CN112771189A - 镁合金板材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种镁合金板材，相对于总100重量％，上述镁合金板材包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1。[关系式1][Zn]/[Gd]≥3.0[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。

Description

镁合金板材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种镁合金板材及其制造方法。
背景技术
近年来，随着全球对二氧化碳排放的严格规定，减轻车身的重量已成为汽车工业的必要条件。因此，正在进行减轻重量的研究，作为结构材料最轻的镁备受关注。
然而，如果想将镁合金应用于各种工业领域，就必须改善成型性和耐腐蚀性。首先，对于耐腐蚀性，近来研发出了各种表面处理技术，在一定程度上可以克服耐腐蚀性。但是，镁的低成型性限制了产品开发。镁的低成型性原因如下。
镁的晶体结构是HCP结构，单位晶胞的c/a比高于其他具有HCP结构的材料，因此在常温下只有基面滑移系(Basal slip system){0001}<11-20>可被激活。尤其，对于轧制或挤压材料，HCP的C轴与轧制板材的厚度方向对齐，使得更难允许C轴变形。为了克服这样的镁合金的低成型性，已经开发出了各种技术。
尤其，在通过工艺所进行的改善中，采用了改变上下轧辊速度的异步轧制、ECAP工艺、高温轧制法如在镁合金板材的共晶(eutectic)温度附近的轧制等。但是，所有这些工艺与商业化相距甚远。此外，因为常温下的成型性不足，所以采用温热成型，但是此时的附加成本也很大。
因此，还努力通过控制合金组分来开发高成型镁合金材料。在先专利(公开号：2012-0055304)中公开了一种镁板材，其包含1重量％～10重量％的Zn和0.1重量％～5重量％的Ca，但是在这种情况下，存在无法如下述本发明的一个实施方案所述应用于带铸法的问题。因此，不具有量产性，而且长时间铸造时，由于铸造材料和辊之间的热粘接现象，难以长时间铸造。
另外，在在先专利(申请号：2015-0185017)中，就现有Al：3重量％、Zn：1重量％、Ca：1重量％的合金，通过工艺改善，可以获得极限拱顶高度大于等于7mm的高成型性。但是，对于添加了Ca的合金，在工艺过程中会产生高温结晶相Al2Ca相，因此容易形成偏析带。偏析带存在对成型性产生不利影响的问题。
发明内容
技术问题
通过控制钆(Gd)和锌(Zn)的关系，可使镁合金板材的织构分散，并且容易激活非基面滑移系。由此，本发明旨在确保达到汽车用铝合金水平的成型性。
技术方案
本发明的一个实施方案的镁合金板材，相对于总100重量％，上述镁合金板材包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质，并且可满足下述关系式1。
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
具体地，上述关系式1可大于等于3.0且小于等于15.0。
更具体地，上述关系式1可大于等于3.0且小于等于13.0。
相对于100重量％的上述镁合金板材，上述镁合金板材还可包含小于等于0.3重量％(不包含0重量％)的Mn。
上述镁合金板材包含二次相，上述镁合金板材中每40000μm2的二次相的数量可为1个至20个。
此时，上述二次相的平均粒径可为0.1μm至3μm。
上述镁合金板材的平均晶体粒径可为5μm至30μm。
上述镁合金板材的极限拱顶高度(LDH)可大于等于10.5mm。
上述镁合金板材的边缘裂纹可小于等于5mm。
上述镁合金板材的相对于(0001)面的最大织构强度可小于等于4.5。
本发明的另一个实施方案的镁合金板材的制造方法，其包含：将合金熔液铸成铸件备用的步骤，相对于总100重量％，上述合金熔液包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质；对上述铸件进行均匀化热处理的步骤；将上述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤；以及对上述轧制件进行最终退火的步骤，上述合金熔液可满足下述关系式1。
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
具体地，上述关系式1可大于等于3.0且小于等于15.0。
更具体地，上述关系式1可大于等于3.0且小于等于13.0。
相对于100重量％的上述合金熔液，上述合金熔液还可包含小于等于0.3重量％(不包含0重量％)的Mn。
对上述铸件进行均匀化热处理的步骤可在300℃至500℃的温度范围下实施。
具体地，可实施大于等于5小时。
上述轧制成轧制件备用的步骤可在150℃至350℃的温度范围下进行轧制。
具体地，可以以每次轧制大于0且小于等于30％的压下率进行轧制。
发明效果
通过控制钆(Gd)和锌(Zn)的关系，可以确保达到汽车用铝合金水平的成型性。
附图说明
图1示出了Mg-Gd二元系相图。
图2示出了在400℃下基于添加元素的Gd的最大固溶量。
图3示出了用光学显微镜(Optical Microscopy)观察的实施例1和比较例4的各步骤微细组织。
图4示出了用XRD极图法分析实施例2、3和比较例4的(0001)面的结果。
具体实施方式
在下文中，将详细描述本发明的实施方式。然而，下述实施方式只是示例而已，本发明不限于下述实施方式，本发明的范围以权利要求书为准。
本发明的一个实施方案的镁合金板材，相对于总100重量％，上述镁合金板材可包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质。
下面说明限制镁合金板材的成分和组分的理由。
Zn可包含0.1重量％至1.5重量％。具体地，可为1重量％至1.5重量％。
对于Zn元素，具体地，与下述的Gd元素一起固溶于晶界或孪晶界时，织构分散效果会变大。
具体地，如果Zn元素少于0.1重量％，则成型性和轧制性的改善效果可能不明显。另一方面，如果多于1.5重量％，则由于二次相分数增加以及粗大化，机械物性和成型性可能会降低。
Gd可包含0.08重量％至0.7重量％。具体地，可包含0.1重量％至0.6重量％。更具体地，可包含0.1重量％至0.5重量％。
非孪晶(Untwinned)
孪晶(twin)
Gd元素可以固溶于晶界(grain boundary)或孪晶界(twin boundary)而偏析(segregation)。偏析是指溶质元素集中存在于特定区域。因此，在本发明的一个实施方案中，可以意味着集中存在于孪晶界(twin boundary)或晶界(grain boundary)。因此，Gd元素可以偏析到前述的晶界面。
具体地，偏析(Segregation)的Gd元素带来固溶拖拽效应(solute draggingeffect)，在轧制和热处理工艺中可以加快织构的分散。如前所述，当与Zn元素一起固溶时，织构分散效果会更优异。
但是，如果少于0.08重量％，则固溶强化效果可能不明显。
如果加入量多于0.7重量％，则Mg5Gd和MgZn二次相的尺寸和分数可能变大。在这种情况下，可能对成型性产生不利影响。此外，由于加入量多于0.7重量％，要想使下述关系式1([Zn]/[Gd])的值大于等于3.0，Zn的含量也要多于2.1重量％。因此，二次相分数增加以及粗大化导致机械物性和成型性可能会降低。
此时，上述镁合金板材可满足下述关系式1。
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3.0
此时，[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
具体地，锌(Zn)的重量％与钆(Gd)的重量％之比可大于等于3.0。具体地，可大于等于3.0且小于等于15.0。更具体地，可小于等于13.0，具体地，通过如此控制锌与钆的重量比，使得钆和锌一起固溶于晶界，从而可以具有优异的固溶强化效果。
更进一步具体地，如果锌与钆的重量比小于3，则一起偏析(segregation)到晶界(gra in boundary)和孪晶界(twin boundary)的钆(Gd)和锌(Zn)元素的量可能会减少。因此，偏析(segregation)的元素的固溶强化效果(solute dragging effect)可能会降低。也就是说，固溶的偏析量越多，非基面滑移系被激活，成型性会变得优异。
此时，固溶偏析(Solute segregation)通常沿基面分布的概率高，从而可以控制基面滑移(slip)。相比之下，对非基面滑移(slip)没有影响，因此两个滑移(slip)系之间激活程度的差距会减小，非基面滑移(slip)激活概率可能会变高。
但是，如果锌与钆的重量比大于15，则钆的含量会过少或者锌的含量会过多。在这种情况下，成型性改善效果可能不明显。亦或，引起二次相分数增加以及二次相粗大化现象，可能不利于成型性和加工性。
上述镁合金板材还可包含小于等于0.3重量％(不包含0重量％)的锰。
Mn成分的作用是形成Fe-Mn基化合物，以减少板材中Fe成分的含量。也就是说，容易控制Fe杂质。
但是，将Mn成分的上限值限制为0.3重量％的理由是因为如果锰的加入量多于0.3重量％则Gd固溶度降低，进而导致成型性降低。
具体地，当包含上述范围的锰时，可以具有优异的成型性。更具体地，越是合金元素的加入量少的合金，弯曲性、传热性和耐腐蚀性越优异。
上述镁合金板材包含二次相，上述镁合金板材中每40000μm2的二次相的数量可为1个至20个。
此时，上述二次相可为Mg5Gd、MgZn或它们的组合。
上述二次相的平均粒径可为0.1μm至3μm。
具体地，二次相的平均粒径和数量是基于控制前述的合金成分的组分范围和关系式1的结果。通过将二次相的平均粒径和数量控制在上述范围，可以改善非基面滑移系的激活。由此，可以提供成型性优异的镁合金板材。
上述镁合金板材的平均晶体粒径可为5μm至30μm。
具体地，当镁合金板材的平均晶体粒径在上述范围时，成型性可能会更优异。更具体地，如果小于上述范围，则常温成型性可能会下降。如果大于上述范围，则高温下成型性可能会下降。
因此，上述镁合金板材的极限拱顶高度(LDH)可大于等于10.5mm。具体地，可大于等于11.0mm。
在本说明书中，极限拱顶高度(LDH)是指通过常温下的埃氏试验导出的值。通过极限拱顶高度，可以比较材料的成型性。
上述镁合金板材的边缘裂纹可小于等于5mm。更具体地，可小于等于1mm。
边缘裂纹是指形成在镁合金板材表面部分的边缘的沟槽。对于上述边缘裂纹，当加工性低时，可能会产生边缘裂纹。也就是说，越是成型性高的合金，加工性越好，可以减少边缘裂纹。
因此，根据本发明的一个实施方案的镁合金板材，其边缘裂纹可以在上述范围内。如上所述，边缘裂纹越小，加工性越好，因而不限制其下限。
因此，当边缘裂纹在上述范围时，可以具有优异的成型性。更具体地，因为Al2Ca二次相，可能会引起更多的边缘裂纹，但是根据本发明的一个实施方案的合金不包含Ca成分，因此没有前述的二次相，从而减少边缘裂纹，可以提供成型性优异的镁合金板材。
上述镁合金板材的相对于(0001)面的最大织构强度可小于等于4.5。具体地，可大于等于1.0且小于等于4.5。
当相对于(0001)面的织构强度在上述范围时，由于基面晶粒的分数少，可容易激活非基面滑移系。因此，可以提供成型性优异的镁合金板材。
本发明的另一个实施方案的镁合金板材的制造方法，其可包含：将合金熔液铸成铸件备用的步骤，相对于总100重量％，上述合金熔液包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质；对上述铸件进行均匀化热处理的步骤；将上述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤；以及对上述轧制件进行最终退火的步骤。
限制上述合金熔液的成分和组分的理由与前述的限制镁合金板材的成分和组分的理由相同，因此不再赘述。
在上述将合金熔液铸成铸件备用的步骤中，上述熔液可满足下述关系式1。
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
上述合金熔液的温度可为650℃至750℃。
具体地，镁合金可在上述温度范围下进行铸造。
更具体地，在低于650℃的温度下，镁合金的熔化可能无法顺利进行。另一方面，在高于750℃的温度下，因为着火处理熔液会困难。
可以实施将前述的合金熔液铸成铸件备用的步骤。
具体地，可以通过带铸、重力铸造或它们的组合进行铸造，但是不限于此。
然后，可以实施对上述铸件进行均匀化热处理的步骤。
对上述铸件进行均匀化热处理的步骤可在300℃至500℃的温度范围下实施。具体地，可以实施大于等于1小时。
温度大于等于300℃，才能使钆(Gd)元素固溶。此外，温度越高，钆的固溶量会越增加。但是，如果高于500℃，则铸件表面可能被氧化。因此，可能不适合量产工艺。
上述轧制成轧制件备用的步骤可在150℃至350℃的温度范围下实施。
具体地，只有确保大于等于150℃的温度，才能实现无边缘裂纹的轧制。在高于350℃的温度下进行轧制，实际上不符合量产性。
可以以每次轧制大于0且小于等于30％的压下率进行轧制。
在本说明书中，压下率是指将轧制时通过轧辊前的材料厚度与通过轧辊后的材料厚度之差除以通过轧辊前的材料厚度后乘以100的值。
具体地，可以以上述压下率实施轧制数次，以轧制成最终目标厚度。
上述轧制成轧制件备用的步骤还可包含对上述轧制件进行中间退火的步骤。
上述中间退火的步骤可在300℃至500℃的温度范围下实施。
具体地，可实施10分钟至15小时。
具体地，可在2次连续轧制后实施中间退火。亦或，可在3次连续轧制后实施中间退火。亦或，可以实施轧制，不必中间退火。
更具体地，当上述温度范围下实施中间退火时，可以充分消除轧制时产生的应力。
对上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，可实施10分钟至15小时。
通过在上述条件下进行最终退火，可以容易形成再结晶。
通过前述的工艺来制造的镁合金板材的埃氏值可大于等于10.5mm。具体地，可大于等于11.0mm。
上述值可以表示类似于现有铝金属的常温成型性。
下面描述本发明的优选实施例和比较例。然而，下述实施例是本发明的优选实施例而已，本发明不限于下述实施例。
实施例
按照下表1所示的合金成分的重量％准备了实施例和比较例的合金熔液。
然后，将上述熔液通过带铸法铸成铸件备用。
然后，在400℃下对上述铸件进行均匀化热处理7小时。
在300℃下对上述均匀化热处理后的铸件以每次轧制约20％的压下率进行轧制。上述轧制中间还实施了中间退火。具体地，在400℃下实施了1小时。
最后，在400℃下对上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0.4mm至1.8mm。
另外，如下测定实施例和比较例的埃氏值。
埃氏值测定方法
使用了横向和纵向尺寸分别为50mm至60mm的镁合金板材，板材的表面使用了润滑剂，以减少板材与球形冲头之间的摩擦。
此时，模具和球形冲头的温度设定为常温进行了测试。
更进一步具体地，将镁合金板材插入上模和下模之间，再以10kN的力量固定住上述板材的外周部分，然后使用直径为20mm的球形(dome)冲头以5mm/分钟的速度使上述板材变形。然后，直到上述板材破裂为止插入冲头，并测定破裂时的板材的变形高度。
如此测定的板材的变形高度称为埃氏值或极限拱顶高度(LDH)。由此，可以比较板材的成型性。具体地，镁合金板材的变形高度越高，埃氏值越大，可以具有优异的成型性。
【表1】
Figure BDA0002992510320000121
首先，如表1所示，本发明的一个实施方案可以不包含铝。当包含铝时，可能无法使Gd固溶。
这一点也可以从本申请的图1和2得到确认。
图1示出了Mg-Gd二元系相图。
具体地，图1是Mg-Zn0.5重量％-xGd的相图，可以知道400℃下的Gd固溶量。通过如图1绘制出根据各元素含量的相图，可以导出图2。
图2示出了在400℃下基于添加元素的Gd的最大固溶量。
具体地，图2示出了所测定的如图1的Mg-Gd二元系相图绘制Al、Zn、Mg的三元系相图时可固溶的Gd量。
如图2所示，当包含铝时，可以确认无法使Gd固溶。因此，如前所述，本发明的一个实施方案可以不包含铝。但是，铝作为杂质可以存在。
更具体地，可包含小于等于0.005重量％的铝。
另外，如表1所示，对于包含钆(Gd)和锌(Zn)以及锌与钆的重量比大于等于3的本申请实施例，结果显示埃氏值优异。
一方面，对于单独包含Gd的比较例1，常温埃氏值为4.6mm，结果显示成型性低于本申请实施例。
另一方面，如比较例2，在Gd和Zn都包含的情况下，与比较例1相比，埃氏值显著增加。这是因为，Gd和Zn一起固溶而偏析到晶界，从而表现出固溶强化效果。
但是，在比较例2的情况下，Zn/Gd(关系式1)的值小于3。结果，虽然埃氏值优于比较例1，但是埃氏值比实施例差。
更具体地，本申请实施例可以具有类似于铝的常温成型性。商业用铝合金中Al5083在常温下的埃氏值为约12mm。
对于这样的实施例的特性，也可以通过本申请的图3和4得到确认。
图3示出了用光学显微镜(Optical Microscopy)观察的实施例1和比较例4的各步骤微细组织。
具体地，如图3的热处理后的照片所示，用肉眼也能确认实施例1与比较例4相比二次相的数量明显少。更具体地，在实施例1的情况下，每40000μm2的二次相的数量为约20个，数量较少。另一方面，比较例4是相同面积中二次相的数量为50个至100个，比实施例更多。
此时，上述二次相为Mg5Gd和MgZn。
另外，与实施例相比，比较例中包含更多的粒径粗大的二次相。
与根据本发明的一个实施方案的钆(Gd)的范围相比，比较例4加入了更多，结果二次相的粒径比实施例更粗大，二次相的分数更多。
因此，如上表1所示，比较例4的常温埃氏值为9.3mm，而实施例1的常温埃氏值为11.0mm，常温成型性更优异。
也就是说，如本申请实施例，通过钆(Gd)的组分范围以及钆与锌的关系式(Zn/Gd)来控制二次相的分数和尺寸，从而可以减少妨碍变形行为的因素。
对于这样的特性，也可以通过图4得到确认。
图4示出了用XRD极图法分析实施例2、3和比较例4的(0001)面的结果。
通过XRD极图法，可以示出根据晶粒取向的织构。
极图示出了将任意固定的晶体坐标系的方向极射赤面投影到样品坐标系。也就是说，将各种取向晶粒的相对于(0001)面的极点表示在标准坐标系，并根据这些极点的密度分布画出密度等高线，从而可以显示极图。此时，极点是基于布拉格角沿特定栅格方向定位的，可以对单晶标出多个极点。
因此，将通过极图法示出的等高线的密度分布值用数字表示，这可以称为相对于(0001)面的最大织构强度。
因此，最大织构强度值越小，分布有各种取向的晶粒，并且基面晶粒的分数少，表示具有优异的成型性。
但是，如图4所示，实施例3与比较例4相比，最大织构强度值稍微高。不仅如此，实施例3与比较例4相比，极图形状也相似。
镁合金板材的加工性的改善方法有分散织构的方法和激活非基面滑移系的方法。具体地，由于实施例3和比较例4的极图形状相似，可以导出晶粒的取向较为随机。
但是，如上表1中所示，与根据本发明的一个实施方案的钆(Gd)的范围相比，比较例4是加入更多的情形。结果，比较例4的Zn/Gd值为1.28，得出小于3。也就是说，比较例4不能满足根据本发明的一个实施方案的钆的组分和关系式1(Zn/Gd)的值。
如果钆的量多，则二次相的尺寸变得粗大化，并且二次相分数增加，成型性可能会降低。这与上面图3中所确认的相同。
不仅如此，如果根据关系式1的值小于3，则一起偏析到晶界或孪晶界的钆和锌的量会减少，可能会造成非基面滑移系激活下降。
因此，从上表1和图3及图4中公开的内容可以导出在比较例4的情况下非基面滑移系激活下降导致埃氏值比实施例差的结果。如表1所示，比较例4的常温埃氏值为9.3mm，而实施例3的常温埃氏值为11.1mm。
也就是说，由于晶粒取向随机，相对于(0001)面的最大织构强度小于等于4.5时，非基面滑移系的激活更好的合金板材的成型性会更加优异。此外，二次相的分数少且尺寸更小的合金板材的成型性会更加优异。
具体地，Zn/Gd(关系式1)值越高，越能激活非基面滑移系。不仅如此，钆(Gd)成分的含量减少，二次相的分数也会减少，因此变形行为会变得容易。
另外，如比较例9，钆的组分没有满足根据本发明的一个实施方案的范围时，常温下的埃氏值为3.5mm。
在这种情况下，由于钆的含量过少，固溶强化效果不明显。
本发明不限于上述实施例，能够以各种不同方式实施，可以理解本发明所属技术领域的普通技术人员在不改变本发明的技术思想或必要特征的情况下能够以其他具体方式实施。因此，应该理解上述实施例在所有方面都是示例性的，而非限制性的。

Claims (18)

1.一种镁合金板材，其中，
相对于总100重量％，上述镁合金板材包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1，
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
2.根据权利要求1所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材满足下述关系式1，
[关系式1]
15.0≥[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
3.根据权利要求2所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材满足下述关系式1，
[关系式1]
13.0≥[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
4.根据权利要求3所述的镁合金板材，其中，
相对于100重量％的上述镁合金板材，上述镁合金板材还包含小于等于0.3重量％且不包含0重量％的Mn。
5.根据权利要求4所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材包含二次相，
上述镁合金板材中每40000μm2的二次相的数量为1个至20个。
6.根据权利要求5所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材包含二次相，
上述二次相的平均粒径为0.1μm至3μm。
7.根据权利要求6所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材的平均晶体粒径为5μm至30μm。
8.根据权利要求7所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材的极限拱顶高度(LDH)大于等于10.5mm。
9.根据权利要求8所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材的边缘裂纹小于等于5mm。
10.根据权利要求9所述的镁合金板材，其中，
上述镁合金板材的相对于(0001)面的最大织构强度小于等于4.5。
11.一种镁合金板材的制造方法，其包含：
将合金熔液铸成铸件备用的步骤，相对于总100重量％，上述合金熔液包含0.1重量％至1.5重量％的Zn、0.08重量％至0.7重量％的Gd、余量的Mg和其他不可避免的杂质；
对上述铸件进行均匀化热处理的步骤；
将上述均匀化热处理后的铸件轧制成轧制件备用的步骤；以及
对上述轧制件进行最终退火的步骤，
上述合金熔液满足下述关系式1，
[关系式1]
[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
12.根据权利要求11所述的镁合金板材的制造方法，其中，
上述合金熔液满足下述关系式1，
[关系式1]
15.0≥[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
13.根据权利要求12所述的镁合金板材的制造方法，其中，
上述合金熔液满足下述关系式1，
[关系式1]
13.0≥[Zn]/[Gd]≥3.0
[Zn]、[Gd]表示各元素的重量％。
14.根据权利要求11所述的镁合金板材的制造方法，其中，
相对于100重量％的上述合金熔液，上述合金熔液还包含小于等于0.3重量％且不包含0重量％的Mn。
15.根据权利要求11所述的镁合金板材的制造方法，其中，
对上述铸件进行均匀化热处理的步骤是在300℃至500℃的温度范围下实施。
16.根据权利要求15所述的镁合金板材的制造方法，其中，
对上述铸件进行均匀化热处理的步骤实施大于等于5小时。
17.根据权利要求11所述的镁合金板材的制造方法，其中，
上述轧制成轧制件备用的步骤是在150℃至350℃的温度范围下进行轧制。
18.根据权利要求17所述的镁合金板材的制造方法，其中，
上述轧制成轧制件备用的步骤是以每次轧制大于0且小于等于30％的压下率进行轧制。
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