CN109923230B - 由镁基合金制成的板材和用于制造这种板材的方法和由该板材制成的板材件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种由镁合金制成的板材(1)，其以重量百分比计具有0.35％至0.95％的铝0.1％至0.6％的钙0.1％至0.6％的锰其余组分是镁和制备带来的杂质。此外，本发明还涉及对上述合金的铸轧以及变形和为使板材件强度提升所进行的时效处理。

Description

由镁基合金制成的板材和用于制造这种板材的方法和由该板 材制成的板材件

技术领域

本发明涉及一种由镁基合金制成的板材。此外，本发明还涉及一种用于由镁基合金制造半成品的方法和根据该方法制成的板材件。

背景技术

由镁基合金制成的铸造件在几十年前就已经成功地大量应用在多种不同的工业部门，相较而言，可锻镁合金的应用迄今还尚且局限于少数领域和利基应用中。这特别地归咎于用于制造和处理由镁基合金制成的半成品的更高的工艺费用，这主要是由于六方晶格的较差的可变形性造成的。制成的板材通常具有在晶粒取向上表现明显的织构，所述晶粒取向通过在板材平面中的基面的优选取向导致。在板材平面中的基面的优选取向明显限制了在室温下的变形特性。这例如带来热轧和热变形板材的必要性，这导致经济上不利的工艺。

铸轧工艺带来了在用于制造镁板材的经济低廉的方法方面的改进，在所述铸轧工艺中，熔体直接导入两个轧辊之间，并且由此节约了大量直至达到最终厚度的辊轧步骤，正如传统板坯轧制工艺中所需的那样。这种方法由文献DE 100 52 423 C1已知，其中，镁合金的熔体持续地铸造成具有最多50mm的厚度的前带，并且在所述方法中将铸造的前带热轧成具有最多4mm的最终厚度的热带。在所述方法中，将钙和锆加入镁合金中，这带来更高的成本。

由文献WO 2013/156523 A1已知另一种合金，其描述了一种具有钙成分的镁合金，所述镁合金连同相匹配的轧制工艺具有极其良好的变形性能。然而上述合金和制造工艺的共同之处在于，良好的变形特性是用较低的屈服极限和抗拉强度换来的。

适合于该方法的合金研发是必要的并且遵循以下考虑：

已知的由镁基合金制成的可锻合金与基于铝制成的合金相比具有较低的强度性能。因此存在对高强度镁合金的显著需求，所述高强度镁合金能够在组成上成本中性地实施，并且通过改进的性能得到在制造和加工工艺中的明显的费用优势。

为了能够达到上述目的，在合金设计中应注意一系列关键问题。

其一，应追求高于200MPa的屈服极限值，在极限情况下甚至高于300MPa的屈服极限值。而且具有高稀土金属含量的合金、例如传统制成的具有长程有序结构的高强度变型则不再被考虑。

在更高温度下的变形通常伴随着明显的晶粒生长，这导致强度和延展性的降低以及机械各向异性的增长，并且应极力避免。通过有针对性地沉积精细分散的金属间相可以实现晶粒生长抑制，然而所述金属间相则又能导致再结晶抑制，提高变形力并且明显降低可实现的变形速度。出于该视角，在合金设计时游走于狭窄的夹缝中，因为所追求的高室温强度在多数情况下也意味着在更高温度下的高强度，这对于变形时的工艺速度产生不利影响。具有热固化潜力的相关合金成为一个例外，也就是说，这种合金只有在热变形之后通过沉淀硬化才能获得最终强度，并且由此能够在相对较“软”的状态下成本低廉地制成半成品(例如板材或板材件)并且随后进一步处理。

这种工艺在制造用于汽车工艺的、由铝板材合金制成的部件中是充分已知的，所述部件在“软”的固溶退火状态下变形，并且被接合到车身结构中，并随后通过构件中的涂漆干燥硬化至最终强度。这种强度提升常常接近100MPa，其中，工艺极限明显受到生产工艺的限制，温度低于200℃且停留时间少于一小时。

发明内容

在此应用本发明。本发明所要解决的技术问题在于，提供一种由有成本效益的镁基合金制成的板材，利用所述镁基合金能够随后制成板材件。

此外，本发明所要解决的技术问题还在于，提供一种铸轧方法，利用所述铸轧方法能够制造相应的板材和板材件。

根据本发明，所述技术问题通过一种由镁基合金制成的板材解决，其包含以重量百分比计的组分：

0.35％至0.95％的铝

0.1％至0.6％的钙

0.1％至0.6％的锰

其余组分是镁和制备带来的杂质。

利用本发明实现的优点在于，根据本发明的镁基合金的合金设计既遵循细晶粒硬化的构思、也即在避免或至少降低热成型时的晶粒生长的构思，又遵循沉淀硬化的构思。在此使用价格低廉的合金元素：钙、铝和锰。由于相对较低的合金含量，避免了来自熔体的初级沉淀，所述初级沉淀在后续方法中是极为不利的。除了避免初级沉淀，这种带有低合金元素含量的“贫”合金还具有的优点是，所溶的合金原子在升高温度下对位错运动发挥较低制动效果，这表现为较低的变形力和较高的变形速度，这是符合期望的。如果总的来说要解决偏析问题，那么贫合金的其他优点是该合金较低的偏析倾向，从而能够通过缩短长时间的均匀化处理而节约工艺成本。显然，在铸轧时避免偏析对于板材品质具有直接和显著的影响。

以重量百分比计，钙可以以0.2％至0.55％、优选0.25％至0.45％、尤其0.3％至0.4％的含量存在。实验显示，在过高钙含量的情况下，钙不能再进入溶液中，并且直接由熔体构成初级的Mg₂Ca相。

优选地，以重量百分比计，锰可以以0.2％至0.55％、特别优选0.3％至0.55％的含量存在。两种合金元素、也即钙和锰像铝一样在含量上被调节，从而在Mg-Al-Ca-Mn系统中既能够实现细晶粒硬化又能够实现沉淀硬化。

以重量百分比计，铝可以在镁基合金中具有0.4％至0.95％、优选0.5％至0.8％、尤其0.55％至0.75％的铝含量。如以下还要详细阐述的，一定的铝最低含量是必要的，因为铝不仅对于经由Al₈Mn₅分散质(Dispersoide)实现的细晶粒硬化而且对于经由Al₂Ca相实现的沉淀硬化都是必要的。另一方面，优选也对最大含量作出限制，因为固相线温度(Solidustemperatur)随着Al含量的升高而下降，并且因此用于热成型的工艺窗口变得过窄。

实验显示，应在考虑以下条件的情况下对合金元素进行有利调节：在第一变型方案中，铝在镁合金中以重量百分比计的份额必须大于分别以重量百分比计的1.1倍的钙份额与0.5倍的锰份额的总和。换言之，以重量百分比计的钙含量乘以1.1加上以重量百分比计的锰乘以0.5得到一个数值，其中，以重量百分比计的铝含量必须大于该数值。算式表达为：

Al(重量％)＞1.1×Ca(重量％)+0.5×Mn(重量％)

作为备选，在第二变型方案中，铝在镁合金中以重量百分比计的份额必须小于分别以重量百分比计的1.3倍的钙份额与0.8倍的锰份额的总和。换言之，以重量百分比计的钙含量乘以1.3加上以重量百分比计的锰含量乘以0.8得到一个数值，其中，以重量百分比计的铝含量必须小于该数值。算式表达为：

Al(重量％)＜1.3×Ca(重量％)+0.8×Mn(重量％)

根据上述阐述，根据本发明的合金有利地具有Al₂Ca沉淀。此外，还可以存在Al₈Mn₅分散质。

通过有针对性地调整合金设计得到的优点在于，一方面能够在均化退火时实现细Al₈Mn₅分散质的沉淀，并且另一方面能够在后续的硬化时实现硬度提升的Al₂Ca相。Al₈Mn₅分散质发挥晶粒生长锤

的作用，从而在对板材辊轧时、或者说变型时构成尽可能细小的晶粒，并且在可选的固溶退火处理时保持所述晶粒。在后续的沉淀硬化时Al₂Ca相发生沉淀，这导致硬度提升。本发明由此不仅以最大程度利用细晶粒硬化的构思而且利用沉淀硬化的构思。为此根据本发明规定的对各个合金元素的调整是必要的，所述调整用于使得在Al₈Mn₅分散质沉淀后仍能存在足够的铝，以便在沉淀硬化时还构成Al₂Ca相。

根据本发明的由镁合金制成的板材优选具有大于200MPa、尤其大于220MPa、例如为230MPa的屈服极限。此外，合金可以具有大于220MPa、尤其250MPa或更高、例如270Mpa或更高的抗拉强度。特别优选断裂伸长率为至少15％、尤其20％或更大。

在方法方面的技术问题通过如下技术方案解决。用于制造板材的方法在此包括以下步骤：

a)制备熔体，所述熔体包含如下以重量百分比计的组分

0.35％至0.95％的铝

0.1％至0.6％的钙

0.1％至0.6％的锰

其余组分是镁和制备带来的杂质；

b)借助铸轧利用快速固化制备铸带；

c)对铸带进行均化退火；

d)以多个道次(Stichen)将铸带热轧至最终厚度，形成板材。

根据上述方法获得的板材被切割成可运输的长度，和/或能够卷绕成卷材。将特殊的镁合金与铸轧结合得到多种优点：利用根据本发明的方法可以通过特别成本低廉的方式制备板材，所述板材在继续处理之后具有突出的机械性能。

在一个优选的方法步骤e)中，在方法步骤d)之后，实施跟随方法步骤d)的固溶退火。优选地，在铸带冷却至室温或环境温度之后将新的热量输入板材，以便将板材的温度提升至室温以上。随后在更高的温度下使板材变形或热变形，以制造板材件。由此能够实现特别高的深拉率。

在一个特别优选的方法步骤e‘)中，在方法步骤d)之后，实施跟随方法步骤d)的固溶退火，其中，利用由固溶退火形成的过程热紧接着进行对板材的变形或热变形，以制造板材件。通过所述工艺设计可以特别有效地降低能量需要。

利用根据本发明的方法可以通过特别成本低廉的方式制备高强度的板材件。在此的优点还在于，能够以相对较高的工艺速度或者在较低变形力和温度的情况下实现具有复杂几何形状的板材件的制造，即使涉及可锻镁合金也是如此。

在另一个优选的方法步骤f)中，在方法步骤e)或e‘)之后，对板材件进行硬化以形成Al₂Ca沉淀或这种沉淀的亚稳态前体。所述硬化在150℃至250℃的温度下在5至180min的时长内进行，尤其优选在150℃至200℃的温度下在30至90min的时长内进行。有利地，由此可以在板材件成形后实施硬化。在此，在汽车工业中，可以在涂装的板材件处于车身集成状态下的涂漆干燥过程中实施所述硬化，而无需额外的能量输入。在压制成板材件之后的受热也被称为时效处理(Auslagerung)。在此尤其优选地将板材的屈服极限提高至少75MPa。

利用根据本发明的方法可以通过特别成本低廉的方式制备高强度的板材件。在此的优点还在于，能够以相对较高的工艺速度或者在较低变形力和温度的情况下实现具有复杂几何形状的板材件的制造，即使涉及可锻镁合金也是如此。

在根据本发明的方法中，可以通过对熔体的相应调节实现对合金元素铝、钙和锰的调节。熔体可以包含0.4重量％至0.95重量％、优选0.5重量％至0.8重量％、尤其0.55重量％至0.75重量％的铝。此外，熔体可以包含0.2重量％至0.55重量％、优选0.25重量％至0.45重量％、尤其0.30重量％至0.40重量％的钙。在熔体中可以将锰有利地规定为处于从0.2重量％至0.55重量％、尤其0.3重量％至0.55重量％的含量范围内。通过对合金元素的相应调整，既可以实现细晶粒硬化又可以实现沉淀硬化，从而在由熔体迅速冷却(例如在铸轧中会发生的那样)时也能达到所制成的板材件的出色的机械特征值。

此外还规定了一种根据所述方法制造的板材件，其中，板材件的合金具有如下以重量百分比计的组分：

0.35％至0.95％的铝

0.1％至0.6％的钙

0.1％至0.6％的锰

其余组分是镁和制备带来的杂质。

优选地，板材件在此具有至少220MPa、尤其250MPa的抗拉强度(R_m)和至少200MPa、尤其220MPa的屈服极限(R_p0.2)。这允许特别有效地通过镁制构件来替代铝制构件。

在一种特殊的实施方式中，板材件中所有晶粒的至少98％都具有介于3μm至30μm的范围内的粒径。

此外，板材件的机械性能可以在板材件的三个空间方向(RD、TD、ND)上以不超过30％的程度发生变化。

根据本发明的合金设计既考虑细晶粒硬化又考虑沉淀硬化。以下参照现有技术介绍这两种构思。

细晶粒硬化

根据Hofstetter(J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,B.Mingler,E.Povoden-Karadeniz,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

Processing andmicrostructure-property relations of high-strengh low-alloy，Acta Mater.期刊，第25卷(2015年)第423-432页)，关于细晶粒镁合金的霍尔佩奇系数约为250MPaμm^1/2，并且由此明显高于铝合金的约为30MPaμm^1/2的霍尔佩奇系数(N.Hansen：The effect of grainsize and strain on the tensile flow stress of aluminium at room temperature,Acta Metall.期刊第25卷(1977年)第863-869页)。细晶粒硬化在镁合金中由此具有重要意义。用于实现特别小的粒径的成功方案所基于的认识在于，在热成型过程中、例如在辊轧时能够通过第二相的颗粒有利地控制步骤回复(Erholung)、再结晶和晶粒生长。对于Mg-Zn-Ca系统已经详细描述了晶粒细化效果(J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,B.Mingler,E.Povoden-Karadeniz,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy[HSLA]Mg-Zn-Ca alloys,Acta Mater.期刊，第25卷(2015年)第423-432页；J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,J.Reiter,B.Mingler,S.Pogatscher,J.F.

P.J.Uggowitzer：Hochfeste niedriglegierte[HSLA]Magnesiumlegierungen,8.Ranshofener Leichtmetalltage,Geinbert,2014年11月，第29至36页)。含有1％锌(Zn)和0.3％钙(Ca)的合金ZX10当在325℃条件下挤出后具有约为1.8μm的粒径和由此带来的极其良好的机械性能(屈服极限≈250MPa，抗拉强度≈270MPa，断裂伸长率≈20％)。然而有目的地实现的类型为Mg₂Ca的细小颗粒则对挤出速度产生不利影响并且导致仅约为0.5mms^-1至1mms^-1的较低的冲制速度。在更高的挤压温度下或者说对于具有更低合金含量的合金而言(例如含有0.5％Zn和0.15％Ca的ZX00)，在所述挤压温度下的微观结构不具有抑制晶粒生长的金属间相(J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,B.Mingler,E.Povoden-Karadeniz,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

Processing andmicrostructure-property relations of high-strengh low-alloy[HSLA]Mg-Zn-Caalloys，Acta Mater.期刊，第25卷(2015年)第423-432页)。然而由此实现的更高的挤出速度导致明显更大的晶粒以及相应更低的机械性能的代价。在400℃条件下以5mms^-1的冲制速度对ZX10压制会导致6.8μm的粒径、屈服极限≈140MPa,抗拉强度≈225MPa和断裂伸长率≈25％(J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,B.Mingler,E.Povoden-Karadeniz,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

Processing andmicrostructure-property relations of high-strengh low-alloy[HSLA]Mg-Zn-Caalloys,Acta Mater.期刊，第25卷(2015年)第423-432页)。类似的关于晶粒粗化问题由Mg-Zn-Ca板材的热轧和热成型已知。

已知的Mg-Zn-Ca系统(J.Hofstetter,S.Rüedi,I.Baumgartner,H.Kilian,B.Mingler,E.Povoden-Karadeniz,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy[HSLA]Mg-Zn-Ca alloys,Acta Mater.期刊，第25卷(2015年)第423-432页)除了所述细晶粒硬化的可能性之外还具有的优点在于，作为晶粒生长抑制可以选择拉弗斯相Mg₂Ca。尽管在镁合金中所有其他可能的金属间相都具有比镁基质更正向的电化学势，也即发挥阴极作用，然而Mg₂Ca的非贵金属性略逊于Mg，因此Mg₂Ca发挥阳极作用。由此基本上避免了选择性的腐蚀作用，这导致该合金的极高的抗腐蚀性(J.Hofstetter,M.Becker,E.Martinelli,A.M.Weinberg,B.Mingler,H.Kilian,S.Pogatscher,P.J.Uggowitzer,J.F.

High-strength low-allowy[HSLA]Mg-Zn-Ca alloys with excellent biodegradationperformance，J.Metals[JOM]第66卷(2014年)第566-572页)。相份额随温度变化的计算能够推测，合金ZX10除了细晶粒硬化还具有热硬化潜力。在自较高温度迅速冷却后在200℃左右的温度范围内的时效处理应导致复杂的金属间相IM1(Ca₃Mg_xZn_15-x,4.6<x<12)的沉淀。利用沉淀硬化能够实现哪种效果将在以下详细阐述。

沉淀硬化

绝大多数以镁基为基础的合金系统具有用于沉淀硬化的原则性的潜力，然而金属间相在许多镁系统中以粗大形状沉淀，以至于硬化增益不足。针对具有少量合金元素Ca、Zn和Al的系统来说适用以下观点：

二元系统Mg-Ca在200℃条件下固溶退火状态的时效处理之后仅示出较弱的硬化效果。随着Zn或Al的加入，可实现的沉淀硬化显著增加。沉淀次序被描述如下：在较小Zn/Ca比下，SSSS(“过饱和固溶体(supersaturated solid solution)”)——有序的吉尼尔普勒斯顿区(GP区)——η‘(MgCaZn)–η(Mg,Zn)₂Ca，或者说在较高Zn/Ca比下，SSSS——GP区——精细板状IM1(J.F.Nie：Precipitation and hardening in magnesium alloy，Metall.Mater.Trans.期刊第43A卷(2012年)第3891-3939页；K.Oh-ishi,R.Watanabe,C.L.Mendis,K.Hono：Age-hardening response of Mg-0,3at.％Ca alloys withdifferent Zn contents，Mat.Sci.Eng期刊第526卷(2009年)第177-184页)；J.F.Nie,B.C.Muddle：Precipitation hardening of Mg-Ca(-Zn)alloys，Scripta Mater.期刊第37卷(1997年)第1475-1481页)。

相类似的情形、也即Ca和Zn同时作为合金元素的情形也存在于在细晶粒硬化中所述的合金ZX10中，其中，通过细晶粒硬化应该能够实现Rp≈250MPa的屈服极限。在该合金的热硬化方面可以考虑两种不同的热处理：(i)当在450℃条件下固溶退火10min和水淬之后的颗粒硬化，随后在200℃条件下进行热时效处理：(ii)当在325℃条件下挤出状态的再结晶退火10min以及水淬之后的颗粒硬化，随后在200℃条件下进行热时效处理。在前者的情况下，退火温度高于Mg₂Ca的溶线温度(Solvustemperatur)，并且抑制晶粒生长的颗粒被溶解。伴随着晶粒细化硬化的相应损失，粒径从1.8μm增长至75μm。在后者的情况下，金属间颗粒保持不变，并且不会出现明显的晶粒生长。然而沉淀压力较低，这是因为并非全部的合金元素都是固溶体。

固溶退火状态显示出明显热硬化，最大T6硬度增长为约12HV硬度点。然而由晶粒粗化造成的硬化损失比通过沉淀硬化得到的硬化增益表现得明显更为突出。相较而言，再结晶退火状态的热硬化极少，仅具有3HV硬度点。这可能在于更低的沉淀压力，然而也可能在于淬火造成的晶格空位的更低含量，这连同既有的金属间相Mg₂Ca会导致IM1前体相的优选异质的沉淀。在每种情况下都不能以期望的程度实现在合金系统Mg-Zn-Ca中细晶粒硬化和沉淀硬化的高效结合。

最终显示出，利用铝对MgCa0.5的微合金化会导致明显的沉淀硬化(J.Jayaraj,C.L.Mendis,T.Ohkubo,K.Oh-ishi,K.Hono：Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition，Scripta Mater.期刊第63卷(2010年)第831-834页)。利用0.3％Al，在完成固溶退火和在200℃条件下时效处理之后的可实现的硬度增长已经以28硬度点明显高于在体系Mg-Zn-Ca中可实现的数值。沉淀次序给定如下：SSSS——有序的GP区——Al₂Ca。然而在此应注意的是，Al的合金极限被规定得极其严格。对于过低的Al含量来说沉淀压力过低，对于≥0.5％的更高的Al含量来说，根据热力学计算Ca主要作为Mg₂Ca从熔体中析出，并且不能再为形成GP相(Al₂Ca前体)提供足够的量。

Nakata等人(T.Nakata,T.Mezaki,R.Ajima,C.XU等人：High-speed extrusion ofheat-treatable Mg-Al-Ca-Mn dilute alloy，Scripta Mater.期刊第101卷(2015年)第28-31页)；T.Nakata,K.Shimizu,Y.Matsumoto,S.Hanaki,S.Kamado：Effect of Mncontent on microstructures an mechanical properties of Mg-Al-Ca-Mn alloysfabricated by high-speed extrusion,Magnesium Techn.TMS期刊2015,第241-246页；T.Nakata,T.Mezaki,C.Xu,K.Oh-ishi,K.Shimizu,S.Hanaki,S.Kamado：Improvingtensile properties of dilute Mg-0.27Ca-0.21Mn[at.％]alloy by low temperaturehighspeed extrusion,J.Alloys and Compounds期刊，第648卷(2015年)第428-437页)尝试将Jayaraj等人(J.Jayaraj,C.L.Mendis,T.Ohkubo,K.Oh-ishi,K.Hono：Enhancedprecipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition,Scripta Mater.期刊,第63卷(2010年)第831-834页)的相应结果应用在针对高速挤出合金的设计中。这可以显示，以0.3％Al、0.21％Ca和0.47％Mn的组分能够以60mmin^-1的挤出速度挤出圆形断面型材。无论在500℃还是在400℃的挤压温度下，型材表面都具有出色的品质。利用Mn的加入能够通过形成热稳定的(Al，Mn)分散质实现对粒径的影响。然而已经显示出，所谋求的热硬化潜力是合适的，并且对于在200℃条件下的T5硬化仅为6HV硬度点。

附图说明

根据本发明对板材的合金设计以下根据实施例详细阐述。在此处参照的附图中示出：

图1示出根据本发明的方法的步骤a)和b)的优选实施例；

图2示出根据本发明的方法的步骤c)的优选实施例；

图3示出根据本发明的方法的步骤d)的优选实施例；

图4示出根据本发明的方法的步骤e)和f)的优选实施例；

图5示出根据现有技术的一种合金中的相份额的曲线图；

图6示出根据现有技术的另一种合金中的相份额的曲线图；

图7示出在根据本发明的合金中的相份额的曲线图；和

图8示出在沉淀硬化过程中元素浓度的走向的曲线图。

具体实施方式

根据本发明的方法以图示方式通过图1至图3的时间顺序描述。图1示出在合金10作为熔体10‘时和作为铸带10“时的步骤a)和b)的优选方案。合金10具有0.65重量％Al、0.3重量％Ca和0.5重量％Mn的组分，其中，其余组分是镁和制备带来的杂质。在该实施例中，镁合金不包含稀土元素。制备带来的杂质的重量百分比针对每种元素被限制为小于55ppm。合金10被熔化并且调整为具有680℃至750℃范围内的温度的熔体10‘。熔化的镁合金10‘被进料到铸轧设备16的第一滚子12与第二滚子14之间。滚子12、14的辊轧速度18可以位于1.5m/min至3.5m/min之间。带10“的牵拉沿垂直方向向下进行，其中，熔体10‘在滚子12、14之间至少固化至能够使带10“被牵拉的程度。

由此制成的铸带10“的厚度20为1-5mm、优选为2-5mm。铸带10“的宽度22根据设备技术优选为200cm宽。

图2示出所述方法的步骤c)的一种优选实施例，其中，铸带10“经受均化退火。均化退火在480-520℃条件下进行20min至1h，其中，铸带10“的受热应缓慢进行。优选地，设备的加热速度应选择为约4℃/min。由此将热量Q输入铸带10“。然而随后对热带10“的冷却则以高冷却速度在空气中迅速进行。

如图3所示，铸带10“随后以多个道次被轧制成最终厚度。所述最终厚度为0.5-3mm。在该实施例中，铸带10“在道次I至VII中被热轧。轧制度在此根据轧制温度的选择而为0.005-0.3，所述轧制温度为250℃-420℃、优选为350℃-400℃的范围内。这需要在每个道次前使铸带10“重新受热。在该实施例中，在道次I至VII之后还跟随具有道次VIII和IX的冷轧。然而这不是必不可少的。当前板材1作为产品存在，板材1如图4所示地通过中间步骤被卷绕成卷材3。卷材在切割设备4中被切割成板材段。该过程也可以在合适的稍晚时刻进行。为简化视图，以下仅示出板材段。板材1此时作为卷材3或板材段被输入缓冲区6中，随后板材1被输入用于固溶退火的炉7中。

在铸带10“被热轧之后，在480℃-520℃条件下进行板材1的固溶退火10-30min，随后在冷却区8中以空气迅速冷却。通过输送设备18将作为卷材3或板材段的板材1输入加热炉11中，并且被加热至120℃-280℃。随后将板材1尽可能迅速地通过机器人12输入压机14并且在工具13中热变形。压机14可以通过冷却设备15保持在恒定温度。

在压机14中由此借助120℃-280℃温度范围内的热变形以及随后150℃-250℃温度范围内5min-2h的时效处理制造板材件5。为此，板材件5通过输送装置16从压机14中取出并且输入时效处理炉17中。在板材件中通过时效处理所达到的、作为屈服极限增长被测得的强度增长为75-100MPa。优选地，跟随在构件变形之后的时效处理在板材件拼接为板材复合件或车身之后在整个车身的涂漆干燥过程中进行。

作为上述实施例的变型，在板材制造之后的固溶退火可以与变形之前对板材的加热相连。所述变形则在略微或完全不加热的工具中进行。

如上所述，用于板材的经调整的合金设计是必要的，以便既实现细晶粒硬化又实现沉淀硬化。此外确保合金熔体的快速固化也是有利的，如在铸轧中会发生的情形那样。由此可以抑制从熔体中直接沉淀出粗大的Al₈Mn₅分散质，并且Al和Mn尽可能长久地保持在固溶体中，从而在均化退火时的加热过程中能够相应沉淀出或析出呈细小形状的分散质。通过Al₂Ca的析出，除了细晶粒硬化之外还可以实现沉淀硬化。

发明人根据计算深入研究了Nakata等人的已知合金(T.Nakata,T.Mezaki,R.Ajima,C.XU等人：High-speed extrusion of heat-treatable Mg-Al-Ca-Mn dilutealloy,Scripta Mater.期刊第101卷(2015年)第28-31页；T.Nakata,K.Shimizu,Y.Matsumoto,S.Hanaki,S.Kamado：Effect of Mn content on microstructures anmechanical properties of Mg-Al-Ca-Mn alloys fabricated by high-speedextrusion,MagnesiumTechn.TMS期刊2015,第241-246页)以及其类似合金的低硬化潜力。相应的计算在图5和6中示出。如图所示，关键的硬化相Al₂Ca在200℃的温度范围内不会出现，从而不能考虑由Jayaraj等人(J.Jayaraj,C.L.Mendis,T.Ohkubo,K.Oh-ishi,K.Hono：Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition,Scripta Mater.期刊第63卷(2010年)第831-834页)所述的有序的GP区的出现。在200℃条件下仅形成Mg₂Ca相，然而Mg₂Ca相如上所述地仅具有极弱的硬化效果。由分析表明，在两种情况下均未以实现目的的量选择合金元素。通过Mn的过多掺入和由此导致的Al₈Mn₅分散质的形成，过多的Al被固化并且不再提供用于GP相(Al₂Ca-前体)的键合。

根据本发明，合金元素以相应的量被调整，从而一方面存在足够的Al₈Mn₅分散质作为晶粒生长锤，而另一方面将足够用于形成有序的GP区的Al保留在固溶体中。图7示意性示出为此优化的、具有0.65％Al、0.3％Ca和0.5％Mn(总共0.99原子％合金份额)的合金的结果。

如在根据Jayaraj等人的最佳合金(J.Jayaraj,C.L.Mendis,T.Ohkubo,K.Oh-ishi,K.Hono：Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition,Scripta Mater.期刊第63卷(2010年)第831-834页)中那样，在约450℃条件下已经能够使沉淀构成元素Al和Ca完全进入固溶体中。用于固溶退火的工艺窗口相应较宽(在Mg₂Ca的溶线以上且固相线以下)。在200℃条件下以重量百分比计析出约0.6摩尔％Al₂Ca，这就是说，比在Jayaraj等人的合金的情况下将近多了三倍。沉淀压力和期待的硬度提升被调整得相应更高。通过构成使晶界稳定化的Al₈Mn₅分散质，Al含量并非不允许地剧烈降低，从而在Al₂Ca的溶线温度下尚且有约为0.3原子％的Al保留在固溶体中并且提供用于构成Al₂Ca，如图8所示。

Claims (15)

1.一种用于制造由镁基合金构成的板材(1)或板材件(5)的方法，所述方法具有以下依次进行的步骤：

a)制备熔体(10‘)，所述熔体包含如下以重量百分比计的组分

0.35％至0.95％的铝

0.1％至0.6％的钙

0.1％至0.6％的锰

并且其余组分是镁和制备带来的杂质，

其中，熔体(10‘)另外满足条件(1)和条件(2)：

Al(重量％)＞{1.1×Ca(重量％)+0.5×Mn(重量％)}(1)

Al(重量％)＜{1.3×Ca(重量％)+0.8×Mn(重量％)}(2)；

b)借助铸轧利用快速固化制备铸带(10“)；

c)对铸带(10“)进行均化退火；

d)以多个道次(I-IX)将铸带(10“)热轧至最终厚度，形成板材(1)，

e)对板材(1)进行固溶退火连同随后的冷却，并且在使板材重新受热后将板材(1)变形为板材件(5)，

f)使板材件(5)硬化，以形成Al₂Ca沉淀或所述沉淀的亚稳态前体，其中，所述硬化在150℃至250℃之间的温度条件下以5至180min的时长进行，所述板材件的屈服极限至少提高75MPa。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤f)中的硬化在涂漆装置的干燥设备中进行。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.4％至0.95％的铝。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.5％至0.8％的铝。

5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.55％至0.75％的铝。

6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.2％至0.55％的钙。

7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.25％至0.45％的钙。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.30％至0.40％的钙。

9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.2％至0.55％的锰。

10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述熔体(10‘)以重量百分比计包含0.3％至0.55％的锰。

11.一种通过权利要求1至10中任一项所述的方法能够制成的板材件，其特征在于，所述板材件(5)的合金以重量百分比计具有以下组分：

0.35％至0.95％的铝

0.1％至0.6％的钙

0.1％至0.6％的锰

并且其余组分是镁和制备带来的杂质，

其中，所述组分满足条件(1)和(2)：

Al(重量％)＞{1.1×Ca(重量％)+0.5×Mn(重量％)}(1)

Al(重量％)＜{1.3×Ca(重量％)+0.8×Mn(重量％)}(2)，

其中，板材件(5)的粒径在3μm至30μm的范围内。

12.根据权利要求11所述的板材件，其特征在于，板材件(5)的抗拉强度(R_m)为至少220MPa，并且屈服极限(R_p0.2)为至少200MPa。

13.根据权利要求11所述的板材件，其特征在于，板材件(5)的抗拉强度(R_m)为250MPa。

14.根据权利要求11所述的板材件，其特征在于，板材件(5)的屈服极限(R_p0.2)为220MPa。

15.根据权利要求11至14中任一项所述的板材件，其特征在于，板材件(5)的至少一个机械性能在板材件的三个空间方向(RD、TD、ND)上以不大于30％的程度发生变化。

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