冶金过程能够对微粒进料进行加工使其在射入模具(28)之前变成固液混合相。这一基本工艺可以不同的方式实现，其中两个版本获得了美国专利，专利号4，694，881和4，694，882，特此列入本协议内作参照。通常，该工艺包括对半固相金属进行剪切处理，以抑制树状固体的增长，以及在泥浆中产生非枝晶固体，其成型性能得以改善，在某种程度上应归因于其触变性。(半固相非枝晶物料的粘度和剪切速率成反比，即粘度随着剪切速率的减少而增加，反之亦然，并且对于同一块合金，非枝晶状态下的粘度要小于枝晶状态下的粘度)。可对这一形成钢条(30)的工艺稍加变化，包括在初始阶段送入非微粒状的合金材料；对合金材料进行加热使其进入纯液相，然后再进行冷却，使其进入固液混合相；使用不同的容器对合金进行加工和注射；利用重力或其他作用机制推动合金穿过料筒进入堆积区；更换给料装置，如电磁式给料装置；以及工艺其它方面变化。然而，工艺参数必须设定为能够形成具备细晶粒结构的前体所需的参数。对工艺进行如上改进并不一定都会生成细晶粒结构前体。在另一个优选的实施方案中，造型机(10)的冶金过程能够对微粒进料进行加工使其以纯液相(相对于固液混合相)状态射入模具(28)并快速凝固。在另一个实施方案中，模具中的液相物料以超过约50°C /秒的冷却速度快速凝固，理想状态下，至少能达到约80°C /秒。在另一个实施方案中，理想状态下，造型机(10)的冶金过程能使钢条(30)的总孔隙度小于约1.5%。总孔隙度包括收缩孔隙度和气体孔隙度。收缩孔隙度反应了金属合金的收缩情况，由在晶界周围共晶区域形成的线状或扁平状的空隙组成，而气体孔隙度由球状体空隙组成。意外地发现，前文所述的充填时间和喷射速度对低总孔隙度的实现至关重要。在另一个优选的实施方案中，在装置8中，会在给料上增加一个含水量小于约0. 1%的氩气保护层，以尽量降低生成钢条(30)的气体孔隙度，在这种情况下，钢条(30)的气体孔隙度不会超过1%，并能尽量减少氧化物的形成。依据本发明，所生成的钢条(30)具备细晶粒微观结构，晶粒小于约10微米，并被共晶相所环绕。按容量算，共晶相占钢条(30)的约3%至15%。例如，图4A为经拉模铸造的AZ31镁合金的显微照片(放大500倍)，其中铝含量为3%左右，固相线温度约为605°C。本图中的晶粒见数字40所示，与图4B所示的AZ61L相比，AZ31的共晶相极少(按容量算,不到 3%)。返回
图1，一旦细晶粒钢条(30)形成，将采用一次或多次机械式热处理(TMP，50)在高应变率变形应变作用下对钢条进行延展性锻造，使钢条变成具备细晶粒结构的锻造形态(52)。变形应变可将至少一部分的空隙与周围的金属合金连接在一起，减少了钢条(30)的孔隙度。理想状况下，钢条(30)的变形应变允许微观机构内部进行位错，这样会导致高角度新晶界的形成，这种形态非常适合随后的加热变形或超塑变形处理。在TMP工艺(50)的一次实施中，在加热状态或室温下，在高应变率变形应变作用下对钢条(30)进行延展性形变，引发细晶粒结构的再结晶，最终导致超细晶粒结构(即晶体尺寸不超过约2微米，见
节)的形成。这种再结晶作用涉及一种连续性的动态、再结晶机制，能生产至少50%的高角度晶界，基面(0002)织构强度不超过约5。此外，在理想状态下，应变率(￡ )和温度(T)可是Zener因子(Z)超过IO9s'可根据以下公式计算Z = {￡ X exp(Q/RT)}_(K2，其中 Q 为活化能(i35kj mor1)，R为气体常数。在至少一项实施方案中，变形应变率约为0. I至50s—1。虽然可在室温条件下完成变形应变，但钢条(30)最好在约250°C至450°C的温度条件下进行变形应变，具体温度取决于具体的合金成分。此外变形应变率最好保持在0. 5之上。在一个例子中，变形应变作用进一步对钢条实施延展性变形，主要通过晶粒微观结构的滑移机理完成，双晶形成不到10%，剪切带基本不存在。在TMP工艺中，高应变率塑形变形使共晶相(42)被打破(如细分)和/或溶解，至少有一部分共晶相在细晶粒和/或超细晶粒和细晶粒锻造形态(52)的晶界内凝成纳米大小的分散体。我们设想出了多种使钢条(30)变形的方案。可将钢条(30)穿过至少包含一组配 置轧辊(102)或一系列配置轧辊(未显示)的轧机(100)。或者，可先利用对置压模(104)在压力机(103)中压缩或压制钢条(例如超塑压制)。可加热配置轧辊(102)或压模(104)。车L制之后，可利用加热过的一对压制模具在压力机中压缩或压制钢条(30)，与上一步类似。还可采用任何其它所属领域技术人员熟知的方法对钢条(30)进行延展性变形，但要能提供压缩力和/或弯曲力(56)，及/或抗拉及/延展强度(58)中的至少一种，比如数字105处所示的挤压或锻造过程。此外，形变过程可与钢条(30)的形成分别进行或将锻造过程直接整合至处理室，通过在装置8上配备传动装置(可为任何已知的其他装置，用直线106来表示)将钢条(30 )从模具(28 )转至TMP流程(50 )来实现。参看图5，作为上述方法的一个替代方案，TMP流程(50)可使用一种旋压成型装置(230)对钢条(30)进行延展性变形。旋压成型装置(230)可包括确定初次成形的断面形状(234)和/或二次成形的断面形状(236)的心轴(232)。可利用心轴(232)对钢条(30)进行延展性变形，通过用滚轴(240)对其进行旋压成形，滚轴从心轴(232)的第一端(242)移至第二端(244)，形成细晶粒或超细晶粒连接段(238)。这类技术通常被称为旋压成型，可用于形成诸如圆柱形之类的形状。返回图1，依据本发明，对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)进行一次或多次热处理(62和64)，以使钢条处于经热处理的细晶粒结构锻造形态(66)。可采用任何合适的所属领域技术人员熟知的方法单独对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)进行分批或连续性热处理，包括使用传导加热器、对流加热器、电加热器、感应加热器和/或红外加热器。在一个实施方案中，处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)经对置滚轴(102)轧制之后，再将其放在一对压模中在约275°C的温度下经过约3分钟的压缩和压平处理，接着再在约225°C至325°C的温度条件下对其进行第一次热处理(62)。此外，第一次热处理(62)完成之后，还可对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)进行第二次热处理(64)，第二次热处理的温度介于约125°C至215°C之间。本文中使用术语“约”和“左右”旨在使数据符合相应的生产、设备、产品或生产工艺偏差。基于以上处理流程，经热处理的锻造形态的钢条(66)具备超晶粒结构，晶粒尺寸小于约2微米。此外，热处理(62和64)可进一步析出共晶相，在经热处理的锻造形态的钢条(66)的细晶粒和/或晶界内形成纳米大小的分散体(。形成纳米大小分散体的共晶相微粒理想状况下小于约I微米。图4B和4C通过一个例子，阐释了根据本发明进行TMP和热处理对金属合金钢条(30)的晶粒微观结构产生的影响。图4B是未经进一步处理的AZ61L金属合金钢条(30)电子显微照片，由图中可见被共晶相(44)所环绕的细晶粒(40)。图4C为经TMP、压平(如上所述)和第一次热处理(250°C，10分钟)之后的AZ61L金属合金电子显微照片。很显然，图4C所示晶粒尺寸(70)比图4B所示晶粒尺寸(40)要小。此外，图4C中的共晶相形成了纳米大小的分散体(72)，与图4B中所示相对更长、更粗的共晶相(44)完全不同。经热处理的处于锻造形态的钢条(66)机械和/或物理性能得到加强，例如抗拉强度、延展性、疲劳强度、可成形性、抗蠕变强度，其中一种或几种性质得到了改善。在一项额外的实施方案中，在一次或多次热处理中(62和64)，可对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)施加成形力78 (见图I)。例如，在热处理的同时(62和64)可对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)进行压平、延展、深冲和/或超塑压缩或成形处理。在对处于细晶粒结构锻造形态的钢条(52)进行热处理的同时，还可采用其他合适的所属领域技术人员熟知的成形方法。
表I (见下文)比较了根据不同方法所生成的不同金属合金的性质，包括含TMP处理的双辊铸轧、工业直接铸造/挤压和TMP处理以及注射成型(頂)和TMP处理。所比较的金属合金为 AZ31 (Mg-3A1)、AZ6/1. 5 (Mg-6A1_1. 5Zn)和 AZ61L (Mg_6Al)。表中结果表明，经工业双辊铸轧和直接铸造处理的AZ31金属合金的晶粒尺寸比经注射成型(Tliixomo丨ded )处理的原料的晶粒尺寸要大。经双辊铸轧处理的材料的晶粒尺寸最大，并且散布的细晶粒呈45°排列(剪切带)，这会导致严重热裂纹的出现。从表I中可以看出，同样经TMP处理之后，注射成型的细晶粒结构钢条(30)的强度大于较粗粒度的工业原料。TMP处理对AZ31合金不起作用，主要是由于其晶粒尺寸大于10微米和/或共晶含量过低。AZ91D中的铝含量过高(达9%)，这使得其在TTMP状态下边裂情况严重，延伸率为O。需要指出的是，由于AZ31本身就不能接受细晶粒注射成型处理，因此表中仅列出双辊铸轧和直接铸造/挤压两种处理形式。表I-不同处理方式对晶粒尺寸的影响
合金处理方式Red, YS,~ UTS,~展率，边裂晶粒
% MPa MPa % 情况尺寸
________
AZ31 工业双辊44 187 29110 严重 45-85
_铸轧/TMP_______
AZ31 工业双辊73 199 2819 严重 45-85
_铸轧/TMP_______
AZ31 工业直接50 215 280 17 中度 10
_铸造/挤压TMP_______
AZ6/1.5 Thixomoided/TMP 47 232 351__9 无__1-2
AZ6/1.5 Thixomolded/TMP 76 303 36510 无__1-2
AZ61L Thixomo 丨 ded/TMf 50 319 377__9 轻微 1-2
AZ91D IThixomolded/TMP 丨 41 | 256 | 295 | 0 卜重丨 1-2表II(见下文)比较了不同AZ和ZA金属合金材质的注射成型(頂)钢条(30)经TMP处理后屈服强度和延伸率的不同变化。所比较的金属合金包括AZ6/1. 5(Mg-6Al-l. 5Zn)、AZ62 (Mg-6Al-2Zn)、AZ63 (Mg-6Al_2Zn)、ZA55 (Mg_5Zn_5Al)、ZA64 (Mg-6Zn_4Al)、ZA75 (Mg-7Zn-5Al)。表中结果表明，对AZ和ZA金属合金材质的注射成型(頂)钢条(30)进行TMP处理可改善其机械性能，即增强合金的强度和延伸性。需要指出的是，表中的样品未进行本文其它部分所述的第一次或第二次热处理。表II-TMP对注射成型的钢条产生的益处
权利要求
1.使材料处于锻造形态的方法包括以下步骤 选择能保持较低的固相线温度并能进行低温共晶相转换的金属合金材料； 至少是能充分熔化的金属合金材料； 对金属合金材料进行模塑(高速注射、快速冲模)并使其快速凝固，以形成孔隙度低、被共晶相环绕的细晶粒前体，其中共晶相具有细小枝晶臂间距； 细晶粒前体在高应变率变形应变作用下发生塑性变形，以降低孔隙度，避免出现发泡现象，以及引发再结晶作用而不会诱发实质性剪切带，从而形成具备细晶粒结构的锻造形态，发生塑性变形的步骤还包括 对共晶相进行分割或溶解中的至少一种；以及 原位析出一部分共晶相； 对具备细晶粒结构的锻造形态进行至少一次热处理，以进一步析出共晶相并界定经热处理的具备细晶粒结构的锻造形态，与细晶粒前体相比，其晶粒尺寸和枝晶臂间距变得更小，析出的共晶相至少在其中一个细晶粒和晶界中形成纳米大小的分散体。
2.该方法根据权利要求1，其中，细晶粒前体的形成步骤使得孔隙度低于约I.5%。
3.该方法根据权利要求1，其中，实施至少一次的热处理的步骤包括在约225°C至325°C的条件下对细晶粒结构的锻造形态进行第一次热处理。
4.该方法根据权利要求1，其中，实施至少一次的热处理的步骤包括在约250°C至280°C的条件下对细晶粒结构的锻造形态进行第一次热处理，以增强强度和延展性。
5.该方法根据权利要求1，其中，实施至少一次的热处理的步骤包括在约275°C至300°C的条件下对细晶粒结构的锻造形态进行第一次热处理，以最大程度减少织构并增强成形性。
6.该方法根据权利要求3，其中，实施至少一次的热处理的步骤包括在第一次热处理之后，在约125°C至215°C的条件下对细晶粒结构的锻造形态进行第二次热处理，以增强强度和延展性。
7.该方法根据权利要求4，其中，实施至少一次的热处理的步骤包括在约130°C至170°C的条件下对细晶粒结构的锻造形态进行第二次热处理，处理时长为I至16小时，以增强强度和延展性。
8.该方法根据权利要求1，其中，在对细晶粒结构锻造形态实施一次或多次的热处理过程中，会发生塑性变形，其步骤包括以下几种中的一种压平、延展、深冲和/或超塑变形。
9.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为一种镁基合金金属合金材料，其合金成分包括招、锌、猛、韩、银、衫、铺、稀土元素、锡、错、乾、锂、铺或或其混合物。
10.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为Mg-Zn-Ca、Mg-Zn-Y基合金和Mg-Al-Zn基合金(Al含量在4. 5%至8. 5%)中的一种。
11.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为一种铝基合金，其合金成分包括铜、镁、锂、硅、锌或其混合物。
12.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为一种铜基合金，其合金成分包括镁、磷、锌、锑、锡、硅、钛或其混合物。
13.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为一种锌基合金，其成分包括铝、铜或其混合物。
14.该方法根据权利要求1，其中，所使用的金属合金材料为一种铅基合金，其成分包括锑、锡或其混合物。
15.该方法根据权利要求1，其中，经热处理的细晶粒结构锻造形态具有超细晶粒。
16.该方法根据权利要求1，界定出一个包含晶界的基体相，并且共晶金属间相将基体相的晶界固定住。
17.该方法根据权利要求1，其中，模塑步骤包括金属合金材料纯液相注射成型和金属合金材料半固相注射成型中的一种。
18.该方法根据权利要求17,其中，在金属合金材料的注射成型过程中，喷射速度大于约3米/秒。
19.该方法根据权利要求17，其中，注射成型的步骤还包括向金属合金材料施用真空。
20.该方法根据权利要求17，其中，注射成型的步骤还包括在金属合金材料中加入氩气。
21.该方法根据权利要求17，其中，机器测出的充填时间为小于0.06秒，所计算出的理想的充填时间为小于0. 04秒。
22.该方法根据权利要求1，其中，模塑步骤包括对金属合金材料进行拉模铸造。
23.该方法根据权利要求1，其中，模塑步骤包括对金属合金材料进行连续铸造。
24.该方法根据权利要求1，其中，塑性成形的步骤包括对细晶粒前体进行滚扎。
25.该方法根据权利要求1，其中，塑性成形的步骤包括对细晶粒前体进行挤压。
26.该方法根据权利要求1，其中，塑性成形的步骤包括对细晶粒前体进行锻造。
27.该方法根据权利要求1，其中，塑性成形的步骤包括对细晶粒前体进行旋压成型及流旋成型中的一种。
28.该方法根据权利要求1，其中，注射成型的步骤包括对细晶粒前体进行冲压。
29.该方法根据权利要求1，其中，模塑和快速凝固的步骤包括将金属合金材料放在模具中冷却，冷却速率大于约每秒50摄氏度，以形成细晶粒前体。
30.该方法根据权利要求1，其中，高应变率变形应变(^)可使Zener因子(Z)超过约IO9s'可根据以下公式计算Z = {￡ Xexp(Q/RTW(K2，其中Q为活化能(I35kjmor1), T为温度，R为气体常数。
31.该方法根据权利要求1，其中，细晶粒前体的细晶粒尺寸小于约10微米。
32.该方法根据权利要求1，其中，按容量算，细晶粒前体的共晶相占金属合金材料的约3%至15%。
33.该方法根据权利要求1，其中，经过热处理的锻造形态具备小于约2微米的超细晶粒，小于I微米的共晶相微粒形成纳米大小的共晶相分散体。
34.该方法根据权利要求1，其中，步骤还包括大部分细晶粒或大部分具备细晶粒结构的锻造形态堆叠在一起，再通过热等静压处理将堆叠层结合在一起。
35.该方法根据权利要求34，其中，加强元素放置在堆叠层间，将堆叠层结合在一起包括通过热等静压处理将加强元素与堆叠层结合在一起。
36.该方法根据权利要求1，其中，还包括将细晶粒结构锻造材料与聚合物基复合材料结合在一起，以形成层叠式组合结构。这种聚合物基复合材料由纤维组成，包括碳化纤维、聚合纤维、玻璃纤维中的至少一个或其混合物。
37.形成具备细晶粒结构和包含纳米大小的分散体的锻造材料的一种方法，该方法包括 模塑和快速凝固方法包括通过高速注射、充填时间短的方式进行，还包括使用一种能使处于充分熔化状态的金属合金材料形成细晶粒前体的模具，该金属合金材料能保持较低的固相线温度并能进行低温共晶相转换，该细晶粒前体具有较低的孔隙度低，细晶粒被具有细小枝晶臂间距的共晶相环绕； 塑性变形方法包括至少一个形变构件，使细晶粒前体在高应变率变形应变作用下发生变形，孔隙度减少并引发再结晶作用而不会诱发实质性剪切带，从而能够形成具备细晶粒结构的锻造形态，高应变率变形应变作用至少对共晶相进行分割或溶解中的一种，细晶粒前体原位析出一部分共晶相；以及 热处理方法包括对具备细晶粒结构的锻造形态进行至少一次热处理，以进一步析出共晶相并界定经热处理的具备细晶粒结构的锻造形态，与细晶粒前体相比，其晶粒尺寸和枝晶臂间距变得更小，析出的共晶相至少在其中一个细晶粒和晶界中形成纳米大小的分散体。
38.一种具备细晶粒结构的锻造材料，该锻造材料包括 金属合金处于经热处理的具细晶粒结构的锻造形态，这种合金材料能保持较低的固相线温度和进行低温共晶相转换经热处理的具细晶粒结构的锻造形态，具备超细晶粒，析出的共晶相在超细晶粒和/或晶界中形成纳米大小的分散体。
全文摘要
本发明提供了一种能形成具备细晶粒结构的锻造材料的方法。该方法包括提供一种能保持较低的固相线温度和进行低温共晶相转换的金属合金材料。对金属合金进行塑膜和快速凝固，形成细晶粒被具有细小枝晶臂间距的共晶相环绕的细晶粒前体。细晶粒前体在高应变率作用下发生塑性变形，以引发再结晶作用而不会诱发实质性剪切带，从而形成细晶粒结构的锻造形态。然后对锻造形态进行热处理，以共晶相在细晶粒和/或超细晶粒和细晶粒锻造形态的晶界内凝成纳米大小的分散体，从而形成经热处理的具细晶粒结构的锻造形态，与细晶粒前体相比，其晶粒尺寸和枝晶臂间距变得更小。
文档编号B21B1/46GK102791402SQ201180013520
公开日2012年11月21日 申请日期2011年2月4日 优先权日2010年2月5日
发明者J·黄, R·E·威宁, R·F·德克尔, S·E·勒布, S·G·库尔卡尼 申请人:西克索马特公司