镁合金板材及其制造方法与流程

本发明的一实现例涉及镁合金板材及其制造方法。

背景技术：

当前国际社会针对二氧化碳排放的管制变得越来越严格。因此，汽车产业正在努力进行车体轻量化。用于实现车体轻量化的最为有效的方法是采用比普遍使用的钢铁更轻的材料。作为其中的一个例子可以举出镁板材。然而，在汽车产业中使用镁板材存在多种障碍。镁板材的可成型性就是一个代表性的问题。

具体地，由于镁板材是hcp(密排六方)结构，其在常温的变形机制受到限制，因此无法在常温进行成型。为克服这一问题进行了多项研究。特别地，通过工序改进的方法中有使上下部轧辊速度不同的异速轧制、ecap(等通道转角挤压)工序、在镁板材的工序温度附近进行轧制的高温轧制法等方法。然而，实际上所有这些工程都难以商业化。

另一方面，也有通过控制合金成分及组成以试图改善可成型性的技术及专利。作为其中一个例子，存在使用包含1-10重量％的zn、0.1-5重量％的ca的镁板材的情况。只是，上述合金存在无法适用薄带连铸(stripcasting)施工方法的问题。从而，缺乏量产性，且存在因在长时间铸造时会发生铸件与压辊间的熔接现象而难以铸造的缺点。

作为另一个例子，存在通过对既有的3重量％的al、1重量％的zn、1重量％ca的合金进行工序改进制造具有7mm以上的极限圆顶高度的高成型性镁合金板材的情况。只是，在上述情况中，由于实施一次以上的轧制和轧制间的退火工序，存在工序费用大幅增加的缺点。

技术实现要素：

要解决的技术问题

提供镁合金板材及其制造方法。

解决技术问题的方案

本发明一实现例中的镁合金板材，对于镁合金板材整体100重量％，可包含0.5至2.1重量％的al、0.5至1.5重量％的zn、0.1至1.0重量％的ca，且剩余重量％由mg及不可避免的杂质组成。

对于所述镁合金板材整体100重量％，可还包含1重量％以下的mn。

所述镁合金板材可以是钙元素在晶界偏析的镁合金板材。

对于所述镁合金板材整体面积100％，非基面晶粒的面积百分比可以是20％以上。

所述镁合金板材的微细组织的粒径可以是5至20μm。

所述镁合金板材可包含双晶组织或二次相，对于镁合金板材整体面积100％，所述双晶组织或二次相的面积百分比可以是0至30％。

所述镁合金板材在常温下的埃里克森值可为4.5mm以上。

本发明另一实现例中的镁合金板材的制造方法，可包括：准备对于整体100重量％，包含0.5至2.1重量％的al、0.5至1.5重量％的zn、0.1至1.0重量％的ca，且剩余重量％由mg及不可避免的杂质组成的合金镕汤的步骤；通过铸造所述镕汤来准备铸造件的步骤；通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤；以及对所述轧制件进行最终退火的步骤。

在通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤中，每次轧制时，可以50％(0％除外)以下的轧制率进行轧制。

更具体地，在通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤中，对所述铸造件可进行1次或2次以上的轧制。

进而更具体地，在通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤中，可在200至350℃的温度范围进行轧制。

进而更具体地，通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤，可还包括对所述轧制件进行中间退火的步骤。

在对所述轧制件进行中间退火的步骤中，中间退火频率可为1/6至1/8(中间退火频率＝中间退火次数/总轧制次数)。

在对所述轧制件进行中间退火的步骤中，可在所述轧制件的累积轧制量在50％以上时进行中间退火。

更具体地，可在300至500℃的温度范围进行中间退火。

更具体地，可进行30分钟至600分钟的中间退火。

在对所述轧制件进行最终退火的步骤中，在350至500℃的温度范围进行中间退火。

更具体地，可进行30分钟至600分钟的最终退火。

发明效果

根据本发明一实施例，能够提供可成型性优异的镁合金板材及其制造方法。能够提供可在商业上批量生产的高效的镁合金板材及其制造方法。

更具体地，通过控制镁合金的成分及组成，尽管简化了工序步骤，仍可实现优异的可成型性。

进而更具体地，通过控制al和ca成分的组成，尽管减少了中间退火次数，仍可获得常温可成型性优异的镁合金板材。

附图说明

图1是本发明一实现例的镁合金板材制造方法的工序图

图2比较示出了比较例2、实施例6以及实施例7的常温埃里克森实验结果。

图3示出了根据比较例2和实施例7制造的镁合金板材表面的边缘裂缝。

图4示出了实施例7的轧制件和镁合金板材的微细组织。

图5示出了通过xrd观察实施例7的轧制件和镁合金板材的{0001}面的集合组织变化、和通过ebsd(electronbackscatterdiffraction：电子背散射衍射)观察的ipf(inversepolefigure：反极图)。

图6示出了在实施例7中钙在晶界以溶质的形式偏析的状态。

具体实施方式

参照下文中与附图一起详细说明的实施例，本发明的优点及特征以及实现它们的方法将会显而易见。但是，本发明不限于以下公开的实施例，而可以以彼此不同的多种形式实现，提供本实施例仅仅是为了使本发明的公开完整，并向本发明所属技术领域的技术人员完整地告知本发明的范围，本发明仅由权利要求的范围来定义。贯穿整个说明书，相同的附图标记指代相同的构成要素。

因此，在若干实施例中，不对公知的技术进行具体说明，以避免对本发明的解释模糊。如果没有其他定义，则在本说明书中所使用的所有用语(包括技术用语及科技用语)能够以本发明所属技术领域的技术人员共同理解的含义使用。在整个说明书中，当称为某一部分包括某一结构要素时，除非有特别相反的记载，否则表示还可以包括其他结构要素，即不排除其他要素。此外，除非在句子中特别说明，否则单数形式还包括复数形式。

本发明一实现例中的镁合金板材，对于镁合金板材整体100重量％，可包含0.5至2.1重量％的al、0.5至1.5重量％的zn、0.1至1.0重量％的ca，且剩余重量％由mg及不可避免的杂质组成。

更具体地，对于所述镁合金板材整体100重量％，可还包含1重量％以下的mn。

以下，说明调整镁合金板材的成分及组成的理由。

可包含0.5至2.1重量％的al。

更具体地，由于铝起到提高常温下的可成型性的作用，可以通过薄带连铸法来进行铸造。进而更具体地，如果添加超过2.0重量％的铝，则会使常温可成型性急剧下降，如果添加小于0.5重量％的铝，则会难以期待常温可成型性提高的效果。更具体地，在下述的镁合金板材制造方法的轧制步骤中进行轧制时，集合组织变为强基面组织。此时，作为用于抑制向所述基面组织变化的机制，具有溶质拖曳(solutedragging)效果。所述溶质拖曳机制，使相比mg具有更大原子半径的诸如ca的元素在晶界内偏析，由此，在施加热量或变形时能够降低粒界移动性(boundarymobility)。由此，能够抑制轧制中的动态再结晶或由轧制变形引起的基面集合组织的形成。

从而，如果添加超过2.1重量％的铝，则al2ca二次相的量也增加，因此会使得在晶界偏析的ca量减少。随之，溶质拖曳效果也会降低。

相反，如果添加小于0.5重量％的铝，则有可能无法通过薄带连铸法来进行铸造。通过铝提高镕汤流动度的作用，在铸造时能够防止轧辊粘结(rollsticking)现象。因此，实际上，未添加铝的mg-zn系镁合金由于轧辊粘结现象导致不能通过薄带连铸法来进行铸造。

以下，本说明书中所谓非基面晶粒是指因基面滑移现象而生成的非基面晶粒。更具体地，镁具有hcp结晶结构，而所述hcp的c轴的方向平行于轧制板材的厚度方向时称之为基面晶粒。因此，非基面是指c轴和厚度方向互不平行的所有方向上的晶粒。

可包含0.5至1.5重量％的zn。

更具体地，当将锌和钙一起添加时，通过非基面的软化现象激活基面滑移，从而起到提高板材可成型性的作用。但是，如果添加超过1.5重量％的锌，则与镁结合并形成金属间化合物，因此有可能会对可成型性产生不利影响。

可包含0.1至1.0重量％的ca。

当将钙和锌一起添加时，通过非基面的软化现象激活基面滑移，由此起到提高板材可成型性的作用。

更具体地，在下述的镁合金板材的制造方法中进行轧制时，集合组织具有变为强基面集合组织的特性。作为抑制所述特性的机制，具有溶质拖曳(solutedragging)效果。更具体地，通过使原子半径大于mg的元素偏析在晶界内，当施加热或变形时能够降低粒界移动性(boundarymobility)。此时，作为原子半径大于mg的元素可使用ca。此情况下，能够抑制在轧制过程中由于动态再结晶或轧制变形导致的基面集合组织形成的现象。

但是，如果添加超过1.0重量％的钙，则在通过薄带连铸法来进行铸造时，会增加与铸造辊的粘着性，有可能导致粘结(sticking)现象变严重。因此，使镕汤的流动性减少且使铸造性降低，有可能导致生产性降低。

进而更具体地，所述镁合金板材可还包含1重量％以下的mn。

锰通过形成fe-mn系化合物，起到降低板材内fe成分含量的作用。因此，如果包含锰，则在铸造之前，在合金镕汤的状态下能够以浮渣或沉渣形式形成fe-mn化合物。由此，在铸造时能够制造fe成分含量少的板材。加之，锰可以与铝形成al8mn5二次相。由此，抑制钙的消耗量，起到增加钙能在晶界偏析的量的作用。因此，通过添加锰，更能提高溶质拖曳效果。

在此，可以包含1重量％以下的锰。进而更具体地，如果添加过量的所述锰，则在铸造时由于发生过多的al-mn二次相会导致管嘴上的凝固量增加。因此，有可能导致增加铸造件内的逆偏析现象。

所述镁合金板材可以在晶界偏析有钙元素。此时，所述钙元素可以以溶质(solute)形式偏析在晶界，而不是以金属间化合物的形式偏析在晶界。

更具体地，钙不与诸如铝的元素形成二次相，而被固溶后以溶质形式偏析在晶界，由此降低粒界的移动性并能够抑制基面集合组织的形成。从而，能够在常温下提供具有优异的可成型性的镁合金板材。

对于所述镁合金板材整体面积100％，非基面晶粒的面积百分比可以是20％以上。

如上所述，根据本发明的一实现例，通过抑制形成基面组织并激活非基面晶粒的滑移，能够提供常温可成型性优异的镁合金板材。在此，对于所述镁合金板材整体面积100％，非基面晶粒的面积百分比可以是20％以上。更具体地，可以是50％以上。

通过xrd数据可以获知大致的非基面晶粒的生成程度。

更具体地，通过xrd-polefigure(x射线衍射-极图)测定时显示的值，能确认基面晶粒多还是少。进而更具体地，所述值越大意味着基面晶粒越多。所述值称之为峰强度(peakintensity)，本发明一实现例的镁合金板材的所述峰强度(peakintensity)值可为5以下。加之，峰强度(peakintensity)值为0，意味着各晶粒的取向不同，而不是特定取向集团。

在此，本发明一实现例的镁合金板材的峰强度(peakintensity)值可以是大于0且小于等于5。

所述镁合金板材在轧制方向长度上的边缘裂缝可以是1个/50cm以下。

以下，本说明书中所谓的边缘裂缝是指在镁合金板材的表面部形成的深度为0至5cm的凹槽。

所述镁合金板材的微细组织的粒径可以是5至20μm。

所述镁合金板材包含双晶(twin)组织或二次相，对于所述镁合金板材整体面积100％，所述双晶(twin)组织或二次相的面积百分比可以是0至30％。

更具体地，虽然可以包含所述双晶(twin)组织或二次相组织，但通过将所述组织的百分比控制在如上所述那样的最小范围内，能够提高常温可成型性。

由此，可以使所述镁合金板材在常温下的埃里克森值在4.5mm以上。

本说明书中所谓埃里克森值是指在常温下通过埃里克森实验来得到的实验值。更具体地，本申请的实施例及比较例的可成型性也可以通过由常温下的埃里克森实验得到的值来进行比较。

更具体地，埃里克森值是指当将板材变形加工成杯(cup)形的时候，板材直到发生破断为止变形的高度。从而，镁合金板材的变形高度越高埃里克森值会越大。埃里克森值越大，可成型性可能越优异。

本发明另一实现例的镁合金板材的制造方法，可包括：准备对于整体100重量％，包含0.5至2.0重量％的al、0.5至1.5重量％的zn、0.1至1.0重量％的ca，且剩余重量％由mg及不可避免的杂质组成的合金镕汤的步骤；通过铸造所述镕汤来准备铸造件的步骤；通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤；以及对所述轧制件进行最终退火的步骤。

首先，可实施准备对于整体100重量％，包含0.5至2.1重量％的al、0.5至1.5重量％的zn、0.1至1.0重量％的ca，且剩余重量％由mg及不可避免的杂质组成的合金镕汤的步骤。

更具体地，在所述步骤中，所述镕汤对于整体100重量％，可以还包含0.3至0.5重量％的mn。

限定所述镕汤的成分及组成的理由，与上述中限定镁合金板材的成分及组成的理由相同，因此省略说明。

此后，可实施通过铸造所述镕汤来准备铸造件的步骤。

此时，准备所述铸造件的铸造方法可以是压铸、直接冷铸造(directchillcasting)、钢坯铸造、离心铸造、倾动式铸造、模具重力铸造、砂型铸造(sandcasting)、薄带连铸等方法或这些方法的组合。但是，并不限定于此。更具体地，可以通过薄带连铸法来进行铸造。更具体地，所述镕汤可以0.5至10mpm的速度被进行铸造。

这样制造的铸造件的厚度可以是3至6mm，但并不限定于此。

进而更具体地，通过铸造所述镕汤来准备铸造件的步骤，可包括对所述铸造件进行均匀化热处理的步骤。

对所述铸造件进行均匀化热处理的步骤，可以在350至500℃的温度范围进行均质化热处理

更具体地，可以实施1至30小时的均质化热处理

通过根据所述条件对铸造件进行均匀化热处理，能够消除在铸造时产生的缺陷。更具体地，在被铸造的镁板材内部及外部混合存在有偏析及缺陷，因此在轧制时容易发生龟裂。因此，为了消除缺陷可以实施均质化热处理，从而，通过根据所述条件进行均匀化热处理，能够防止在下述的轧制步骤中出现表面的边缘裂缝等缺陷。

此后，可以实施通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤。

在通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤中，每次轧制时，可以以50％以下(不包括0％)的轧制率进行轧制。更具体地，如果在每一次轧制时，轧制率超过50％，则在轧制时有可能发生裂缝。

以下，本说明书中所谓的轧制率，是指在轧制时通过轧辊之前的材料厚度和通过轧辊之后的材料厚度之差除以通过轧辊之前的材料厚度后乘以100的值。

更具体地，可以在200至350℃的温度范围进行轧制。

进而更具体地，在低于200℃下进行轧制时，由于温度过低，有可能发生裂纹。相反，在高于350℃下进行轧制时，由于原子在高温下容易扩散，有可能抑制ca的晶界偏析，导致不利于可成型性的提高。

更具体地，可对所述铸造件进行1次或2次以上的轧制。

进而更具体地，通过轧制所述铸造件来准备轧制件的步骤，还可以包括对所述轧制件进行中间退火的步骤。

更具体地，可对所述轧制件进行2次以上轧制，在所述2次以上轧制中间可实施退火。

进而更具体地，可在所述轧制件的累积轧制量在50％以上时实施中间退火。进而更具体地，如果在累积轧制量在50％以上时实施中间退火，则在轧制中生成的双晶(twin)组织中能生成并生长再结晶。由此，再结晶晶粒能形成非基面集合组织，使得有助于镁合金板材的可成型性提高。

进而更具体地，在300至500℃的温度范围进行中间退火。进而更具体地，进行30分钟至600分钟的中间退火。

更具体地，在所述条件下实施中间退火的情况下，能够充分消除在轧制时产生的应力。进而更具体地，在不超过轧制件的熔融温度的范围，通过再结晶能够消除应力。

在对所述轧制件进行中间退火的步骤中，中间退火频率可为1/6至1/8。此时，中间退火频率是指中间退火次数对于总轧制次数的比率。

更具体地，在轧制时通过中间退火来消除应力的步骤可以是必需步骤。然而，本发明一实现例中，通过如上所述的低中间退火频率能够有效消除轧制件内的应力。

最后，可以实施对所述轧制件进行最终退火的步骤。

在对所述轧制件进行最终退火的步骤中，可在350至500℃的温度范围进行最终退火。

更具体地，可进行30分钟至600分钟的最终退火。

通过在所述条件下进行最终退火，能够容易形成再结晶。

以下，通过实施例进行详细说明。以下的实施例仅仅用于举例说明本发明，本发明的内容并不限定于下面的实施例。

实施例

首先，准备满足下表1的成分及组成的合金镕汤。

此后，通过以薄带连铸法对所述镕汤进行铸造来准备铸造件。

对所述铸造件在450℃下进行24小时的均质化热处理

此后，对经过热处理的所述铸造件在300℃下进行轧制，在此，在每次轧制时以18％的轧制率进行轧制。更具体地，在实施2次以上轧制的情况下，实施了中间退火。进而更具体地，在下表2中示出的条件下实施了轧制及中间退火。此时，均在450℃下相同地实施了中间退火，仅使轧制及中间退火的频率不同。

此后，在400℃下，对所述轧制件进行1小时的最终退火。

结果，所制造的镁合金板材的物理性质如下表2。

<常温可成型性的测定方法>

此时，在常温下的埃里克森值的测定方法如下。

将镁合金板材插入上部冲模和下部冲模之间后，以20kn的力量固定了所述板材的外周部。此后，使用直径为20mm的球形冲压机以5至20mm/min的速度对所述板材施加变形。此后，继续插入冲压机直到所述板材破断为止，在破断后测定板材的变形高度。

【表1】

【表2】

通过利用将所述表1中示出的本发明一实现例的镁合金板材的成分及组成满足的发明材料和不能满足的比较材料，在所述表2中示出了镁合金板材的物理性质。

更具体地，能确认，通过使用添加了过多铝的比较材料1来制造镁合金板材的比较例1至3，相比只有铝组成不同的实施例3及4，其可成型性显著地低。

另外，能确认，通过使用添加了过多钙的比较材料2来制造镁合金板材的比较例3，也相比实施例1至7，其可成型性显著地差。由此，如比较例3那样，添加过多钙的情况下，在轧制中发生大量裂纹，会导致可成型性及机械物理性质的下降。

更具体地，能确认，将本发明一实现例的镁合金板材的成分及组成和中间退火频率均满足的实施例1至7，即使不实施中间退火(实施例1)的情况下也显示出最小4.5mm的埃里克森值，相比实施中间退火的比较例(比较例3)具有更优异水准的可成型性。也就是说，能确认，尽管相比比较例，中间退火频率更低，仍具有优异的可成型性。

这些也可以通过本申请的附图来确认。

图2比较示出了比较例2、实施例6以及实施例7的常温埃里克森实验结果的图。

如图2所示，比较例2相比实施例7，只有铝含量未满足本发明一实现例的范围。在中间退火频率相同的条件下制造了镁合金板材。结果，如图2所示，能用肉眼确认比较例2的变形高度与实施例7相比显著低。

而且，能确认，比较例2相比中间退火频率更少的实施例6，镁合金板材的变形的高度更少。由此，能肉眼确认实施例的可成型性优异。

另外，通过本申请的附图3能确认，比较例2相比实施例7，表面缺陷情况也差。

图3比较示出了根据比较例2和实施例7制造的镁合金板材表面的边缘裂缝。

在所述比较例2中，除了不满足本发明一实现例的铝组成外，其他条件与实施例7相同的条件下制造了镁合金板材。更具体地，所述比较例2和所述实施例7的累积轧制率在80％以上时，在相同的条件下实施中间退火并制造了镁合金板材。结果，实施例7的表面的边缘裂缝非常不明显，但比较例2的表面的边缘裂缝，用肉眼也能清楚地确认。

由此，可知本申请一实现例中经过最终退火的镁合金板材，边缘裂缝的数量对于面积的分布为1个/50cm²以下。

图4示出了实施例7的轧制件和镁合金板材的微细组织。

如图4所示，能确认在实施例7的轧制件上，整体地分布了大量的双晶(twin)组织和二次相组织。相反，能确认，本发明一实现例的通过最终退火步骤被进行最终退火的实施例7的镁合金板材，大部分的双晶组织被消除，从此形成新的晶粒并均匀成长的样态。

这些通过图5也能确认。

图5示出了通过xrd观察实施例7的轧制件和镁合金板材的{0001}面的集合组织变化、和通过ebsd(electronbackscatterdiffraction：电子背散射衍射)观察的ipf(inversepolefigure：反极图)。

如图5所示，能确认，相比实施例7的轧制件，在实施例7的镁合金板材的状态下，生成了很多从基面取向偏离的非基面再结晶晶粒。由此，能确认峰强度(peakintensity)值也相比轧制件变低了。

另外，通过ebsd也能确认，实施例7的镁合金板材相比实施例7的轧制件，非基面再结晶晶粒的分布增加的情况。也就是说，本申请一实现例中被进行最终退火的镁合金板材，对于整体面积100％，非基面再结晶晶粒的面积百分比为50％以上。

图6示出了在实施例7中钙在晶界以溶质的形式偏析的状态。

通过使钙以如图6所示的形式偏析在晶界，降低粒界移动性，使得能够容易形成非基面再结晶晶粒。

总之，根据本发明一实现例通过控制铝及钙成分，使得即使以低中间退火频率进行制造也能获得可成型性优异的镁合金板材。从而，能够提供可批量生产、在批量生产时可降低工程费用的镁合金板材的制造方法。

以上参考附图对本发明的实施例进行了说明，但是本发明所属技术领域的技术人员能够理解在不改变本发明的技术思想或必要特征的前提下，本发明可以以其他具体形式实施。

因此，应理解，以上记述的实施例在所有方面是例示性的，而不是限制性的。本发明的范围由所附的权利要求书表示，而不是由所述具体实施方式表示，应解释为权利要求书的含义和范围以及其等同概念导出的所有改变或改变的状态都被包含在本发明的范围内。