镁合金板材及其制造方法与流程

本发明的一个实施方案涉及一种镁合金板材及其制造方法。

背景技术：

近来，作为结构材料可实现轻量化的材料越来越引起人们的关注，对这种材料正在进行积极的研究。镁合金板材的优点是在结构材料中具有最低的比重、优异的比强度、电磁屏蔽能力等，因此作为it移动产品或汽车材料备受瞩目。

然而，在汽车工业中使用镁板材存在许多障碍。一个典型的例子是镁板材的成型性。镁板材是hcp(密排六方)结构，在常温下的变形机制受到限制，因此无法在常温下成型。为了克服这一点，已经进行了各种研究。

尤其，有些方法是通过工艺改善成型性。例如，存在改变上下轧辊速度的异步轧制、ecap(等通道转角挤压)工艺、高温轧制法如在镁板材的共晶(eutectic)温度附近进行轧制。但是，所有这些工艺都存在很难商业化的缺陷。

另一方面，还存在通过合金改善成型性的方法。

有一件在先专利是对含有1～10重量％的zn、0.1～5重量％的ca的镁板材提出了专利申请。然而，前述在先专利的缺陷是不能应用于通过带铸法(stripcasting)进行铸造的工艺。因此，缺乏量产性，并且存在长时间铸造时铸造材料与轧辊之间的热粘合现象导致难以长时间铸造的问题。

另外，还有一件在先专利是通过改善现有的合金(al：3重量％、zn：1重量％、ca：1重量％)工艺，可以获得极限拱顶高度为7mm以上的高成型性镁合金板材。对于如上所述的高成型性板材，虽然具有优异的极限拱顶高度，但是弯曲试验中沿板材宽度方向(transversedirection，td)变形时容易产生裂纹。

技术实现要素：

技术问题

在镁合金板材的制造步骤中控制累积压下率，以提供常温成型性优异以及各向异性小的镁合金板材。

技术方案

根据本发明的一个实施方案的镁合金板材，相对于总量100重量％，所述镁合金板材可包含al：0.5至3.5重量％、zn：0.5至1.5重量％、ca：0.1至1.0重量％、mn：0.01至1.0重量％、余量的mg和不可避免的杂质。

所述镁合金板材的平均粒径可为3至15μm。

所述镁合金板材包含条带(stringer)，条带(stringer)的沿轧制方向(rd)的长度最大可为50μm以下。

所述镁合金板材中条带(stringer)的沿板材宽度方向(td)的厚度最大可为1μm以下。

对于所述镁合金板材，在150℃以上的温度下沿轧制方向(rd)的极限弯曲半径(lbr)值可为0.5r/t以下。

另一方面，在150℃以上的温度下沿板材宽度方向(td)的极限弯曲半径(lbr)值可为1.5r/t以下。

在150℃以上的温度下沿轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的极限弯曲半径(lbr)值之差的绝对值可为0.4至1.4。

所述镁合金板材的厚度可为0.8至1.7mm。

本发明的另一个实施方案的镁合金板材的制造方法可包含：将合金熔液铸造成铸件备用的步骤，相对于总量100重量％，所述合金熔液包含al：0.5至3.5重量％、zn：0.5至1.5重量％、ca：0.1至1.0重量％、mn：0.01至1.0重量％、余量的mg和不可避免的杂质；对所述铸件进行均匀化热处理的步骤；将所述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤；以及对所述轧制件进行最终退火的步骤。

在所述准备轧制件的步骤中，累积压下率可为86％以上。

对所述铸件进行均匀化热处理的步骤可以是在300至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施4至30小时。

对所述铸件进行均匀化热处理的步骤可包含一次均匀化热处理步骤和二次均匀化热处理步骤。

所述一次均匀化热处理步骤可以是在300至400℃的温度范围下实施。具体地，可以实施1至15小时。

所述二次均匀化热处理步骤可以是在400至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施1至15小时。

所述准备轧制件的步骤可以是在200至400℃的温度范围下实施。此外，可以是每次轧制以大于0至50％以下的压下率进行轧制。

所述准备轧制件的步骤还可包含对所述轧制件进行中间退火的步骤。

对所述轧制件进行中间退火的步骤可以是在300至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施30分钟至10小时。

对所述轧制件进行最终退火的步骤可以是在300至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施10分钟至10小时。

发明效果

根据本发明的一个实施方案，在镁合金板材的制造步骤中控制累积压下率，以使二次相的偏析分散，从而减少二次相条带(stringer)。由此，当沿轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)变形时，可以减少物性差异。不仅如此，还可以具有优异的常温下的成型性。

因此，根据本发明的一个实施方案的镁合金板材，可用于以高强度和轻量化为目的汽车领域。具体地，当成型为汽车零部件时，可以在拉伸及弯曲模式中不产生裂纹的情况下成型。

附图说明

图1是依次示出沿板材宽度方向(td)进行拉伸试验时二次相条带(stringer)导致的裂纹形成机制(mechanism)的图片。

图2是用sem观察实施例1的微细组织的图片。

图3是用sem观察比较例1的微细组织的图片。

图4是示出将实施例1的包含二次相条带(stringder)的地点放大后用sem观察的照片和二次相的eds分析结果的图片。

图5是示出将比较例1的包含二次相条带(stringder)的地点放大后用sem观察的照片和二次相的eds分析结果的图片。

图6是将比较例1、比较例2和2的基于累积压下率的弯曲性用曲线图示出的图片。

具体实施方式

参照附图和下面详述的实施例就可以清楚地理解本发明的优点、特征及实现这些的方法。然而，本发明能够以各种不同的方式实施，并不局限于下面公开的实施例。下面提供实施例的目的在于充分公开本发明，以使所属领域的技术人员对发明内容有整体和充分的了解，本发明的保护范围应以权利要求书为准。通篇说明书中相同的附图标记表示相同的构成要素。

因此，在一些实施例中，对众所周知的技术不再赘述，以免本发明被解释得模糊不清。除非另有定义，否则本说明书中使用的所有术语(包含技术术语和科学术语)的含义就是所属领域的技术人员通常理解的意思。在通篇说明书中，某一部分“包含”某一构成要素时，除非有特别相反的记载，否则表示可进一步包含其他构成要素，并不是排除其他构成要素。除非另有说明，否则单数形式也意在包含复数形式。

根据本发明的一个实施方案的镁合金板材，相对于总量100重量％，所述镁合金板材可包含al：0.5至3.5重量％、zn：0.5至1.5重量％、ca：0.1至1.0重量％、mn：0.01至1.0重量％、余量的mg和不可避免的杂质。

下面说明限制镁合金板材的成分和组分的理由。

al可包含0.5至3.5重量％。具体地，可包含0.5至1.0重量％。更具体地，由于铝起到提高常温下的成型性的作用，当包含所述含量时，可以通过带铸法进行铸造。

具体地，在下述镁合金板材的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转变的机制有溶质拖曳(solutedragging)效应。所述溶质拖曳机制，使得原子半径大于mg的元素如ca在晶界内偏析，当施加热量或变形时，可以降低晶界迁移率(boundarymobility)。由此，可以抑制轧制中动态再结晶或轧制变形导致形成基面集合组织。

因此，如果铝的加入量大于3.5重量％，则al2ca二次相的量也会急剧增加，从而可能导致晶界偏析的ca的量减少。由此，溶质拖曳效应也可能降低。不仅如此，随着二次相所占分数增加，条带(stringer)分数也会增加。对于所述条带，在下文中详细描述。

相反地，如果铝的加入量小于0.5重量％，则可能无法通过带铸法进行铸造。由于铝起到提高熔液流动性的作用，铸造时可以防止粘辊(rollsticking)现象。因此，没有加入铝的mg-zn体系镁合金实际上因粘辊现象而无法通过带铸法进行铸造。

zn可包含0.5至1.5重量％。

更具体地，当锌与钙一起添加时，通过非基面的软化现象激活基面滑移，从而起到提高板材成型性的作用。但是，当加入量大于1.5重量％时，与镁结合而形成金属间化合物，因此可能对成型性产生不良影响。

ca可包含0.1至1.0重量％。

当钙与锌一起添加时，带来非基面的软化现象而激活非基面滑移，从而起到提高板材成型性的作用。

更具体地，在下述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。作为用于抑制所述特性的机制有溶质拖曳(solutedragging)效应。更具体地，原子半径大于mg的元素在晶界内偏析，当施加热量或变形时，可以降低晶界迁移率(boundarymobility)。此时，作为原子半径大于mg的元素可以使用ca。在此情况下，可以抑制轧制中动态再结晶或轧制变形导致形成基面集合组织。

但是，当加入量大于1.0重量％时，通过带铸法铸造时与铸辊的粘附性增加，从而可能造成粘附(sticking)现象很严重。因此，熔液的流动性降低导致铸造性降低，从而可能造成生产性下降。

mn可包含0.01至1.0重量％。

锰的作用是形成fe-mn体系化合物降低板材中fe成分的含量。因此，当包含锰时，可在铸造前从合金熔液状态以浮渣(dross)或淤渣(sludge)形式形成fe-mn化合物。由此，铸造时可以制成fe成分含量少的板材。进一步地，锰可与铝形成al8mn5二次相。因此，锰会抑制钙的消耗量，从而起到增加可在晶界偏析的钙量的作用。由此，当加入锰时，可进一步提高溶质拖曳效应。

所述镁合金板材可以有钙元素偏析到晶界。此时，所述钙元素能够以溶质(solute)形式偏析到晶界，而不是金属间化合物的形式。

更具体地，钙不会与铝等元素形成二次相，而是固溶后以溶质形式偏析到晶界，从而降低晶界迁移率抑制形成基面集合组织。因此，可以提供常温下成型性优异的镁合金板材。

所述镁合金板材的平均粒径可为3至15μm。

在本发明的另一个实施方案的镁合金板材的制造方法的轧制步骤中，当累积压下率为86％以上时，镁合金板材的平均粒径可以是上述范围，对此在下面详述。

这是小于成分和组分类似的现有其他镁合金的水平。

因此，如果镁合金板材的平均粒径在如上所述的范围内，则在热变形时，延展性和成型性会增大。

本说明书中的晶粒粒径是指镁合金板材中晶粒的直径。

所述镁合金板材可包含条带(stringer)。

在本说明书中，条带(stringer)是指二次相聚拢沿轧制方向(rd)形成的带。

具体地，所述镁合金板材中条带(stringer)的沿轧制方向(rd)的长度最大可为50μm以下。此外，所述镁合金板材中条带(stringer)的沿板材宽度方向(td)的厚度最大可为1μm以下。

所述镁合金板材包含所述长度和厚度的条带可表示根据本发明的一个实施方案的镁合金板材中几乎不存在条带。

另一方面，如果沿轧制方向(rd)的长度最大超出50μm或者沿板材宽度方向(td)的厚度最大超出1μm的条带存在于镁合金板材中，则物性各向异性有可能大。

此时，在本说明书中，所述板材宽度方向(td)可以是垂直于轧制方向(rd)的方向。

具体地，当沿板材宽度方向(td)进行弯曲或拉伸时，二次相会顺着沿轧制方向(rd)形成的条带碎裂，而且裂纹容易扩展。因此，板材宽度方向(td)上的弯曲性可能比轧制方向(rd)上的弯曲性差。

特别是，若如上所述的二次相条带(stringer)存在于镁合金板材的表面附近，则沿垂直于轧制方向的板材宽度方向(td)进行弯曲试验时，裂纹可能更容易产生。

通过图1，可以确认二次相条带(stringer)导致的裂纹形成机制(mechanism)。

图1是依次示出沿板材宽度方向(td)进行拉伸试验时二次相条带(stringer)导致的裂纹形成机制(mechanism)的图片。

如图1所示，当沿板材宽度方向(td)拉伸时，裂纹顺着沿轧制方向(rd)形成的二次相条带(stringer)(白点)扩展。也就是说，二次相条带(stringer)和裂纹扩展方向平行，从而可以导出裂纹顺着二次相条带延伸的趋势很大。

因此，当沿板材宽度方向(td)拉伸时，由于条带导致的裂纹，弯曲性比沿轧制方向(rd)拉伸时更差。由此可知，沿轧制方向(rd)拉伸(弯曲)的情形和沿板材宽度方向(td)拉伸(弯曲)的情形物性差异有可能大。

也就是说，在本说明书中，对各向异性产生不利影响的二次相条带的标准被定义为沿轧制方向(rd)的长度最大超出50μm或者沿板材宽度方向(td)的厚度最大超出1μm的条带。

另外，在本说明书中，各向异性是指在轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性不同。在本说明书中，通过v-bending(v形弯曲)试验沿轧制方向(rd)和拉伸方向(td)实施弯曲测试，从而测定各向异性，对此在下面详述。因此，作为各向异性的指标示出了基于弯曲试验的极限弯曲半径(lbr)值。

因此，各向异性优异表示在轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)上的物性差异较少。

形成所述条带(stringer)的二次相可以是al2ca、al8mn5或它们的组合。

另外，相对于镁合金板材的总面积100％，所述二次相的面积可为5至15％，但不限于此，根据本发明的一个实施方案的镁合金板材可以是二次相处于分散状态，并不形成条带。

因此，根据前述的内容，所述镁合金板材在150℃以上的温度下沿轧制方向(rd)的极限弯曲半径(lbr)值可为0.5r/t以下。

此外，在150℃以上的温度下沿板材宽度方向(td)的极限弯曲半径(lbr)值可为1.5r/t以下。

在本说明书中，极限弯曲半径(lbr)值是指v-bending测试后板材的内部曲率半径(r)与板材的厚度(t)之比。具体地，可以是板材的内部曲率半径(r)/板材的厚度(t)。这可以表示为成型性的指标和对物性各向异性的指标。

对于所述镁合金板材，在150℃以上的温度下沿轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的极限弯曲半径(lbr)值之差的绝对值可为0.4至1.4。

上述范围表示轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异不大，即表示根据本发明的一个实施方案的镁合金板材的物性各向异性优异。

如此制造的镁合金板材的厚度可为0.8至1.7mm。当镁合金板材的厚度范围如上所述时，也可以用于以高强度和轻量化为目的的汽车领域等。

本发明的另一个实施方案的镁合金板材的制造方法可包含：将合金熔液铸造成铸件备用的步骤，相对于总量100重量％，所述合金熔液包含al：0.5至3.5重量％、zn：0.5至1.5重量％、ca：0.1至1.0重量％、mn：0.01至1.0重量％、余量的mg和不可避免的杂质；对所述铸件进行均匀化热处理的步骤；将所述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤；以及对所述轧制件进行最终退火的步骤。

首选，所述将合金熔液铸造成铸件备用的步骤可以通过压铸、直接冷铸(directchillcasting)、坯料铸造、离心铸造、倾斜铸造、金属型重力铸造、砂型铸造(sandcasting)、带铸法或它们的组合进行铸造，但不限于此。

所述铸件的厚度可为7.0mm以上。

另外，对合金熔液的成分和组分进行限制的理由与前述的镁合金板材的成分和组分限制理由相同，因此不再赘述。

对所述铸件进行均匀化热处理的步骤可以是在300至500℃的温度范围下实施。

具体地，可以实施4小时至30小时。

更具体地，对所述铸件进行均匀化热处理的步骤可以分成一次均匀化热处理步骤和二次均匀化热处理步骤。

所述一次均匀化热处理步骤可以是在300至400℃的温度范围下实施。具体地，可以实施1至15小时。

所述二次均匀化热处理步骤可以是在400至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施1至15小时。

更具体地，如果在所述温度和时间内实施均匀化热处理，就可以消除铸造步骤中产生的应力。此外，当分成一次均匀化热处理步骤和二次均匀化热处理步骤实施时，可易于去除在一次均匀化热处理步骤中350℃以上的温度下发生熔融现象的二次相。因此，可以减少去应力时间。

具体地，在一次热处理步骤中，mg-al-zn三元体系金属间化合物可以固溶。如果不实施一次热处理步骤，而直接实施二次热处理步骤，则所述金属间化合物发生初熔(incipientmelting)，材料内可能产生气孔。

另外，在二次热处理步骤中，mg17al12等β相可能会固溶，铸造时生成的枝晶形状，可能会变成再结晶晶粒形状。

将所述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤中累积压下率可为86％以上。

在本说明书中，压下率是指轧制时轧辊通过前的材料厚度和轧辊通过后的材料厚度之差除以轧辊通过前的材料厚度后乘以100的值。

更具体地，累积压下率是指铸件厚度和最终轧制件厚度之差除以铸件厚度后乘以100的值。因此，累积压下率也表示从铸件制成最终轧制件之前实施的总压下率。

因此，当累积压下率为86％以上时，所制造的根据本发明的一个实施方案的镁合金板材的晶粒粒径可能细小。具体地，镁合金板材的平均粒径可为3至15μm。

不仅如此，当累积压下率在所述范围内时，可以使聚集到偏析带的二次相分散降低条带(stringer)产生概率。因此，当沿垂直于轧制方向(rd)的方向即板材宽度方向(td)施加变形时，可以降低导致裂纹的原因。

另外，所述准备轧制件的步骤可以是在200至400℃的温度范围下实施。

具体地，当轧制温度范围如上所述时，在不产生裂纹的情况下，可以进行轧制。不仅如此，如果在所述温度下进行轧制，则ca容易偏析到晶界。

具体地，可以是每次轧制以大于0至50％以下的压下率进行轧制。此外，可以实施多次轧制。因此，如前所述，累积压下率可为86％以上。

所述准备轧制件的步骤还可包含对所述轧制件进行中间退火的步骤。

对所述轧制件进行中间退火的步骤可以是在300至500℃的温度范围下实施。此外，可以实施30分钟至10小时。

具体地，如果在上述条件下实施中间退火，就能充分地消除轧制时产生的应力。更具体地，在不超出轧制件的熔化温度的范围下，可通过再结晶消除应力。

最后，对所述轧制件进行最终退火的步骤可在300至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施10分钟至10小时。

通过在上述条件下进行最终退火，可易于形成再结晶。

下面通过实施例详细描述。然而，下述实施例只是用于例示本发明，本发明的内容不限于下述实施例。

制造例

准备合金熔液，相对于总量100重量％，所述合金熔液包含al：3.0重量％、zn：0.8重量％、ca：0.6重量％、mn：0.3重量％、余量的mg和不可避免的杂质。

然后，将所述溶液通过带铸法铸造成铸件备用。

然后，对所述铸件在350℃下进行一次均匀化热处理1小时。

然后，在400至500℃下进行二次均匀化热处理24小时。

然后，对所述均匀化热处理后的铸件在200至400℃下每次轧制以15至25％的压下率进行轧制。但是，实施例和比较例是分别以不同累积压下率(总压下率)进行轧制。这是通过轧制次数来控制。

在所述轧制途中还实施了中间退火。具体地，在300至500℃下实施了1小时。

最后，在300至500℃下对所述轧制件进行最终退火1小时。

如此制造的镁合金板材的厚度为1mm。

对如此制造的实施例和比较例的拉伸强度(ys)、延伸率(e1)、极限拱顶高度(ldh)和极限弯曲半径(lbr)进行评价，并示于下表1中。

此时，各物性的评价方法如下。

[拉伸强度测定方法]

拉伸强度是指试样断裂为止的最大拉伸载荷除以试验前试样的截面积的值。具体地，在常温下用单轴拉伸试验机进行测定，变形速度(strainrate)为10^-3/s。

[延伸率测定方法]

延伸率是指拉伸试验时材料延伸的比率，用变化的试样长度与试验前的试样长度的百分比表示。具体地，测定条件与拉伸强度测定条件相同，测定了相对于量规(gauge)部分初始长度延伸的长度。

[埃里克森值测定方法]

使用了横向和纵向分别为50至60mm的镁合金板材，板材的外表面上使用了润滑剂，以减小板材和球形冲头的摩擦。

此时，模具和球形冲头的温度设定为常温后实施测试。

更具体地，将镁合金板材放入上模和下模之间后，将所述板材的外缘部用10kn的力进行固定，然后用直径为20mm的球形冲头以5mm/min的速度使所述板材变形。随后，压入冲头直至所述板材断裂，然后测定断裂时板材的变形高度。

将如此测定的板材的变形高度称为埃里克森值或极限拱顶高度(ldh)。

[极限弯曲半径(v-bending)测定方法]

将根据v-bending测试的结果称为极限弯曲半径(lbr)。具体是指测试后板材的内部曲率半径(r)/板材的厚度(t)值。

具体地，测试是在模具和冲头所组成的装置上分别安装电热丝，以便可以加热，从而将温度控制到目标温度。模具和冲头均可具有90°角度。冲头的种类是曲率半径从0r至9r不等。

利用所述装置将板材弯曲后，再导出弯曲而没有裂纹时的冲头的r。此时，冲头的弯曲速度是每秒为30至60mm。

所使用的装置是机械式60吨伺服压力机(60tonservopress)，将具有冲头和模具的v型弯曲模具设置在压力机上。

【表1】

将根据实施例和比较例的累积压下率的镁合金板材的物性示于表1中。

如表1所示，累积压下率越增加，对轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异越减少。不仅如此，随着累积压下率增加，极限拱顶高度(ldh)值也增加。具体地，累积压下率最高(89.2％)的实施例1的极限拱顶高度(ldh)值最好(7.2mm)。

不仅如此，对于实施例1，在150℃以上的温度下，轧制方向(rd)的极限弯曲半径(lbr)值为0，板材宽度方向(td)的极限弯曲半径(lbr)值为1.25以下。

极限弯曲半径(lbr)值低表示可以承受严酷(severe)的弯曲条件。

因此，根据本发明的实施例的镁合金板材，其成型性和各向异性均优异。

这样的结果也能由附图得到确认。

图2是用sem观察实施例1的微细组织的图片。

在表1中，实施例1的累积压下率为89.2％。其结果，如图2所示，用肉眼可以确认没有观察到沿轧制方向(rd)的长度最大超出50μm或者沿板材宽度方向(td)的厚度最大超出1μm的二次相条带(stringer)。

更具体地，可以确认有些二次相(白点)聚拢在一起，但是沿轧制方向(rd)的长度为50μm以下或者沿板材宽度方向(td)的厚度为1μm以下。

图3是用sem观察比较例1的微细组织的图片。

如图3所示，比较例1可以确认到如白点的二次相条带(stringder)沿轧制方向(rd)聚拢较长的形状。

由此可以导出比较例1的轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异最大的理由。

图4是示出将实施例1的包含二次相条带(stringder)的地点放大后用sem观察的照片和二次相的eds分析结果的图片。

图5是示出将比较例1的包含二次相条带(stringder)的地点放大后用sem观察的照片和二次相的eds分析结果的图片。

如图5所示，对比较例1的二次相条带(stringder)的成分用eds进行分析的结果显示al2ca或al8mn5最多。

具体地，当沿板材宽度方向(td)变形时，可能会顺着如上所述的二次相聚拢沿轧制方向(rd)形成的条带(stringer)产生裂纹。因此，可以导出比较例1的轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异最大的理由。

图6是将比较例1、比较例2和2的基于累积压下率的弯曲性用曲线图示出的图片。

如图6所示，在常温和200℃下轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异最小的是实施例1。

更具体地，累积压下率越大，轧制方向(rd)和板材宽度方向(td)的物性差异越小。

上面参照附图说明了本发明的实施例，但本发明所属技术领域的普通技术人员可以理解，在不改变本发明的技术思想及必要特征的情况下，本发明能够以其他具体实施方式实施。

因此，上述实施例只是示例性的并非限制性的。本发明的保护范围应以权利要求书为准，而非上述详细说明，由权利要求书的含义、范围及等效概念导出的所有变形或者变更形式均落入本发明的保护范围。