用于锻造应用的镁基合金的制作方法

技术领域：
本发明涉及一种改进型锻造镁合金。本发明的申请进一步涉及一种制造镁基合金板材产品的方法。本发明具有生产用于汽车应用和多种电子外壳的板材的特定应用。
背景技术：
：镁合金被视为是21世纪的多种先进材料之一。它们不仅重量轻(其中密度约是铝密度的三分之二)，而且它们具有高比强度、刚度以及抗凹性、良好阻尼特征以及极佳可铸性的益处。它们对于电子、空间、以及防御应用特别有吸引力。近年来，锻造镁合金板材在电子装置外壳和电池领域中的使用已经历了显著的增长。此外，美国汽车研究协会(UnitedStatesCouncilforAutomotiveResearch)已启动了表明锻造镁合金在汽车中的应用的多个研究项目。经指明的适于由锻造镁合金制造的产品包括：内板组件、盖罩、底盘部件以及保险杠加固件。典型地，一定量的合金被生产成一种板材，该板材接着可以使用不同的板材产品成形技术进行整形以形成所希望的产品，这些技术包括：冲裁、弯曲、板材冲压、以及深拉(cupdrawing)(深度拉伸)。在常规通过直接冷却(DC)板坯浇铸来生产镁合金板材的过程中，提供呈典型地截面为300mm×1m并且长度为2m到6m的板坯形式的镁合金。这些板坯首先 被均质化或预热(例如对于AZ31是在480℃下)数小时，并且接着在可逆式热轧机上连续热轧直到减小到约5mm到6mm厚为止。在最终精轧机中减小约20％的各个道次之前，在340℃下再加热该板材金属。新型改进型的生产技术(像双辊浇铸(TRC))能够直接从厚度小于10mm的熔融金属来生产镁合金板材，从而消除了常规板材制造方法中所用的反复轧制、再加热以及不时的中间退火中的多项操作的需要。具有密排六方(HCP)晶体结构的镁具有在室温下对于成功轧制而言可操作的非常有限的滑移系数目。因此，将250℃到450℃之间的温度用于轧制镁合金。尽管使用了一个宽范围的温度，但合金板材的制造商需要适于在适当低温下轧制的合金。可广泛用于板材金属成形的锻造镁合金是称为AZ31B的合金。这种合金的按重量计算的标称组成是约三个百分比的铝、一个百分比的锌、受控并且有限量的杂质、以及余量的镁。限制锻造镁合金材料(例如AZ31B)的使用的常见问题是与现有商业生产技术有关的镁板材物料的原始成本，以及其与常规材料(例如铝)相比在相对较低的温度下降低的可成形性和可加工性。因此，有必要开发在较低温度下具有良好延展性、可成形性以及可加工性并且更适于商业用途的新型锻造镁合金。已包括在本说明书中的对于多个文献、行为、材料、装置、物品等的任何讨论仅出于为本发明提供一个背景的目的。它不应被视为承认任何或所有这些内容构成现有技术基础的一部分或是与本发明有关的领域中的常见一般知识，因为它在本申请的各项权利要求的优先权日之前就存在。贯穿本说明书，“包含(comprise)”一词或其变化形式(例如“包含了”或“包含着”)应被理解为意指包括所陈述的要素、完整的事物或步骤、或者多个要素、多个完整的事物或多个步骤的群组，但不排除任何其他要素、完整的事物或步骤、或者多个要素、多个完整的事物或多个步骤的群组。概述一些实施方案涉及一种用于诸多锻造应用的镁基合金，该镁基合金由 以下各项组成：0.5重量％到4.0重量％的锌；0.02重量％到0.70重量％的稀土元素或其混合物；以及除了多种附带杂质之外，其余是镁。该镁基合金可能包含：约1.0重量％到约4.0重量％的锌，任选地约1.0重量％到约3.0重量％的锌，任选地约1.0重量％到约2.5重量％的锌。镁基合金可能包含0.10重量％到0.65重量％的稀土元素或其混合物。稀土组分可能包含镧系稀土元素或钇。出于本说明书的目的，这些镧系元素包含具有以下原子序数的元素的组：包括57(镧)和71(镥)以及从57(镧)增加到71(镥)。这些元素之所以被称为镧系元素，是因为这一系列中的较轻元素在化学上类似于镧。严格来说，镧是第3族元素，并且La3+离子不具有f电子。然而，镧经常被包括在这些镧系元素化学性质的任何一般讨论中。因此，镧系稀土元素包含：镧、铈、镨、钕、钷、钐、铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱以及镥。出于本发明的目的，钇将视为被术语“稀土元素”涵盖。在一些实施方案中，稀土组分包含钆。在一些实施方案中，稀土组分包括钇。包含镧系稀土元素或钇的实施方案的优点在于它们在镁中的溶解度相对较高。附带杂质可能包含单独或组合形式的呈不同量的Li、Be、Ca、Sr、Ba、Sc、Ti、Hf、Mn、Fe、Cu、Ag、Ni、Cd、Al、Si、Ge、Sn以及Th。镁基合金可能包含低于0.5重量％的附带杂质。镁基合金可能包含低于0.2重量％的附带杂质。镁基合金可能包含低于0.1重量％的附带杂质。根据所描述的实施方案的合金组合物对于轧制可加工性、低温下的深拉以及室温下的良好拉伸可成形性来说可以具有增强的能力。这些合金组合物还可以显示在制备过程中的裂开倾向有所减少。一些实施方案涉及一种用于诸多锻造应用的镁基合金，由以下各项组成：0.5重量％到4.0重量％的锌、0.02重量％到0.70重量％的稀土元素或其混合物(包括钆)、0.2重量％到1.0重量％的晶粒细化剂、以及除了多种附带杂质之外，其余是镁。晶粒细化剂可能包括但不限于锆。通过使用锆，可获得改进的或相似 的特性。一些实施方案涉及一种用于诸多锻造应用的镁基合金，该镁基合金由以下各项组成：0.5重量％到4.0重量％的锌、0.02重量％到0.70重量％的钇或钇与稀土元素的混合物；以及除了多种附带杂质之外，其余是镁。一些实施方案涉及一种用于诸多锻造应用的镁基合金，该镁基合金由以下各项组成：0.5重量％到4.0重量％的锌、0.02重量％到0.70重量％的钇或钇与稀土元素的混合物、0.2％重量到1.0％重量的晶粒细化剂以及除了多种附带杂质之外，其余是镁。晶粒细化剂可能包括锆。镁基合金可能包含1.0重量％到3.0重量％的锌。任选地，镁基合金包含1.0重量％到2.5重量％的锌。镁基合金包含0.10重量％到0.65重量％的稀土元素或其混合物。稀土元素混合物可能包含钇和镧系稀土元素或钆。可替代地，稀土元素或混合物可能主要由钇组成。镁基合金包含低于约0.5重量％、任选地低于约0.2重量％的附带杂质。实施方案另外涉及一种制造镁基合金板材产品的方法，该方法包括：a)提供来自任何所描述实施方案的镁基合金的镁合金熔融物；b)根据一个预定厚度将所述镁合金熔融物浇铸成一个板坯或一个带材；c)对所述浇铸板坯或带材进行均质化或预热；d)在一个适合温度下对所述经均匀化或预热的板坯或带材进行连续热轧，以减小所述经均质化的板坯或带材的所述厚度，从而生产具有一个预定厚度的一种合金板材产品；并且e)在一个适合温度下使所述合金板材产品退火一段时间内。镁合金熔融物可能以重量百分比计主要包含：0.5重量％到4.0重量％的锌(任选地约1.0重量％到约4.0重量％的锌、任选地约1.0重量％到约3.0重量％以及任选地约1.0重量％到约2.5重量％的锌)、0.02重量％到0.70重量％(任选地约0.1重量％到约0.65重量％)的稀土元素；以及除了多 种附带杂质之外，其余是镁。稀土组分可能包含镧系稀土元素或钇或其混合物。在一些实施方案中，稀土组分包含钆。在一些实施方案中，稀土组分包含钇。合金可能另外包含晶粒细化剂，包括但不限于锆。该方法可能另外包括通过使必要量的Mg、Zn以及稀土元素熔化来形成所述镁合金熔融物。将所述镁合金熔融物浇铸成一个板坯或一个带材的步骤可能包括在一个双辊浇铸机的各轧辊之间进给所述镁合金熔融物。镁合金熔融物可能在约700℃的一个温度下进给于该浇铸机的各轧辊之间。可替代地，将所述镁合金熔融物浇铸成一个板坯或一个带材的步骤可能包括将所述镁合金熔融物倾注到一个DC浇铸机(半连续浇铸)或一个单流连铸机(strandcaster；连续浇铸)中。浇铸一个镁合金板坯或带材的步骤还可能包括使用DC铸造坯段，该铸造坯段随后在必需的预热之后被挤出形成一个板坯或带材。对所述浇铸板坯进行均质化或预热的步骤可能在300℃到500℃之间的温度下进行。取决于所用的浇铸技术，均质化或预热的温度会不同。举例来说，对于DC浇铸，在450℃到500℃范围内的温度将是适合的。对于TRC，在335℃到345℃范围内的温度将是优选的。总体来讲，对所述浇铸板坯或带材进行均质化或预热的步骤进行约0.25到24小时的一段时间。对所述经均质化的板坯或带材进行连续热轧的步骤可以通过粗轧(break-downrolling)来进行。这一步骤对于具有大于25mm厚度的浇铸板坯可为适合的，以便在450℃到500℃之间的温度下使该厚度减小到约5mm到6mm。可以在250℃与450℃之间的较低温度下进行后续轧制直到更小的所需厚度。TRC带材例如可以在250℃与450℃之间的温度下轧制。对所述经均质化的板坯或带材进行连续热轧的步骤可能包括使经均质化的板坯或带材的厚度减小到为特定应用所需的厚度。任选地，对所述经均质化的板坯或带材进行连续热轧的步骤可以在无粗轧的情况下进行。退火的温度取决于包括合金组成和变形量等在内的参数。对于各种合金和工艺步骤，该温度可能不同。优选地，退火温度是自1小时的标准时段所获得的一条退火曲线的拐点±50℃。使所述合金板材产品退火的时间段可以是约0.25-24小时。根据以下仅通过举例方式给出的说明并且参见随附图式将清楚这些实施方案的另外的方面。附图简要说明为了可以更容易地理解这些实施方案，现在参考附图，在这些图中：图1是描绘了制造根据本发明的镁合金板材产品的方法的流程图。图2是指明了通过TRC浇铸的Mg-2Zn-0.3Y的硬化-退火温度曲线的拐点的图。图3是指明了通过TRC浇铸的Mg-2Zn-0.3Gd的硬化-退火温度曲线的拐点的图。图4是指明了通过砂型浇铸来浇铸的Mg-2Zn-0.3Gd的硬化-退火温度曲线的拐点的图。图5是指明了通过TRC浇铸的Mg-Zn-Gd合金的不同测试样品的组成的图。详细说明Mg-Zn基合金体系被视为用于锻造合金开发的适合候选者，因为这种合金的强度和延展性均可以通过使锌含量增加直到特定量而增强。Mg-Zn体系的延展性会随着锌的增加而增加，直到达到最高3重量％为止，并且在锌含量进一步增加的情况下开始降低。然而，合金的强度会增加到达到最高6重量％为止。根据参考文献5的Mg-Zn二元相图，固溶体中锌的量在340℃下是6.2重量％并且在室温下是接近1.8重量％。包含高于1.5重量％的锌的合 金会开始沿晶界形成第二相，其程度会随锌含量的增加而增加。通过TRC工艺获得的小粒径以及在锌含量低于3重量％的情况下形成的少量第二相使板材易于被轧制。通过向DC铸造坯段中加入锆，可以获得小粒径。尽管包含高于3重量％的锌的合金可以通过双辊浇铸或DC浇铸途径来进行浇铸，但沿晶界形成的第二相的量将要高得多。这种合金将需要更长的均质化时间来使晶界相进入溶体。另外，更高的锌含量会降低合金的延展性。为了使这种合金被成功热轧，每道次降低百分比与针对包含低于3重量％的锌的合金获得的30％-35％相比，将必须在10％-15％的范围内。与具有低于3重量％的锌的合金相比，对于包含高于3重量％的锌的合金来讲，这将增加获得最终厚度所需的轧制道次数，因此使该体系在经济上不太有吸引力。所描述实施方案的镁合金是通过使必要量的Mg、Zn以及一种稀土元素熔化而形成的。形成根据本发明的合金的两个实施方案，包括将镁、Zn以及钇或钆的母合金(例如但不限于Mg与27重量％Y和Mg与40重量％Gd的母合金)分别以适量加入80kg熔炉(具有约10％到15％过量的稀土元素以顾及损失)中以构成50kg合金。在各种情况下，Mg组分的纯度是约99.95％，而锌组分的纯度是约99.9％。所形成的合金适于镁坯、板材或板坯生产以及适于挤压成所希望的形状。图1示出了描绘制造镁合金板材的方法的流程图。在步骤105，根据在此描述的组成来提供一种镁合金熔融物。在步骤110，各个合金是使用TRC或通过砂型浇铸进行浇铸的，用冷却板在铸件两面上提供更快的冷却速率。砂型浇铸(尽管未广泛地用于商业应用)能够模拟往往从连续和半连续浇铸(如直接冷却(DC)浇铸)获得的效应。可替代地，任何其他浇铸工艺(如DC浇铸)均可以用于这一步骤。DC浇铸可以如参考文献1到3中任一者中描述的来进行，这些参考文献的内容通过引用以其全文结合在此。带材或板坯还可以由DC铸造坯段制成，该铸造坯段随后被挤出成板坯或带材，例如描述于参考文献4中，其内容通过引用以其全文结合在此。在一个实施方案中，使用TRC浇铸合金，以生产一个宽约150mm并且具有两种不同厚度3.00mm和4.35mm的带材。应注意到，取决于商业TRC机器的尺寸，可以使用TRC浇铸更宽的合金。镁合金的TRC方法实质上描述于PCT/AU2003/001097中，该专利转让给了联邦科学与工业研究机构(CommonwealthScientificandIndustrialResearchOrganisation)，并且通过引用以其全文结合在此。在一个替代性实施方案中，使用砂型浇铸来浇铸合金，以提供约195mm长、115mm宽以及29mm厚的板坯。在步骤115，在选定的温度下对浇铸带材或板坯进行均质化或预热，并且持续选定的时间段。均质化或预热被用于减少与浇铸工艺有关的树枝状晶间偏析和组成差异。一项适合的商业惯例是选择低于非平衡固相线的温度(通常5℃到10℃)。考虑到镁和锌是合金中的主要组分，优选在335℃到345℃(±5℃)范围内的温度。对于本发明的实例，从参考文献5中所描绘的Mg-Zn二元相图中选择约345℃(±5℃)的温度。对于DC浇铸，总体上通常使用在450℃到500℃之间的温度。均质化步骤所需的时间由浇铸带材或板坯的尺寸所决定。对于TRC带材，2到4小时的时间即足够，而对于砂型浇铸的板坯或直接冷却浇铸的板坯，将需要多达24小时。在步骤120，在适合温度下对经均质化的带材或板坯进行热轧。通常以80℃到120℃的温度对轧辊自身进行加热，然而也可以使用冷轧辊。取决于浇铸材料，使用不同的轧制步骤。对于通过砂型浇铸、DC浇铸或任何其他类型的浇铸而生产的厚度大于25mm的合金板坯，使用粗轧步骤。可以使用描述于参考文献1或6中任一者中的技术。参考文献6的内容通过引用以其全文结合在此。这一步骤的目的是减小厚度以及精制和移出浇铸结构。这一步骤的温度是取决于在轧制工厂处可获得的熔炉，但通常使用在450℃到500℃之间的温度。一旦达到5mm或更小的厚度，即在250℃到450℃之间的温度下进行轧制。对于通过TRC生产的合金带材，在250℃到450℃之间的温度下进行轧制，并且无需粗轧步骤。在各个道次后，可以将带材或板坯再加热约10到15分钟，以使温度在下一个道次之前升上去。少数每道次降低百分比为10％的冷道次也可以被用作最终轧制或定径操作。在步骤125， 继续这一过程直到获得最终厚度(在设置公差之内)为止。在步骤130，接着在适合的温度和时间下使经热轧的板材退火。退火是一种热处理工艺，该工艺被设计为用于恢复已通过轧制而严重应变硬化的合金的延展性。退火热处理有三个阶段——回复、再结晶以及晶粒生长。在回收过程中，合金的多个物理特性(如导电性)被回复，而在再结晶过程中，经冷加工的结构被一组新的无应变的晶粒所代替。再结晶可以通过金相分析法识别，并且通过硬度或强度降低以及延展性增强来证实。如果对新的无应变的晶粒在高于再结晶所需温度的温度下进行加热，从而引起强度明显降低，那么将会发生晶粒生长现象，并且应当加以避免。再结晶温度取决于除其他之外的合金组成、初始粒径以及先前变形量；因此，它不是固定的温度。出于实践的目的，它可以被定义为一种高度应变硬化的(冷加工的)合金在1小时内完全再结晶时的温度。通过在使合金暴露于不同的温度下1小时后测量其硬度并且建立一个退火曲线以鉴别再结晶结束和晶粒生长开始的近似温度，而鉴别各种合金和条件的最佳退火温度。这一温度也可以被指明为硬化-退火温度曲线的拐点，如参考文献7中所述，其内容通过引用以其全文结合在此。尽管这一技术用于非铁合金，但这一技术之前尚未应用于热轧的镁合金。为了确定最适合的退火温度，将这一技术用于本发明的研究。因此，使用如后续实例中展示的一条退火曲线并且参见图2到4，选择各种镁合金的近似退火温度。这一技术允许容易并且相当精确地获得最佳温度。此后，对已经退火的带材在一种适合介质中进行淬火。进行一系列实验来测试所述合金实施方案的相对优点，并且确定已经制造形成板材产品的合金的低温可成形性。测试根据这些实施方案的合金的两个实例。在第一实施方案中，稀土组分是钇。该合金包含2.0重量％的锌、0.3重量％的钇(标称组成)并且其余是镁。这一合金被称为Mg-2Zn-0.3Y。在第二实施方案中，稀土组分是钆。这一合金包含2.0重量％的锌、0.3重量％的钆(标称组成)并且其余是镁。这一合金被称为Mg-2Zn-0.3Gd。另外测试常规AZ31B。此外，针对现有合金进行参考比较：Mg-1.5Zn-0.2Y和Mg-1.5Zn-0.8Y，如参考文 献8中所述；以及Mg-1.2Zn-0.79Gd和Mg-2.26Zn-0.74Gd，如参考文献9中所述。1.合金的改进的可轧制性合金的改进的可轧制性是通过将它们与常规合金AZ31B比较来证明的。首先，呈现来自TRC带材的结果，随后呈现来自砂型铸件的结果。所有轧制操作均在一个二辊式轧机中通过未经加热的轧辊(在室温下的轧辊)进行。1.1.TRC带材1.1.1.常规合金-AZ31B表1中详述了板材尺寸、预轧制处理以及工艺参数。表2中给出了针对各个道次的轧辊设置以及各个道次后的板材厚度等。如该表中明显可见，需要6个道次将3mm厚的AZ31B带材减小到0.73mm的最终厚度。实践中使用了表1中所示的退火温度。针对TRC带材，这一退火步骤可以在200℃下进行。板材尺寸300mm宽×3mm厚×1000mm长均质化温度和时间350℃，16小时轧制温度和辊速420℃(来自熔炉的带材)，7.07米/分钟最终厚度和轧辊道次数0.73mm，6个道次退火温度和时间350℃，1小时表1：AZ31B带材和工艺详情道次号辊隙设置，mm板材厚度，mm减小百分比03.071-0.5002.23272+0.5001.52313+0.9001.15244+0.8000.97165+0.8000.80176+0.8000.738表2：TRCAZ31B在420℃下的热轧1.1.2.Mg-2Zn-0.3Y将这一合金在两个不同的温度(420℃和350℃)下进行轧制，以证明该合金不仅具有在与AZ31B相比时改进的可靠性，而且也可以在较低 温度下进行轧制。两个轧制温度下的板材尺寸、预轧制处理以及工艺参数分别于表3和5中进行了详述。如从针对各个道次的轧辊设置、各个道次后的板材厚度等详述的表4和6中明显可见，仅需要三个道次就可将3mm厚的带材分别减小到0.74mm或0.77mm的最终厚度。表3和5中的退火温度是选自图2中所示的退火曲线。图2描绘了先前提及的一个退火热处理的三个阶段，它们是回复、再结晶以及晶粒生长。1.1.2.1.在420℃下热轧板材尺寸150mm宽×3mm厚×1000mm长均质化温度和时间345℃，2小时轧制温度和辊速420℃(来自熔炉的带材)，7.07米/分钟最终厚度和轧辊道次数0.74mm，3个道次退火温度和时间230℃，1小时表3：Mg-2Zn-0.3Y带材和工艺详情道次号辊隙设置，mm板材厚度，mm减小百分比02.971-0.5001.78392+0.5001.0938.73+0.9000.7432表4：TRCMg-2Zn-0.3Y在420℃下的热轧1.1.2.2.在350℃下的热轧板材尺寸150mm宽×3.11mm厚×1000mm长均质化温度和时间345℃，2小时轧制温度和辊速350℃(来自熔炉的带材)，7.07米/分钟最终厚度和轧辊道次数0.77mm，3个道次退火温度和时间230℃，1小时表5：Mg-2Zn-0.3Y带材和工艺详情道次号辊隙设置，mm板材厚度，mm减小百分比03.111-0.5001.88392+0.5001.14393+0.9000.7732表6：TRCMg-2Zn-0.3Y在350℃下的热轧1.1.3.Mg-2Zn-0.3Gd表7中详述了关于这一合金的板材尺寸、预轧制处理、以及工艺参数。 在这一实例中，板材厚度比以上呈现的AZ31B和Mg-2Zn-0.3Y的厚度大出约1.2mm(或约40％)。如从表8中明显可见，在350℃的轧制温度下仅用6个道次就将这一合金带材从4.25mm的初始厚度轧制到0.84mm的最终厚度。这证实了Mg-2Zn-0.3Gd合金相较于AZ31B的优越可靠性。表7中的退火温度是选自图3中所示的退火曲线。板材尺寸200mm宽×4.25mm厚均质化温度和时间350℃，2小时轧制温度和辊速350℃(来自熔炉的带材)，7.07米/分钟最终厚度和轧辊道次数0.84mm，6个道次退火温度和时间200℃，1小时表7：Mg-2Zn-0.3Gd带材和工艺细节道次号辊隙设置，mm板材厚度，mm减小百分比04.251-2.1003.2523.52-1.3002.5521.53-0.7001.9722.84-0.1501.5421.85+0.4001.1426.06+0.9000.8430.0表8：TRCMg-2Zn-0.3Gd在350℃下的热轧1.2砂型铸件常规合金AZ31B和Mg-2Zn-0.3Gd的砂型铸件的可轧制性呈现于这一部分中。板坯起初被纵向轧制，并且一旦板坯达到300mm，就旋转90°并且进行轧制直到最终道次为止。这一旋转在展示轧制规程的表中被指明为横轧。如之前所述，较高均质化温度和时间以及粗轧为砂型铸件所需的。1.2.1.常规AZ31B板坯尺寸和工艺变量在表9中给出，而轧制规程在表10中给出。需要总共11个道次来将板坯的厚度从26mm的初始厚度减小到0.9mm的最终厚度。表9：AZ31B板坯和工艺细节轧制细节道次号辊隙设置，mm板材厚度，mm减小百分比粗轧0261-23.022.8122-14.014.436.83-8.08.640.3横轧4-4.86.030.25-3.64.721.76-2.83.819.27-2.33.215.9热轧8-0.5002.2629.49+0.5001.5830.110+0.9001.1030.411+0.8000.9216.4表10：砂型浇铸的AZ31B的热轧1.2.2.Mg-2Zn-0.3Gd板坯尺寸和工艺变量在表11中给出，而轧制规程在表12中给出。用了总共9个道次来将板坯的厚度从26mm的初始厚度减小到0.9mm的最终厚度。道次数目的减少证明了Mg-2Zn-0.3Gd合金改进的可轧制性。退火温度是选自图4中所示的针对砂型浇铸的合金而建立的退火曲线。表11：Mg-2Zn-0.3Gd板坯和工艺细节表12：砂型浇铸的Mg-2Zn-0.3Gd的热轧2.合金的拉伸特性使用一个用螺杆驱动的Instron拉伸测试机，测量经轧制和退火的板材(成品)在室温下的拉伸特性。从用于测试的板材冲压出来自纵向(也称为轧制方向或0°方向)和横向(与轧制方向成90°或90°方向)两个方向的拉伸试样。这些试样宽6mm，并且标距长度是25mm。这些合金的结果是针对各种情况测试的六个样品的平均值。在镁合金中，HCP晶体结构的基面在轧制过程中趋向于近似平行于表面而定向。具有这一优选方向的一个板材在90°方向上将具有比在0°方向上更高的拉伸特性。2.1.常规合金-AZ31BTRC和砂型浇铸的AZ31B的拉伸特性展示于表13中。正如所料，对于镁合金来讲，来自0°方向的试样的拉伸特性(尤其是试验应力和极限拉伸应力)弱于来自90°方向的试样的拉伸特性。该表还展示了在200℃的最佳温度下退火1小时后，TRCAZ31B的拉伸特性(用星号突显)。这些拉伸特性当然强于在350℃下退火后获得的拉伸特性。表13：AZ31B的拉伸特性；TRC-双辊浇铸；SC-砂型浇铸；PS-试验应力；UTS-极限拉伸应力；E％-伸长百分率2.2.Mg-2Zn-0.3YTRCMg-2Zn-0.3Y的拉伸特性与公开于文献中的两种类似合金的特性一起呈现于表14中。正如所料，对于TRC板材来讲，来自0°方向的试样的试验应力和极限拉伸应力低于来自90°方向的试样的试验应力和极限拉伸应力，而所公开文献中的两个合金的情况并非如此。与来自90°方向的试样相比，对于来自0°方向的试样来讲，这些合金的试验应力较高。如表15中所示，观测到TRC板材的类似结果。然而，通过谨慎地选择工艺条件，尤其是均质化温度和轧制温度，有可能在两个方向上均获得更高试验应力。作为一个板材供应商，这是极其重要的，因为当一个最终用户规定了一个最小试验应力时，会期望板材在所有方向中均满足最小值。表14：Mg-2Zn-0.3Y的拉伸特性；TRC-双辊浇铸；PM-永久成型浇铸；E-挤压；PS-试验应力；UTS-极限拉伸应力；E％-伸长百分率表15：Mg-2Zn-0.3Y的拉伸特性；TRC-双辊浇铸；PS-试验应力；UTS-极限拉伸应力；E％-伸长百分率；H-均质化；HR-热轧；A-退火；h-小时2.3.Mg-2Zn-0.3Gd从TRC和砂型浇铸的板材获取的试样的拉伸特性与公开于文献中的两种类似合金的特性一起展示于表16中。来自90°方向的试样的试验应力和极限拉伸应力高于来自0°方向的试样的试验应力和极限拉伸应力。公开于文献中的合金的情况并非如此。如关于Mg-2Zn-0.3Y合金的部分中所述，通过谨慎地选择均质化和轧制温度，有可能在两个方向上均获得较高数值。表16：Mg-2Zn-0.3Gd的拉伸特性；TRC-双辊浇铸；SC-砂型浇铸；PM-永久铸模；PS-试验应力；UTS-极限拉伸应力；E％-伸长百分率2.4.具有不同组成的Mg-Zn-Gd合金的比较性拉伸特性从TRC获取的试样在三个方向上的拉伸特性与其各自的伸长百分率一起展示于表17中。除Mg-1Zn-0.65Gd合金以外，来自90°方向的试样的试验应力和极限抗拉强度高于来自0°方向的试样的试验应力和极限抗拉强度。表17：具有不同组成的Mg-Zn-Gd合金的拉伸特性；TRC-双辊浇铸；PS-试验应力；UTS-极限拉伸应力；E％-伸长百分率；H-均质化；HR-热轧；A-退火；h-小时3.合金的可成形性进行了一系列测试，以确定TRCMg-2Zn-0.3Y和TRCMg-2Zn-0.3Gd的可成形性程度，以TRCAZ31B作为参考材料。可成形性或可加工性被定义为在一种给定工艺中在无破裂的情况下，一个试样可以给出的变形量。以下提及的测试包括有关深拉的史威福冲杯测试(swiftcuptest)以及埃里克森测试(Erichsentest)，以测量对应板材金属的拉伸成形性。3.1.有关深拉的史威福冲杯测试使用Mg-2Zn-0.3Y、Mg-2Zn-0.3Gd以及AZ31B的经热轧和退火的板材进行的深拉测试是使用一个40mm的平底冲头来进行的。从板材切下两种尺寸的圆盘片(直径100mm和82mm)，获得2.5和2.05的极限拉伸比(limitingdrawratio，LDR)。测试是使用100mm圆盘片以225℃的模具温度开始的。如果拉伸成功，那么下一个样品在低于上一次拉伸25℃下进行拉伸，并且重复这一过程。然而，如果拉伸不成功，那么使温度升高10℃并且再次尝试直到 确立可以成功拉伸圆盘片时的最低温度为止。接着使用82mm圆盘片，并且重复上述过程，直到确定可以成功拉伸82mm圆盘片时的最低温度为止。来自深拉测试的结果展示于表18中。合金LDR2.5LDR2.05AZ31B225℃175℃Mg-2Zn-0.3Y160℃160℃Mg-2Zn-0.3Gd160℃135℃表18.在2.5和2.05的LDR下三种合金的深拉测试如从测试结果所示，与AZ31B所需温度相比，根据本发明的不同实施方案的合金可以在更低温度下进行深拉。对于2.05的极限拉伸比(LDR)来讲，含钇合金可以被成功深拉时的最低温度是160℃，而含钆合金是135℃。这两者的温度均低于AZ31B所需的温度，对于相同LDR来讲，AZ31B仅可以在175℃下被深拉。3.2.埃里克森测试在室温下使用一个半球形冲头(20mm直径)，对Mg-2Zn-0.3Y、Mg-2Zn-0.3Gd以及AZ31B的经热轧退火的板材进行埃里克森测试。将各个板材夹住，并且将冲头对着板材推压直到板材裂开为止。板材上所得拱顶的高度是埃里克森值(Erichsenvalue)，这一值是板材拉伸可成形性的一种量度。埃里克森值越高，板材对拉伸可成形性的响应越好。关于TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y以及Mg-2Zn-0.3Gd在室温下所获得的埃里克森值分别是3.6、8.5以及6.3。这些结果证实了根据数个实施方案的合金也展现了在室温下的良好拉伸可成形性。与从AZ31B样品返回的相比，本发明的两个实施方案各自的埃里克森值展现明显更高的值。4.耐蚀性-盐浸渍测试使用TRCAZ31B作为参考材料来测试这些合金的耐蚀性。将各个来自TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y以及Mg-2Zn-0.3Gd的经热轧退火的板材的三个样品浸渍于包含3.5重量％NaCl的非充气溶液中持续7天。在浸渍过程前后对各个样品进行称重。从重量损失测量值，计算腐蚀速率，并且以 重量比表示，以消除在样品尺寸方面的差异。关于TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y以及Mg-2Zn-0.3Gd所获得的重量比分别是0.007、0.038以及0.0083。包含钆作为合金元素的合金展现了可与AZ31B相匹敌的耐蚀性(0.0083，以重量比表示，与0.007相比)。包含钇作为合金元素的合金是高出一个数量级。5.成本优势有利的是，所描述实施方案的合金成本可与AZ31B铸坯的成本相匹敌(基于2009年5月的合金元素成本)。此外，根据这些实施方案表征的合金能够在明显更低的温度下深拉，同时展现出在室温下良好的拉伸可成形性程度。此外，根据这些实施方案的合金总体上展现出良好的延展性和轧制可加工性，与商业已知的锻造镁合金AZ31B相比，这等同于少50％的轧制道次数。此外，由合金板材形成的产品展现出与由AZ31B形成的产品类似的腐蚀特性。类似于AZ31B，至少根据上述实施方案的合金很好地适于电子和汽车工业内的室温应用。本领域普通技术人员将认识到在不偏离正如宽泛描述的本发明的范围的情况下，可以对所述实施方案和实例作出许多变化和/或修改。因此，所述实施方案在各个方面均被视为说明性而非限制性的。参考文献1.E.F.Emley，PrinciplesofMagnesiumTechnology，(Oxford，London：PergamonPressLtd.，1966)，452-583.2.F.Pravdic，C.WogererandG.Traxler，″TheVerticalDirectChillCastingTechnologyforMagnesiumAlloys-IncludingSafetyConceptsandProductQuality″，METECCongress′03，Dusseldorf，Germany，2003.3.F.Pravdic，et.al.，″VerticalDirectChill(VDC)CastingofMagnesium 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