EP1171643B1 - Magnesiumlegierungen hoher duktilität, verfahren zu deren herstellung und deren verwendung - Google Patents

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EP1171643B1
EP1171643B1 EP00920534A EP00920534A EP1171643B1 EP 1171643 B1 EP1171643 B1 EP 1171643B1 EP 00920534 A EP00920534 A EP 00920534A EP 00920534 A EP00920534 A EP 00920534A EP 1171643 B1 EP1171643 B1 EP 1171643B1
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EP
European Patent Office
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semi
weight
finished product
extrusion
alloys
Prior art date
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EP00920534A
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Wolfgang Sebastian
Karl Ulrich Kainer
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Volkswagen AG
Original Assignee
Volkswagen AG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/06—Alloys based on magnesium with a rare earth metal as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to magnesium alloys of high ductility, processes for their Production and their use, in particular those containing calcium and / or strontium Magnesium alloys.
  • magnesium alloys in the range from 1.2 to 1.9 g / cm 3 are of great interest as metallic construction materials, above all for vehicle and aircraft construction. In the future, they will be used more and more for the lightweight construction of motor vehicles and airplanes, in order to be able to compensate for the weight of additional elements due to increasing comfort and safety standards, especially in new low-emission automobiles. They are also of interest for transportable devices or systems that are particularly light-weight for other reasons.
  • the lightweight construction enables the construction of energy-saving vehicles and planes, such as the 3-liter motor vehicle, to a particular extent.
  • the cold formability of the commercially available magnesium alloys is due to the hexagonal crystal structure and the associated low ductility limited. Polycrystalline magnesium and most magnesium alloys behave becomes brittle at room temperature. For a number of applications or for certain Manufacturing process of semi-finished products from magnesium alloys is in addition to good ones mechanical properties such as high tensile strength require ductile behavior. On improved forming, energy absorption and deformation behavior requires a higher one Ductility and possibly also higher strength and toughness. For this are To develop magnesium alloys with these properties or their To further develop manufacturing processes because many material variants match the manufacturing condition have widely varying material properties.
  • Ductility is the ability of a material to undergo a permanent change in shape, which, in the uniaxial state according to the stress-strain diagram, is ideally without any elastic component. This property is limited by the occurrence of the break. In general, the permanent elongation achieved in the tensile test up to fracture is considered ductility. The degree of ductility can also be seen as the constriction of fracture, impact work and notched impact work, each with a slightly different statement. These properties can be determined in accordance with EN 10 002, Part 1, or in accordance with DIN 50115 and 50116.
  • a highly plastic material is called ductile.
  • the elasticity denotes the elastic part of the stress-strain diagram according to Hook's law, where with ideal linear-elastic relationships no permanent change in shape occurs.
  • the impact work is above all a measure of the energy consumption of a semi-finished product and for plastic behavior, i.e. for deformability and rate of deformation.
  • a high impact work is therefore essential for the use of deformation elements such as Crash elements, impact absorbers, impact shields and impact carriers.
  • the impact work - measured on notched samples - is, among other things due to higher absolute values for Magnesium alloys are more meaningful than the impact energy and affects one largely uniaxial load.
  • the impact work, which is always on notched samples is determined also indicates the susceptibility of a material to triaxial failure Burden. Their informative value is particularly low if the execution of the Notch significantly affects the values of the impact energy.
  • the values listed below measured on samples in a particular The state of manufacture therefore reflects the current material properties. she provide an indication of the forming behavior that previously occurred during the forming process was. In this state it is a conclusion about the characteristics and behavior of a person Semi-finished product or even a component with this semi-finished product, which may be further refined later use possible. Furthermore, there is a conclusion about the material properties formed alloys possible, e.g. by bending, pressing, pressure rolling, Stretch drawing, deep drawing, hydroforming or roll forming processed semi-finished products are to be shaped. Because the change in Material properties from cast to extruded condition similar to that Change in material properties from cast to forged, rolled or a similar reshaped state is therefore also an inference to one other forming condition possible.
  • the elastic is usually used Properties (rigidity) lifted, unless it is e.g. in the event of an accident
  • Properties rigidity
  • These properties are typically for use on the respective ambient temperature, in extreme cases in the range from -40 ° C to +90 ° C individual points in the vehicle or plane, however, to the locally lower or higher Turn off temperatures.
  • the load state is usually multi-axis. The Conclusion from uniaxial to multiaxial load conditions is all the more possible, ever more of an isotropic structure.
  • the manufacture is particularly suitable by die casting or extrusion, forging and / or rolling.
  • requirement for the use of semi-finished products made of magnesium alloys or from them or with them Components manufactured in automobiles can meet certain property profiles depending after application such as for deformation elements, seat and door frames one Tensile strength of the light material of at least 100 MPa, preferably at least 130 MPa, together with an elongation at break measured at room temperature of at least 10%, preferably at least 15%.
  • higher strength values and higher ductility are also one Relief and partly also a prerequisite for the forming of cast blanks or for the further forming of already formed blanks or semi-finished products.
  • the higher the higher these properties are in the cast or powder-compacted state are usually also in the deformed state.
  • a higher ductility can do that Forming or reshaping, especially extrusion, easier. Therefore an elongation at break of at least 10% is also for the following ones Manufacturing steps for elements made of magnesium alloys helpful. Therefore, from tensile strength of at least 150 MPa measured for several reasons Room temperature, preferably at least 180 MPa, or an elongation at break of at least 18%, preferably at least 20%, particularly preferably of at least 25%, recommended.
  • the elongation at break is usually commercial Common magnesium alloys measured at room temperature less than 12%.
  • alloys based on Mg-Al-Zn such as AZ31, AZ61 and AZ80, based on Mg-Zn-Zr such as ZK40 and ZK60 or based on Mg-Mn such as M1.
  • Neite describes in Materials Science and Technology, Vol. 8, ED .: K. H. Matucha, 199 ?, in Chapter 4.3.2 Manufacturing processes and mechanical properties of typical Magnesium alloys.
  • extruded magnesium alloys based on AZ in shape of bars especially increasing with the aluminum content - tensile strengths of 204 up to 340 MPa and elongations at break of 9 to 17% indicated by an artificial Aging could be increased up to a tensile strength of 380 MPa, but the Elongation at break decreased to 6 to 8%.
  • Alloy M1 typically had a tensile strength in the extruded state 225 MPa and an elongation at break of 12%.
  • For the ZE10 alloy in rolled and annealed dynamically recrystallized state will be 215 to 230 MPa tensile strength and 18 to 23% elongation at break specified.
  • GB 2,296,256 A gives values of elongation at break of 17.2 and 18% for alloys MgAl0.5-1.1Mn0.10-0.12, which, however, had a rather low flexural strength.
  • WO 89/11552 describes so-called super-plastic moldings Magnesium alloys based on ZnALSE or AlMn. The alloys were over spontaneous quenching of melt droplets obtained.
  • the sample 5 in Table 1 said composition based on has contents of Al of 11% by weight and of Mn of 1 % By weight. It also only shows an elongation at break of 3.5%, which is comparatively low ductility, i.e. high brittleness, suggests.
  • the highest Elongation at room temperature in all other examples is 18% and was for a magnesium alloy with the composition MgZn2Al15Nd1 was determined.
  • EP-A-0 414 620 also teaches magnesium alloys, the Al, Zn, Mn, Ca or / and SE contain.
  • the alloys based on AlZn have significantly different compositions than AZ 31.
  • EP-A-0 791 662 provides information on magnesium alloys which contain Al, Mn, Ca, SE and possibly Zn contain.
  • the alloys of the examples and comparative examples have one Elongation at break in the range from 0.3 to 6.9%.
  • No. 5,681,403 teaches magnesium alloys based on AlMn, which may contain SE, Ca, Cu or / and Zn contain.
  • the diagrams show an elongation at break of less than for the alloys 12% off.
  • US 4,675,157 protects magnesium alloys with up to 11% Al, up to 4% Zn, from 0.5 to 4% of elements selected from Si, Ge, Co, Ti and Sb, the sum of Al and Zn Is 2 to 13% and a mixed crystal phase occurs in a certain way.
  • This Magnesium alloys were made by quenching melt droplets. The Elongation at break of various examples and comparative examples varies between 0.8 and 11%.
  • JP-A-09/316586 published on December 9, 1997 teaches wear and heat resistant Magnesium alloys with up to 4% SE, up to 5% Si and possibly ⁇ 1% Mn, ⁇ 1% Zr, ⁇ 4% Ca, ⁇ 10% Al, ⁇ 5% Zn and ⁇ 5% Ag. These alloys are characterized by high tensile strength Room temperature and at 200 ° C, but not optimized for high ductility.
  • EP-A-0 799 901 discloses heat-resistant magnesium alloys with good creep properties based on 2 to 6% Al and 0.5 to 4% Ca with a Ca: Al ratio of ⁇ 0.8. However, the elongation at break of these samples should only be 0.8 to 7%.
  • US 5,071,474 carries out a process for forging magnesium alloys on the Basis of quenched melt droplets, the alloys in addition to Al and Zn Mn, Ce, Nd, Pr and Y can contain.
  • the elongation at break of the examples and Comparative examples fluctuate between 0 and 11%.
  • GB 831,638 describes the mechanical properties of magnesium alloys Basis of Th and Mn and, if applicable, of Zn and / or SE disclosed. The elongation at break of the Examples are only 3.5 and 4%.
  • JP-A-62/00348 published on July 19, 1994 teaches high-strength heat-resistant Magnesium alloys with up to 5% lanthanides and possibly ⁇ 5% Ca, ⁇ 1.5% Mn, ⁇ 1.5 % Zr or / and contents of Ag, Al, Sc, Sr, Y or Zn.
  • the alloys are apparently only on Tensile strength optimized at room temperature and at elevated temperature.
  • DE-A-42 08 504 protects machine components from a containing 2 to 8% SE Magnesium alloy, which has a high proportion of samarium and a good creep and Fatigue strength and good tensile strength at elevated temperature should. The specimens mentioned were neither reshaped nor deformed.
  • US 3,024,108 discloses magnesium alloys based on ZnMn, the SE and / or Th contain.
  • the mechanical properties of the rolled samples are each for the Direction of rolling and specified transversely thereto, with averaging over all directions Elongation at break of approx. 9 to 13%.
  • A. Raman describes in Uses of Rare Earth Metals and Alloys in Metallurgy, Z. Metallischen 68, 1977, 3, 163 - 172, SE-containing magnesium alloys. Even if occasionally by one Increase in ductility due to the addition of at least one rare earth element the only explicitly stated values of the elongation at break are between 2 and 8% or below Reference to JP-A-72/07973 (March 1972) for La-containing magnesium alloys at about 25%.
  • T. Mohri et al. describe in Microstructure and mechanical properties of a Mg-4Y-3RE alloy processed by thermo-mechanical treatment in Materials Science and Engineering A257, 1998, 287-294, magnesium alloys with 4% Y, 0.41% Zr, 0.15% Li and 3.2% SE, of which 2.2% are Nd.
  • the extruded samples showed one Elongation at room temperature of about 13% or about 20%.
  • WO-A-96/25529 describes magnesium alloys with a content of 2 to 6% by weight aluminum and with 0.1 to 0.8% by weight calcium. In addition to other components, the alloys can also contain up to about 0.5% by weight of manganese. These are cast alloys that are made from a magnesium-aluminum alloy and a calcium-magnesium alloy. The alloys contain the intermetallic compound Al 2 Ca and have an increased creep resistance. Forming after casting is not intended.
  • Japanese patent abstract JP-A-9271919 describes heat-resistant Magnesium alloys with a content of 2 to 10 wt .-% aluminum and 1 to 10 % By weight calcium, which in addition to other elements also contains less than 2% May contain manganese.
  • the alloys are formed from metal grains or pellets by injection molding at the liquidus temperature or by molding in the semi-melted State from a mixture between solid phase and liquid phase. It will be one Elongation at break of 14% and a tensile strength of 200 MPa are given for the products.
  • the problem is solved with a magnesium alloy, the additives or traces of Cd less than 1.8% by weight and the traces of up to 0.1% by weight of Cu, up to 0.05% by weight of Fe and can contain up to 0.005% by weight of Ni and 0.2 to 4% by weight of Mn and 0.2 to 6 Wt .-% Ca or / and 0.1 to 6 wt .-% Sr, the remaining contents of Magnesium alloy consist of magnesium and unavoidable impurities, their compressive strength is at least 300 MPa, their impact energy measured notched specimens at least 20 J and their elongation at break measured on tensile specimens is at least 15% and it is made from high purity alloys Extrusion or forging with a degree of deformation of at least 1.5 under dynamic recrystallization and with the formation of a fine-grained structure with a average grain size of at most 25 ⁇ m.
  • the task is also solved with a corresponding magnesium alloy, the one Alloy based on AM (aluminum / manganese) or MA (manganese / aluminum) which is 0.5 to 10 wt .-% Al and 0.1 to 4 wt .-% Mn and 0.1 to 6 wt .-% Ca or / and Sr contains, with the remaining contents of the magnesium alloy of magnesium and unavoidable impurities, with a compressive strength of at least 320 MPa, their impact energy measured on unslotted specimens at least 40 J and their Elongation at break measured on tensile specimens is at least 16% and where it is produced is made of high purity alloys by extrusion or forging with one Degree of deformation of at least 1.5 with dynamic recrystallization and with training a fine-grained structure with an average grain size of at most 25 ⁇ m.
  • AM aluminum / manganese
  • MA manganesese / aluminum
  • These magnesium alloys preferably have a plastic portion of the stress determined in the tensile test according to the stress-strain diagram from the difference of Tensile stress and yield stress of at least 40 MPa, particularly preferably of at least 60 MPa, very particularly preferably from 80 to 120 MPa.
  • All of these magnesium alloys can include be made by extrusion. However, there are other forming processes instead of or together with the Extrusion is an advantage, especially forging. They are preferably formed, in particular extruded and / or forged, and have a fine-grained, dynamic recrystallized structure, in particular with an average grain size of not more than 20 ⁇ m, and a precipitation phase content of not more than 5% by volume is preferred of not more than 2% by volume. You can use a structure with a medium Grain size of at most 25 microns, especially preferably of at most 15 ⁇ m, very particularly preferably of at most 8 ⁇ m. The average grain size is obtained on bevels with conventional stereometric methods certainly.
  • the chemical composition of the magnesium alloys varied only slightly or almost not at all from the composition of the melt to the composition before or after extrusion to the composition of the semi-finished product made from it.
  • the invention further relates to a method for producing such Magnesium alloy, in which a shaped or compacted molded body is produced and is dynamically recrystallized by shaping and / or shaping.
  • the molded body can therefore have been produced via the melt or / and via powder.
  • At the Forming especially during extrusion, results in a degree of forming of at least 1.5 chosen, preferably from at least 2 or even from at least 3, to be dynamic To achieve recrystallization and a fine-grained structure.
  • the degree of deformation characterizes the degree of cross-sectional reduction when reshaping and is considered more natural Logarithm of the ratio of the initial cross section to the cross section according to the Forming specified.
  • the aim is to create a structure that is as fine-grained as possible Magnesium alloys require high ductility.
  • the reshaped and / or deformed shaped body can then be a semi-finished product and / or a component made from or with this semi-finished product are processed or processed.
  • the semi-finished product or the component made from or with the semi-finished product can directed, e.g. by bending, pressing, pressure rolling, stretch drawing, deep drawing, Internal high pressure forming or roll forming further deformed, e.g. by cutting, drilling, Milling, grinding, lapping, polishing, machining, joining and / or e.g. by etching, pickling, Painting or other coating are surface treated.
  • the semi-finished product or the component made therefrom or with it can pass through at least one low-heat joining process such as Gluing, riveting, plugging, pressing, Pressing in, clinching, folding, shrinking or screwing and / or at least one heat-generating joining process such as Composite casting, composite forging, Composite extrusion, composite rolling, soldering or welding, in particular Beam welding or fusion welding, with a similar or different type Semi-finished product or component can be connected.
  • the different semi-finished product or component can likewise essentially of a magnesium alloy or of another alloy or also consist of a non-metallic material. It can be the same or one have a different geometry than the semi-finished product or component according to the invention.
  • the Joining methods can serve in particular to create a housing from several elements, to manufacture an apparatus, a system, a profile construction and / or a cladding.
  • semi-finished products are understood to be shaped articles which have not yet are completed and ready for use for their respective application.
  • the molded articles are suitable for the intended purpose designated.
  • both terms flow smoothly into one another, since it is the same shaped body for one purpose around a semi-finished product, but for the other can already be a component.
  • Simplification does not strictly differentiate between semi-finished products and components throughout the text or both mentioned at the same time or only spoken of magnesium alloy, although both can be meant.
  • the semifinished products made of magnesium alloys according to the invention or those thereof or therewith manufactured components can be used as rims, gear housings, Steering wheel skeletons, wishbones, frame elements, elements of vehicle cells or Vehicle outer skins, vehicle cell, vehicle outer skin, cockpit support, cockpit skin, Housing, floor elements, floors, lids, tank elements, tank flaps, brackets, Supports, beams, angles, hollow profiles, pipes, deformation elements, crash elements, Crash absorbers, impact absorbers, impact shields, impact carriers, small parts such as Gears than Impellers and other types of wheels, as welded profile constructions, for the Vehicle body, for seat, window and / or door frames, as semi-finished products, components or Connections on or in the automobile or airplane.
  • high-purity alloys are alloyed with additives.
  • the high-purity alloys can absorb small amounts of contaminants from the crucible during the melting process.
  • the alloys can be melted, for example, in a nickel and chromium-free steel crucible under a protective gas atmosphere, for example Ar or / and SF 6 .
  • a protective gas atmosphere for example Ar or / and SF 6 .
  • the powder-metallurgical production of green compacts possibly with subsequent annealing, can also be used.
  • the process steps are known in principle, but require a different modification or optimization depending on the alloy.
  • a bolt with a very large diameter can be cast are then turned into round bolts using a high-performance extrusion press can be pressed with a diameter that corresponds to the recipient diameter.
  • the segregation is reduced by the thermomechanical treatment.
  • the cast bolts can first be subjected to heat treatment depending on the Alloy composition in e.g. 350 ° C homogenized in the range from 6 h to 12 h to eliminate segregations in the structure, some of which heterogeneous structure too improve and increase the pressability. Then the homogenized bolts machined to the required dimensions.
  • the extrusion of the magnesium alloys can be carried out in the same extrusion plants take place, which are used for the extrusion of aluminum alloys, both via direct as well as indirect extrusion. Only with the Tool design (die), the deformation behavior must be specifically taken into account. There are sharp-edged inlets, such as those used in aluminum alloys Avoid magnesium alloys, otherwise there is a risk of surface cracks. In many cases e.g. for matrices of round profiles an entry angle of approx. 50 ° for Magnesium alloys used.
  • the most important parameter besides the extrusion temperature is the extrusion speed, because they have the properties and surface quality of the Extruded profiles significantly influenced.
  • a high pressure also means a high one Extrusion speed, which is aimed for economic reasons.
  • a high Extrusion speed is usually with an even better surface quality connected.
  • the pressability of the magnesium alloys is comparable to that heavy-duty aluminum alloys.
  • a high extrusion speed is true Desired from an economic point of view, but is not the case with magnesium alloys always feasible.
  • Magnesium alloys usually need the parameters for extrusion in detail be worked out because there is a huge potential for optimization.
  • the extrusion is advantageously followed by a heat treatment.
  • This Heat treatment is usually not of great interest since the Alloys according to the invention are usually not strong through this heat treatment be improved.
  • the semi-finished products can be straightened, further deformed, processed, joined or / and surface treated.
  • semi-finished products can be improved, components are also manufactured.
  • a Al, E indicates at least one of the alloy designations used Rare earth element SE, whereby La and Y are also classified as rare earth elements, M or MN Mn, S Si and Z Zn - usually with content in% by weight, insofar as nothing other is noted.
  • alloy information such as AZ31 are only of the order of magnitude as usual for the respective alloy Levels indicated that can vary to a relatively wide extent as is customary in the industry. additionally can in the starting alloy used in the examples and the so produced modified alloys based on AZ have a low manganese content. All Examples showed traces of less than 0.1 wt% Cd, less than 0.05 wt% Cu, less than 0.04 wt% Fe and less than 0.003 wt% Ni.
  • the alloys were made as high-purity, commercially available alloys or usually from high-purity starting alloys such as, for example, AM, AS or AZ alloys or by adding high-purity magnesium HP-Mg, a rare earth element-containing pre-alloy with a ratio of Nd to other rare earths, including yttrium of 0.92, a zirconium-containing master alloy, alloyed with calcium or strontium.
  • the standard alloys contained an Mn content of up to about 0.2% by weight.
  • the alloys were melted in a steel crucible under the protective gas atmosphere of an Ar-SF 6 mixture. The melt was kept and poured at a temperature in the range from 780 to 820 ° C, once at 750 ° C.
  • the blanks required for the subsequent extrusion were cast in a cylindrical steel mold with machining allowance.
  • the mold had a diameter of 90 or 110 mm and a mold temperature in the range from 80 to 320 ° C.
  • the element contents achieved were checked spectroscopically. With all alloys, care was taken to ensure that the structure of the cast body is as homogeneous and free of impurities as possible, as this can have a sensitive effect on ductility. All alloys could be melted, poured off and processed into bolts without any problems.
  • the castings were then homogenized at 350 ° C. for 12 h.
  • Bolts usually made 70 mm in diameter and 120 mm in length; with 6 samples for the AZ31Ca0.3 alloy, however, a diameter of 74 mm was chosen.
  • the homogenized and twisted bolts were then well prepared for extrusion.
  • the bolts were then brought to the respective extrusion temperature in the range from 200 to Heated to 450 ° C, warmed for 60 to 150 minutes and in a 400 t horizontal press extruded.
  • the temperature of the bolt is therefore the temperature that the bolt at Has entry into the extrusion press.
  • extrusion pressures that occurred varied depending on the alloy used and set parameters in a wide range.
  • the final pressures reached were for Alloys without Ca, SE or Zr addition in the range around 10 ⁇ 2 MPa Extrusion temperatures greater than 300 ° C and in the case of alloys containing Ca, SE or Zr up to 4 MPa higher.
  • Cause for the higher extrusion pressures and thus for the increased Resistance to deformation of magnesium alloys with Ca, SE or Zr addition is a higher proportion of stable precipitates than with magnesium alloys without it Additive.
  • extrusion pressures were generally somewhat higher determined.
  • the strength values determined on the cast and extruded samples were much higher than expected.
  • the deformability was also surprising of these alloys very high. It was also surprising that the The material properties of the modified alloys are surprisingly little dependent varied from the extrusion conditions, which is advantageous for production. Furthermore was it is surprising that the impact energy of the ZE10 alloy was so high.
  • the measurement results of the Brinell hardness determinations did not allow any special ones Statement.
  • the Brinell hardness of the extruded samples was found to be 7 to 22% greater than the cast samples. The hardness increased with the aluminum content.
  • extruded alloy AM20Ca0.2 and AM50Ca0.5 compared to extruded alloy AM20 or AM50 higher in compression and impact tests mechanical properties with a comparably high ductility, with the lower Alloys containing aluminum also in tensile tests. Because the examined extruded samples that have not yet had the best structural homogeneity can be found here even better properties can be achieved.
  • the extruded alloy AZ31Ca0.3 or AS41 Ca0.4 the results of the compressive strength were higher than for the extruded AZ31 or AS41 alloy. With these Ca-modified alloys the highest determined compressive strengths occurred.
  • the mean grain sizes with the extrusion temperature e.g.
  • the alloy was AM50Ca0.5 the average grain size in the range of 4.5 to 9 ⁇ m and therefore due to the addition of Ca. lower, the mean grain sizes proportional to the extrusion temperature also increased slightly.
  • the extruded alloy MN150Ca0.2 showed a very strong increase in most mechanical properties compared to the extruded alloy MN150. Adding Zr0.7 to the extruded MN150 base alloy had little effect out.
  • the properties of the ZE10 alloy become essential from the rare earths influenced and can vary in the variation of rare earth elements including lanthanum and Yttrium and their contents can be further optimized. Occurred with the alloy ZE10 average grain sizes in the range of 6.5 to 13 microns, which again with the Extrusion temperature tend to increase; however, this alloy also warmed up increasing extrusion speed relatively strong, which at higher Extrusion speed also led to somewhat larger average grain sizes.
  • magnesium alloys in particular were found to be suitable, in which a Ca content in the range of about 0.05 to 0.2% by weight Ca was added to each 1% by weight Al present in order to separate out the Al 2 Ca. Phase.
  • the Al 2 Ca phase proved to be more temperature stable than the Mg 17 Al 12 phase and was therefore able to hinder the grain growth during extrusion better than the Mg 17 Al 12 phase.
  • the Mg 2 Si precipitation phase also prevented grain growth during extrusion better than the Mg 17 Al 12 phase.
  • the addition of Ca to Al-free alloys led to the formation of Mg 2 Ca or Ca 5 Zn 2 precipitates.
  • phase Mg 17 Al 12 which normally appears in magnesium alloys containing Al, does cause a somewhat increased strength, but is also responsible for a lower elongation at break. Since this phase is even more brittle than the pure hexagonal Mg phase, higher levels of Mg 17 Al 12 should be avoided.

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Description

Die Erfindung betrifft Magnesiumlegierungen hoher Duktilität, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung, insbesondere Calcium-, und/oder Strontium-, -haltige Magnesiumlegierungen.
Magnesiumlegierungen sind aufgrund ihrer sehr geringen Dichte etwa im Bereich von 1,2 bis 1,9 g/cm3 als metallische Konstruktionsmaterialien vor allem für den Fahrzeug- und Flugzeugbau von hohem Interesse. Sie werden zukünftig für den Leichtbau von Kraftfahrzeugen und Flugzeugen immer mehr eingesetzt werden, um das Gewicht von zusätzlichen Elementen aufgrund steigender Komfort- und Sicherheitsstandards insbesondere bei neuen schadstoffärmeren Automobilen ausgleichen zu können. Sie sind auch für transportable oder aus anderem Grund besonders leicht gebaute Geräte und Anlagen von Interesse. Der Leichtbau ermöglicht dabei in besonderem Maße die Konstruktion von energiesparenden Fahr- und Flugzeugen wie z.B. des 3-Liter-Kraftfahrzeugs. Unter den Herstellungsverfahren kommt beim Urformen dem Druckgießen und beim Umformen dem Strangpressen, Schmieden, Walzen und ggf. nachfolgendem Umformen wie dem Streck- bzw. Tiefziehen zukünftig eine stark wachsende Bedeutung zu, da mit diesen Verfahren Leichtbaubauteile herstellbar sind, wie z.B. Sitz-, Fenster- und Türrahmen, Elemente von Fahrzeugzellen und Fahrzeugaußenhäuten, Gehäuse, Bodenelemente, Deckel, Tankelemente, Tankklappen, Halterungen, Stützen, Träger, Winkel, Crashelemente, Pralldämpfer, Prallschilde und Prallträger, Kleinteile bzw. allgemein für Bauteile und Halbzeuge im Automobil und Flugzeug, für die zusehends steigender Bedarf besteht.
Die Kaltverformbarkeit der kommerziell gebräuchlichen Magnesiumlegierungen ist aufgrund der hexagonalen Kristallstruktur und der damit zusammenhängenden geringen Duktilität begrenzt. Polykristallines Magnesium sowie die meisten Magnesiumlegierungen verhalten sich bei Raumtemperatur spröde. Für etliche Anwendungen bzw. für bestimmte Herstellverfahren von Halbzeugen aus Magnesiumlegierungen ist neben guten mechanischen Eigenschaften wie hoher Zugfestigkeit ein duktiles Verhalten notwendig. Ein verbessertes Umform-, Energieaufnahme- und Deformationsverhalten bedingt eine höhere Duktilität und ggf. auch eine höhere Festigkeit und Zähigkeit. Hierfür sind Magnesiumlegierungen mit diesen Eigenschaften zu entwickeln bzw. deren Herstellverfahren weiterzuentwickeln, weil viele Werkstoffvarianten mit dem Herstellzustand stark variierende Werkstoffeigenschaften aufweisen.
Als Duktilität wird das Vermögen eines Werkstoffes zu bleibender Formänderung bezeichnet, das beim einachsigen Zustand nach dem Spannungs-Dehnungs-Diagramm im Idealfall völlig ohne elastischen Anteil ist. Dieses Vermögen wird durch den Eintritt des Bruches begrenzt. Im allgemeinen gilt die im Zugversuch bis zum Bruch erreichte bleibende Dehnung als Duktilität. Als Maß für die Duktilität können ferner auch die Brucheinschnürung, Schlagarbeit und Kerbschlagarbeit mit jeweils etwas anderer Aussage angesehen werden. Diese Eigenschaften lassen sich gemäß EN 10 002, Teil 1, bzw. gemäß DIN 50115 und 50116 ermitteln. Die Bruchdehnung A = Aplast kennzeichnet die Formänderung mit ihrem plastischen Anteil bei einer weitgehend einachsigen Belastung, zusätzlich kann entsprechend dem Spannungs-Dehnungs-Diagramm der elastische Anteil der Dehnung Aelast sowie die Summe des elastischen und plastischen Anteils D = ΣA = Aelast + Aplast ermittelt werden. Ein hochplastischer Werkstoff wird als duktil bezeichnet.
Bei Angaben der Bruchdehnung und der Zugfestigkeit zu verschiedenen Magnesiumlegierungen wird deutlich, daß die Bruchdehnung oft umso höhere Werte einnehmen kann, wenn nur mittelhohe Werte der Zugfestigkeit erreicht werden und daß umgekehrt nur mittelhohe Werte der Bruchdehnung bei hohen Werten der Zugfestigkeit erzielt werden. Sehr hohe Werte der Zugfestigkeit lassen sich nur bei vergleichsweise geringen Werten der Bruchdehnung erreichen.
Die Elastizität bezeichnet den elastischen Anteil des Spannungs-Dehnungs-Diagrammes entsprechend dem Hook'schen Gesetz, wo bei idealen linear-elastischen Verhältnissen noch keine bleibende Formänderung auftritt.
Weiterhin kann das Streckgrenzen-Verhältnis V als Verhältnis der Fließspannung F = RP02 zur Zugspannung Z = Rm angegeben werden. Somit ergeben sich zwei die Elastizität, zwei die Plastizität sowie zwei deren Verhältnis zueinander kennzeichnende Werte für die weitgehend einachsige Belastung. Hierbei ergibt das Verhältnis des elastischen mit dem plastischen Anteil der Dehnung die beste Annäherung an die Realität.
Die Schlagarbeit ist vor allem ein Maß für die Energieaufnahme eines Halbzeuges und für plastisches Verhalten, also für die Verformbarkeit und Verformungsgeschwindigkeit. Eine hohe Schlagarbeit ist daher wesentlich für den Einsatz von Deformationselementen wie z.B. Crashelementen, Pralldämpfern, Prallschilden und Prallträgern. Die Schlagarbeit - gemessen an ungekerbten Proben - ist u.a. aufgrund höherer Absolutwerte für Magnesiumlegierungen aussagekräftiger als die Kerbschlagarbeit und betrifft eine weitgehend einachsige Belastung. Die Kerbschlagarbeit, die immer an gekerbten Proben bestimmt wird, kennzeichnet auch die Fehleranfälligkeit eines Werkstoffes bei dreiachsiger Belastung. Ihre Aussagekraft ist insbesondere dann geringer, wenn die Ausführung der Kerbe die Werte der Kerbschlagarbeit wesentlich beeinflußt. Die Schlagarbeit und die Kerbschlagarbeit werden bei dynamischer Belastung gemessen und können einen Hinweis auf die Energieaufnahme und Verformbarkeit geben. Zug- und Druckversuche erfolgen im Vergleich hierzu unter quasistatischen Belastungen. Ein Schluß von einachsigen auf mehrachsige Eigenschaften bzw. Verhältnisse ist nur teilweise möglich.
Die im folgenden aufgeführten Werte gemessen an Proben in einem bestimmten Herstellungszustand geben daher die aktuellen Werkstoffeigenschaften wieder. Sie gewähren einen Hinweis auf das Umformverhalten, das vorher beim Umformen aufgetreten war. Es ist in diesem Zustand ein Schluß auf die Eigenschaften und das Verhalten eines Halbzeuges oder sogar eines Bauteiles mit diesem ggf. weiter veredelten Halbzeug im späteren Einsatz gut möglich. Weiterhin ist ein Schluß von den Werkstoffeigenschaften umgeformter Legierungen möglich, die z.B. durch Biegen, Drücken, Drückwalzen, Streckziehen, Tiefziehen, Innenhochdruckumformen oder Walzprofilieren zu weiterverarbeiteten Halbzeugen geformt werden sollen. Da die Veränderung der Werkstoffeigenschaften vom gegossenen zum stranggepreßten Zustand ähnlich der Veränderung der Werkstoffeigenschaften vom gegossenen zum geschmiedeten, gewalzten oder einem ähnlichen umgeformten Zustand ist, ist daher auch ein Schluß auf einen anderen Umformzustand möglich.
Für den Einsatz von Leichtbauelementen wird üblicherweise auf die elastischen Eigenschaften (Steifigkeit) abgehoben, soweit es nicht wie z.B. bei einem Unfall auf die Verformungseigenschaften und damit auf die Energieaufnahme des Elementes und auf das plastische Verhalten ankommt. Daher spielen bezüglich der u.U. mehrfachen Umformung insbesondere die plastischen und für den Einsatz die plastischen oder/und elastischen Eigenschaften eine Rolle. Diese Eigenschaften sind für den Einsatz in der Regel auf die jeweilige Umgebungstemperatur, also im Extremfall im Bereich von -40 °C bis +90 °C, an einzelnen Stellen im Fahr- oder Flugzeug jedoch auf die örtlich noch tieferen oder höheren Temperaturen abzustellen. Der Belastungszustand ist jedoch meistens mehrachsig. Der Schluß von einachsigen auf mehrachsige Belastungszustände ist umso eher möglich, je mehr ein eher isotropes Gefüge vorliegt.
Für die Herstellung derartiger Automobilelemente bietet sich insbesondere die Herstellung durch Druckgießen bzw. Strangpressen, Schmieden oder/und Walzen an. Voraussetzung für den Einsatz von Halbzeugen aus Magnesiumlegierungen bzw. von daraus oder damit hergestellten Bauteilen im Automobil kann die Erfüllung bestimmter Eigenschaftsprofile je nach Anwendung sein wie z.B. bei Deformationselementen, Sitz- und Türrahmen eine Zugfestigkeit des Leichtwerkstoffs von mindestens 100 MPa, vorzugsweise von mindestens 130 MPa, zusammen mit einer Bruchdehnung gemessen bei Raumtemperatur von mindestens 10 %, vorzugsweise von mindestens 15 %. Je höher die Zugfestigkeit, Bruchdehnung und weitere Eigenschaften, die auf hohe Duktilität und Energieaufnahme hinweisen, sind, umso geeigneter sind diese Halbzeuge bzw. Bauteile in der Regel für den Einsatz. Ferner sind höhere Festigkeitswerte und eine höhere Duktilität auch eine Erleichterung und teilweise auch Voraussetzung für die Umformung gegossener Rohlinge bzw. für die weitere Umformung bereits umgeformter Rohlinge oder Halbzeuge. Je höher diese Eigenschaften im gegossenen bzw. pulverkompaktierten Zustand sind, desto höher sind diese üblicherweise auch im umgeformten Zustand. Eine höhere Duktilität kann das Umformen bzw. das erneute Umformen, insbesondere das Strangpressen, erleichtern. Daher ist eine Bruchdehnung von mindestens 10 % auch für die nachfolgenden Herstellungsschritte zu Elementen aus Magnesiumlegierungen hilfreich. Daher wird aus mehreren Gründen eine Zugfestigkeit von mindestens 150 MPa gemessen bei Raumtemperatur, vorzugsweise von mindestens 180 MPa, bzw. eine Bruchdehnung von mindestens 18 %, vorzugsweise von mindestens 20 %, besonders bevorzugt von mindestens 25 %, empfohlen. Üblicherweise beträgt die Bruchdehnung bei den kommerziell gebräuchlichen Magnesiumlegierungen gemessen bei Raumtemperatur weniger als 12 %.
Bei stärkerer Substitution von anderen Legierungen durch Magnesiumlegierungen, um durch Gewichtserspamis Treibstoff einzusparen bzw. den Einbau zusätzlicher Elemente ohne Gewichtszunahme zu ermöglichen, ist die Weiterentwicklung der Technologie der bekannten Magnesiumlegierungen und die Erforschung weiterer Magnesiumlegierungen notwendig, insbesondere bezüglich der Eigenschaftskombination Duktilität - Festigkeit.
Es ergeben sich grundsätzlich verschiedene Möglichkeiten zur Steigerung der Duktilität und somit der Bruchdehnung bei Magnesiumlegierungen und verwandten Leichtwerkstoffen:
  • 1. Eine recht begrenzte Möglichkeit dieser Steigerung ergibt sich durch Optimierung des Herstellungsprozesses in Verbindung mit Wärmebehandlungsverfahren oder/und über optimierte Herstellparameter z.B. beim Strangpressen. Wichtig ist jedoch beim Umformen z.B. durch Strangpressen, daß die auftretende dynamische Rekristallisation nicht zur Grobkombildung führt. Denn die Energieaufnahme und die mechanischen Eigenschaften einer Legierung sollten in der Regel umso größer sein, je kleiner die mittlere Korngröße ist. Ziel einer Legierungsentwicklung kann dabei eine Modifikation des Gefügeaufbaus durch Einformen von temperaturstabilen Ausscheidungen oder/und eine Stabilisierung des Gefüges durch Beeinflussung des Kornwachstums sein, um möglichst feines Korn und eine möglichst geringe Porosität zu erzeugen.
  • 2. Beim Übergang der Kristallstruktur der Mg-Hauptphase von der hexagonal dichtesten Kugelpackung auf die kubisch raumzentrierte Kristallstruktur z.B. aufgrund einer höheren Zugabe eines Dotierungselementes wie z.B. mindestens 10,8 Gew.-% Li, um ohne weitere Dotierungselemente einen homogenen β-Lithium-Magnesium-Mischkristall zu erzeugen, tritt eine verbesserte Bruchdehnung und eine bessere Umformbarkeit bei Raumtemperatur aufgrund einer erhöhten Anzahl von Gleitsystemen auf. Allerdings können sich dabei Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit verschlechtern.
  • 3. Da Korngrenzen und andere Gefügeinhomogenitäten bzw. Gefügefehler wie z.B. Einschlüsse, Poren, grobe Ausscheidungen, Oxidschlieren und Seigerungen bei der Bewegung von Versetzungen als Barrieren wirken, kann eine Verfeinerung des Gefüges, eine Verkleinerung von Gefügeinhomogenitäten/-fehlern bzw. eine Vermeidung bestimmter Gefügeinhomogenitäten/-fehler zu einer Steigerung der Festigkeit, der Bruchdehnung und der Energieaufnahme führen. Die Zusammenhänge sind jedoch im Einzelfall sehr komplex. Die Kornfeinung ist ein wichtiges Hilfsmittel, um weitere Verformungssysteme zu aktivieren, die ein Korngrenzengleiten und neue Fließprozesse bei Raumtemperatur erlauben und somit die Duktilität verbessern. Dies kann durch die Zugabe kornfeinender Zusätze oder/und durch heterogene Keimbildung beim Erstarren von Gußwerkstoffen aus Legierungen mit bestimmten Zusätzen erfolgen.
    • Selbst die handelsüblichen Mg-Gußlegierungen bzw. Mg-Knetlegierungen sind im gegossenen und ggf. danach umgeformten, insbesondere stranggepreßten, gepreßten, gewalzten oder/und geschmiedeten und ggf. danach wärmebehandelten Zustand üblicherweise bisher von relativ geringer Duktilität und geringem Energieaufnahmevermögen. Für die preiswerte Herstellung von Halbzeugen, insbesondere für Fahrzeuge und Flugzeuge, besteht Bedarf an geeigneten Legierungen und einfachen Verfahren zur Herstellung von Magnesiumlegierungen mit etwas erhöhter Festigkeit und stark erhöhter Duktilität.
    Da das Interesse an Mg-Knetlegierungen erst in den letzten Jahren etwas größer geworden ist, steht bisher nur eine begrenzte Anzahl an Legierungen für den großtechnischen Einsatz zur Verfügung. Das sind Legierungen auf Basis Mg-Al-Zn wie z.B. AZ31, AZ61 und AZ80, auf Basis Mg-Zn-Zr wie z.B. ZK40 und ZK60 oder auf Basis Mg-Mn wie z.B. M1.
    Neite beschreibt in Materials Science and Technology, Vol. 8, ED.: K. H. Matucha, 199?, in Kapitel 4.3.2 Herstellverfahren und mechanische Eigenschaften von typischen Magnesiumlegierungen. Für stranggepreßte Magnesiumlegierungen auf Basis AZ in Form von Stäben werden - vor allem mit dem Aluminiumgehalt steigend - Zugfestigkeiten von 204 bis 340 MPa und Bruchdehnungen von 9 bis 17 % angegeben, die durch eine künstliche Alterung bis zu einer Zugfestigkeit von 380 MPa gesteigert werden konnten, wobei aber die Bruchdehnung auf 6 bis 8 % sank. Für AZ31 werden 250 MPa und 14 bis 15 % angeführt. Die Legierung M1 wies im stranggepreßten Zustand typischerweise eine Zugfestigkeit von 225 MPa und eine Bruchdehnung von 12 % auf. Für die Legierung ZE10 im gewalzten und geglühten dynamisch rekristallisienten Zustand werden 215 bis 230 MPa Zugfestigkeit und 18 bis 23 % Bruchdehnung angegeben.
    GB 2,296,256 A führt Werte der Bruchdehnung von 17,2 und 18 % für Legierungen MgAl0.5-1.1Mn0.10-0.12 an, die jedoch eine recht geringe Biegefestigkeit aufwiesen.
    Kamado et al. beschreiben in Proc. 3rd Int. Magnesium Conference April 10-12 1996, Manchester/UK, Ed.: G.W. Lorimer, für die Legierung AI10Si1Ca0.5 Werte von etwa 170 MPa Zugfestigkeit und 2 % Bruchdehnung für den preßgeformten Zustand.
    Von J. Becker, G. Fischer und K. Schemme, Light weight construction using extruded and forged semi-finished products made of magnesium alloys, Vortrag Wolfsburg 1998, wurden für die Magnesiumlegierung AZ31 im stranggepreßten Zustand Werte von 250 MPa Zugfestigkeit und 14 % Bruchdehnung mitgeteilt, für die Legierung M2 von 250 MPa für die Zugfestigkeit, aber nur von 4 % für die Bruchdehnung. Die Proben waren daher nicht auf duktile Werkstoffeigenschaften optimiert.
    In US 3,419,385 wird die Zugfestigkeit für einzelne stranggepreßte Magnesiumlegierungen mit Gehalten an Y, Zn und Zr mit 248 bis 352 MPa und die Bruchdehnung mit 14 bis 26 % je nach Zusammensetzung angegeben. Die chemisch der Legierung ZE10Zr0.7 am nächsten kommende Legierung Zn2.1Y1.9Zr0.9 wies im gegossenen Zustand nur eine Bruchdehnung von 8 % auf. Es ist davon auszugehen, daß bei den damals üblichen Herstellverfahren und zur Verfügung stehenden Ausgangsmaterialien hohe Verunreinigungen auftraten, die das Ergebnis diesbezüglich stark beeinflußten und die Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu den heute herstellbaren hochreinen Legierungen wesentlich beeinträchtigten.
    In den folgenden Publikationen wird die Duktilität der in den Beispielen aufgeführten Proben, wenn überhaupt, nur durch die Werte der Bruchdehnung quantitativ belegt:
    WO 89/11552 beschreibt sogenannte superpfastische Formkörper aus Magnesiumlegierungen auf Basis ZnALSE bzw. AlMn. Die Legierungen wurden über spontanes Abschrecken von Schmelztröpfchen gewonnen. Die in Tabelle 1 als Probe 5 genannte Zusammensetzung auf Basis weist Gehalte an Al von 11 Gew.-% und an Mn von 1 Gew.-% auf. Sie zeigt auch nur eine Bruchdehnung von 3,5 %, was auf vergleichsweise geringe Duktilität, also hohe Sprödigkeit, schließen läßt. Die höchste Raumtemperaturbruchdehnung bei allen anderen Beispielen liegt bei 18 % und wurde für eine Magnesiumlegierung der Zusammensetzung MgZn2Al15Nd1 ermittelt.
    US 5,078,962 schützt Magnesiumlegierungen, die Al, Zn, Mn, Ca oder/und SE enthalten. Probe 11 der Tabelle auf Basis Al5Mn0,5Ca3,5 weist eine Bruchdehnung von nur 8 % auf.
    EP-A-0 414 620 lehrt ebenfalls Magnesiumlegierungen, die Al, Zn, Mn, Ca oder/und SE enthalten. Die Legierungen auf Basis AlZn haben deutlich andere Zusammensetzungen als AZ 31.
    EP-A-0 791 662 informiert über Magnesiumlegierungen, die Al, Mn, Ca, SE und ggf. Zn enthalten. Die Legierungen der Beispiele und Vergleichsbeispiele weisen eine Bruchdehnung im Bereich von 0,3 bis 6,9 % auf.
    US 5,681,403 lehrt Magnesiumlegierungen auf Basis AlMn, die ggf. SE, Ca, Cu oder/und Zn enthalten. Die Diagramme weisen für die Legierungen eine Bruchdehnung von weniger als 12 % aus.
    T. Ebert et al. berichten in Magnesium Alloys and their Applications, Eds.: B. L. Mordike und K. U. Kainer, 563ff, Vorträge einer gleichnamigen Konferenz April 28-30, 1998, in Wolfsburg, über Magnesiumlegierungen hergestellt durch "Spray Forming". Die in Figur 4 dargestellten mechanischen Raumtemperatureigenschaften auf Basis AE, AS und AlCa verdeutlichen die Entwicklungsrichtung zu hohen Zugfestigkeiten und geringen Bruchdehnungen. Die Bruchdehnung beträgt bis zu 11 %, bei der Legierung AE42 jedoch 20 %.
    Koushirou Hirata et al. beschreiben in Keikinzoku 47, 1997, 12, 672-678 die Auswirkungen des Aluminiumgehalts und der Wärmebehandlung auf die Zugfestigkeit semi-solid geformter Magnesiumlegierungen mit 4 - 8 % Al und ggf. 2 % Ca sowie mit 4 - 8 % Al, 1 % Si und 0,5 % Ca.
    US 4,675,157 schützt Magnesiumlegierungen mit bis zu 11 % Al, bis zu 4 % Zn, von 0,5 bis 4 % von Elementen ausgewählt aus Si, Ge, Co, Ti und Sb, wobei die Summe aus Al und Zn 2 bis 13 % beträgt und eine Mischkristallphase in bestimmter Weise auftritt. Diese Magnesiumlegierungen wurden durch Abschrecken von Schmelztröpfchen hergestellt. Die Bruchdehnung der verschiedensten Beispiele und Vergleichsbeispiele variiert zwischen 0,8 und 11 %.
    JP-A-09/316586 publiziert am 09.12.1997 lehrt verschleiß- und wärmebeständige Magnesiumlegierungen mit bis zu 4 % SE, bis zu 5 % Si und ggf. ≤ 1 % Mn, ≤ 1 % Zr, ≤ 4 % Ca, ≤ 10 % Al, ≤ 5 % Zn und ≤ 5 % Ag. Diese Legierungen sind auf hohe Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und bei 200 °C, aber nicht auf hohe Duktilität optimiert.
    EP-A-0 799 901 offenbart wärmebeständige Magnesiumlegierungen mit guten Kriecheigenschaften auf Basis von 2 bis 6 % Al und 0,5 bis 4 % Ca bei einem Ca:Al-Verhältnis von ≤ 0,8. Die Bruchdehnung dieser Proben soll jedoch nur 0,8 bis 7 % betragen.
    US 5,071,474 führt ein Verfahren zum Schmieden von Magnesiumlegierungen auf der Grundlage von abgeschreckten Schmelztröpfchen an, wobei die Legierungen neben Al und Zn Mn, Ce, Nd, Pr und Y enthalten können. Die Bruchdehnung der Beispiele und Vergleichsbeispiele schwankt zwischen 0 und 11 %.
    In US 5,147,603 werden die mechanischen Kenndaten von Magnesiumlegierungen auf Basis von AlCa/Sr, Al9Zn1 bzw. Al9Zn1Ca/Sr veröffentlicht. Die Bruchdehnung der Beispiele und Vergleichsbeispiele schwankt zwischen 0,4 und 20 %, wobei nur die Legierungen auf Basis von AlSr, AZ91 bzw. AZ91Ca/Sr Werte zwischen 13 und 20 % zeigen.
    In GB 831,638 werden die mechanischen Eigenschaften von Magnesiumlegierungen auf Basis von Th und Mn sowie ggf. von Zn oder/und SE offengelegt. Die Bruchdehnung der Beispiele liegt nur bei 3,5 und 4 %.
    JP-A-62/00348 publiziert am 19.07.1994 lehrt hochfeste wärmebeständige Magnesiumlegierungen mit bis zu 5 % Lanthaniden sowie ggf. ≤ 5 % Ca, ≤ 1,5 % Mn, ≤ 1,5 % Zr oder/und Gehalten an Ag, Al, Sc, Sr, Y bzw. Zn. Die Legierungen sind offenbar nur auf Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur optimiert.
    DE-A-42 08 504 schützt Maschinenbauteile aus einer 2 bis 8 % SE enthaltenden Magnesiumlegierung, die einen hohen Anteil an Samarium und eine gute Kriech- und Ermüdungsfestigkeit sowie eine gute Zugfestigkeit bei erhöhter Temperatur aufweisen sollen. Die genannten Probekörper wurden weder umgeformt, noch verformt.
    US 3,024,108 offenbart Magnesiumlegierungen auf Basis von ZnMn, die SE oder/und Th enthalten. Die mechanischen Eigenschaften der gewalzten Proben werden jeweils für die Walzrichtung und quer hierzu angegeben, wobei sich gemittelt über alle Richtungen Bruchdehnungen von ca. 9 bis 13 % ergeben.
    A. Raman beschreibt in Uses of Rare Earth Metals and Alloys in Metallurgy, Z. Metallkunde 68, 1977, 3, 163 - 172, SE-haltige Magnesiumlegierungen. Auch wenn vereinzelt von einem Anstieg der Duktilität infolge Zugabe mindestens eines Seltenerdelementes gesprochen wird, sind die einzigen explizit genannten Werte der Bruchdehnung bei 2 bis 8 % bzw. unter Bezug auf JP-A-72/07973 (März 1972) für La-haltige Magnesiumlegierungen bei etwa 25 %.
    S. Kamado et al. berichten in Magnesium Alloys and their Applications, Eds.: B. L. Mordike und K. U. Kainer, 169ff, Vorträge einer gleichnamigen Konferenz April 28-30, 1998, in Wolfsburg, über Magnesiumlegierungen auf Basis SE, Y oder/und Zr hergestellt u.a. durch Gießen und Walzen. Die Bruchdehnung betrug etwa 6 bis 17 % bei Raumtemperatur, wobei nur die Legierungen mit 9,6 % Y und 0,84 % Zr sowie mit 9,3 % Gd, 4,1 % Y und 0,7 % Zr Werte über 10 % erreichten.
    T. Mohri et al. beschreiben in Microstructure and mechanical properties of a Mg-4Y-3RE alloy processed by thermo-mechanical treatment in Materials Science and Engineering A257, 1998, 287 - 294, Magnesiumlegierungen mit 4 % Y, 0,41 % Zr, 0,15 % Li und 3,2 % SE, von denen 2,2 % Nd sind. Die extrudierten Proben zeigten eine Raumtemperaturbruchdehnung von etwa 13 % bzw. von etwa 20 %.
    Die WO-A-96/25529 beschreibt Magnesiumlegierungen mit einem Gehalt von 2 bis 6 Gew.-% Aluminium und mit 0,1 bis 0,8 Gew.-% Calcium. Die Legierungen können neben weiteren Bestandteilen auch bis zu etwa 0,5 Gew.-% Mangan enthalten. Es handelt sich um Gusslegierungen, die hergestellt werden aus einer Magnesium-Aluminium-Legierung und einer Calcium-Magnesium-Legierung. Die Legierungen enthalten die intermetallische Verbindung Al2Ca und weisen eine erhöhte Kriechbeständigkeit auf. Eine Umformung nach dem Guss ist nicht vorgesehen.
    Das japanische Patent Abstract JP-A-9271919 beschreibt wärmebeständige Magnesiumlegierungen mit einem Anteil von 2 bis 10 Gew.-% Aluminium sowie 1 bis 10 Gew.-% Calcium, die neben weiteren Elementen auch einen Anteil von weniger als 2 % Mangan enthalten können. Die Legierungen werden geformt aus Metallkörnern oder Pellets durch Spritzgießen bei der Liquidustemperatur oder durch Formen im halbgeschmolzenen Zustand aus einem Gemisch zwischen fester Phase und Flüssigphase. Es wird eine Bruchdehnung von 14 % und eine Zugfestigkeit von 200 MPa für die Produkte angegeben.
    Es bestand daher die Aufgabe, Magnesiumlegierungen erhöhter Duktilität und möglichst auch erhöhter Energieaufnahme, Druckfestigkeit und Zähigkeit unter Auswahl der für diese Einsatzzwecke am ehesten wirkenden Parameter vorzuschlagen, die eine möglichst geringe Dichte aufweisen und darüber hinaus auch möglichst einfach und kostengünstig hergestellt werden können.
    Die Aufgabe wird gelöst mit einer Magnesiumlegierung, die Zusätze oder Spuren an Cd kleiner als 1,8 Gew.-% und die Spuren von bis zu 0,1 Gew.-% Cu, bis zu 0,05 Gew.-% Fe und bis zu 0,005 Gew.-% Ni enthalten kann und die 0,2 bis 4 Gew.-% Mn sowie 0,2 bis 6 Gew.-% Ca oder/und 0,1 bis 6 Gew.-% Sr enthält, wobei die restlichen Gehalte der Magnesiumlegierung aus Magnesium und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen, wobei ihre Druckfestigkeit mindestens 300 MPa, ihre Schlagarbeit gemessen an ungekerbten Proben mindestens 20 J und ihre Bruchdehnung gemessen an Zugproben mindestens 15 % beträgt und sie hergestellt ist aus hochreinen Legierungen durch Strangpressen oder Schmieden mit einem Umformgrad von mindestens 1,5 unter dynamischer Rekristallisation und unter Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges mit einer mittleren Korngröße von höchstens 25 µm.
    Die Aufgabe wird auch gelöst mit einer entsprechenden Magnesiumlegierung, die eine Legierung auf Basis AM (Aluminium/Mangan) oder MA (Mangan/Aluminium) ist, die 0,5 bis 10 Gew.-% Al und 0,1 bis 4 Gew.-% Mn sowie jeweils 0,1 bis 6 Gew.-% Ca oder/und Sr enthält, wobei die restlichen Gehalte der Magnesiumlegierung aus Magnesium und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen, wobei ihre Druckfestigkeit mindestens 320 MPa, ihre Schlagarbeit gemessen an ungekerbten Proben mindestens 40 J und ihre Bruchdehnung gemessen an Zugproben mindestens 16 % beträgt und wobei sie hergestellt ist aus hochreinen Legierungen durch Strangpressen oder Schmieden mit einem Umformgrad von mindestens 1,5 unter dynamischer Rekristallisation und unter Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges mit einer mittleren Korngröße von höchstens 25 µm.
    Vorzugsweise weisen diese Magnesiumlegierungen einen plastischen Anteil der Spannung bestimmt im Zugversuch nach dem Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus der Differenz von Zugspannung und Fließspannung von mindestens 40 MPa auf, besonders bevorzugt von mindestens 60 MPa, ganz besonders bevorzugt von 80 bis 120 MPa.
    Alle diese Magnesiumlegierungen können u.a. durch Strangpressen hergestellt worden sein. Es sind jedoch auch andere Umformverfahren anstelle oder zusammen mit dem Strangpressen von Vorteil, insbesondere das Schmieden. Vorzugsweise sind sie umgeformt, insbesondere stranggepreßt oder/und geschmiedet, und weisen ein feinkörniges, dynamisch rekristallisiertes Gefüge, insbesondere mit einer mittleren Korngröße von nicht mehr als 20 µm, und einen Gehalt an Ausscheidungsphasen von nicht mehr als 5 Vol.-% auf, bevorzugt von nicht mehr als 2 Vol.-%. Sie können ein Gefüge mit einer mittleren Korngröße von höchstens 25 µm aufweisen, besonders bevorzugt von höchstens 15 µm, ganz besonders bevorzugt von höchstens 8 µm. Die mittlere Korngröße wird dabei an Anschliffen mit üblichen stereometrischen Verfahren bestimmt.
    Die restlichen Gehalte der angeführten chemischen Zusammensetzung bestehen aus Magnesium und unvermeidbaren Verunreinigungen. Gehalte an Cadmium stören bei der Verarbeitung nur wegen ihrer Giftigkeit, sind sonst aber insbesondere bezüglich der Umformbarkeit eher von Vorteil. Spurengehalte an Kupfer, Eisen und Nickel sollen möglichst gering sein, da sie sich auf die Verarbeitung oder/und die Werkstoffeigenschaften negativ auswirken.
    Die chemische Zusammensetzung der Magnesiumlegierungen variierte nur geringfügig oder fast gar nicht von der Zusammensetzung der Schmelze zur Zusammensetzung vor bzw. nach dem Strangpressen bis zur Zusammensetzung des daraus hergestellten Halbzeugs.
    Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zum Herstellen einer solchen Magnesiumlegierung, bei dem ein urgeformter oder kompaktierter Formkörper hergestellt und durch Umformen oder/und Verformen dynamisch rekristallisiert wird. Der Formkörper kann daher über die Schmelze oder/und über Pulver hergestellt worden sein. Beim Umformen, insbesondere beim Strangpressen, wird ein Umformgrad von mindestens 1,5 gewählt, vorzugsweise von mindestens 2 oder sogar von mindestens 3, um eine dynamische Rekristallisation und ein feinkörniges Gefüge zu erwirken. Der Umformgrad kennzeichnet den Grad der Querschnittsverringerung beim Umformen und wird als natürlicher Logarythmus des Verhältnisses von Ausgangsquerschnitt zu Querschnitt nach dem Umformen angegeben. Er ist daher auch oft mit dem Grad der dynamischen Rekristallisation korreliert, wobei möglichst noch kein stärkeres Wachstum einzelner Körner auftreten sollte, sondern ein möglichst feinkörniges Gefüge angestrebt wird, das bei manchen Magnesiumlegierungen eine hohe Duktilität bedingt. Je stabiler das Gefüge einer Magnesiumlegierung ist, desto feinkörniger wird bzw. bleibt das Gefüge beim Umformen. Der umgeformte oder/und verformte Formkörper kann danach zu einem Halbzeug oder/und einem aus oder mit diesem Halbzeug gefertigten Bauteil bearbeitet bzw. verarbeitet werden. Das hergestellte Halbzeug bzw. das aus oder mit dem Halbzeug hergestellte Bauteil kann gerichtet, z.B. durch Biegen, Drücken, Drückwalzen, Streckziehen, Tiefziehen, Innenhochdruckumformen oder Walzprofilieren weiter verformt, z.B. durch Trennen, Bohren, Fräsen, Schleifen, Läppen, Polieren bearbeitet, gefügt oder/und z.B. durch Ätzen, Beizen, Lackieren oder sonstiges Beschichten oberflächenbehandelt werden.
    Beim Fügen kann das Halbzeug oder das daraus oder damit hergestellte Bauteil durch mindestens ein wärmearmes Fügeverfahren wie z.B. Kleben, Nieten, Stecken, Anpressen, Einpressen, Clinchen, Falzen, Schrumpfen oder Schrauben oder/und mindestens ein wärmeeinbringendes Fügeverfahren wie z.B. Verbundgießen, Verbundschmieden, Verbundstrangpressen, Verbundwalzen, Löten oder Schweißen, insbesondere Strahlschweißen oder Schmelzschweißen, mit einem gleichartigen oder andersartigen Halbzeug oder Bauteil verbunden werden. Das andersartige Halbzeug oder Bauteil kann ebenfalls im wesentlichen aus einer Magnesiumlegierung oder aus einer anderen Legierung oder auch aus einem nichtmetallischen Werkstoff bestehen. Es kann die gleiche oder eine andere Geometrie aufweisen wie das erfindungsgemäße Halbzeug oder Bauteil. Das Fügeverfahren kann insbesondere dazu dienen, aus mehreren Elementen ein Gehäuse, einen Apparat, eine Anlage, eine Profilkonstruktion oder/und eine Verkleidung herzustellen.
    Als Halbzeuge im Sinne dieser Anmeldung werden Formkörper verstanden, die noch nicht für ihren jeweiligen Anwendungszweck fertiggestellt und einsatzfähig sind. Als Bauteile werden dagegen die für den beabsichtigten Einsatzzweck geeigneten Formkörper bezeichnet. Beide Begriffe gehen jedoch fließend ineinander über, da es sich bei dem gleichen Formkörper für den einen Einsatzzweck um ein Halbzeug, für den anderen aber bereits um ein Bauteil handeln kann. Ferner wird aus Gründen der sprachlichen Vereinfachung nicht überall im Text streng zwischen Halbzeug und Bauteil unterschieden bzw. beides gleichzeitig angeführt oder nur von Magnesiumlegierung gesprochen, obwohl beides gemeint sein kann.
    Die Halbzeuge aus erfindungsgemäßen Magnesiumlegierungen bzw. die daraus oder damit hergestellten Bauteile können verwendet werden als Felgen, Getriebegehäuse, Lenkradskelette, Querlenker, Rahmenelemente, Elemente von Fahrzeugzellen oder Fahrzeugaußenhäuten, Fahrzeugzelle, Fahrzeugaußenhaut, Cockpitträger, Cockpithaut, Gehäuse, Bodenelemente, Böden, Deckel, Tankelemente, Tankklappen, Halterungen, Stützen, Träger, Winkel, Hohlprofile, Rohre, Deformationselemente, Crashelemente, Crashabsorber, Pralldämpfer, Prallschilde, Prallträger, Kleinteile wie z.B. Zahnräder, als Laufräder und sonstige Arten Räder, als geschweißte Profilkonstruktionen, für die Fahrzeugkarosserie, für Sitz-, Fenster- oder/und Türrahmen, als Halbzeuge, Bauteile oder Verbunde am oder im Automobil oder Flugzeug.
    Verfahren zur Herstellung von Strangpreßprofilen:
    Die Verfahren zur Herstellung von Strangpreßprofilen aus den erfindungsgemäßen Legierungen werden in einer am gleichen Tag vom gleichen Anmelder eingereichten Patentanmeldung im Detail beschrieben.
    Es wird vorzugsweise von hochreinen, kommerziell erhältlichen Legierungen ausgegangen. Ggf. werden diese Legierungen durch Zusätze auflegiert. Dabei können die hochreinen auflegierten Legierungen beim Schmelzprozeß geringe Mengen an Verunreinigungen aus dem Tiegel aufnehmen. Die Legierungen können beispielsweise in einem Nickel- und Chrom-freien Stahltiegel unter einer Schutzgasatmosphäre, z.B. Ar oder/und SF6, erschmolzen werden. Anstelle eines Gießverfahrens kann auch die pulvermetallurgische Herstellung von Grünlingen ggf. mit nachfolgender Glühung eingesetzt werden. Die Verfahrensschritte sind grundsätzlich bekannt, bedingen aber je nach Legierung eine unterschiedliche Abänderung bzw. Optimierung.
    Voraussetzung für die Weiterverarbeitung von Magnesiumlegierungen z.B. durch Strangpressen, oder/und Schmieden ist die Herstellung geeigneter Varmaterialien z.B. in Form von Blöcken, Bolzen oder Brammen. Für die Herstellung von Bolzen zum Strangpressen gibt es vor allem zwei Möglichkeiten:
    Beim ersten Verfahren kann ein Bolzen mit einem sehr großen Durchmesser gegossen werden, der dann anschließend mit Hilfe einer Hochleistungsstrangpresse zu Rundbolzen mit einem Durchmesser verpreßt werden kann, der dem Rezipientendurchmesser entspricht. Hierbei wird die Seigerung durch die thermomechanische Behandlung verringert.
    Ein weniger aufwendiges Verfahren als dieses Dappelstrangpressen ist die Herstellung der Bolzen durch Sand-, Kokillen- oder Strangguß mit einer ausreichend großen Bearbeitungszugabe. Hierbei ist jedoch darauf zu achten, daß keine stärkere Seigerungen auftreten, die auch durch lange Homogenisierungszeiten nicht oder nur unzureichend ausgeglichen werden. Die Folgen könnten sonst eine schlechte Verpreßbarkeit und eine größere Streuung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Duktilität, sein.
    Die gegossenen Bolzen können zunächst durch Wärmebehandlung in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung bei z.B. 350 °C im Bereich von 6 h bis 12 h homogenisiert werden, um Seigerungen im Gefüge zu beseitigen, das z.T. heterogene Gefüge zu verbessern und die Preßbarkeit zu erhöhen. Danach können die homogenisierten Bolzen mechanisch auf die erforderlichen Abmessungen bearbeitet werden.
    Seigerungen können zu einer ungleichmäßigen Verformung und bei kritischen Strangpreßbedingungen zu Rissen bzw. zu lokalen Aufschmelzungen führen, was schlechte Oberflächenqualitäten bedingen kann. Bei weniger gut homogenisierten Bolzen ist ein unnötig hoher Preßdruck beim Strangpressen erforderlich.
    Das Strangpressen der Magnesiumlegierungen kann in den gleichen Strangpreßanlagen erfolgen, die für das Strangpressen von Aluminiumlegierungen eingesetzt werden, sowohl über das direkte, als auch über das indirekte Strangpressen. Nur bei der Werkzeuggestaltung (Matrize) ist das Verformungsverhalten spezifisch zu berücksichtigen. Scharfkantige Einläufe, wie sie bei Aluminiumlegierungen zum Einsatz kommen, sind bei Magnesiumlegierungen zu vermeiden, da sonst die Gefahr von Oberflächenrissen auftritt. In vielen Fällen wird z.B. für Matrizen von Rundprofilen ein Einlaufwinkel von ca. 50 ° für Magnesiumlegierungen verwendet.
    Der wichtigste Parameter neben der Strangpreßtemperatur ist die Strangpreßgeschwindigkeit, weil sie die Eigenschaften und die Oberflächenqualität der Strangpreßprofile maßgeblich beeinflußt. Ein hoher Preßdruck bedingt dabei auch eine hohe Strangpreßgeschwindigkeit, die aus wirtschaftlichen Gründen angestrebt wird. Eine hohe Strangpreßgeschwindigkeit ist üblicherweise mit einer noch besseren Oberflächenqualität verbunden. Die Preßbarkeit der Magnesiumlegierungen ist vergleichbar mit denen schwerpreßbarer Aluminiumlegierungen. Eine hohe Strangpreßgeschwindigkeit wird zwar aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten angestrebt, ist aber bei Magnesiumlegierungen nicht immer realisierbar. Trotz gewisser Kenntnisse zum Strangpressen von Magnesiumlegierungen müssen üblicherweise die Parameter zum Strangpressen im Detail erarbeitet werden, da hier ein großes Optimierungspotential verborgen ist.
    Dem Strangpressen schließt sich vorteilhafterweise eine Wärmebehandlung an. Diese Wärmebehandlung ist üblicherweise nicht von starkern Interesse, da die erfindungsgemäßen Legierungen durch diese Wärmebehandlung meistens nicht stark verbessert werden. Die Halbzeuge können ggf. gerichtet, weiter verformt, bearbeitet, gefügt oder/und oberflächenbehandelt werden. Mit den erfindungsgemäßen Legierungen können Voll- und Strangprofile in einfachen oder komplizierten Querschnitten ohne Probleme stranggepreßt werden. Hierbei können Halbzeuge verbessert bzw. daraus oder damit ggf. auch Bauteile hergestellt werden.
    Beispiele:
    Die folgenden erfindungsgemäßen Beispiele stellen ausgewählte Ausführungsformen dar, ohne die Erfindung einzuschränken.
    Bei den benutzten Legierungsbezeichnungen kennzeichnet A Al, E mindestens ein Seltenerdelement SE, wobei auch La und Y zu den Seltenerdelementen gerechnet werden, M oder MN Mn, S Si und Z Zn - üblicherweise mit Gehaltsangaben in Gew.-%, soweit nichts anderes vermerkt ist. Bei allgemein gebräuchlichen Legierungsangaben wie z.B. AZ31 werden durch die Zahlen wie für die jeweilige Legierung üblich nur größenordnungsmäßige Gehalte angegeben, die branchenüblich in relativ breitem Maß variieren können. Zusätzlich kann bei der in den Beispielen verwendeten Ausgangslegierung und den damit hergestellten modifizierten Legierungen auf Basis AZ ein geringer Mangangehalt vorhanden sein. Alle Beispiele wiesen Spuren von weniger als 0,1 Gew.-% Cd, von weniger als 0,05 Gew.-% Cu, von weniger als 0,04 Gew.-% Fe und von weniger als 0,003 Gew.-% Ni auf.
    Die Legierungen wurden als hochreine kommerziell erhältliche Legierungen oder üblicherweise aus hochreinen Ausgangslegierungen wie z.B. AM-, AS- oder AZ-Legierungen bzw. durch Zugabe von Reinstmagnesium HP-Mg, einer Seltenerdelement-haltigen Vortegierung mit einem Verhältnis von Nd zu weiteren Seltenen Erden einschließlich Yttrium von 0,92, einer Zirkonium-haltigen Vorlegierung, von Calcium bzw. Strontium auflegiert. Die Standardlegierungen enthielten einen Mn-Gehalt von bis zu etwa 0,2 Gew.-%. Die Legierungen wurden in einem Stahltiegel unter der Schutzgasatmosphäre eines Ar-SF6-Gemisches erschmolzen. Die Schmelze wurde bei einer Temperatur im Bereich von 780 bis 820 °C, einmalig auch bei 750 °C, gehalten und vergossen. Der Abguß der für das nachfolgende Strangpressen erforderlichen Rohlinge erfolgte in eine zylindrische Stahlkokille mit Bearbeitungszugabe. Die Form wies je nach Versuch einen Durchmesser von 90 bzw. 110 mm und eine Formtemperatur im Bereich von 80 bis 320 °C auf. Die erzielten Elementgehalte wurden spektroskopisch überprüft. Bei allen Legierungen wurde darauf geachtet, daß das Gefüge der Gußkörper möglichst homogen und frei von Verunreinigungen ist, da dies die Duktilität empfindlich beeinflussen kann. Alle Legierungen ließen sich ohne Probleme erschmelzen, abgießen und zu Bolzen verarbeiten.
    Danach wurden die Gießkörper über 12 h bei 350 °C homogenisiert. Durch Drehen wurden Bolzen von in der Regel 70 mm Durchmesser und 120 mm Länge hergestellt; bei 6 Proben der Legierung AZ31Ca0,3 wurde jedoch ein Durchmesser von 74 mm gewählt. Die homogenisierten und abgedrehten Bolzen waren dann für das Strangpressen gut vorbereitet.
    Danach wurden die Bolzen auf die jeweilige Strangpreßtemperatur im Bereich von 200 bis 450 °C aufgeheizt, über 60 bis 150 min durchgewärmt und in einer 400 t-Horizontalpresse stranggepreßt. Die Temperatur des Bolzens ist daher jene Temperatur, die der Bolzen bei Eintritt in die Strangpresse aufweist.
    Vorversuche wurden mit der Legierung AZ31 in einer 400 t-Strangpresse bei direktem Strangpressen durchgeführt (Tabellen 1 und 2). Mit einem Rezipientendurchmesser von 74 mm konnte ein breites Parameterfeld erfolgreich untersucht werden. Die Vorversuche erlaubten die Festlegung der Versuchsparameter. In systematischen Vorversuchen an der Referenzlegierung AZ31 wurden die geeigneten Strangpreßparameter ausgewählt; an den stranggepreßten Proben wurden die mechanischen Eigenschaften und die mittleren Korngrößen bestimmt (Tabellen 1 und 2). Die Ergebnisse der Vorversuche bestimmten wesentlich die Versuchsparameter der nachfolgenden Versuche.
    Bei den spezifischen Versuchen wurden etliche der Herstellparameter systematisch variiert (Tabellen 3e/f). Einerseits wurde der Matrizendurchmesser variiert und wurden hierbei die Preßstempelgeschwindigkeit und Strangpreßtemperatur konstant gehalten, andererseits wurde die Matrizengeometrie konstant gehalten und wurde hierbei die Preßstempelgeschwindigkeit variiert und schließlich wurde die Strangpreßtemperatur legierungsabhängig variiert. Die Preßstempelgeschwindigkeit und das Strangpreßverhältnis ergaben dabei die Strangpreßgeschwindigkeit. Mit Hilfe einer derartigen Parametermatrix war eine Bewertung des Einflusses unterschiedlicher Umformbedingungen möglich. Die Variation der Strangpreßparameter hatte einen unterschiedlichen Einfluß auf das Eigenschaftsprofil der stranggepreßten Magnesiumwerkstoffe. Tendenzen der Werkstoffeigenschaften der verschiedenen Legierungen je nach den Herstellparametem lassen sich aus den Tabellen 3e/f entnehmen.
    Bei den spezifischen Strangpreßversuchen wurde ebenfalls in einer 400-t-Strangpresse bei direktem Strangpressen gearbeitet. Strangpreßtemperatur: 340 °C, 365 °C bzw. 390 °C jeweils nach 1 h Zeit des Aufheizens und Durchwärmens des Bolzens. Es wurden vorwiegend Preßmatrizen mit einem Durchmesser von 15, 16 bzw. 18 mm und entsprechend einem Verpressungsverhältnis von 1 : 24,3, 1 : 21,4 und 1 : 16,9 eingesetzt. Die Preßgeschwindigkeit betrug 3,8 - 4,5, 5,0 - 5,5, 5,8 - 6,5 bzw. 9,5 - 10 m/min. Nur ein kleiner Teil der Strangpreßversuche wird in Tabelle 3e wiedergegeben. Je nach Probe wurde bei einem Rezipientendurchmesser von 74 mm eine Rezipiententemperatur im Bereich von 250 bis 380 °C, ein Matrizendurchmesser im Bereich von 14 bis 18 mm, ein Preßverhältnis A/A0 im Bereich von 16,9 bis 27,9, ein Umformgrad ϕ = In(Ao/A) im Bereich von 2,8 bis 3,3, eine Stempelgeschwindigkeit im Bereich von 145 bis 508 mm/min, eine Strangpreßgeschwindigkeit im Bereich von 3,2 bis 10,8 m/min, ein Preßdruck zu Beginn des Strangpressens im Bereich von 8,7 bis 23,5 MPa und ein Preßdruck zum Ende des Strangpressens im Bereich von 7,2 bis 16,5 MPa und einmalig von 23,3 MPa eingestellt.
    Die aufgetretenen Strangpreßdrücke variierten je nach verwendeter Legierung und eingestellten Parametern in einem breiten Spektrum. Die erreichten Enddrücke lagen für Legierungen ohne Ca-, SE- oder Zr-Zusatz im Bereich um 10 ± 2 MPa bei Strangpreßtemperaturen größer 300 °C und bei Ca-, SE- oder Zr-haltigen Legierungen um bis zu 4 MPa höher. Ursache für die höheren Strangpreßdrücke und somit für den erhöhten Formänderungswiderstand von Magnesiumlegierungen mit Ca-, SE- oder Zr-Zusatz ist ein höherer Anteil an stabilen Ausscheidungen als bei Magnesiumlegierungen ohne diesen Zusatz. Für geringere Temperaturen wurden generell etwas höhere Strangpreßdrücke ermittelt.
    Alle Legierungen, sowohl die Ausgangslegierungen, als auch die durch Zusätze modifizierten Legierungen ließen sich problemlos in einem breiten Temperatur-, Strangpreßgeschwindigkeits- und Strangpreßverhältnisbereich umformen. Die aufgetretenen Strangpreßdrücke variierten je nach verwendeter Legierung und eingestellten Strangpreßparametern. Die Bolzen zeigten eine gute Verpreßbarkeit mit einem großen Spielraum bezüglich Preßkraft und Preßgeschwindigkeit. Die untere Strangpreßtemperatur ist durch die unzureichende plastische Verformbarkeit unterhalb einer Temperatur im Bereich von etwa 200 bis 220 °C bedingt, die obere Strangpreßtemperatur findet ihre Grenzen durch die Nähe zur eutektischen Temperatur und möglicherweise durch die erste Ausbildung von Anteilen einer schmelzflüssigen Phase.
    Die stranggepreßten Rundprofile wurden durch Fräsen und Drehen bearbeitet zu Rundzugproben (d0 = 5 mm, I0 = 5 · d0, kleiner Praportionalitätsstab, nach DIN 50 125), Druckproben (d0 = 10 mm, I0 = 2 · d0, nach DIN 50 106), Schlagbiegeproben (10 x 10 x 55 mm, nach DIN 50 116) und Kerbschlagbiegeproben (nach DIN 50 115). Pro Legierung und Versuch wurden jeweils 5 dieser Proben hergestellt und getestet. Bei allen Proben wurde die Längsrichtung so gewählt, daß sie mit der Richtung des Strangpressens übereinstimmt.
    Beim Zugversuch wurden Zugfestigkeit Rm, Dehngrenze = Streckgrenze RP0,2 und Bruchdehnung A bzw. z.T. auch die Brucheinschnürung BE beim Zugversuch bei einer Zuggeschwindigkeit von 0,5 mm/min bestimmt. Beim Druckversuch wurden Werte der Druckfestigkeit RDm, Stauchgrenze RD0,2 und Stauchung AD bei einer Druckgeschwindigkeit von 0,5 mm/min gewonnen. Der Beginn der plastischen Verformung (Dehn- bzw. Stauchgrenze) wurde graphisch ermittelt. Außerdem wurden Brinellhärte-Messungen nach DIN 50351 durchgeführt. Alle Messungen fanden bei Raumtemperatur statt. Die Ergebnisse der mechanischen Bestimmungen sind in den Tabellen 3a-c und die der Gefügeuntersuchungen in der Tabelle 3d zusammengestellt.
    An ausgewählten Proben wurden Anschliffe hergestellt, die bezüglich mittlerer Korngröße, Gefügeinhomogenitäten sowie Art und Verteilung der enthaltenen ausgeschiedenen Phasen beurteilt wurden. Anhand dieser Bewertung erfolgte eine weitere Optimierung der Herstellungs- und Verarbeitungsparameter.
    Generell trat während des Strangpressens eine dynamische Rekristallisation auf, die in Abhängigkeit von den Strangpreßparametern und der Legierungszusammensetzung zu unterschiedlichen mittleren Korngrößen führte. Je nach den Strangpreßbedingungen ergaben sich trotz gleicher Legierungszusammensetzung Unterschiede im Gefüge der Proben. Die Gefügeausbildung und die erreichte Bruchdehnung korrelierten mit den Verformungsparametern.
    Die an den gegossenen und stranggepreßten Proben ermittelten Festigkeitswerte waren weitaus höher als erwartet. Überraschenderweise war auch das Verformungsvermögen dieser Legierungen sehr hoch. Ferner war es überraschend, daß die Werkstoffeigenschaften der modifizierten Legierungen erstaunlich wenig in Abhängigkeit von den Strangpreßbedingungen variierten, was für eine Fertigung vorteilhaft ist. Ferner war es überraschend, daß die Schlagarbeit der Legierung ZE10 derart hoch lag.
    Die Meßergebnisse der Brinellhärte-Bestimmungen ermöglichten keine besonderen Aussagen. Die Brinellhärte der stranggepreßten Proben erwies sich um 7 bis 22 % größer als bei den Proben im Gußzustand. Die Härte nahm mit dem Aluminium-Gehalt zu.
    Bei der stranggepreßten (=extrudierten) Legierung AM50 lag die Zugfestigkeit bei Werten bis zu 287 MPa, die Druckfestigkeit bei Werten bis zu 365 MPa, die Bruchdehnung bei Werten bis zu 21,6 % und die Schlagarbeit ungekerbter Proben bei Werten bis zu 85 J (Tabellen 3a/c). Alle diese Werkstoffeigenschaften lagen daher signifikant über denen, die an Proben im gegossenen Zustand ermittelt wurden.
    Bei der stranggepreßten Legierung AM20Ca0.2 bzw. AM50Ca0,5 traten im Vergleich zur stranggepreßten Legierung AM20 bzw. AM50 bei den Druck- und Schlagversuchen höhere mechanische Eigenschaften bei einer vergleichbar hohen Duktilität auf, bei den geringer Aluminium-haltigen Legierungen auch bei den Zugversuchen. Da die untersuchten stranggepreßten Proben noch nicht die beste Gefügehomogenität aufwiesen, können hier noch deutlich bessere Eigenschaften erzielt werden. Bei der stranggepreßten Legierung AZ31Ca0.3 bzw. AS41 Ca0.4 lagen die Ergebnisse der Druckfestigkeit höher als bei der stranggepreßten Legierung AZ31 bzw. AS41. Bei diesen Ca-modifizierten Legierungen traten die höchsten ermittelten Druckfestigkeiten auf. Bei den stranggepreßten Legierungen AM50 bzw. AZ31 nahmen die mittleren Korngrößen im Trend mit der Strangpreßtemperatur z.B. im Bereich von 6 bis 12 µm bzw. 3,5 bis 10 µm zu. Bei der Legierung AM50Ca0,5 lag die mittlere Korngröße im Bereich von 4,5 bis 9 µm und somit aufgrund des Ca-Zusatzes geringer, wobei die mittleren Korngrößen proportional zur Strangpreßtemperatur ebenfalls etwas zunahmen.
    Bei der stranggepreßten Legierung ME10 lagen die höchsten Werte der Zugversuche mit der mittleren Zugfestigkeit bei Werten bis zu 336 MPa und der mittleren Streckgrenze bei Werten bis zu 327 MPa. Die gegossene Legierung ME10 zeigte einen sehr hohen plastischen Anteil der Spannung, während sich das Verhältnis des elastischen zum plastischen Anteils beim Strangpressen umkehrte und zu umgekehrten Extremwerten führte (Tabelle 3b). Es traten sehr kleine mittlere Korngrößen im Bereich von 3 bis 5 µm auf.
    Bei der stranggepreßten Legierung MN150Ca0.2 zeigte sich eine sehr starke Steigerung der meisten mechanischen Eigenschaften im Vergleich zur stranggepreßten Legierung MN150. Ein Zusatz von Zr0.7 zur stranggepreßten Ausgangslegierung MN150 wirkte sich nur wenig aus.
    Bei der stranggepreßten Legierung ZE10 wurden zwar geringere mechanische Eigenschaften ermittelt, doch variierten diese sehr stark mit der Temperatur, so daß noch bessere mechanische Eigenschaften mit noch höherer Temperatur erzielt werden können: Die Eigenschaften der Legierung ZE10 werden wesentlich von den Seltenen Erden beeinflußt und können bei der Variation der Seltenerdelemente einschließlich Lanthan und Yttrium bzw. ihrer Gehalte noch weiter optimiert werden. Bei der Legierung ZE10 traten mittlere Korngrößen im Bereich von 6,5 bis 13 µm auf, die wieder mit der Strangpreßtemperatur eher zunahmen; diese Legierung erwärmte sich jedoch mit zunehmender Strangpreßgeschwindigkeit relativ stark, was bei höherer Strangpreßgeschwindigkeit ebenfalls zu etwas größeren mittleren Korngrößen führte. Bei der stranggepreßten modifizierten Legierung ZE10Zr0,7 ergaben sich aufgrund des Zirkonium-Zusatzes sehr viel höhere Festigkeiten als bei der stranggepreßten Ausgangslegierung ZE10. Sie wies wie die zusätzlich Zr0.7 enthaltende stranggepreßte Legierung sehr hohe Werte der Bruchdehnung und der Kerbschlagarbeit auf. So konnte beim Abkühlen von Aluminium-freien Zirkonium-haltigen Schmelzen eine heterogene Keimbildung einsetzen, die aufgrund eines Korngrenzen-Pinnings zu einem besonders feinen Gefüge führte. Die Schlagarbeit an ungekerbten Proben war jedoch aufgrund der inhomogenen Verteilung der Zirkonium-haltigen Phase im Vergleich. zu den Proben der Legierung ZE10 teilweise geringfügig gesunken. Bei der stranggepreßten Legierung ZE14Zr0,7 stabilisierte der Zirkonium-Zusatz das Gefüge. Es entstanden beim Strangpressen Gefüge mit mittleren Korngrößen im Bereich von 2,2 bis 4,5 µm. Diese geringen Korngrößen entstanden über einen weiten Strangpreßparameterbereich. Bei dieser Legierung war die geringe Variation der Korngrößen in Abhängigkeit von den Strangpreßparametern auffällig.
    Ein Zusatz von SE0.7 oder insbesondere von Zr0.7 zur Legierung ZM21 wirkte sich nur wenig auf die mechanischen Eigenschaften aus.
    Es wurde gefunden, daß die Hall-Petch-Beziehung auch für die erfindungsgemäßen Magnesiumlegierungen im Trend gültig ist, nach der die mechanischen Eigenschaften mit kleineren Korngrößen verbessert werden. Das gilt in vielen Fällen vor allem für die Zug- und Druckfestigkeit, aber auch grundsätzlich für die Bruchdehnung und Schlagarbeit.
    Bei diesen Versuchen wurden insbesondere Magnesiumlegierungen als geeignet ermittelt, bei denen je vorhandenem 1 Gew.-% Al ein Gehalt an Ca im Bereich von etwa 0,05 bis 0,2 Gew.-% Ca zugesetzt wurde, um eine Ausscheidung der Al2Ca-Phase zu ermöglichen. Die Phase Al2Ca erwies sich als temperaturstabiler als die Phase Mg17Al12 und konnte daher das Kornwachstum beim Strangpressen besser behindern als die Phase Mg17Al12. Auch die Ausscheidungsphase Mg2Si behinderte das Kornwachstum beim Strangpressen besser als die Phase Mg17Al12. Eine Zugabe von Ca zu Al-freien Legierungen führte zur Bildung von Mg2Ca- bzw. Ca5Zn2-Ausscheidungen. Es zeigte sich, daß die normalerweise bei Al-haltigen Magnesiumlegierungen erscheinende Phase Mg17Al12 zwar eine etwas erhöhte Festigkeit verursacht, aber auch für eine geringere Bruchdehnung verantwortlich ist. Da diese Phase noch spröder ist als als die reine hexagonale Mg-Phase, sollten größere Gehalte von Mg17Al12 vermieden werden.
    Mit den Beispielen wurde nachgewiesen, daß die erfindungsgemäßen Magnesiumlegierungen zum Strangpressen günstig sind, aber sich grundsätzlich zusätzlich oder alternativ zum Strangpressen auch zu anderen Arten des Umformens und weiteren Verformens aufgrund ihrer Werkstoffeigenschaften eignen.
    Ergebnisse der Vorversuche zur Ermittlung der Strangpreßparameter mit der Legierung AZ31 bei einer Strangpreßtemperatur von 400 °C, einem Matrizendurchmesser von 16 mm, einem Rezipientendurchmesser von 74 mm und einem Verpressungsverhältnis von 1 : 21
    Preßgeschwindigkeit Mittlerer Korndurchmesser Zugfestigkeit
    Rm     		Streckgrenze
    RP0,2     		Bruchdehnung A Brucheinschnürung
    m/min µm MPa MPa % %
    4 8,8 277 134 12,5 29,2
    5 9,3 281 141 12,7 29,3
    8,4 9,0 282 137 15,6 35,2
    Einfluß des Verpressungsverhältnisses auf die mittleren Korngrößen und die mechanischen Eigenschaften aus dem Zugversuch bei einer Strangpreßtemperatur von 400 °C bei den Vorversuchen zum Ermitteln der Strangpreßparameter
    Matrizendurchmesser Preßverhältnis Preßgeschwindigkeit mittlerer Korndurchmesser Zugfestigkeit
    Rm     		Streckgrenze
    RP0,2     		Bruchdehnung
    A    		 Brucheinschnürung
    mm m/min µm MPa MPa % %
    16 1 : 21 4 8,8 277 134 12,5 29,2
    12 1 : 38 5 9,3 281 141 12,7 29,3
    Bei den Tabellen 3a-f bedeuten "Guß" = Material im Gußzustand und "extr." = Gußmaterial, das anschließend durch Homogenisieren und Strangpressen (Extrudieren) umgeformt wurde, "B" = Beispiel, "VB" = Vergleichsbeispiel nach dem Stand der Technik, wobei erfindungsgemäßes Beispiel "B" sind nur die mit der AM oder MN bezogenen Legierungen zu betrachten.
    Mittelwerte der Meßergebnisse der mechanischen Versuche an verschiedenen Proben der Ca-. Sr-, SE- und Zr-haltigen Magnesiumlegierungen und deren Ausgangslegierungen:
    Probe Legierung Zugversuch Druckversuch Schlagvers.
    BE
    %    		 Rm
    MPa    		 RP0,2
    MPa    		 A
    %    		 RDm
    MPa    		 Rstauch
    MPa    		 AD
    %    		 CG
    J    		 CUG
    J
    VB 10 AM20   extr. 32,5 274 230 17,9 325 129 7,8 8,6 46
    B 11 AM20Ca0.2   extr. 30,9 283 233 16,6 394 168 13,9 6,8 51
    VB 12 AM50   Guß 14,0 178 69 11,0 338 73 26,0 6,2 13
    B 13 AM50Ca0.5   extr. 30,1 287 197 18,3 373 166 15,8 7,3 66
    B 13a AM50Ca1.5Sr0.2   extr. 27,6 268 186 17,8 n.b. n.b. n.b. 7,7 63
    VB 14 AS41   extr. 19,0 292 202 14,2 355 138 9,3 5,2 52
    B 15 AS41Ca0.4   extr. 18,0 275 188 13,4 406 150 16,0 4,8 51
    VB 16a AZ31   extr. 33,1 282 215 17,6 342 124 8,9 10,8 65
    B 17 AZ31Ca0.3   extr. 30,9 280 199 18,2 389 143 12,5 8,6 59
    VB 18 ME10   Guß 15,3 192 75 7,9 328 83 27,0 7,3 19
    VB 19 MN150   extr. 15,2 225 177 15,2 309 119 14,1 5,1 22
    B 20 MN150Ca0.2 extr. 27,3 264 242 18,3 354 194 14,6 2,5 34
    Mittelwerte der aus dem Spannungs-Dehnungs-Diagramm der Zugversuche für modifizierte Magnesiumlegierungen und deren Ausgangslegierungen bestimmbare Werte. F = RP02 = Fließspannung = elastischer Anteil der Spannung. V = Streckgrenzenverhältnis = F : Z. Rm = Zugspannung Z = elastischer + plastischer Anteil der Spannung:
    Nr. Legierung Spannungen Dehnung
    Fließ-F
    MPa    		 Z - F
    MPa    		 Zug-Z
    MPa    		 V =
    F:Z    		 Aplast
    = A %
    VB 10 AM20   extr. 230 44 274 0,84 17,9
    B 11 AM20Ca0.2   extr. 233 50 283 0,82 16,6
    VB 12 AM50   Guß 69 109 178 0,39 11,0
    B 13 AM50Ca0.5   extr. 197 90 287 0,69 18,3
    B 13a AM50Ca1.5Sr0.2 extr. 186 82 268 0,69 17,8
    VB 14 AS41   extr. 202 90 292 0,69 14,2
    B 15 AS41Ca0.4   extr. 188 87 275 0,68 13,4
    VB 16a AZ31   extr. 215 67 282 0,76 17,6
    B 17 AZ31Ca0.3   extr. 199 81 280 0,71 18,2
    VB 18 ME10   Guß 75 117 192 0,39 7,9
    VB 19 MN150   extr. 177 48 225 0,79 15,2
    B 20 MN150Ca0.2 extr. 242 22 264 0,92 18,3
    Höchste Mittelwerte der Meßergebnisse der mechanischen Eigenschaften ausgewählt aus verschiedenen Einzelproben der modifizierten Magnesiumlegierungen:
    Probe Legierung Zugversuch Druckversuch Schlagvers.
    BE
    %    		 Rm
    MPa    		 RP0,2
    MPa    		 A
    %    		 RDm
    MPa    		 Rstauch
    MPa    		 AD
    %    		 CG
    J    		 CUG
    J
    VB 10 AM20   extr. 36,6 278 238 20,5 352 150 8,4 9,3 50,8
    B 11 AM20Ca0.2   extr. 36,0 294 254 20,8 425 209 15,6 8,0 58,0
    VB 12 AM50   extr. 21,6 287 212 21,6 365 140 11,2 10,0 85,0
    B 13 AM50Ca0.5   extr. 32,0 295 215 20,3 421 186 16,7 7,5 68,5
    B 13a AM50Ca1.5Sr0.2 extr. 32,7 284 207 18,3 n.b. n.b. n.b. 11,2 68,7
    VB 14 AS41   extr. 16,8 284 227 16,8 372 148 10,4 5,5 56,3
    B 15 AS41Ca0.4   extr. 20,7 279 204 16,1 430 169 18,0 5,0 55,0
    B 17 AZ31Ca0.3   extr. 35,3 286 214 21,8 407 162 15,3 9,0 63,7
    VB 19 MN150   extr. 17,8 230 196 17,8 342 150 23,8 5,5 34,8
    B 20 MN150Ca0.2 extr. 33,9 291 286 23,8 383 226 16,5 2,5 42,2
    Vorwiegend auftretende Korngrößen im Gußzustand nach dem Homogenisieren bei 350 °C 4 h bzw. nach dem Strangpressen bei den modifizierten Magnesiumlegierungen und deren Ausgangslegierungen.
    Probe Legierung mittlere Korngrößen, µm
    VB 12 AM50   Guß 95
    VB 13 AM50Ca0,5   Guß 124
    B 13 AM50Ca0,5 extr. 4,6 - 9,2
    B 13a AM50Ca1,5Sr0,2 extr. 8,9 - 17,8
    VB 16 AZ31   Guß 130
    VB 16a AZ31   extr. 3,5 - 6,8
    VB 18 ME10   Guß 103
    Verfahrensparameter zu verschiedenen Proben der modifizierten Magnesiumlegierungen und deren Ausgangslegierungen.
    Probe Legierung Schmelztemperatur Temperatur des Bolzens Umformgrad ϕ= In(Ao/A) Anfangspreßdruck Preßgeschwindigkeit Probenzahl
    °C °C MPa m/min
    VB 10 AM20   extr. 780 - 800 340 - 390 2,8 - 3,3 10,7 - 15,0 4,2 - 9,9 9
    B 11 AM20Ca0.2   extr. 780 200 - 390 2,8 - 3,1 16,7 - 22,2 3,5 - 9,1 11
    VB 12 AM50   Guß 800 1
    B 13 AM50Ca0.5   extr. 780 250 - 340 2,8 - 3,1 15,7 - 23,5 3,4 - 9,2 8
    B 13a AM50Ca1.5Sr0.2 extr. 780 300 - 400 3,1 11,4 - 18,0 3,8 - 4,5 3
    VB 14 AS41   HP extr. 780 250 - 390 2,8 - 3,3 10,7 - 21,4 4,3 - 10,2 10
    B 15 AS41 Ca0.4   extr. 780 250 - 340 2,8 - 3,1 15,5 - 23,0 3,4 - 9,3 8
    VB 16 AZ31   Guß 800 1
    VB 16a AZ31   extr. 780 - 800 250 - 390 2,8 - 3,2 10,6 - 20,8 4,2 - 10,6 17
    B 17 AZ31Ca0.3   extr. 780 250 - 365 2,8 - 3,1 15,9 - 21,7 3,4 - 9,1 9
    B17a AZ31Ca0.5   extr. 780 250 - 365 2,8 - 3,1 14,7 - 21,2 3,5 - 9,1 9
    VB 18 ME10   Guß 800 340 1
    VB 19 MN150   extr. 780 - 800 250 - 390 2,8 - 3,3 8,7 - 14,6 4,5 - 10,8 10
    B 20 MN150Ca0.2extr. 780 250 - 340 2,8 - 3,1 16,4 - 21,5 3,2 - 8,7 8
    Figure 00270001
    Figure 00280001
    Figure 00290001

    Claims (12)

    1. Magnesiumlegierung, die 0,2 bis 4 Gew.-% Mn sowie 0,2 bis 6 Gew.-% Ca oder/und 0,1 bis 6 Gew.-% Sr enthält und Zusätze oder Spuren an Cd kleiner als 1,8 Gew.-% und Spuren von bis zu 0,1 Gew.-% Cu sowie, bis zu 0,05 Gew.-% Fe und bis zu 0,005 Gew.-% Ni enthalten kann, wobei die restlichen Gehalte der Magnesiumlegierung aus Magnesium und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen, hergestellt durch Strangpressen oder Schmieden mit einem Umformgrad von mindestens 1,5 unter dynamischer Rekristallisation und unter Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges mit einer mittleren Korngröße von höchstens 25 µm, wobei ihre Druckfestigkeit mindestens 300 MPa, ihre Schlagarbeit gemessen an ungekerbten Proben mindestens 20 J und ihre Bruchdehnung gemessen an Zugproben mindestens 15 % beträgt.
    2. Magnesiumlegierung auf Basis AM (Aluminium/Mangan) oder MA (Mangan/Aluminium), die 0,5 bis 10 Gew.-% Al und 0,1 bis 4 Gew.-% Mn sowie jeweils 0,1 bis 6 Gew.-% Ca oder/und Sr enthält und Zusätze oder Spuren an Cd kleiner als 1,8 Gew.-% und Spuren von bis zu 0,1 Gew.-% Cu sowie, bis zu 0,05 Gew.-% Fe und bis zu 0,005 Gew.-% Ni enthalten kann, wobei die restlichen Gehalte der Magnesiumlegierung aus Magnesium und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen, hergestellt durch Strangpressen oder Schmieden mit einem Umformgrad von mindestens 1,5 unter dynamischer Rekristallisation und unter Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges mit einer mittleren Korngröße von höchstens 25 µm, wobei ihre Druckfestigkeit mindestens 320 MPa, ihre Schlagarbeit gemessen an ungekerbten Proben mindestens 40 J und ihre Bruchdehnung gemessen an Zugproben mindestens 16 % beträgt.
    3. Magnesiumlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sie einen plastischen Anteil der Spannung bestimmt im Zugversuch nach dem Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus der Differenz von Zugspannung und Fließspannung von mindestens 40 MPa aufweist.
    4. Magnesiumlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sie ein Gefüge mit einer mittleren Korngröße von nicht mehr als 20 µm aufweist.
    5. Magnesiumlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sie umgeformt ist und ein feinkörniges, dynamisch rekristallisiertes Gefüge und einen Gehalt an Ausscheidungsphasen von nicht mehr als 5 Vol.-% aufweist.
    6. Verfahren zum Herstellen einer Magnesiumlegierung nach mindestens einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass ein urgeformter oder kompaktierter Formkörper hergestellt und durch Umformen oder/und Verformen dynamisch rekristallisiert wird.
    7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der umgeformte oder/und verformte Formkörper zu einem Halbzeug oder/und einem aus oder mit diesem Halbzeug gefertigten Bauteil bearbeitet bzw. verarbeitet wird.
    8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass das hergestellte Halbzeug bzw. das aus oder mit dem Halbzeug hergestellte Bauteil gerichtet, z. B. durch Biegen, Drücken, Druckwalzen, Streckziehen, Tiefziehen, Innenhochdruckumformen oder Walzprofilieren weiter verformt, bearbeitet, gefügt oder/und oberflächenbehandelt wird.
    9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug oder das daraus oder damit hergestellte Bauteil durch mindestens ein wärmearmes Fügeverfahren wie z. b. Kleben, Nieten, Strecken, Anpressen, Einpressen, Clinchen, Falzen, Schrumpfen oder Schrauben oder/und mindestens ein wärmeeinbringendes Fügeverfahren wie z. B. Verbundgießen, Verbundschmieden, Verbundstrangpressen, Verbundwalzen, Löten oder Schweißen, insbesondere Strahlschweißen oder Schmelzschweißen, mit einem gleichartigen oder andersartigen Halbzeug oder Bauteil verbunden wird.
    10. Halbzeug aus einer Magnesiumlegierung oder daraus oder damit hergestelltes Bauteil oder Verbund mit einem solchen Halbzeug oder Bauteil, dadurch gekennzeichnet, dass es/er nach mindestens einem der vorstehenden Ansprüche hergestellt wurde.
    11. Verwendung einer Magnesiumlegierung, hergestellt nach mindestens einem der Ansprüche 6 bis 9, als Felge, Getriebegehäuse, Lenkradskelett, Querlenker, Rahmenelement, Element von Fahrzeugzellen oder Fahrzeugaußenhaut, Fahrzeugzelle oder Fahrzeugaußenhaut, Cockpitträger, Cockpithaut, Gehäuse, Bodenelement, Boden, Deckel, Tankelement, Tankklappe, Halterung, Stütze, Träger, Winkel, Hohlprofil, Rohr, Deformationselement, Crashelement, Crashabsorber, Pralldämpfer, Prallschild, Prallträger, Kleinteil, als geschweißte Profilkonstruktion, für die Fahrzeugkarosserie, für Sitz-, Fenster- oder/und Türrahmen, als Halbzeug, Bauteil oder Verbund am oder im Automobil oder Flugzeug.
    12. Verwendung eines Halbzeuges aus einer Magnesiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, eines daraus oder damit hergestellten Bauteiles oder/und eines Verbundes mit mindestens einem derartigen Halbzeug oder/und Bauteil als Felge, Getriebegehäuse, Lenkradskelett, Querlenker, Rahmenelement, Element von Fahrzeugzellen oder Fahrzeugaußenhaut, Cockpitträger, Gehäuse, Bodenelement, Deckel, Tankelement, Tankklappe, Halterung, Stütze, Träger, Winkel, Hohlprofil, Rohr, Deformationselement, Crashelement, Crashabsorber, Pralldämpfer, Prallschild, Prallträger, Kleinteil, als geschweißte Profilstruktionen, für die Fahrzeugkarosserie, für Sitz-, Fenster- oder/und Türrahmen, als Halbzeug, Bauteil oder Verbund am oder im Automobil oder Flugzeug.
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