具備細晶粒結構的鍛造材料的製造方法及製造設備的製作方法

2023-05-06 14:28:26

專利名稱：具備細晶粒結構的鍛造材料的製造方法及製造設備的製作方法
具備細晶粒結構的鍛造材料的製造方法及製造設備背景I.發明領域本發明涉及一種鍛造材料的製造，該材料有一項或多項機械性能得到提升。更特別地，本發明涉及一種具備微米晶粒結構的金屬合金鍛造材料的製造，這種結構能使一項或多項機械性能提高，如強度和延伸率。2.相關技術包括鎂(Mg)和鋁(Al)在內的很多金屬均為工業輕金屬(鎂比鋁輕)，可用於多種 結構應用。然而，在耐高衝擊性和高成形性應用中，要求材料擁有足夠的強度和延展性，以吸收衝擊或成形過程中產生的能量。這一要求限制了傳統的鎂鋁合金在此方面的應用。例如，傳統的鎂合金抗屈強度較低(約為130-180Mpa)，成形性能差，抗裂紋性較差。這些性能限制了傳統的鎂合金在眾多方面的應用，因為僅在中度變形過程中，這種合金就很容易發生斷裂。合金元素能改善多種金屬的抗腐蝕性和可鑄性，如在鎂基合金中加入鋁，但這樣做會使共晶中存在兩種金屬間相，從而封裝粗糙的初生晶粒，使工業合金變得脆弱。此外，很難在晶粒中通過細小的析出相達到高效的時效硬化，在鎂基合金中加入鋁的過程已證明了這一點。可加強鎂的時效硬化效果的元素(如稀土金屬等)通常價格昂貴並且會降低合金的可鑄性，且無法提升其防腐蝕性。因為這些困難的存在，合金強度的提升一直非常有限。而儘管AZ31合金缺乏強度，AZ91D合金缺乏延展性，但這兩種已有十數年應用歷史的金屬合金仍然在商業鋼板和鑄造市場中佔據著主導地位。因此，現在需要有一種能以快速、自動化的方式實施的工藝以及配套的裝置來改變合金的成分和晶粒結構，從而使得處理後的合金具有足夠高的強度和延展性，最終獲得高衝擊性和/或高成形性的鍛造形態。發明概述為了實現上述目標，發明者研發了一種實用的新式工藝及配套裝置，能夠生產出具有細晶粒或超細晶粒結構的彌散硬化鍛造材料；該鍛造材料由多種金屬合金組成，成本低廉。該鍛造材料的晶粒尺寸不超過約3微米，具有足夠高的強度和延展性，是一種高衝擊性和/或高成形性鍛造材料，應用廣泛。本工藝包括細晶粒結構應變變形處理，初期變形用到了多種能產生細晶粒前體的快速凝固模塑法，如注射模塑和注射成型的變種，拉模鑄造和擠出成形。其後，對處於鍛造形態的材料進行高應變率變形(如滾扎、超塑成形、衝壓成形等)處理和多種熱處理。因而，本發明能夠在初期階段形成一種細晶粒前體，此前體晶粒尺寸小於約10微米。其後，對這種細晶粒前體進行變形應變和熱處理，以分解這種前體的微觀結構，如共晶中的金屬間相，並產生具有納米大小的共晶相彌散體的全新晶界。由此生成的鍛造形態擁有不到約3微米的晶粒結構，可對其進行後續的超塑成形或其他成形處理。因此，本發明至少提供了一種使具備細晶粒結構的鍛造材料成形的方法。該方法包括提供一種能保持較低的固相線溫度和進行低溫共晶相轉換的金屬合金材料。這類金屬合金材料能夠充分熔化，在噴射速度快、填充時間短的條件下對其進行塑形，可將該材料快速凝固，形成孔隙度低的細晶粒前體，此細晶粒被具有細小枝晶臂間距的共晶相所環繞。細晶粒前體在高應變率變形應變作用下發生延展性變形，使孔隙度減少並引發再結晶作用而不會誘發實質性的剪切帶，從而能夠形成具備細晶粒結構的鍛造形態，理想狀況下還能產生超細晶粒結構。對細晶粒前體進行塑性變形包括對共晶相進行分割或溶解中的至少一種，並且在TMP過程中，會有部分共晶相析出。對具備細晶粒結構的鍛造材料進行熱處理，進一步驅散共晶相，並形成經熱處理的具備細晶粒結構的鍛造形態，與細晶粒前體相比，其晶粒尺寸和枝晶臂間距變得更小。析出的共晶相在經熱處理後具備細晶粒結構的鍛造材料的細晶粒和/或晶界中，會形成納米大小的分散體。一方面，細晶粒前體擁有約低於I. 5%的孔隙度。另一方面，對鍛造材料進行一次或多次熱處理包括將具備細晶粒結構的鍛造材料置於約225°C至325°C的高溫下進行初次熱處理。
另一方面，對鍛造材料進行一次或多次熱處理包括在初次熱處理結束之後，將具備細晶粒結構的鍛造材料置於約125°C至215°C的高溫下進行第二次熱處理。此外，在一次或多次熱處理過程中，對具備細晶粒結構的鍛造材料進行壓平、拉伸、深衝或超塑成形處理。再者，所使用的金屬合金材料為一種鎂基合金，其合金成分包括有鋁、鋅、錳、鈣、銀、衫、鋪、稀土元素、錫、錯、乾、鋰、鋪或其混合物。另外，所使用的金屬合金材料包括可用於結構應用的Mg-Al-Zn基合金(包含4. 5%至8. 5%的Al)金屬合金材料，以及可用於生物醫學應用的Mg-Zn-Y基合金或Mg-Zn-Ca基合金或Mg-Zn-Ca-Mn基合金的金屬合金材料。再一方面，所使用的金屬合金材料為一種鋁基合金，其合金成分包括銅、鎂、鋰、矽、鋅或它們之間的混合。再一方面，所使用的金屬合金材料是一種銅基合金，其合金成分包括鎂、磷、鋅、銻、錫、矽、鈦或其混合物。再一方面，所使用的金屬合金材料是一種鋅基合金，其合金成分包括鋁、銅或其混合物。再一方面，所使用的金屬合金材料是一種鉛基合金，其合金成分包括銻、錫或其混合物。一方面，細晶粒結構性鍛造材料具備超細晶粒結構。另一方面，會界定出一個基體相，包括晶界，並且共晶金屬間相將基體相的晶界固定住。再一方面，金屬合金材料的模塑包括純液相金屬注射成型和半固相金屬注射成型。再一方面，在金屬合金材料的注射成型過程中，噴射速度大於約3米/秒，充填時間小於0. 04秒。一方面，金屬合金材料的注射成型還包括向金屬合金材料注入真空。再一方面，金屬合金材料的注射成型還包括在金屬合金材料中加入IS氣。再一方面，金屬合金材料的注射成型還包括注液和料鬥加熱。
再一方面，金屬合金材料的模塑還包括對金屬合金材料進行拉模鑄造。再一方面，金屬合金材料的模塑還包括對金屬合金材料進行連續鑄造。再一方面，對細晶粒前體進行的塑性變形包括在高應變率變形應變作用下對細晶粒前體進行滾軋，以形成具備細晶粒結構的鍛造材料。再一方面，對細晶粒前體進行的塑性變形包括在高應變率變形應變作用下對細晶粒前體進行擠壓，以形成具備細晶粒結構的鍛造形態。另一方面，對細晶粒前體進行的塑性變形包括在高應變率變形應變作用下對細晶粒前體進行鍛造，以形成具備細晶粒結構的鍛造形態。 此外，對細晶粒前體進行的塑性變形包括在高應變率變形應變作用下對細晶粒前體進行旋壓成型，以形成具備細晶粒結構的鍛造形態。一方面，對細晶粒前體進行的塑性變形包括在高應變率變形應變作用下對細晶粒前體進行衝壓，以形成具備超細晶粒結構的鍛造形態。另一方面，對金屬合金材料進行的模塑和快速凝固包括冷卻模具中的金屬合金材料，冷卻速率大於約每秒50攝氏度，以形成細晶粒前體。此外，高應變率變形應艾(￡ )可使Zener因子(Z)超過約IO9S'可根據以下公式計算Z =憐exp(Q/RT)丨42，其中Q為活化能(135kj mor1), T為溫度，R為氣體常數。再一方面，細晶粒前體的細晶粒尺寸小於約10微米。再一方面，按容量算，細晶粒前體的共晶相佔金屬合金材料的約3%至15%。另一方面，經過熱處理的鍛造形態具備小於約3微米的超細晶粒，小於I微米的共晶相微粒形成納米大小的共晶相分散體。再一方面，大部分細晶粒或大部分具備細晶粒結構的鍛造形態堆疊在一起，再通過熱等靜壓處理將堆疊層結合在一起。另一方面，加強元素置於堆疊層間，將堆疊層結合在一起包括通過熱等靜壓處理將加強兀素與堆疊層結合在一起。再一方面，該方法還包括將細晶粒結構鍛造材料與聚合物基複合材料結合在一起，以形成層疊式組合結構。這種聚合物基複合材料由纖維組成，包括碳化纖維、聚合纖維、玻璃纖維或其混合物。本發明的至少一個實施方案提供了形成具備細晶粒結構的鍛造材料的方法。該方法涉及模塑(高速注射，充填時間短)和快速凝固處理，包括一個使處於充分熔化狀態的金屬合金材料形成細晶粒前體的模具。這種金屬合金材料能保持較低的固相線溫度並能進行低溫共晶相轉換。該細晶粒前體具有較低的孔隙度，細晶粒被具有細小枝晶臂間距的共晶相環繞。該方法還涉及塑性變形處理，至少包括一個成型構件，使細晶粒前體在高應變率變形應變作用下發生延展性變形，孔隙度減小，並引發再結晶作用而不會誘發實質性剪切帶，從而能夠形成具備細晶粒結構的鍛造形態。高應變率變形應變作用至少會使細晶粒前體的共晶相被分割或溶解，並且會有部分共晶相析出。該方法還涉及熱處理，至少包括一種加熱體，對細晶粒結構鍛造形態進行至少一次的熱處理，進一步驅散共晶相，並形成經熱處理的具備細晶粒結構的鍛造形態，與細晶粒前體相比，其晶粒尺寸和枝晶臂間距變得更小。析出的共晶相在經熱處理後具備細晶粒結構的鍛造材料的細晶粒和/或晶界中，會形成納米大小的分散體。
本發明的至少一個實施方案提供形成具備細晶粒結構的鍛造材料的方法。金屬合金材料能處於經熱處理的具備細晶粒結構的鍛造形態，保持著較低的固相線溫度並能進行低溫共晶相轉換。經熱處理的細晶粒結構的鍛造形態具備超細晶粒，析出的共晶相在超細晶粒和晶界中形成納米大小的分散體。圖示說明圖I為製造單元示例和體現本發明原理的方法示意圖；圖2為鎂鋁合金相圖，顯示了 6%A1和共晶的固相線；圖3為合金成分和熱處理彎曲性圖表，顯示了不同合金和熱處理對室溫彎曲性(延展性和成形性)的影響；圖4A為澆鑄AZ31的晶粒微觀組織的電子顯微照片，表明了大晶粒和少量共晶相 的存在；圖4B為處於細晶粒注射成型狀態下的AZ61L的晶粒微觀組織的電子顯微照片，照片中顯示了細長的P共晶相；圖4C為依照本發明經過TTMP和第一次熱處理(250°C，10分鐘)之後，AZ61L的晶粒微觀組織的電子顯微照片，照片中顯示了 0.7微米大小的晶粒和納米結構P相(黑色粒子);圖5為根據本發明的一個實施方案的要求可能會用到的旋壓工具裝置側視圖；圖6為本發明的另一個實施方案中所展現的板堆疊剖視圖；以及圖7顯示了 AZ61L的0001極圖a.)觸變注射後的隨機織構，b. ) TTMP後的織構，c.) TTMP+熱處理(250°C，3分鐘)後弱化的織構，以及d.) TTMP+熱處理(300°C，20分鐘)後大大弱化的織構。弱化的織構能改善合金的可成形性。圖8為對TTMP AZ61L進行第一次、第二次熱處理的強度和伸長率變化圖。(在滾扎處理之後，第一次、第二次熱處理之前還要對樣品進行壓平處理[275°C，3分鐘]。)最佳實施方案詳述本文公開了本發明的多種實施方案。然而，應該了解的是，所公開的實施方案僅是示範性說明，本發明還可通過其它不同的方式實施。圖形不總是按比例繪製；部分圖形用於展示特定組件細節。因此，這裡所公開的特定結構和功能細節不能被解釋為是一種限制，而只是對權利要求的代表性依據以及指導本領域技術人員實施本發明的代表性依據。本發明創造了一些新的工藝，能提高特定金屬合金的強度、延展性和可成形性，如鎂合金或其他適當的金屬合金。發明的關鍵在於一種低成本的批量工藝，能產生新穎的納米結構金屬合金，如低織構鎂合金，包括Thixomat的細粒模塑工藝(名為Thixomolded R或Thixomolding )，隨後金屬接受強有力的熱機械工藝(如高應變速率變形作用)處理，以及滾扎、壓縮、壓平等工藝(完成細粒注塑工藝之後進行強有力的熱機械工藝，這一過程簡稱「TTMP」)處理，最後再進行一次或多次熱處理。合金設計能生成新型組合物，以對新工藝加以利用。此外，堆疊的鋼條結合到了一起，重型滾扎能夠一次性實現，為大面積生成鍛造鋼條開闢了途徑。此外，實驗證明了增強納米結構金屬合金基體的可行性。根據本發明的原理，對金屬採用注射成型工藝(頂)可形成細晶粒前體，如半固態或純液態金屬注射成型技術(例如Thixomat，Inc (密西根州安阿伯市)採用的Thixomolding process ),下文將進一步闡述這一技術。憑藉這一工藝,熔體溫度可降至近液相線，比直接鑄造(DC)或雙輥鑄軋(TRC)低約80至100°C。低溫度有助於提高有核細晶粒凝固時的冷卻速度。隨著注射成型的完成，金屬合金(如鎂合金)處於各向同性的狀態，即具有均勻的顯微組織，晶粒尺寸為4至7微米，a相。(本文中小於10微米且大於3微米的晶粒被稱為細晶粒。)此外，當採用充填時間短的高速注射時，這些注塑鎂合金具有非柱狀晶粒，氣體孔隙度和收縮孔隙度降低。通過多進料口的使用，對大型物料(如鋼條)實施快速注射成型成為可能。此外，還可採用熱流道系統將液態金屬傳送至模具中進行凝固，從而提高大鋼條的產量。現有的商用Thixomolding 機可將規格合適(重量不超過iooo噸，體積不超過約6x400x400毫米)的鋼條進行模塑。 圖I示意性地例示了體現本發明原理的一個裝置(通常指定為8)。裝置(8)包括用於對鋼條(30)進行注射成型的造型機(10)。如圖I中所示，在某些方面，造型機(10)的結構與注塑機類似。給料(11)通過料鬥12 (如加熱或未加熱料鬥)進入造型機(10)，或者將液態料送入往復式螺杆注射系統(14)，在該系統中，給料上會有一層保護蒙氣，如氬氣。給料(11)最好為能保持較低的固相線溫度和進行低溫共晶相轉換的金屬合金。例如，圖2給出了鎂-鋁(MgAl)相圖作為參考。如圖所示，純鎂的固相線溫度為650°C，而鎂合金AZ61L (—種鋁含量為6%的鎂合金，根據本發明，是其中一個比較合適充當給料[11]的金屬合金)的固相線溫度更低，共晶相轉換溫度也更低，分別為525°C和437°C。與AZ61L相比，鋁含量為3%的AZ31合金擁有更高的固相線溫度(約為605°C)，共晶相佔總容量的百分比低於3%。當應用於TTMP之後，其前體的晶粒尺寸大於10微米，之後將進行熱處理；與更粗的鋁合金相比，這種合金無需進行細化處理。其他適合充當給料(11)進入造型機(10 )或其他裝置(如拉模鑄造、連續鑄造或擠壓成形裝置，示意性地例示，通常指定在76)的金屬合金材料包括鎂基合金，其合金成分包括有招、鋅、猛、韓、銀、衫、鋪、稀土元素、錫、錯、宇乙、鋰、銻或或其混合物；鋁基合金，其合金成分包括銅、鎂、鋰、矽、鋅或其混合物；銅基合金，其合金成分包括鎂、磷、鋅、銻、錫、矽、鈦或其混合物；鋅基合金，其合金成分包括鋁、銅或其混合物；鉛基合金，其合金成分包括銻、錫或其混合物。如圖I所示，給料(11)通過位於料筒(15)—端的進口(16)從料鬥(12)進入料筒
(15)。在料筒(15 )中，螺杆(18 )的旋轉或通過其他方式推動給料向前移動。隨著給料在螺杆(18)的推動下向前移動，加熱器20 (可以是電阻加熱器、感應加熱器或其它類型的加熱器)還會對給料進行加熱處理，同時在螺杆(18)的作用下給料還會被攪拌和剪切。隨著加熱和剪切處理的完成，給料將會處於充分熔化狀態，在這種狀態下，給料是可注射的。在通過螺杆(18)末端之後，這種可注射的物料通過單向閥(22)進入位於料筒(15)內的堆積區
(24)。當堆積區(24)內的可注射的材料達到所需量之後，液壓或其他類型的驅動器(25)將推動螺杆(18)，以啟動注射循環。在螺杆(18)的推動作用下，堆積在堆積區(24)中的物料將通過噴嘴(26)射入模具(28)中，並填滿模穴，並形成一種前體工件，如鋼條(30)。在至少一種實施方案中，螺杆射彈速度至少為3米/秒，理想狀況下最好超過約3米/秒。機器記錄下的充填時間不到0. 06秒，理想狀態下的充填時間小於0. 04秒。可選擇使用熱流道系統(未顯示)，協助物料進入模穴，以將熱量損失將至最低。此外，由於這一流程會產生「凍塞」，即金屬在模具接收可注射物料的地方凝固，因此在模塑過程中向模具施用真空是可行的，並且還可用於進一步減少鋼條(30)的孔隙度。最初形成的前體包括帶共晶金屬間相的多相微觀組織。在一個優選的實施方案中，造型機(10)的冶金過程能夠對微粒進料進行加工使其在射入模具(28)之前變成固液混合相。這一基本工藝可以不同的方式實現，其中兩個版本獲得了美國專利，專利號4，694，881和4，694，882，特此列入本協議內作參照。通常，該工藝包括對半固相金屬進行剪切處理，以抑制樹狀固體的增長，以及在泥漿中產生非枝晶固體，其成型性能得以改善，在某種程度上應歸因於其觸變性。(半固相非枝晶物料的粘度和剪切速率成反比，即粘度隨著剪切速率的減少而增加，反之亦然，並且對於同一塊合金，非枝晶狀態下的粘度要小於枝晶狀態下的粘度)。可對這一形成鋼條(30)的工藝稍加變化，包括在初始階段送入非微粒狀的合金材料；對合金材料進行加熱使其進入純液相，然後再進行冷卻，使其進入固液混合相；使用不同的容器對合金進行加工和注射；利用重力或其他作用機制推動合金穿過料筒進入堆積區；更換給料裝置，如電磁式給料裝置；以及工藝其它方面變化。然而，工藝參數必須設定為能夠形成具備細晶粒結構的前體所需的參數。對工藝進行如上改進並不一定都會生成細晶粒結構前體。在另一個優選的實施方案中，造型機(10)的冶金過程能夠對微粒進料進行加工使其以純液相(相對於固液混合相)狀態射入模具(28)並快速凝固。在另一個實施方案中，模具中的液相物料以超過約50°C /秒的冷卻速度快速凝固，理想狀態下，至少能達到約80°C /秒。在另一個實施方案中，理想狀態下，造型機(10)的冶金過程能使鋼條(30)的總孔隙度小於約1.5%。總孔隙度包括收縮孔隙度和氣體孔隙度。收縮孔隙度反應了金屬合金的收縮情況，由在晶界周圍共晶區域形成的線狀或扁平狀的空隙組成，而氣體孔隙度由球狀體空隙組成。意外地發現，前文所述的充填時間和噴射速度對低總孔隙度的實現至關重要。在另一個優選的實施方案中，在裝置8中，會在給料上增加一個含水量小於約0. 1%的氬氣保護層，以儘量降低生成鋼條(30)的氣體孔隙度，在這種情況下，鋼條(30)的氣體孔隙度不會超過1%，並能儘量減少氧化物的形成。依據本發明，所生成的鋼條(30)具備細晶粒微觀結構，晶粒小於約10微米，並被共晶相所環繞。按容量算，共晶相佔鋼條(30)的約3%至15%。例如，圖4A為經拉模鑄造的AZ31鎂合金的顯微照片(放大500倍)，其中鋁含量為3%左右，固相線溫度約為605°C。本圖中的晶粒見數字40所示，與圖4B所示的AZ61L相比，AZ31的共晶相極少(按容量算,不到 3%)。返回

圖1，一旦細晶粒鋼條(30)形成，將採用一次或多次機械式熱處理(TMP，50)在高應變率變形應變作用下對鋼條進行延展性鍛造，使鋼條變成具備細晶粒結構的鍛造形態(52)。變形應變可將至少一部分的空隙與周圍的金屬合金連接在一起，減少了鋼條(30)的孔隙度。理想狀況下，鋼條(30)的變形應變允許微觀機構內部進行位錯，這樣會導致高角度新晶界的形成，這種形態非常適合隨後的加熱變形或超塑變形處理。在TMP工藝(50)的一次實施中，在加熱狀態或室溫下，在高應變率變形應變作用下對鋼條(30)進行延展性形變，引發細晶粒結構的再結晶，最終導致超細晶粒結構(即晶體尺寸不超過約2微米，見
節)的形成。這種再結晶作用涉及一種連續性的動態、再結晶機制，能生產至少50%的高角度晶界，基面(0002)織構強度不超過約5。此外，在理想狀態下，應變率(￡ )和溫度(T)可是Zener因子(Z)超過IO9s'可根據以下公式計算Z = {￡ X exp(Q/RT)}_(K2，其中 Q 為活化能(i35kj mor1)，R為氣體常數。在至少一項實施方案中，變形應變率約為0. I至50s—1。雖然可在室溫條件下完成變形應變，但鋼條(30)最好在約250°C至450°C的溫度條件下進行變形應變，具體溫度取決於具體的合金成分。此外變形應變率最好保持在0. 5之上。在一個例子中，變形應變作用進一步對鋼條實施延展性變形，主要通過晶粒微觀結構的滑移機理完成，雙晶形成不到10%，剪切帶基本不存在。在TMP工藝中，高應變率塑形變形使共晶相(42)被打破(如細分)和/或溶解，至少有一部分共晶相在細晶粒和/或超細晶粒和細晶粒鍛造形態(52)的晶界內凝成納米大小的分散體。我們設想出了多種使鋼條(30)變形的方案。可將鋼條(30)穿過至少包含一組配 置軋輥(102)或一系列配置軋輥(未顯示)的軋機(100)。或者，可先利用對置壓模(104)在壓力機(103)中壓縮或壓制鋼條(例如超塑壓制)。可加熱配置軋輥(102)或壓模(104)。車L制之後，可利用加熱過的一對壓制模具在壓力機中壓縮或壓制鋼條(30)，與上一步類似。還可採用任何其它所屬領域技術人員熟知的方法對鋼條(30)進行延展性變形，但要能提供壓縮力和/或彎曲力(56)，及/或抗拉及/延展強度(58)中的至少一種，比如數字105處所示的擠壓或鍛造過程。此外，形變過程可與鋼條(30)的形成分別進行或將鍛造過程直接整合至處理室，通過在裝置8上配備傳動裝置(可為任何已知的其他裝置，用直線106來表示)將鋼條(30 )從模具(28 )轉至TMP流程(50 )來實現。參看圖5，作為上述方法的一個替代方案，TMP流程(50)可使用一種旋壓成型裝置(230)對鋼條(30)進行延展性變形。旋壓成型裝置(230)可包括確定初次成形的斷面形狀(234)和/或二次成形的斷面形狀(236)的心軸(232)。可利用心軸(232)對鋼條(30)進行延展性變形，通過用滾軸(240)對其進行旋壓成形，滾軸從心軸(232)的第一端(242)移至第二端(244)，形成細晶粒或超細晶粒連接段(238)。這類技術通常被稱為旋壓成型，可用於形成諸如圓柱形之類的形狀。返回圖1，依據本發明，對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)進行一次或多次熱處理(62和64)，以使鋼條處於經熱處理的細晶粒結構鍛造形態(66)。可採用任何合適的所屬領域技術人員熟知的方法單獨對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)進行分批或連續性熱處理，包括使用傳導加熱器、對流加熱器、電加熱器、感應加熱器和/或紅外加熱器。在一個實施方案中，處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)經對置滾軸(102)軋制之後，再將其放在一對壓模中在約275°C的溫度下經過約3分鐘的壓縮和壓平處理，接著再在約225°C至325°C的溫度條件下對其進行第一次熱處理(62)。此外，第一次熱處理(62)完成之後，還可對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)進行第二次熱處理(64)，第二次熱處理的溫度介於約125°C至215°C之間。本文中使用術語「約」和「左右」旨在使數據符合相應的生產、設備、產品或生產工藝偏差。基於以上處理流程，經熱處理的鍛造形態的鋼條(66)具備超晶粒結構，晶粒尺寸小於約2微米。此外，熱處理(62和64)可進一步析出共晶相，在經熱處理的鍛造形態的鋼條(66)的細晶粒和/或晶界內形成納米大小的分散體(。形成納米大小分散體的共晶相微粒理想狀況下小於約I微米。圖4B和4C通過一個例子，闡釋了根據本發明進行TMP和熱處理對金屬合金鋼條(30)的晶粒微觀結構產生的影響。圖4B是未經進一步處理的AZ61L金屬合金鋼條(30)電子顯微照片，由圖中可見被共晶相(44)所環繞的細晶粒(40)。圖4C為經TMP、壓平(如上所述)和第一次熱處理(250°C，10分鐘)之後的AZ61L金屬合金電子顯微照片。很顯然，圖4C所示晶粒尺寸(70)比圖4B所示晶粒尺寸(40)要小。此外，圖4C中的共晶相形成了納米大小的分散體(72)，與圖4B中所示相對更長、更粗的共晶相(44)完全不同。經熱處理的處於鍛造形態的鋼條(66)機械和/或物理性能得到加強，例如抗拉強度、延展性、疲勞強度、可成形性、抗蠕變強度，其中一種或幾種性質得到了改善。在一項額外的實施方案中，在一次或多次熱處理中(62和64)，可對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)施加成形力78 (見圖I)。例如，在熱處理的同時(62和64)可對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)進行壓平、延展、深衝和/或超塑壓縮或成形處理。在對處於細晶粒結構鍛造形態的鋼條(52)進行熱處理的同時，還可採用其他合適的所屬領域技術人員熟知的成形方法。

表I (見下文)比較了根據不同方法所生成的不同金屬合金的性質，包括含TMP處理的雙輥鑄軋、工業直接鑄造/擠壓和TMP處理以及注射成型(頂)和TMP處理。所比較的金屬合金為 AZ31 (Mg-3A1)、AZ6/1. 5 (Mg-6A1_1. 5Zn)和 AZ61L (Mg_6Al)。表中結果表明，經工業雙輥鑄軋和直接鑄造處理的AZ31金屬合金的晶粒尺寸比經注射成型(Tliixomo丨ded )處理的原料的晶粒尺寸要大。經雙輥鑄軋處理的材料的晶粒尺寸最大，並且散布的細晶粒呈45°排列(剪切帶)，這會導致嚴重熱裂紋的出現。從表I中可以看出，同樣經TMP處理之後，注射成型的細晶粒結構鋼條(30)的強度大於較粗粒度的工業原料。TMP處理對AZ31合金不起作用，主要是由於其晶粒尺寸大於10微米和/或共晶含量過低。AZ91D中的鋁含量過高(達9%)，這使得其在TTMP狀態下邊裂情況嚴重，延伸率為O。需要指出的是，由於AZ31本身就不能接受細晶粒注射成型處理，因此表中僅列出雙輥鑄軋和直接鑄造/擠壓兩種處理形式。表I-不同處理方式對晶粒尺寸的影響
合金處理方式Red, YS,~ UTS,~展率，邊裂晶粒
% MPa MPa % 情況尺寸
________
AZ31 工業雙輥44 187 29110 嚴重 45-85
_鑄軋/TMP_______
AZ31 工業雙輥73 199 2819 嚴重 45-85
_鑄軋/TMP_______
AZ31 工業直接50 215 280 17 中度 10
_鑄造/擠壓TMP_______
AZ6/1.5 Thixomoided/TMP 47 232 351__9 無__1-2
AZ6/1.5 Thixomolded/TMP 76 303 36510 無__1-2
AZ61L Thixomo 丨 ded/TMf 50 319 377__9 輕微 1-2
AZ91D IThixomolded/TMP 丨 41 | 256 | 295 | 0 卜重丨 1-2表II(見下文)比較了不同AZ和ZA金屬合金材質的注射成型(頂)鋼條(30)經TMP處理後屈服強度和延伸率的不同變化。所比較的金屬合金包括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)。表中結果表明，對AZ和ZA金屬合金材質的注射成型(頂)鋼條(30)進行TMP處理可改善其機械性能，即增強合金的強度和延伸性。需要指出的是，表中的樣品未進行本文其它部分所述的第一次或第二次熱處理。表II-TMP對注射成型的鋼條產生的益處
權利要求
1.使材料處於鍛造形態的方法包括以下步驟 選擇能保持較低的固相線溫度並能進行低溫共晶相轉換的金屬合金材料； 至少是能充分熔化的金屬合金材料； 對金屬合金材料進行模塑(高速注射、快速衝模)並使其快速凝固，以形成孔隙度低、被共晶相環繞的細晶粒前體，其中共晶相具有細小枝晶臂間距； 細晶粒前體在高應變率變形應變作用下發生塑性變形，以降低孔隙度，避免出現發泡現象，以及引發再結晶作用而不會誘發實質性剪切帶，從而形成具備細晶粒結構的鍛造形態，發生塑性變形的步驟還包括 對共晶相進行分割或溶解中的至少一種；以及 原位析出一部分共晶相； 對具備細晶粒結構的鍛造形態進行至少一次熱處理，以進一步析出共晶相併界定經熱處理的具備細晶粒結構的鍛造形態，與細晶粒前體相比，其晶粒尺寸和枝晶臂間距變得更小，析出的共晶相至少在其中一個細晶粒和晶界中形成納米大小的分散體。
2.該方法根據權利要求1，其中，細晶粒前體的形成步驟使得孔隙度低於約I.5%。
3.該方法根據權利要求1，其中，實施至少一次的熱處理的步驟包括在約225°C至325°C的條件下對細晶粒結構的鍛造形態進行第一次熱處理。
4.該方法根據權利要求1，其中，實施至少一次的熱處理的步驟包括在約250°C至280°C的條件下對細晶粒結構的鍛造形態進行第一次熱處理，以增強強度和延展性。
5.該方法根據權利要求1，其中，實施至少一次的熱處理的步驟包括在約275°C至300°C的條件下對細晶粒結構的鍛造形態進行第一次熱處理，以最大程度減少織構並增強成形性。
6.該方法根據權利要求3，其中，實施至少一次的熱處理的步驟包括在第一次熱處理之後，在約125°C至215°C的條件下對細晶粒結構的鍛造形態進行第二次熱處理，以增強強度和延展性。
7.該方法根據權利要求4，其中，實施至少一次的熱處理的步驟包括在約130°C至170°C的條件下對細晶粒結構的鍛造形態進行第二次熱處理，處理時長為I至16小時，以增強強度和延展性。
8.該方法根據權利要求1，其中，在對細晶粒結構鍛造形態實施一次或多次的熱處理過程中，會發生塑性變形，其步驟包括以下幾種中的一種壓平、延展、深衝和/或超塑變形。
9.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為一種鎂基合金金屬合金材料，其合金成分包括招、鋅、猛、韓、銀、衫、鋪、稀土元素、錫、錯、乾、鋰、鋪或或其混合物。
10.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為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%)中的一種。
11.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為一種鋁基合金，其合金成分包括銅、鎂、鋰、矽、鋅或其混合物。
12.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為一種銅基合金，其合金成分包括鎂、磷、鋅、銻、錫、矽、鈦或其混合物。
13.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為一種鋅基合金，其成分包括鋁、銅或其混合物。
14.該方法根據權利要求1，其中，所使用的金屬合金材料為一種鉛基合金，其成分包括銻、錫或其混合物。
15.該方法根據權利要求1，其中，經熱處理的細晶粒結構鍛造形態具有超細晶粒。
16.該方法根據權利要求1，界定出一個包含晶界的基體相，並且共晶金屬間相將基體相的晶界固定住。
17.該方法根據權利要求1，其中，模塑步驟包括金屬合金材料純液相注射成型和金屬合金材料半固相注射成型中的一種。
18.該方法根據權利要求17,其中，在金屬合金材料的注射成型過程中，噴射速度大於約3米/秒。
19.該方法根據權利要求17，其中，注射成型的步驟還包括向金屬合金材料施用真空。
20.該方法根據權利要求17，其中，注射成型的步驟還包括在金屬合金材料中加入氬氣。
21.該方法根據權利要求17，其中，機器測出的充填時間為小於0.06秒，所計算出的理想的充填時間為小於0. 04秒。
22.該方法根據權利要求1，其中，模塑步驟包括對金屬合金材料進行拉模鑄造。
23.該方法根據權利要求1，其中，模塑步驟包括對金屬合金材料進行連續鑄造。
24.該方法根據權利要求1，其中，塑性成形的步驟包括對細晶粒前體進行滾扎。
25.該方法根據權利要求1，其中，塑性成形的步驟包括對細晶粒前體進行擠壓。
26.該方法根據權利要求1，其中，塑性成形的步驟包括對細晶粒前體進行鍛造。
27.該方法根據權利要求1，其中，塑性成形的步驟包括對細晶粒前體進行旋壓成型及流旋成型中的一種。
28.該方法根據權利要求1，其中，注射成型的步驟包括對細晶粒前體進行衝壓。
29.該方法根據權利要求1，其中，模塑和快速凝固的步驟包括將金屬合金材料放在模具中冷卻，冷卻速率大於約每秒50攝氏度，以形成細晶粒前體。
30.該方法根據權利要求1，其中，高應變率變形應變(^)可使Zener因子(Z)超過約IO9s'可根據以下公式計算Z = {￡ Xexp(Q/RTW(K2，其中Q為活化能(I35kjmor1), T為溫度，R為氣體常數。
31.該方法根據權利要求1，其中，細晶粒前體的細晶粒尺寸小於約10微米。
32.該方法根據權利要求1，其中，按容量算，細晶粒前體的共晶相佔金屬合金材料的約3%至15%。
33.該方法根據權利要求1，其中，經過熱處理的鍛造形態具備小於約2微米的超細晶粒，小於I微米的共晶相微粒形成納米大小的共晶相分散體。
34.該方法根據權利要求1，其中，步驟還包括大部分細晶粒或大部分具備細晶粒結構的鍛造形態堆疊在一起，再通過熱等靜壓處理將堆疊層結合在一起。
35.該方法根據權利要求34，其中，加強元素放置在堆疊層間，將堆疊層結合在一起包括通過熱等靜壓處理將加強元素與堆疊層結合在一起。
36.該方法根據權利要求1，其中，還包括將細晶粒結構鍛造材料與聚合物基複合材料結合在一起，以形成層疊式組合結構。這種聚合物基複合材料由纖維組成，包括碳化纖維、聚合纖維、玻璃纖維中的至少一個或其混合物。
37.形成具備細晶粒結構和包含納米大小的分散體的鍛造材料的一種方法，該方法包括 模塑和快速凝固方法包括通過高速注射、充填時間短的方式進行，還包括使用一種能使處於充分熔化狀態的金屬合金材料形成細晶粒前體的模具，該金屬合金材料能保持較低的固相線溫度並能進行低溫共晶相轉換，該細晶粒前體具有較低的孔隙度低，細晶粒被具有細小枝晶臂間距的共晶相環繞； 塑性變形方法包括至少一個形變構件，使細晶粒前體在高應變率變形應變作用下發生變形，孔隙度減少並引發再結晶作用而不會誘發實質性剪切帶，從而能夠形成具備細晶粒結構的鍛造形態，高應變率變形應變作用至少對共晶相進行分割或溶解中的一種，細晶粒前體原位析出一部分共晶相；以及 熱處理方法包括對具備細晶粒結構的鍛造形態進行至少一次熱處理，以進一步析出共晶相併界定經熱處理的具備細晶粒結構的鍛造形態，與細晶粒前體相比，其晶粒尺寸和枝晶臂間距變得更小，析出的共晶相至少在其中一個細晶粒和晶界中形成納米大小的分散體。
38.一種具備細晶粒結構的鍛造材料，該鍛造材料包括 金屬合金處於經熱處理的具細晶粒結構的鍛造形態，這種合金材料能保持較低的固相線溫度和進行低溫共晶相轉換經熱處理的具細晶粒結構的鍛造形態，具備超細晶粒，析出的共晶相在超細晶粒和/或晶界中形成納米大小的分散體。
全文摘要
本發明提供了一種能形成具備細晶粒結構的鍛造材料的方法。該方法包括提供一種能保持較低的固相線溫度和進行低溫共晶相轉換的金屬合金材料。對金屬合金進行塑膜和快速凝固，形成細晶粒被具有細小枝晶臂間距的共晶相環繞的細晶粒前體。細晶粒前體在高應變率作用下發生塑性變形，以引發再結晶作用而不會誘發實質性剪切帶，從而形成細晶粒結構的鍛造形態。然後對鍛造形態進行熱處理，以共晶相在細晶粒和/或超細晶粒和細晶粒鍛造形態的晶界內凝成納米大小的分散體，從而形成經熱處理的具細晶粒結構的鍛造形態，與細晶粒前體相比，其晶粒尺寸和枝晶臂間距變得更小。
文檔編號B21B1/46GK102791402SQ201180013520
公開日2012年11月21日 申請日期2011年2月4日 優先權日2010年2月5日
發明者J·黃, R·E·威寧, R·F·德克爾, S·E·勒布, S·G·庫爾卡尼 申請人:西克索馬特公司