EP3538682B1 - Blech aus einer magnesiumbasislegierung und verfahren zur herstellung eines bleches und blechbauteils aus dieser - Google Patents

Blech aus einer magnesiumbasislegierung und verfahren zur herstellung eines bleches und blechbauteils aus dieser Download PDF

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EP3538682B1
EP3538682B1 EP17794741.3A EP17794741A EP3538682B1 EP 3538682 B1 EP3538682 B1 EP 3538682B1 EP 17794741 A EP17794741 A EP 17794741A EP 3538682 B1 EP3538682 B1 EP 3538682B1
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EP
European Patent Office
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sheet metal
weight
metal component
alloy
sheet
Prior art date
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EP17794741.3A
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French (fr)
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EP3538682A1 (de
Inventor
David Klaumünzer
Peter Uggowitzer
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Volkswagen AG
Original Assignee
Volkswagen AG
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Publication date
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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
    • C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a semi-finished product from a magnesium-based alloy and a sheet metal component produced according to this method.
  • the invention also relates to a sheet metal component that can be produced using the method.
  • the casting and rolling process provides an improvement in terms of an economical process for the production of magnesium sheets, in which the melt is guided directly between two rolls and thus a large number of rolling steps up to the final thickness, as required in the conventional slab rolling process, are saved.
  • Such a procedure is from the DE 100 52 423 C1 known in which a melt of a magnesium alloy is continuously cast into a pre-strip with a thickness of at most 50 mm and in which the cast pre-strip is hot-rolled into a hot strip with a final thickness of at most 4 mm.
  • calcium and zirconium are added to the magnesium alloy, which is associated with higher costs.
  • EP 2 631 312 A1 describes a compressor for air conditioning systems made from a wrought magnesium alloy containing 0.2 to 15% by weight of Al, 0.3 to 10% by weight of Ca, 0.05 to 1.5% by weight of Mn and the remainder magnesium and contains unavoidable impurities.
  • the component is manufactured by plastic processing, in particular extrusion.
  • yield limit values of over 200 MPa are to be aimed for, in borderline cases also of over 300 MPa.
  • Alloys with a high content of rare earth metals such as conventionally manufactured high-strength variants with long-period stacking order structures, are then no longer an option.
  • alloy design moves in a narrow corridor, since a desired high room temperature strength in many cases also means high strength at elevated temperatures, which has a detrimental effect on the process speed during forming.
  • alloys with artificial hardening potential i.e. those that only receive final strength through precipitation hardening after hot forming and thus in one comparatively "soft" state can be manufactured inexpensively as a semi-finished product (ie sheet metal or sheet metal component) and then further processed.
  • the object of the invention is to provide a method for producing a sheet metal or sheet metal component from a cost-effective magnesium-based alloy with which an advantageous sheet metal component can be produced.
  • the sheet metal obtained by this process is cut to transportable lengths and / or can be wound into a coil.
  • the combination of the special magnesium alloy with the casting rolling leads to several advantages: With the method according to the invention, a sheet can be provided in a particularly cost-effective manner which, after further processing, has excellent mechanical properties.
  • solution heat treatment is carried out following method step d).
  • the sheet metal is preferred After the cast strip has cooled to room or ambient temperature, heat energy is supplied again in order to raise the temperature of the sheet metal above room temperature. This is followed by deformation or hot deformation of the sheet metal at an elevated temperature to produce a sheet metal component. This enables particularly high deep-drawing rates to be achieved.
  • process step e ′ after process step d), solution annealing is carried out following process step d), with the sheet metal being formed or hot formed to produce a sheet metal component using the process heat from the solution heat treatment.
  • This process design can be particularly effective in reducing the energy requirement.
  • a high-strength sheet metal component can be provided in a particularly cost-effective manner.
  • One of the advantages here is that the sheet metal component with complex geometry can be manufactured at a relatively high process speed or at low forming forces and temperatures, even though it is a wrought magnesium alloy.
  • the sheet metal component is hardened to form Al 2 Ca precipitates or metastable precursors of such precipitates.
  • the curing takes place at a temperature of 150 ° C. to 250 ° C. in a period of 5 to 180 minutes, particularly preferably at a temperature of 150 ° C. to 200 ° C. in a period of 30 to 90 minutes the hardening takes place after the shaping of the sheet metal component.
  • curing can take place without additional energy supply during the drying of the lacquered sheet metal component in the body-integrated state. This heating after pressing to form a sheet metal component is also called outsourcing.
  • the yield strength of the sheet is particularly preferably increased by at least 75 MPa.
  • a high-strength sheet metal component can be provided in a particularly cost-effective manner.
  • One of the advantages here is that the sheet metal component with complex geometry can be manufactured at a relatively high process speed or at low forming forces and temperatures, even though it is a wrought magnesium alloy.
  • the alloying elements aluminum, calcium and manganese can be coordinated by correspondingly coordinating the melt.
  • the melt can contain 0.4% by weight to 0.95% by weight, preferably 0.5% by weight to 0.8% by weight, in particular 0.55% by weight to 0.75% by weight. -%, contain aluminum.
  • a certain minimum content of aluminum is necessary, since aluminum is required both for fine-grain hardening via the Al 8 Mn 5 dispersoids and for precipitation hardening via the Al 2 Ca phases.
  • a maximum content is also preferably limited, since the solidus temperature falls with increasing Al content and the process window for hot forming becomes too narrow.
  • the melt can contain 0.2% by weight to 0.55% by weight, preferably 0.25% by weight to 0.45% by weight, in particular 0.30% by weight to 0.40 Contain% by weight calcium. Tests have shown that if the calcium content is too high, calcium can no longer be dissolved and the primary Mg 2 Ca phase is formed directly from the melt.
  • Manganese can advantageously be provided in the melt in a content range of 0.2% by weight to 0.55% by weight, in particular 0.3% by weight to 0.55% by weight.
  • Both alloying elements, i.e. calcium and manganese, like aluminum, are matched in terms of content so that both a fine grain and precipitation hardening can be achieved in the Mg-Al-Ca-Mn system.
  • both fine-grain hardening and precipitation hardening can be achieved, so that excellent mechanical characteristics of the sheet metal component produced can also be achieved with rapid cooling from the melt, as is the case with casting and rolling.
  • the alloy design of the magnesium-based alloy according to the invention is based on the concept of fine-grain hardening, i.e. the avoidance or at least reduction of grain growth during hot forming, and the concept of precipitation hardening.
  • the inexpensive alloy elements, calcium, aluminum and manganese are used. Due to the relatively low alloy content, primary precipitations from the melt, which would be extremely disadvantageous in the further process, are avoided.
  • the "lean" alloys with low proportions of alloying elements have the advantage of a low braking effect of dissolved alloy atoms on the dislocation movement at elevated temperatures, which manifests itself in low deformation forces and higher deformation speeds, which is desirable.
  • lean alloys Another advantage of the lean alloys is their low tendency to segregation, so that process costs can be saved by shortening long homogenization treatments, provided that these segregations can be resolved at all. It is clear that avoiding segregation during cast rolling will have a direct and significant impact on sheet quality.
  • the alloying elements are advantageously matched when the following conditions are met:
  • the proportion of aluminum in percent by weight in the magnesium alloy must be greater than the sum of 1.1 times the calcium proportion and 0.5 times the manganese content, each in percent by weight.
  • the calcium content in percent by weight multiplied by 1.1 plus the manganese content in percent by weight multiplied by 0.5 results in a value, the aluminum content in percent by weight having to be greater than this value.
  • the proportion of aluminum in percent by weight in the magnesium alloy must be less than the sum of 1.3 times the calcium proportion and 0.8 times the manganese proportion in each case in percent by weight.
  • the calcium content in percent by weight multiplied by 1.3 plus the manganese content in percent by weight multiplied by 0.8 results in a value, the aluminum content in percent by weight having to be less than this value.
  • an alloy which can be used in the method according to the invention advantageously has Al 2 Ca precipitates. Furthermore, Al 8 Mn 5 dispersoids can also be present.
  • the specifically coordinated alloy design has the advantage that, on the one hand, fine Al 8 Mn 5 dispersoids can precipitate during the homogenization annealing and, on the other hand, Al 2 Ca phases that increase hardness can occur during the subsequent hardening.
  • the Al 8 Mn 5 dispersoids act as grain growth hammers, so that a grain that is as fine as possible is formed when the sheet is rolled or reshaped, and with an optional one Solution heat treatment is retained.
  • the Al 2 Ca phases are precipitated, which leads to an increase in hardness.
  • the invention thus makes use of both the concept of fine-grain hardening and the concept of precipitation hardening to the greatest possible extent. This requires the coordination of the individual alloy elements provided according to the invention, which ensures that after the precipitation of the Al 8 Mn 5 dispersoids there is still enough aluminum to also form the Al 2 Ca phases during precipitation hardening.
  • the sheet metal component preferably has a tensile strength (R m ) of at least 220 MPa, in particular 250 MPa, and a yield point (R p0.2 ) of at least 200 MPa, in particular 220 MPa. This enables a particularly effective substitution of aluminum components by magnesium components.
  • At least 98% of all grains have a grain size in a range between 3 ⁇ m and 30 ⁇ m.
  • a mechanical property of the sheet metal component in the three spatial directions (RD, TD, ND) of the sheet metal component cannot vary by more than 30%.
  • the alloy design according to the invention takes into account both fine-grain hardening and precipitation hardening. These two concepts are set out below in light of the prior art.
  • a ZX10 alloy with about 1% zinc (Zn) and 0.3% calcium (Ca) has a grain size of approx. 1.8 ⁇ m after extrusion at 325 ° C and, associated with this, very good mechanical properties (yield point ⁇ 250 MPa , Tensile strength ⁇ 270 MPA, elongation at break ⁇ 20%).
  • yield point ⁇ 250 MPa Tensile strength ⁇ 270 MPA, elongation at break ⁇ 20%
  • the deliberately introduced fine particles of the type Mg 2 Ca have an adverse effect on the extrusion rate and result in a low piston speed of only about 0.5 mms -1 to 1 mms -1.
  • alloys with an even lower alloy content e.g.
  • the microstructure is free of intermetallic phases that inhibit grain growth at the press temperature ( J. Hofstetter, S. Joedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, PJ Uggowitzer, JF Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [ HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) pp. 423-432 ).
  • the higher extrusion speed possible as a result comes at the expense of a significantly larger grain and correspondingly lower mechanical properties.
  • a pressing of ZX10 at 400 ° C with a punch speed of 5 mms -1 leads to a grain size of 6.8 ⁇ m, a yield point of ⁇ 140 MPa, a tensile strength of ⁇ 225 MPa and an elongation at break of ⁇ 25% ( J. Hofstetter, S. Joedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, PJ Uggowitzer, JF Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [ HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) pp. 423-432 ). Similar difficulties with the coarsening of the grain are known from hot rolling or hot forming of Mg-Zn-Ca sheets.
  • Mg 2 Ca is slightly less noble than Mg and therefore has an anodic effect.
  • a selective corrosion attack is largely avoided, which leads to a very high corrosion resistance of this alloy ( J. Hofstetter, M. Becker, E. Martinelli, AM Weinberg, B. Mingler, H. Kilian, S. Pogatscher, PJ Uggowitzer, JF Löffler: High-strength lowallowy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys with excellent biodegradation performance , J. Metals [JOM] Vol. 66 [2014] pp. 566-572 ).
  • SSSS supersaturated solid solution
  • Guinier-Preston zones GP zones
  • GP zones ⁇ '(MgCaZn) - ⁇ (Mg, Zn) 2 Ca with a low Zn / Ca ratio
  • SSSS - GP zones fine plate-shaped IM1 with increased Zn / Ca ratio
  • JF Nie Precipitation and hardening in magnesium alloys, Metall. Mater. Trans. Vol. 43A [2012] pp. 3891-3939 ; K. Oh-ishi, R. Watanabe, CL Mendis, K. Hono: Age-hardening response of Mg-0.3 at.% Ca alloys with different Zn contents, Mat. Sci.
  • the annealing temperature is above the solvus temperature of Mg 2 Ca and the grain growth-inhibiting particles are dissolved.
  • the grain size increases from 1.8 ⁇ m to 75 ⁇ m, with a corresponding loss of grain hardening.
  • the intermetallic particles are retained and there is no noticeable grain growth.
  • the precipitation pressure is lower because not all of the alloying elements are in solid solution.
  • the solution-annealed condition shows noticeable artificial aging with a maximum increase in T6 hardness of approx. 12 HV points.
  • the hardening loss due to the coarsening of the grain is, however, much more pronounced than the hardening gain due to precipitation hardening.
  • the artificial hardening of the recrystallization annealed condition with only 3 HV hardening points is very low. This may be due to the reduced precipitation pressure, but also to the lower content of trapped vacancies, which, together with the intermetallic Mg 2 Ca phases present, can lead to preferably heterogeneous precipitation of the IM1 precursor phase. In any case, an effective combination of fine-grain hardening and precipitation hardening cannot be implemented to the desired extent in the Mg-Zn-Ca alloy system.
  • Figure 1 shows a preferred variant of steps a) and b) in which an alloy 10 is shown as a melt 10 'and as a cast strip 10 ".
  • the alloy 10 has a composition of 0.65 wt.% Al, 0.3 wt. % Ca and 0.5 wt% Mn, the remainder being magnesium and manufacturing impurities.
  • the magnesium alloy does not contain rare earths in this embodiment.
  • the weight percentage of manufacturing impurities is limited to less than 55 ppm for each element.
  • the alloy 10 is melted and a melt 10 'is set with a temperature in the range from 680 ° C. to 750 ° C.
  • the molten magnesium alloy 10' is fed between a first roller 12 and a second roller 14 of the casting and rolling plant 16.
  • the rolling speed 18 of the Rolls 12, 14 can be between 1.5 m / min to 3.5 m / min.
  • the strip 10 ′′ is drawn off in the vertical direction downwards, with the melt 10 ′ between the rolls 12, 14 at least est solidified to such an extent that the cast strip 10 ′′ can be pulled off.
  • the thickness 20 of the cast strip 10 ′′ thus produced is 1-5 mm, preferably 2-5 mm.
  • the width 22 of the cast strip 10 ′′ is preferably 200 cm wide, depending on the system technology.
  • Figure 2 shows a preferred exemplary embodiment of step c) of the method, the cast strip 10 ′′ being subjected to a homogenization annealing.
  • the homogenization annealing takes place at 480-520 ° C. for 20 minutes to 1 h, the cast strip 10 ′′ being heated slowly.
  • a heating rate of about 4 ° C./min is preferably selected for the system.
  • the thermal energy Q is supplied to the cast strip 10 ′′ via this However, the cast strip 10 ′′ is cooled rapidly in air at a high cooling rate.
  • the cast strip 10 ′′ is then rolled in several passes to the final thickness. This is 0.5-3 mm.
  • the cast strip 10 ′′ is hot rolled in passes I to VII.
  • the degree of rolling is between 0.005-0.3 depending on the choice of rolling temperature, which is in the range between 250 ° C - 420 ° C, preferably between 350 ° C-400 ° C. This requires the cast strip 10 ′′ to be reheated before each pass.
  • passes I to VII are followed by cold rolling with passes VIII and IX.
  • passes VIII and IX is not absolutely necessary , as in Fig. 4 shown, is rolled up into a coil 3 in an intermediate step. The coil is cut into sheet metal sections in a cutting system 4.
  • the sheet metal 1 is now fed as a coil 3 or sheet metal section to a buffer zone 6 before the sheet metal 1 is fed to a furnace 7 for solution annealing.
  • the sheet 1 is solution annealed at 480.degree. C.-520.degree. C. for 10-30 min, followed by rapid cooling in air in a cooling zone 8.
  • the sheet 1 is converted into a coil 3 via a transfer device 18 or sheet metal section is fed to a heating furnace 11 and heated to a temperature of 120 ° C.-280 ° C.
  • the sheet metal 1 is then fed as quickly as possible via a robot 12 to a press 14 and hot-formed in a tool 13.
  • the press 14 can be 15 are kept at a constant temperature.
  • Sheet metal components 5 are thus produced in the press 14 by means of hot forming in the temperature range from 120 ° C. to 280 ° C. and subsequent aging at 150 ° C. to 250 ° C. for 5 minutes to 2 hours.
  • the sheet metal component 5 is removed from the press 14 via a transfer device 16 and fed to a retrieval furnace 17.
  • the increase in strength achieved in the sheet metal component through aging, measured as the increase in the yield point, is 75-100 MPa.
  • the aging treatment following the component reshaping is preferably carried out after the sheet metal components have been joined to form a sheet metal composite or a body during the drying of the paint on the entire body.
  • the solution heat treatment connected to the sheet metal production can be combined with the heating of the sheet metal prior to forming.
  • the forming then takes place in a little or completely unheated tool.
  • a coordinated alloy design for sheet metal is required to achieve both fine grain hardening and precipitation hardening.
  • it is also advantageous to ensure rapid solidification of the alloy melt as is the case with cast rolling.
  • the precipitation of coarse Al 8 Mn 5 dispersoids directly from the melt can be prevented and Al and Mn can be kept in solution for as long as possible, so that the dispersoids can be separated out in fine form during the heating process with a homogenization annealing.
  • precipitation hardening is then achieved via the precipitation of Al 2 Ca.
  • Fig. 7 shows an example of the result of an alloy with 0.65% Al, 0.3% Ca and 0.5% Mn (a total of 0.99 atom% alloy content) optimized for this purpose.
  • the elimination pressure and the expected increase in hardness are to be set accordingly higher. Due to the formation of the Al 8 Mn 5 dispersoids, which stabilize the grain boundary, the Al content is not reduced to an inadmissible extent, so that at the solvus temperature of Al 2 Ca approx. 0.3 atom% Al remains in solution and for the formation of Al 2 Ca is available as from Fig. 8 emerges.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges aus einer Magnesiumbasislegierung und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Blechbauteil. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein mit dem Verfahren herstellbares Blechbauteil.
  • Während Gussbauteile aus Magnesiumlegierungen seit Jahrzehnten in substanzieller Menge in verschiedenen industriellen Sektoren erfolgreich verwendet werden, ist der Einsatz von Magnesium-Knetlegierungen zurzeit noch auf wenige Bereiche und Nischenanwendungen beschränkt. Dies liegt vor allem an erhöhten Prozesskosten zur Herstellung und Verarbeitung von Halbzeugen aus Magnesiumbasislegierungen, hauptsächlich hervorgerufen durch eine schlechte Verformbarkeit des hexagonalen Gitters. Die hergestellten Bleche weisen oft eine stark ausgeprägte Textur in der Kornorientierung auf, die durch eine bevorzugte Orientierung der Basalflächen in der Blechebene hervorgerufen wird. Diese bevorzugte Orientierung der Basalflächen in der Blechebene schränkt das Verformungsverhalten bei Raumtemperatur signifikant ein. Dies bedingt beispielsweise die Notwendigkeit des Warmwalzens und einer Warmumformung von Blechen, was zu unwirtschaftlichen Prozessen führt.
  • Eine Verbesserung hinsichtlich eines wirtschaftlichen Verfahrens zur Herstellung von Magnesium-Blechen liefert das Gießwalzverfahren, in dem die Schmelze direkt zwischen zwei Walzen geführt wird und somit eine Vielzahl von Walzschritten bis zur Enddicke, wie im konventionellen Brammenwalzprozess nötig, eingespart wird. Ein solches Verfahren ist aus der DE 100 52 423 C1 bekannt, bei dem eine Schmelze aus einer Magnesium-Legierung kontinuierlich zu einem Vorband mit einer Dicke von höchstens 50 mm vergossen wird und bei dem das gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Enddicke von höchstens 4 mm warmgewalzt wird. Bei diesem Verfahren werden Calcium und Zirkon der Magnesiumlegierung zugegeben, was mit höheren Kosten verbunden ist.
  • Eine alternative Legierung ist aus dem Dokument WO 2013/156523 A1 bekannt, das eine Magnesiumlegierung mit Calciumanteil beschreibt, die zusammen mit dem abgestimmten Walzprozess sehr gute Umformeigenschaften aufweist. Den oben genannten Legierungen und Herstellungsprozessen ist aber allesamt gemein, dass das gute Umformverhalten mit einer niedrigen Streckgrenze und Zugfestigkeit erkauft wird.
  • EP 2 631 312 A1 beschreibt einen Kompressor für Klimaanlagen aus einer Magnesium-Knetlegierung, die 0,2 bis 15 Gew.-% AI, 0,3 bis 10 Gew.-% Ca, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Mn und als Rest Magnesium und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Die Herstellung des Bauteils erfolgt durch plastische Verarbeitung, insbesondere Extrusion.
  • Eine passende Legierungsentwicklung für dieses Verfahren ist vonnöten und folgt den folgenden Überlegungen:
    Bekannte Knetlegierungen aus Magnesiumbasislegierungen weisen im Vergleich zu Legierungen auf Basis von Aluminium geringere Festigkeitseigenschaften auf. Es besteht daher ein erheblicher Bedarf an höherfesten Magnesiumlegierungen, welche in der Zusammensetzung kostenneutral umsetzbar sind und durch verbesserte Eigenschaften wesentliche Kostenvorteile im Herstellungs- und Verarbeitungsprozess ergeben.
  • Um der vorstehenden Zielsetzung gerecht werden zu können, sind beim Legierungsdesign eine Reihe wichtiger Punkte zu beachten.
  • Zum einen sind Streckgrenzwerte von über 200 MPa anzustreben, im Grenzfall auch von über 300 MPa. Auch Legierungen mit hohem Gehalt an Seltenerdmetallen, wie beispielsweise konventionell gefertigte hochfeste Varianten mit Long-Period-Stacking-Order-Strukturen, kommen dann nicht mehr infrage.
  • Eine Verformung bei erhöhten Temperaturen ist oftmals begleitet von ausgeprägtem Kornwachstum, was zu einer Reduktion der Festigkeit und Duktilität sowie einer Erhöhung der mechanischen Anisotropie führt und nachdrücklich vermieden werden sollte. Eine Kornwachstumshemmung kann durch gezielte Ausscheidung von fein verteilten intermetallischen Phasen erfolgen, welche dann aber rekristallisationshemmend wirken können, die Umformkräfte erhöhen und eventuell die erzielbare Umformgeschwindigkeit deutlich reduzieren. Aus diesem Betrachtungswinkel bewegt man sich beim Legierungsdesign in einem schmalen Korridor, da eine angestrebte hohe Raumtemperaturfestigkeit in vielen Fällen auch eine hohe Festigkeit bei erhöhten Temperaturen bedeutet, was sich nachteilig auf die Prozessgeschwindigkeit beim Umformen auswirkt. Eine Ausnahme bilden diesbezüglich Legierungen mit Warmaushärtungspotenzial, also solche, welche eine Endfestigkeit durch eine Ausscheidungshärtung erst nach der Warmumformung erhalten und somit in einem vergleichsweise "weichen" Zustand kostengünstig als Halbzeug (d.h. Blech, bzw. Blechbauteil) hergestellt und anschließend weiterverarbeitet werden können.
  • Ein solcher Prozess ist hinreichend bekannt bei der Herstellung von Teilen aus Aluminium-Blechlegierungen für die Automobilindustrie, die in einem "weichen", lösungsgeglühten Zustand umgeformt und in die Karosseriestruktur gefügt werden und anschließend in der Lacktrocknung im Bauteil auf Endfestigkeit härten. Diese Festigkeitssteigerung beträgt nicht selten nahezu 100 MPa, wobei die Prozessgrenzen stark durch den Produktionsprozess eingeschränkt sind mit Temperaturen unter 200°C und Haltezeiten unter einer Stunde.
  • Hier setzt die Erfindung an. Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs bzw. Blechbauteils aus einer kosteneffizienten Magnesiumbasislegierung anzugeben, mit dem ein vorteilhaftes Blechbauteil hergestellt werden kann.
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren sowie ein damit herstellbares Blechbauteil mit den Merkmalen der unabhängigen Ansprüche gelöst.
  • Das Verfahren zur Herstellung eines Bleches umfasst dabei folgende Schritte:
    1. a) Herstellen einer Schmelze enthaltend in Gewichtsprozent
      • 0,35 % bis 0,95 % Aluminium
      • 0,1 % bis 0,6 % Calcium
      • 0,1 % bis 0,6 % Mangan
        und als Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen;
    2. b) Herstellen eines Gussbandes mittels Gießwalzen mit rascher Erstarrung;
    3. c) Homogenisierungsglühen des Gussbandes;
    4. d) Warmwalzen des Gussbandes in mehreren Stichen auf Enddicke zu einem Blech.
  • Das nach diesem Verfahren erhaltene Blech wird auf transportierbare Längen abgeschnitten und/oder kann zu einem Coil aufgewickelt werden. Die Kombination der speziellen Magnesiumlegierung mit dem Gießwalzen führt zu mehreren Vorteilen: Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren kann auf besonders kostengünstige Weise ein Blech bereitgestellt werden, das nach der Weiterverarbeitung hervorragende mechanische Eigenschaften aufweist.
  • In einem bevorzugten Verfahrensschritt e) wird nach dem Verfahrensschritt d) eine Lösungsglühung in Anschluss an Verfahrensschritt d) durchgeführt. Bevorzugt wird dem Blech nach Abkühlung des Gussbandes auf Raum- bzw. Umgebungstemperatur erneut Wärmeenergie zugeführt, um die Temperatur des Bleches über Raumtemperatur anzuheben. Anschließende erfolgt eine Umformung bzw. Warmumformung des Bleches bei erhöhter Temperatur zur Herstellung eines Blechbauteils. Dadurch lassen sich besonders hohe Tiefziehraten erzielen.
  • In einem besonders bevorzugten Verfahrensschritt e') wird nach dem Verfahrensschritt d) eine Lösungsglühung in Anschluss an Verfahrensschritt d) durchgeführt, wobei unter Ausnutzung der Prozesswärme aus der Lösungsglühung in direktem Anschluss eine Umformung bzw. Warmumformung des Bleches zur Herstellung eines Blechbauteils erfolgt. Durch diese Prozessgestaltung kann der Energiebedarf besonders wirksam gesenkt werden.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren kann auf besonders kostengünstige Weise ein hochfestes Blechbauteil bereitgestellt werden. Dabei ist unter anderem von Vorteil, dass die Herstellung des Blechbauteils mit komplexer Geometrie mit relativ hoher Prozessgeschwindigkeit, bzw. bei niedrigen Umformkräften und Temperaturen erfolgen kann, obwohl es sich um eine Magnesium-Knetlegierung handelt.
  • In einem weiteren bevorzugten Verfahrensschritt f) erfolgt nach dem Verfahrensschritt e) bzw. e') ein Aushärten des Blechbauteils zur Ausbildung von Al2Ca Ausscheidungen oder metastabilen Vorstufen solcher Ausscheidungen. Die Aushärtung erfolgt bei einer Temperatur von 150° C bis 250 °C in einer Zeitspanne von 5 bis 180 min., besonders bevorzugt bei einer Temperatur von 150° C bis 200 °C in einer Zeitspanne von 30 bis 90 min.. Vorteilhaft kann somit die Aushärtung nach der Formgebung des Blechbauteils erfolgen. Dabei kann die Aushärtung ohne zusätzliche Energiezufuhr in der Automobilindustrie während der Lacktrocknung des lackierten Blechbauteiles im karosserieintegrierten Zustand erfolgen. Diese Erwärmung nach dem Pressen zu einem Blechbauteil wird auch Auslagerung genannt. Dabei wird besonders bevorzugt die Streckgrenze des Bleches um mindestens 75 MPa erhöht.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren kann auf besonders kostengünstige Weise ein hochfestes Blechbauteil bereitgestellt werden. Dabei ist unter anderem von Vorteil, dass die Herstellung des Blechbauteils mit komplexer Geometrie mit relativ hoher Prozessgeschwindigkeit, bzw. bei niedrigen Umformkräften und Temperaturen erfolgen kann, obwohl es sich um eine Magnesium-Knetlegierung handelt.
  • Bei einem erfindungsgemäßen Verfahren kann eine Abstimmung der Legierungselemente Aluminium, Calcium und Mangan durch entsprechende Abstimmung der Schmelze erfolgen.
  • Die Schmelze kann 0,4 Gew.-% bis 0,95 Gew.-%, vorzugsweise 0,5 Gew.-% bis 0,8 Gew.-%, insbesondere 0,55 Gew.-% bis 0,75 Gew.-%, Aluminium enthalten. Wie nachfolgend noch im Detail erläutert wird, ist ein gewisser Mindestgehalt an Aluminium notwendig, da Aluminium sowohl für die Feinkornhärtung über die Al8Mn5-Dispersoide als auch für die Ausscheidungshärtung über die Al2Ca-Phasen erforderlich ist. Auf der anderen Seite ist auch ein Maximalgehalt vorzugsweise beschränkt, da mit steigendem Al-Gehalt die Solidustemperatur absinkt und damit das Prozessfenster für die Warmformgebung zu eng wird.
  • Des Weiteren kann die Schmelze 0,2 Gew.-% bis 0,55 Gew.-%, vorzugsweise 0,25 Gew.-% bis 0,45 Gew.-%, insbesondere 0,30 Gew.-% bis 0,40 Gew.-% Calcium enthalten. Versuche haben gezeigt, dass bei zu hohen Calciumgehalten Calcium nicht mehr in Lösung gebracht werden kann und die primäre Mg2Ca-Phase direkt aus der Schmelze gebildet wird.
  • Mangan kann in der Schmelze mit Vorteil in einem Gehaltsbereich von 0,2 Gew.-% bis 0,55 Gew.-%, insbesondere 0,3 Gew.-% bis 0,55 Gew.-%, vorgesehen sein. Beide Legierungselemente, also Calcium und Mangan, sind wie Aluminium gehaltsmäßig so abgestimmt, dass im System Mg-Al-Ca-Mn sowohl ein feines Korn als auch eine Ausscheidungshärtung erzielt werden kann.
  • Durch eine entsprechende Abstimmung der Legierungselemente können sowohl eine Feinkornhärtung als auch eine Ausscheidungshärtung realisiert werden, sodass bei einer raschen Abkühlung aus der Schmelze, wie beim Gießwalzen gegeben, auch exzellente mechanische Kennwerte des erstellten Blechbauteils erreicht werden.
  • Ein mit der Erfindung erzielter Vorteil ist darin zu sehen, dass sich das Legierungsdesign der erfindungsgemäßen Magnesiumbasislegierung sowohl am Konzept der Feinkornhärtung, also der Vermeidung oder zumindest Reduzierung von Kornwachstum bei der Warmformgebung, als auch am Konzept der Ausscheidungshärtung orientiert. Dabei werden die preisgünstigen Legierungselemente, Calcium, Aluminium und Mangan eingesetzt. Aufgrund eines relativ geringen Legierungsgehaltes werden Primärausscheidungen aus der Schmelze, welche im weiteren Verfahren äußerst nachteilig wären, vermieden. Neben der Vermeidung von Primärausscheidungen haben die "mageren" Legierungen mit geringen Anteilen von Legierungselementen den Vorteil einer geringen Bremswirkung von gelösten Legierungsatomen auf die Versetzungsbewegung bei erhöhten Temperaturen, was sich in geringen Umformkräften und höheren Umformgeschwindigkeiten äußert, was erwünscht ist. Ein weiterer Vorteil der mageren Legierungen ist deren geringe Neigung zur Seigerung, sodass Prozesskosten durch die Verkürzung von langen Homogenisierungsbehandlungen eingespart werden können, sofern diese Seigerungen überhaupt aufzulösen sind. Es ist klar, dass die Vermeidung von Seigerungen beim Gießwalzen einen direkten und signifikanten Einfluss auf die Blechqualität haben wird.
  • Versuche haben gezeigt, dass sich eine vorteilhafte Abstimmung der Legierungselemente unter Einhaltung der folgenden Bedingungen ergibt: In einer ersten Variante muss der Anteil von Aluminium in Gewichtsprozent in der Magnesiumlegierung größer sein als die Summe des 1,1-fachen Calciumanteils und des 0,5-fachen Mangananteils jeweils in Gewichtsprozent. Mit anderen Worten ergibt der Calciumgehalt in Gewichtsprozent multipliziert mit 1,1 plus den Mangangehalt in Gewichtsprozent multipliziert mit 0,5 einen Wert, wobei der Aluminiumanteil in Gewichtsprozent größer sein muss als dieser Wert. Als Formel ausgedrückt ergibt sich:
    Al (Gew.-%) > 1.1 x Ca (Gew.-%) + 0.5 x Mn (Gew.-%)
  • Alternativ dazu muss in einer zweiten Variante der Anteil von Aluminium in Gewichtsprozent in der Magnesiumlegierung kleiner sein als die Summe des 1,3-fachen Calciumanteils und des 0,8-fachen Mangananteils jeweils in Gewichtsprozent. Mit anderen Worten ergibt der Calciumgehalt in Gewichtsprozent multipliziert mit 1,3 plus den Mangangehalt in Gewichtsprozent multipliziert mit 0,8 einen Wert, wobei der Aluminiumanteil in Gewichtsprozent kleiner sein muss als dieser Wert. Als Formel ausgedrückt ergibt sich:
    Al (Gew.-%) < 1.3 x Ca (Gew.-%) + 0.8 x Mn (Gew.-%)
  • Entsprechend den vorstehenden Erläuterungen weist eine in dem erfindungsgemäßen Verfahren einsetzbare Legierung mit Vorteil Al2Ca-Ausscheidungen auf. Des Weiteren können auch Al8Mn5-Dispersoide vorliegen.
  • Aus dem gezielt abgestimmten Legierungsdesign ergibt sich der Vorteil, dass es zum einen zur Ausscheidung von feinen Al8Mn5-Dispersoiden bei dem Homogenisierungsglühen und zum anderen zu härtesteigernden Al2Ca-Phasen bei der nachfolgenden Aushärtung kommen kann. Die Al8Mn5-Dispersoide wirken als Kornwachstumshämmer, sodass beim Walzen, bzw. einer Umformung des Bleches ein möglichst feines Korn gebildet wird und bei einer fakultativen Lösungsglühbehandlung erhalten bleibt. Bei der nachfolgenden Ausscheidungshärtung werden die Al2Ca-Phasen ausgeschieden, was zu einer Härtesteigerung führt. Die Erfindung macht sich somit sowohl das Konzept der Feinkornhärtung als auch das Konzept der Ausscheidungshärtung in einem möglichst großen Ausmaß zunutze. Dafür ist die erfindungsgemäß vorgesehene Abstimmung der einzelnen Legierungselemente erforderlich, die dafür sorgt, dass nach der Ausscheidung der Al8Mn5-Dispersoide noch genug Aluminium vorliegt, um auch die Al2Ca-Phasen bei der Ausscheidungshärtung zu bilden.
  • Weiterhin wird ein Blechbauteil vorgeschlagen, das nach einem Verfahren herstellbar oder hergestellt ist bei dem die Legierung des Blechbauteils folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:
    • 0,35 % bis 0,95 % Aluminium
    • 0,1 % bis 0,6 % Calcium
    • 0,1 % bis 0,6 % Mangan
      und als Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei die Korngröße des Blechbauteils (5) in einem Bereich zwischen 3 µm und 30 µm liegt.
  • Bevorzugt weist das Blechbauteil dabei eine Zugfestigkeit (Rm) von mindestens 220 MPa, insbesondere 250 MPa, und eine Streckgrenze (Rp0,2) von mindestens 200 MPa, insbesondere 220 MPa, auf. Dies ermöglicht eine besonders effektive Substitution von Aluminiumbauteilen durch Magnesiumbauteile.
  • In einer bevorzugten Ausführung weisen mindestens 98% aller Körner die Korngröße in einem Bereich zwischen 3 µm und 30 µm auf.
  • Weiterhin kann eine mechanische Eigenschaft des Blechbauteils in den drei Raumrichtungen (RD, TD, ND) des Blechbauteils nicht um mehr als 30 % variieren.
  • Das erfindungsgemäße Legierungsdesign berücksichtigt sowohl eine Feinkornhärtung als auch eine Ausscheidungshärtung. Diese zwei Konzepte sind nachstehend unter Berücksichtigung des Standes der Technik dargelegt.
    • Feinkornhärtung
  • Nach Hofstetter (J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) S. 423-432) beträgt der Hall-Petch-Koeffizient für feinkörnige Magnesiumlegierungen etwa 250 MPa µm1/2 und liegt damit deutlich über dem von Aluminium mit ca. 30 MPa µm1/2 (N. Hansen: The effect of grain size and strain on the tensile flow stress of aluminium at room temperature, Acta Metall. Vol. 25 [1977] S. 863-869). Feinkornhärtung ist bei Magnesiumlegierungen demzufolge von entscheidender Bedeutung. Eine erfolgreiche Strategie zur Erzielung einer besonders kleinen Korngröße basiert auf der Erkenntnis, dass während der Warmformgebung, beispielsweise Walzen, die Prozesse Erholung, Rekristallisation und Kornwachstum durch Teilchen einer zweiten Phase günstig gesteuert werden können. Für das System Mg-Zn-Ca ist die Kornfeinungswirkung bereits detailliert beschrieben (J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 [2015] S. 423-432; J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, J. Reiter, B. Mingler, S. Pogatscher, J.F. Löffler, P.J. Uggowitzer: Hochfeste niedriglegierte [HSLA] Magnesiumlegierungen, 8. Ranshofener Leichtmettaltage, Geinberg, Nov. 2014, S. 29-36). Eine Legierung ZX10 mit etwa 1 % Zink (Zn) und 0,3 % Calcium (Ca) weist nach einer Extrusion bei 325 °C eine Korngröße von ca. 1,8 µm und damit verbunden sehr gute mechanische Eigenschaften auf (Streckgrenze ≈ 250 MPa, Zugfestigkeit ≈ 270 MPA, Bruchdehnung ≈ 20 %). Die gezielt eingebrachten feinen Teilchen vom Typ Mg2Ca wirken sich jedoch nachteilig auf die Extrusionsgeschwindigkeit aus und resultieren in einer niedrigen Stempelgeschwindigkeit von nur ca. 0,5 mms-1 bis 1 mms-1. Bei höheren Presstemperaturen bzw. bei Legierungen mit noch geringerem Legierungsgehalt (beispielsweise ZX00 mit 0,5 % Zn und 0,15 % Ca) ist die Mikrostruktur bei der Presstemperatur frei von kornwachstumshemmenden intermetallischen Phasen (J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) S. 423-432). Die dadurch mögliche höhere Extrusionsgeschwindigkeit geht jedoch auf Kosten eines deutlich größeren Korns und entsprechend niedrigeren mechanischen Eigenschaften. Eine Pressung von ZX10 bei 400 °C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 5 mms-1 führt zu einer Korngröße von 6,8 µm, einer Streckgrenze von ≈ 140 MPa, einer Zugfestigkeit von ≈ 225 MPa und einer Bruchdehnung von ≈ 25 % (J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) S. 423-432). Ähnliche Schwierigkeiten mit der Kornvergröberung sind aus dem Warmwalzen bzw. Warmumformen von Mg-Zn-Ca-Blechen bekannt.
  • Das bekannte System Mg-Zn-Ca (J. Hofstetter, S. Rüedi, I. Baumgartner, H. Kilian, B. Mingler, E. Povoden-Karadeniz, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: Processing and microstructure-property relations of high-strengh low-alloy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys, Acta Mater, Vol. 25 (2015) S. 423-432) hat neben der beschriebenen Möglichkeit der Feinkornhärtung auch den Vorteil, dass als Kornwachstumshemmer die Lavesphase Mg2Ca gewählt werden kann. Während alle anderen möglichen intermetallischen Phasen in Magnesiumlegierungen ein positiveres elektrochemisches Potential als die Magnesiummatrix aufweisen, also kathodisch wirken, ist Mg2Ca geringfügig unedler als Mg und wirkt daher anodisch. Ein selektiver Korrosionsangriff wird damit weitestgehend vermieden, was zu einer sehr hohen Korrosionsbeständigkeit dieser Legierung führt (J. Hofstetter, M. Becker, E. Martinelli, A.M. Weinberg, B. Mingler, H. Kilian, S. Pogatscher, P.J. Uggowitzer, J.F. Löffler: High-strength lowallowy [HSLA] Mg-Zn-Ca alloys with excellent biodegradation performance, J. Metals [JOM] Vol. 66 [2014] S. 566-572). Eine Kalkulation der Veränderung der Phasenanteile mit der Temperatur lässt vermuten, dass die Legierung ZX10 zusätzlich zur Feinkornhärtung ein Warmaushärtungspotential aufweist. Eine Auslagerung im Temperaturbereich um 200 °C nach rascher Abkühlung von hoher Temperatur sollte zur Ausscheidung der komplexen intermetallischen Phasen IM1 (Ca3MgxZn15-x, 4,6 <x <12) führen. Welche Wirkungen mit einer Ausscheidungshärtung erzielbar sind, wird nachstehend erläutert.
    • Ausscheidungshärtung
  • Die meisten Legierungssysteme auf Magnesiumbasis haben das prinzipielle Potential zur Ausscheidungshärtung, jedoch scheiden sich die intermetallischen Phasen in vielen Magnesiumsystemen in zu grober Form aus, sodass der Härtungsgewinn unzureichend ist. Für Systeme mit geringen Mengen an Legierungselementen Ca, Zn und Al gelten jedoch nachfolgende Beobachtungen:
    Das binäre System Mg-Ca zeigt nur eine sehr schwache Härtungswirkung nach Auslagerung des lösungsgeglühten Zustandes bei 200 °C. Mit der Zugabe von Zn oder Al nimmt die erzielbare Ausscheidungshärtung jedoch markant zu. Die Ausscheidungssequenz wird beschrieben durch: SSSS ("supersaturated solid solution") - geordnete Guinier-Preston-Zonen (GP-Zonen) - η' (MgCaZn) - η (Mg,Zn)2Ca bei kleinem Zn/Ca Verhältnis bzw. SSSS - GP-Zonen - feines plattenförmiges IM1 bei erhöhtem Zn/Ca Verhältnis (J.F. Nie: Precipitation and hardening in magnesium alloys, Metall. Mater. Trans. Vol. 43A [2012] S. 3891-3939; K. Oh-ishi, R. Watanabe, C.L. Mendis, K. Hono: Age-hardening response of Mg-0,3 at.%Ca alloys with different Zn contents, Mat. Sci. Eng A Vol. 526 [2009] S. 177-184); J.F. Nie, B.C. Muddle: Precipitation hardening of Mg-Ca(-Zn) alloys, Scripta Mater. Vol. 37 [1997] S. 1475-1481).
  • Eine vergleichbare Situation, nämlich Ca und Zn zugleich als Legierungselemente, findet sich auch bei der in der Feinkornhärtung beschriebenen Legierung ZX10, bei der durch Feinkornhärtung eine Streckgrenze von Rp ≈ 250 MPa erzielt werden konnte. Im Hinblick auf eine Warmaushärtung bei dieser Legierung können zwei unterschiedliche Wärmebehandlungen betrachtet werden: (i) Teilchenhärtung nach einer Lösungsglühung bei 450 °C für 10 min sowie Wasserabschreckung mit nachfolgender Wärmeauslagerung bei 200 °C; (ii) Teilchenhärtung nach einer Rekristallisationsglühung des extrudierten Zustandes bei 325 °C für 10 min sowie Wasserabschreckung mit nachfolgender Warmauslagerung bei 200 °C. Im ersten Fall liegt die Glühtemperatur über der Solvustemperatur von Mg2Ca und die kornwachstumshemmenden Partikel sind aufgelöst. Die Korngröße nimmt von 1,8 µm auf 75 µm zu, mit entsprechendem Verlust an Kornfeinungshärtung. Im zweiten Fall bleiben die intermetallischen Partikel erhalten und es tritt kein merkliches Kornwachstum auf. Der Ausscheidungsdruck ist jedoch geringer, da nicht die gesamten Legierungselemente in fester Lösung sind.
  • Der lösungsgeglühte Zustand zeigt eine merkliche Warmaushärtung mit einem maximalen T6-Härtezuwachs von ca. 12 HV Punkten. Der Härtungsverlust durch die Kornvergröberung ist jedoch deutlich ausgeprägter als der Härtegewinn durch die Ausscheidungshärtung. Demgegenüber ist die Warmaushärtung des rekristallisationsgeglühten Zustandes mit nur 3 HV-Härtepunkten sehr gering. Das mag am verringerten Ausscheidungsdruck liegen, aber auch am geringeren Gehalt an eingeschreckten Leerstellen, was gemeinsam mit den vorhandenen intermetallischen Mg2Ca-Phasen zu bevorzugt heterogener Ausscheidung IM1-Vorläuferphase führen kann. In jedem Fall ist eine wirkungsvolle Kombination von Feinkornhärtung und Ausscheidungshärtung beim Legierungssystem Mg-Zn-Ca nicht im gewünschten Maße umsetzbar.
  • Letztlich wurde gezeigt, dass Mikrolegieren von MgCa0.5 mit Aluminium zu einer beachtlichen Ausscheidungshärtung führen kann (J. Jayaraj, C.L. Mendis, T. Ohkubo, K. Oh-ishi, K. Hono: Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition, Scripta Mater. Vol. 63 [2010] S. 831-834). Schon mit 0,3 % Al liegt der erzielbare Härtezuwachs nach erfolgter Lösungsglühung und Auslagerung bei 200 °C mit 28 Härtepunkten deutlich über dem beim System Mg-Zn-Ca erzielbaren Wert. Die Ausscheidungssequenz wird angegeben mit: SSSS - geordnete GP-Zonen - Al2Ca. Hierbei ist allerdings zu beachten, dass die Legierungsgrenzen für Al sehr eng gesetzt sind. Bei zu geringem Al-Gehalt ist der Ausscheidungsdruck zu gering, bei höheren Al-Gehalten von ≥ 0,5 % wird gemäß thermodynamischen Rechnungen Ca primär als Mg2Ca aus der Schmelze ausgeschieden und steht nicht mehr in ausreichender Menge für die Bildung der GP-Phasen (Al2Ca-Vorläufer) zur Verfügung.
  • Nakata et al. (T. Nakata, T. Mezaki, R. Ajima, C. XU et al.: High-speed extrusion of heat-treatable Mg-Al-Ca-Mn dilute alloy, Scripta Mater. Vol. 101 [2015] S. 28-31; T. Nakata, K. Shimizu, Y. Matsumoto, S. Hanaki, S. Kamado: Effect of Mn content on microstructures an mechanical properties of Mg-Al-Ca-Mn alloys fabricated by high-speed extrusion, Magnesium Techn. TMS 2015, S. 241-246; T. Nakata, T. Mezaki, C. Xu, K. Oh-ishi, K. Shimizu, S. Hanaki, S. Kamado: Improving tensile properties of dilute Mg-0,27Ca-0,21Mn [at.%] alloy by low temperature high speed extrusion, J. Alloys and Compounds, Vol. 648 [2015] S. 428-437) haben versucht, die entsprechenden Ergebnisse vom Jayaraj et al. (J. Jayaraj, C.L. Mendis, T. Ohkubo, K. Oh-ishi, K. Hono: Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by AI addition, Scripta Mater. Vol. 63 [2010] S. 831-834) beim Design einer Legierung für Hochgeschwindigkeitsextrusion umzusetzen. Es konnte gezeigt werden, dass mit einer Zusammensetzung von 0,3 % Al, 0,21 % Ca und 0,47 % Mn Rundprofile mit einer Austrittsgeschwindigkeit von 60 mmin-1 extrudiert werden können. Sowohl bei einer Presstemperatur von 500 °C als auch 400 °C war die Profiloberfläche von ausgezeichneter Qualität. Durch die Zugabe von Mn konnte über die Bildung von thermisch stabilen (Al,Mn)-Dispersoiden Einfluss auf die Korngröße genommen werden. Es hat sich jedoch gezeigt, dass das angestrebte Warmaushärtungspotential bescheiden ist und für eine T5-Härtung bei 200 °C nur 6 HV-Härtepunkte beträgt.
  • Das erfindungsgemäße Legierungsdesign für Bleche ist nachfolgend anhand eines Beispiels näher erläutert. Die Zeichnungen, auf welche dabei Bezug genommen wird, zeigen:
    • Fig. 1
    ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel der Schritte a) und b) des erfindungsgemäßen Verfahrens;
    Fig. 2
    ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel des Schrittes c) des erfindungsgemäßen Verfahrens;
    Fig. 3
    ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel des Schrittes d) des erfindungsgemäßen Verfahrens;
    Fig. 4
    ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel des Schrittes e) und f) des erfindungsgemäßen Verfahrens;
    Fig. 5
    ein Diagramm zu Phasenanteilen in einer Legierung gemäß dem Stand der Technik;
    Fig. 6
    ein Diagramm zu Phasenanteilen in einer weiteren Legierung gemäß dem Stand der Technik;
    Fig. 7
    ein Diagramm zu Phasenanteilen in einer erfindungsgemäß einsetzbaren Legierung und
    Fig. 8
    ein Diagramm zum Verlauf der Elementkonzentration während der Ausscheidungshärtung.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren wird anschaulich durch die chronologische Abfolge der Figuren 1 bis 3 beschrieben. Figur 1 zeigt eine bevorzugte Variante der Schritte a) und b) bei der eine Legierung 10 als Schmelze 10' und als Gussband 10" dargestellt ist. Die Legierung 10 weist eine Zusammensetzung von 0,65 Gew.-% Al, 0,3 Gew.-% Ca und 0,5 Gew.-% Mn auf, wobei der Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen sind. Die Magnesiumlegierung enthält keine Seltenen Erden in diesem Ausführungsbeispiel. Der Gewichtsprozentanteil der herstellungsbedingten Verunreinigungen ist auf weniger als 55 ppm für jedes Element begrenzt. Die Legierung 10 wird aufgeschmolzen und es wird eine Schmelze 10' mit einer Temperatur im Bereich von 680°C bis 750°C eingestellt. Die geschmolzene Magnesiumlegierung 10' wird zwischen einer ersten Rolle 12 und einer zweiten Rolle 14 der Gießwalzanlage 16 aufgegeben. Die Walzgeschwindigkeit 18 der Rollen 12, 14 kann zwischen 1.5 m/min bis 3.5 m/min liegen. Der Abzug des Bandes 10" erfolgt in vertikaler Richtung nach unten, wobei die Schmelze 10' zwischen den Rollen 12, 14 zumindest so weit erstarrt, dass das Gussband 10" abgezogen werden kann.
  • Die Dicke 20 des somit produzierten Gussbandes 10" beträgt 1-5 mm, präferentiell 2-5 mm. Die Breite 22 des Gussbandes 10" ist in Abhängigkeit von der Anlagentechnik bevorzugt 200 cm breit.
  • Figur 2 zeigt ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel des Schrittes c) des Verfahrens, wobei das Gussband 10" einem Homogenisierungsglühen unterzogen wird. Das Homogenisierungsglühen erfolgt bei 480-520°C für 20 min bis 1 h, wobei die Erwärmung des Gussbandes 10" langsam erfolgen sollte. Bevorzugt wird eine Aufheizgeschwindigkeit der Anlage von ca. 4°C/min gewählt. Dem Gussband 10" wird darüber die Wärmeenergie Q zugeführt. Die darauffolgende Abkühlung des Gussbandes 10" erfolgt jedoch mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit rasch an der Luft.
  • Wie der Figur 3 zu entnehmen ist, wird das Gussband 10" anschließend in mehreren Stichen auf Enddicke gewalzt. Diese beträgt 0.5 - 3 mm. In diesem Ausführungsbeispiel wird das Gussband 10" in den Stichen I bis VII warm gewalzt. Der Walzgrad beträgt dabei zwischen 0,005-0.3 in Abhängigkeit von der Wahl der Walztemperatur, die im Bereich zwischen 250°C - 420°C, präferentiell zwischen 350°C-400°C, liegt. Dies erfordert ein erneutes Erwärmen des Gussbandes 10" vor jedem Stich. In dem Ausführungsbeispiel folgen noch auf die Stiche I bis VII ein Kaltwalzen mit den Stichen VIII und IX. Dies ist aber nicht zwingend notwendig. Als Produkt liegt nun ein Blech 1 vor, das, wie in Fig. 4 dargestellt, in einem Zwischenschritt zu einem Coil 3 aufgerollt wird. Das Coil wird in einer Schneideanlage 4 zu Blechabschnitten geschnitten. Dieser Vorgang kann auch zu einem passenden späteren Zeitpunkt vorgenommen werden. Zur einfacheren Darstellung werden fortfolgenden nur noch Blechabschnitte dargestellt. Das Blech 1 wird nun als Coil 3 bzw. Blechabschnitt einer Pufferzone 6 zugeführt, bevor das Blech 1 einem Ofen 7 zum Lösungsglühen zugeführt wird.
  • Nach dem Warmwalzen des Gussbandes 10" erfolgt eine Lösungsglühung des Blechs 1 bei 480°C-520°C für 10-30 min, gefolgt von einer raschen Abkühlung an Luft in einer Abkühlzone 8. Über eine Transfervorrichtung 18 wird das Blech 1 als Coil 3 oder Blechabschnitt einem Aufheizofen 11 zugeführt und auf eine Temperatur von 120°C - 280°C aufgeheizt. Nachfolgend wird das Blech 1 möglichst rasch über einen Roboter 12 einer Presse 14 zugeführt und in einem Werkzeug 13 warm umgeformt. Die Presse 14 kann über eine Kühlvorrichtung 15 auf konstante Temperatur gehalten werden.
  • In der Presse 14 wird somit mittels Warmumformung im Temperaturbereich von 120°C - 280°C, sowie einer anschließenden Auslagerung bei 150°C - 250°C für 5 min bis 2 h, Blechbauteile 5 hergestellt. Dazu wird das Blechbauteil 5 der Presse 14 über eine Transfereinrichtung 16 entnommen und einem Auslagerungsofen 17 zugeführt. Der so durch Auslagerung erzielte Festigkeitszuwachs im Blechbauteil gemessen als Streckgrenzenzuwachs beträgt 75-100 MPa. Bevorzugt erfolgt die der Bauteilumformung nachfolgende Auslagerungsbehandlung nach einem Fügen der Blechbauteile zu einem Blechverbund bzw. zu einer Karosserie während der Lacktrocknung der gesamten Karosserie.
  • Als Modifikation des oben genannten Beispiels kann die der Blechherstellung angeschlossene Lösungsglühung mit dem Aufheizen des Bleches vor der Umformung verbunden werden. Die Umformung erfolgt dann in einem wenig oder gänzlich unbeheizten Werkzeug.
  • Wie vorstehend gezeigt, ist ein abgestimmtes Legierungsdesign für Bleche erforderlich, um sowohl eine Feinkornhärtung als auch eine Ausscheidungshärtung zu erreichen. Darüber hinaus ist es auch von Vorteil für eine rasche Erstarrung der Legierungsschmelze zu sorgen, wie dies beim Gießwalzen gegeben ist. Dadurch kann eine Ausscheidung von groben Al8Mn5-Dispersoiden direkt aus der Schmelze unterbunden und Al und Mn möglichst lange in Lösung gehalten werden, sodass während des Ausheizvorganges bei einer Homogenisierungsglühung entsprechend die Dispersoide in feiner Form ausgeschieden werden können. Über die Ausscheidung von Al2Ca wird dann neben der Feinkornhärtung auch eine Ausscheidungshärtung erreicht.
  • Die Erfinder haben sich anhand von Berechnungen mit dem geringen Aushärtungspotential der bekannten Legierung von Nakata et al. (T. Nakata, T. Mezaki, R. Ajima, C. XU et al.: High-speed extrusion of heat-treatable Mg-Al-Ca-Mn dilute alloy, Scripta Mater. Vol. 101 [2015] S. 28-31; T. Nakata, K. Shimizu, Y. Matsumoto, S. Hanaki, S. Kamado: Effect of Mn content on microstructures an mechanical properties of Mg-Al-Ca-Mn alloys fabricated by high-speed extrusion, Magnesium Techn. TMS 2015, S. 241-246) sowie eigenen ähnlichen Legierungen auseinandergesetzt. Entsprechende Berechnungen sind in Fig. 5 und 6 dargestellt. Wie ersichtlich ist, tritt die entscheidende Härtungsphase Al2Ca im Temperaturbereich von 200 °C nicht auf, sodass also nicht mit dem Auftreten der von Jayaraj et al. (J. Jayaraj, C.L. Mendis, T. Ohkubo, K. Oh-ishi, K. Hono: Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by AI addition, Scripta Mater. Vol. 63 [2010] S. 831-834) beschriebenen geordneten GP-Zonen gerechnet werden kann. Bei 200 °C bildet sich ausschließlich die Phase Mg2Ca, die aber, wie oben erwähnt, nur eine sehr schwache Härtungswirkung aufweist. Es ergibt sich aus der Analyse, dass die Legierungselemente in beiden Fällen nicht in zielführender Menge gewählt wurden. Durch die zu hohe Beimengung von Mn und der damit verbundenen Bildung von Al8Mn5-Dispersoiden wird zu viel Al abgebunden und steht nicht mehr zur Bindung von GP-Phasen (Al2Ca-Vorläufer) zur Verfügung.
  • Die Legierungselemente sind in der jeweiligen Menge so abgestimmt, dass zum einen genügend Al8Mn5-Disperspoide als Kornwachstumshämmer vorliegen, zum anderen aber genügend Al zur Bildung von geordneten GP-Zonen in Lösung verbleibt. Fig. 7 zeigt exemplarisch das Ergebnis einer dahin gehend optimierten Legierung mit 0,65 % Al, 0,3 % Ca und 0,5 % Mn (insgesamt 0,99 Atom-% Legierungsanteil).
  • Wie bei der besten Legierung gemäß Jayaraj et al. (J. Jayaraj, C.L. Mendis, T. Ohkubo, K. Oh-ishi, K. Hono: Enhanced precipitation hardening of Mg-Ca alloy by Al addition, Scripta Mater. Vol. 63 [2010] S. 831-834) können schon bei ca. 450 °C die ausscheidungsbildenden Elemente Al und Ca vollständig in feste Lösung gebracht werden. Das Prozessfenster für eine Lösungsglühung ist dementsprechend breit (über Solvus von Mg2Ca und unter Solidustemperatur). Bei 200 °C scheidet sich im Gleichgewicht ca. 0,6 Mol-% Al2Ca aus, das heißt knapp dreimal mehr als bei der Legierung von Jayaraj et al. Der Ausscheidungsdruck und die zu erwartende Härtesteigerung sind dementsprechend höher anzusetzen. Durch die Bildung der korngrenzstabilisierenden Al8Mn5-Dispersoide wird der Al-Gehalt nicht unzulässig stark abgesenkt, sodass bei der Solvustemperatur von Al2Ca noch ca. 0,3 Atom-% Al in Lösung bleibt und für die Bildung von Al2Ca zur Verfügung steht, wie aus Fig. 8 hervorgeht.

Claims (12)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Bleches (1) bzw. eines Blechbauteils (5) aus einer Magnesiumbasislegierung mit folgenden aufeinander abfolgenden Schritten:
    a) Herstellen einer Schmelze (10') enthaltend in Gewichtsprozent
    0,35 % bis 0,95 % Aluminium,
    0,1 % bis 0,6 % Calcium,
    0,1 % bis 0,6 % Mangan,
    und als Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen;
    b) Herstellen eines Gussbandes (10") mittels Gießwalzen mit rascher Erstarrung;
    c) Homogenisierungsglühen des Gussbandes (10")
    d) Warmwalzen des Gussbandes (10") in mehreren Stichen (I - IX) auf Enddicke zu einem Blech (1).
  2. Verfahren nach Anspruch 1, mit:
    e) Lösungsglühen mit nachfolgendem Abkühlen des Bleches (1) und Umformen des Bleches (1) zu einem Blechbauteil (5) nach erneuter Erwärmung des Bleches.
  3. Verfahren nach Anspruch 2, mit:
    f) Aushärten des Blechbauteils (5) zur Ausbildung von Al2Ca Ausscheidungen oder metastabilen Vorstufen solcher Ausscheidungen, bevorzugt in einer Trocknungsanlage einer Lackiereinrichtung.
  4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze (10') in Gewichtsprozent 0,4 % bis 0,95 %, vorzugsweise 0,5 % bis 0,8 %, insbesondere 0,55 % bis 0,75 %, Aluminium enthält.
  5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze (10') in Gewichtsprozent 0,2 % bis 0,55 %, vorzugsweise 0,25 % bis 0,45 %, insbesondere 0,30 % bis 0,40 %, Calcium enthält.
  6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze (10') in Gewichtsprozent 0,2 % bis 0,55 %, insbesondere 0,3 % bis 0,55 %, Mangan enthält.
  7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze (10') ferner die Bedingungen (1) und (2) erfüllt: Al Gew . - % > 1.1 × Ca Gew . - % + 0.5 × Mn Gew . - %
    Figure imgb0001
     Al Gew . - % < 1.3 × Ca Gew . - % + 0.8 × Mn Gew . - %
    Figure imgb0002
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Aushärtung bei einer Temperatur zwischen 150° C und 250 °C in einer Zeitspanne zwischen 5 und 180 min erfolgt.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Streckgrenze des Bleches um mindestens 75 MPa erhöht wird.
  10. Blechbauteil herstellbar nach einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung des Blechbauteils (5) folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:
    0,35 % bis 0,95 % Aluminium,
    0,1 % bis 0,6 % Calcium,
    0,1 % bis 0,6 % Mangan,
    und als Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
    wobei die Korngröße des Blechbauteils (5) in einem Bereich zwischen 3 µm und 30 µm liegt.
  11. Blechbauteil nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit (Rm) des Blechbauteils (5) mindestens 220 MPa, insbesondere 250 MPa, und die Streckgrenze (Rp0,2) mindestens 200 MPa, insbesondere 220 MPa, beträgt.
  12. Blechbauteil nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest eine mechanische Eigenschaft des Blechbauteils (5) in den drei Raumrichtungen (RD, TD, ND) des Blechbauteils nicht um mehr als 30 % variiert.
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