CN113840939A - 具有高的可弯曲性的钣金产品及其制造 - Google Patents
具有高的可弯曲性的钣金产品及其制造 Download PDFInfo
- Publication number
- CN113840939A CN113840939A CN202080037242.1A CN202080037242A CN113840939A CN 113840939 A CN113840939 A CN 113840939A CN 202080037242 A CN202080037242 A CN 202080037242A CN 113840939 A CN113840939 A CN 113840939A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- sheet metal
- metal product
- strip
- rolling process
- bending
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 109
- 239000002184 metal Substances 0.000 title claims abstract description 109
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 76
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 38
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims abstract description 35
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims abstract description 20
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 12
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 47
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 29
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 9
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 claims description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 100
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 29
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 28
- 238000009957 hemming Methods 0.000 description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 7
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 7
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- 229910009378 Zn Ca Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 238000007689 inspection Methods 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 239000007943 implant Substances 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 2
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 238000010009 beating Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000013016 damping Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000012266 salt solution Substances 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 238000007725 thermal activation Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
-
- 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
- C22C23/04—Alloys based on magnesium with zinc or cadmium as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本发明涉及制造钣金产品(10)的方法，包括以下步骤：a)提供由以下组成的熔融镁合金：‑0.2重量％至2重量％的锌，‑一定量的钙，‑0.0重量％至0.3重量％的Zr，‑0.0重量％至1.0重量％的稀土元素和/或Sr，‑不可避免的杂质，和‑余量的Mg；b)在双辊铸造工艺中形成带材，c)对所述带材进行温轧工艺和d)在250℃至450℃下对所述带材进行后续热处理0.5分钟至60分钟。规定Ca的量选自区间[0.1重量％，0.4重量％[。本发明还涉及通过本发明的方法获得或可获得的钣金产品(10)。
Description
本发明涉及根据权利要求1的主体的制造钣金产品(片金属产品，金属板材产品)的方法和根据权利要求15的主体的钣金产品。
镁合金及其制造的钣金产品具有高的工业潜力，例如在轻量化设计方面。
现有技术中这样的合金的优选应用领域是交通工具工业，例如汽车和飞机工业。在这里，镁合金是用于钣金产品的优选材料。
镁合金典型地包括非常低的密度，甚至低于铝的密度并且仅为钢的密度的25％。镁合金具有高的刚度、高的比强度和良好的阻尼能力。镁合金的这些和另外的已知的有利性质，例如良好的可机加工性，使它们对于轻量化设计极具吸引力。
背景技术
钣金产品的已知制造方法是轧制。用于工业化带材(条)的最先进的镁合金例如AZ31在环境温度下显示低的可成形性。因此，以下是必须的：轧制工艺在升高的温度下进行，经常结合每轧制道次的钣金带材的低的厚度减小程度。这导致轧制道次数量增加，并因此导致更高的工作量，这也导致更高的生产成本。
此外，作为对常规的镁合金进行的轧制工艺的结果，形成强的结晶织构，其中晶粒的基面优先地平行于轧制面取向。这样的结晶织构显著地阻碍沿带材厚度的可变形性，实的导致高的平面各向异性。因此，钣金产品的机械性质受到不利影响，并且带材成形操作，尤其是在弯曲操作例如折边(卷边)中，变得困难。双辊铸造是对于在可承受的成本下生产具有改善的结构和机械性质的镁带材显示出良好潜力的制造方法。
从专利文件EP 3 205 736 B1可获得制造基于镁合金的钣金产品的方法。所述钣金产品包括高的在低温下的可成形性和广泛可调的机械强度范围。此外，所公开的制造方法导致低成本并且允许生产不存在在微观结构内的任何强的偏析的板材产品。
可从文献DE 11 2014 002 336 T5、JP 2006 028 548 A2和EP 2 644 728 A2获得钣金产品和镁合金的另外的已知实例。
本发明的目的在于提供制造钣金产品的替代方法及具有高的可弯曲性的相关的钣金产品。
发明内容
所定义的目的通过独立权利要求1和15的主题实现。本发明的优选的实施方式可由从属权利要求的特征和描述获得。
本发明的第一方面涉及制造钣金产品的方法，包括以下步骤：
a)提供由以下组成的熔融镁合金(10,10’)
-0.2重量％至2重量％的Zn，
-一定量的钙，
-0.0重量％至0.3重量％的Zr，
-0.0重量％至1.0重量％的稀土元素和/或Sr，
-不可避免的杂质，和
-余量为Mg
b)在双辊铸造工艺中形成带材(10,10”)，
c)对带材(10,10”)进行温轧工艺，和
d)在250℃至450℃下对带材(10,10”)进行后续热处理0.5分钟至60分钟。
根据本发明，Ca的量选自区间[0.1重量％，0.4重量％[。
在本申请的上下文中，以[X,Y[格式的区间的规定意味着，边界值X被包含在区间内，而边界值Y被排除在区间之外，但所有小于Y直到X的值都被包含在内。因此，以[X,Y]格式的区间的规定意味着，边界值X、Y以及在X和Y之间的所有值都被包含在该区间内。
与EP 3 205 736 B1的教导相比，如果Ca的量降低到低于0.4重量％，本发明的方法已揭示令人惊讶的技术效果。由于对Ca含量低于0.4重量％的广泛研究，已经发现在本发明的方法中制造的钣金产品具有显著改善的可弯曲性和耐腐蚀性。
在此要求保护的本发明的一方面采用EP 3 205 736 B1的教导(其通过引用并入本文中)，并且改变使用的合金，特别是在将Ca的量改变为低于0.4重量％的值的方面。
对可弯曲性的有利效果尤其有助于在苛刻的弯曲比下进行的弯曲工艺。弯曲比定义为钣金产品的弯曲半径与厚度的比。例如，在折边工艺中需要苛刻的弯曲比。本发明的有利效果有利地适用于这样的弯曲工艺，甚至是在低温下。
通过本发明的方法制造的钣金产品的腐蚀速率(例如在室温下通过盐溶液浸渍试验表明的)可为0.43mm/年或更小。用相同的测试方法测试，超出本发明范围的包括0.6重量％的Zn和0.6重量％的Ca的参照镁合金具有2.6mm/年的腐蚀速率。
这突出本发明的钣金产品的增强的耐久性。特别是在汽车工业中，这是重要的要求，因为交通工具的生命周期的持续时间经常受到腐蚀效应的限制。
即使不使用稀土元素、Sr或Zr，本发明的方法也提供基于Mg-Zn-Ca合金体系的高度可成形且高度耐腐蚀的钣金产品。此外，通过双辊铸造的钣金制造确保环境和经济效益。
特别是在汽车工业中，通过本发明的方法可获得的钣金产品是有益的，例如对于汽车部件。这是由于如下事实：与常规的基于镁的合金和包含大量Ca、特别是至少0.4重量％或以上的Ca的镁合金相比，板材弯曲操作，例如折边，可在降低的塑性不稳定性的趋势的情况下在低温下进行。
然而，研究表明，通过本发明的方法可获得的钣金产品在其他技术领域中也是有益的。因此，由于合金体系的优异的生物相容性，本发明的一个方面涵盖将它们应用于生物医学植入物。
在本发明的方法中使用特定的镁合金在低的生产成本下导致优异的可成形性、特别是在弯曲操作中的可成形性、以及本发明的钣金产品的耐腐蚀性和合金元素的均匀分布，同时强度等级可在宽的范围内调整。
锌含量选自0.2重量％至2重量％、优选0.4重量％至2重量％、进一步优选0.2重量％至1重量％、并且甚至进一步优选0.4重量％至1重量％以降低对脆化的趋势并提高低温可成形性。
根据本发明，Ca含量小于0.4重量％。优选地，Ca含量在0.1重量％到0.39重量％的范围内选择，这显示在不同量的Zn下对可弯曲性的最佳贡献。
优选地，将少量Zr添加到所述镁合金以实现晶粒细化并在大程度上去除任何定向凝固。优选地，所述镁合金包括0.01重量％至0.3重量％、进一步优选0.02重量％至0.08重量％的Zr含量。
优选地，所述镁合金包含少量稀土元素和/或Sr。一些优选的稀土元素是Sc、Y、La或Gd。优选地，所述镁合金包括相对于稀有元素和Sr的总量的0.1重量％至1重量％、进一步优选地0.2重量％至0.8重量％和进一步优选地0.4重量％至0.6重量％的稀土元素和/或Sr。这额外地弱化织构并改善所制造的钣金产品的机械强度。
在本发明的方法的优选的实施方式中，Zn/Ca比率选自区间[2/3，5/1]。在该范围内，合金中的Mg2Ca相的量显著减少。
虽然从现有技术中已知的基于Mg-Zn-Ca的合金已经在专注于织构弱化的情况下开发，但对最佳的Zn/Ca比率的考虑导致显著的额外改进。
优选地，Zn/Ca比率选自区间[1/1，5/1]，例如Mg-0.6Zn-0.2Ca重量％。在该区间内，申请人的研究揭示出显示最佳的可成形性结果的最佳范围。在小于1/1的Zn/Ca比率下，Mg2Ca相变得越来越占优势，并导致在2/3的比率的优选范围的下限。在大于5/1的Zn/Ca比率下，Zn含量导致降低的可轧制性，例如在0.2重量％的Ca下超过1重量％的Zn的情况下。
本发明清楚地显示，Mg-Zn-Ca合金的益处可通过优化Zn/Ca比率而显著增强，例如织构弱化、改善的可轧制性和高的可成形性。此外，出现较少量的第二相，这是通过作为本发明的一部分的Zn/Ca比率可控制的。这也有利于改善耐腐蚀性。
由受控的化学组成、尤其是Zn/Ca比率导致的在带材内不存在偏析区使得后续的轧制和退火能够多种条件下进行，这进一步导致在所得机械性质方面的更宽范围。
下面的表1显示合金a的选择，所述合金已经在可弯曲性和耐腐蚀性方面测试并提供非常好的结果。这将稍后被更详细地说明。
表1
在本发明的方法的进一步优选的实施方式中，在步骤d)的热处理之后，对钣金产品进行弯曲操作e)。
由于所述钣金产品的优异的可弯曲性，因而可应用宽范围的弯曲操作，包括非常苛刻的折边操作。
在本发明的方法的进一步优选的实施方式中，弯曲操作e)以0.5或更大的弯曲比进行。
优选地，弯曲比选自区间[0.8，2.2]。
当然，弯曲比可选择为大于2.2的值，因为更高的弯曲比导致降低的技术要求。
然而，由于在本发明的方法中所述合金的优异的可成形性，因此优选利用由给定区间提供的制造可能性。在此，通过本发明的方法可实现紧密折叠的钣金产品。
相反，本领域中已知的其他合金需要更高的弯曲比，特别地高于2.2，以制造没有裂纹的弯曲的钣金产品。
在本发明的方法的进一步优选的实施方式中，弯曲操作e)在选自区间[室温，200℃]的温度下进行。优选地，温度选自区间[120℃，180℃]。优选地，温度选择为160℃。
优选地，在室温下选择不超过2.2的弯曲比。进一步优选地，在160℃下选择不超过0.8的弯曲比。当然，随着无裂纹制造的技术要求降低，给定的温度总是可与比前面的实例中更高的弯曲比相结合。因此，本发明鉴定(确认)为了实现无裂纹的钣金产品的对于一定温度的弯曲比的下限。
申请人所做的研究表明，用于弯曲操作的优异的工艺窗口存在于在160℃的0.8的弯曲比和在室温下的2.2的弯曲比之间，其中室温典型地范围为18℃至22℃。
就使用的本发明独特的Mg-Zn-Ca体系而言，可在小的弯曲比和低温的组合下，例如在0.8的弯曲比和160℃的温度下或在2.2的弯曲比在室温下，对带材进行弯曲操作。
在室温至200℃的温度范围内，改进的可成形性不劣化，即，在升高的温度下的成形操作期间不出现塑性不稳定性。
在本发明的方法的优选的实施方式中，在步骤b)的双辊铸造工艺之后，对带材进行初始热处理b’)。
这有利地溶解枝晶间和晶粒间沉淀物。
优选地，步骤b’)的初始热处理在400℃至500℃下进行30分钟至1440分钟，优选地300分钟至1440分钟。
在本发明的方法的优选的实施方式中，步骤c)的温轧工艺在200℃至450℃、进一步优选地250℃至450℃和进一步优选300℃至400℃下进行。
实验表明，在低于250℃的温度下的轧制导致边缘开裂，而在高于450℃的轧制温度下发生晶粒粗化。
在本发明的方法的优选的实施方式中，在步骤b)的双辊铸造工艺中并在步骤c)之前成形的带材在厚度上测量为1mm至5mm、优选2mm至5mm并且在宽度上测量为100mm至2000mm。在本发明的方法中使用特定的镁合金组成可得的这样的带材厚度和宽度的范围在钣金产品生产的成本效率和广泛应用(例如在多种汽车部件中)方面是有利的。
在本发明的方法的优选的实施方式中，将熔融镁合金的温度控制为680℃至750℃，并且将步骤b)的双辊铸造工艺中使用的辊的圆周速度控制为0.7m/分钟至3.5m/分钟、优选1m/分钟至3.5m/分钟。
这导致带材的有利品质以及步骤b)的双辊铸造工艺的高效率。
所述钣金产品的微观结构和机械性质可在步骤c)的温轧工艺中和在步骤d)的后续热处理中灵活地调整。在步骤c)的温轧工艺中，带材的厚度减小。优选地，步骤c)的温轧工艺以多道次进行，导致带材的厚度的逐步减小。带材的厚度可减小至钣金产品的所需厚度。
优选地，在步骤c)的温轧工艺的不同道次之间将带材加热直至其轧制温度。因此，步骤c)的温轧工艺引入带材的变形和再结晶。较高的变形能由较低的轧制温度以及在道次中更高的厚度减小程度而引入，这有益地影响再结晶过程。高的变形能有助于再结晶核的均匀形成，这导致快速再结晶和更高的微观结构的均匀性。取决于再结晶的速度，可容易地调整通过本发明的方法获得的最终钣金产品的微观结构均匀性。
此外，通过调整步骤d)的最终热处理的持续时间，可调整材料的晶粒尺寸。步骤d)的最终热处理的较长的持续时间导致增加的晶粒尺寸，且较短的持续时间导致减小的晶粒尺寸。随着晶粒尺寸的增加，所述钣金产品的机械强度降低。随着晶粒尺寸的减小，所述钣金产品的机械强度增加。以此方式，可容易地调整所述钣金产品的机械强度。
这意味着，本发明的方法有利地允许通过调整步骤c)的温轧工艺和步骤d)的后续热处理的工艺参数来调整所述钣金产品的微观结构和均匀性。以此方式，可容易地调整所述钣金产品的机械性质。
在本发明的方法的优选的实施方式中，在步骤c)的温轧工艺之后，对带材实施冷轧工艺c’)。这意味着，非常大量的变形能被引入并储存在带材中。优选地，步骤c’)的冷轧工艺在低于150℃的温度下进行。更优选地，温度在25℃至100℃、更优选地25℃至50℃的范围内选择。换言之，最优选在环境温度下进行步骤c’)的冷轧工艺。
通过进行步骤c’)的冷轧工艺，由于大量的再结晶核，在步骤d)的最终热处理中可实现所述钣金产品的有利的、非常细的晶粒结构以及增加的均匀性。此外，可实现的晶粒尺寸(以及因此机械强度)的范围显著提高。这意味着，所述钣金产品的材料中的平均晶粒尺寸及其强度主要由步骤c)的温轧工艺和步骤d)的后续热处理的持续时间决定。
在本发明的方法的优选的实施方式中，在步骤c)的温轧工艺和/或步骤c’)的冷轧工艺中，带材的厚度以0.05至0.3的轧制度减小。轧制度是指在一个道次中通过轧制引入的变形程度。轧制度由ln(tn-1/tn)计算，其中tn-1为第n次轧制步骤前的带材的厚度，和tn为第n次轧制步骤后的带材的厚度。
实验表明，这导致有利的引入的变形能的量对带材的比以及合理的达到期望的厚度所需的总处理时间。优选地，轧制度为0.05至0.3。
所述钣金产品的厚度由进行的最后的轧制道次的带材厚度决定。取决于本发明的方法的实施方式，这可为步骤c)的温轧工艺或步骤c')的冷轧工艺。所述钣金产品的厚度可根据需要进行调整。优选地，最终的钣金产品的厚度为0.2mm至3.5mm、更优选0.8mm至2.0mm。
对于大多数应用而言、例如在汽车工业中，这是合适的厚度范围。
在本发明的方法的优选的实施方式中，在所有工艺步骤中，不可避免的杂质的含量总共小于50ppm。容许值独立地是指镁合金中所含的各不可避免的杂质的含量。一些非常关键的杂质是Fe、Cu和Ni。在本发明的方法的所有工艺步骤a)至d)以及b’)和c’)中优选地控制不可避免的杂质的含量。
本发明还涉及通过本发明的方法获得或可获得的钣金产品。在运输行业中或作为生物医学植入物的用途。
在本发明的钣金产品的优选的实施方式中，极限抗拉强度在200MPa至325MPa的范围内和/或屈服强度在125MPa至275MPa的范围内，同时低温可成形性在埃氏指数(埃里克森指数，Erichsen index)上测量为至少6。
所述钣金产品的抗拉强度可在室温和10-3/s的应变速率下使用具有25mm的标距长度的拉伸样品进行测试。埃氏指数是指表示钣金样品的可成形性的指数。埃氏指数是在10kN的空白保持力下固定的钣金样品的断裂时获得的球形冲头的位移。球形冲头具有20mm的直径并且以5mm/分钟的速度移动。
本发明的钣金产品的优点是涵盖宽范围的机械性质，同时低温可成形性始终保持在非常高的水平。这使得本发明的钣金产品对于在运输行业的应用而言极具吸引力。在交通工具结构例如车身中，各部件具有不同的机械规格，因此需要涉及用于所述部件的钣金产品的宽范围的机械性质。一些实例是安装结构和外壳面板部件。因此，本发明的钣金产品能够在无需改变合金体系的情况下涵盖宽范围的需求和应用领域。
在优选的实施方式中，本发明的钣金产品包括在3μm至30μm范围内的晶粒尺寸。由于本发明的钣金产品的机械强度强烈地取决于晶粒尺寸，因此可涵盖宽范围的机械强度。
在优选的实施方式中，本发明的钣金产品包括在钣金产品的所有平面方向上变化不超过30％的至少一种机械性质。此处的术语机械性质是指实际的材料性质，而不是纯粹的几何性质。优选地，多种机械性质变化不超过30％。优选地，一种或多种机械性质变化不超过20％，更优选10％并且进一步优选5％。换言之，本发明的钣金产品有利地包括各向同性性质。一些重要的机械性质是极限强度、屈服强度和低温可成形性。
只要没有相反的陈述，本申请中提到的所有实施方式可有利地组合。
通过下面的实施方式和根据实施方式的附图对本发明作进一步描述。其中：
图1a-c示出本发明的方法的步骤e)中的弯曲操作的优选的实施方式(图1a)以及与现有技术(图1b)相比的相应的折边检查的结果(图1c)；
图2a-f示出本发明的方法中使用的不同合金的拉伸可成形性的测量的结果；
图3a-d示出对暴露于本发明的方法的弯曲操作步骤e)的来自图2a-f的不同合金的可弯曲性检查的结果；
图4示出本发明的方法的步骤e)的弯曲操作中的弯曲比和温度的相关性；以及
图5a-c示出通过本发明的方法制造的钣金产品的背散射电子图像。
图1a示出根据本发明的方法的步骤a)至d)制造的钣金产品10。
根据本发明的钣金产品10由来自以上描述的表1中的编号2规定的合金组成，因此包括在Mg基体中的0.6重量％的Zn和0.2重量％的Ca。
如在图1a中可看出的，根据本发明的方法的步骤e)的弯曲操作对本发明的钣金产品10进行。为证实在该实施例中的钣金产品10的优异的可弯曲性，对钣金产品10进行折边操作，将钣金产品10连接到另一钣金产品12。
折边操作以约0.83的弯曲比(r/t)进行，所述弯曲比由钣金产品10的1mm的初始弯曲半径r和钣金产品10的1.2mm的厚度t得到。折边操作期间的温度T设置为160℃。
在图1b中，示出对根据现有技术的多个钣金产品14，这里AZ31钣金产品14的折边检查的结果。钣金产品14已经在折边操作中机加工，其除了合金和温度T的一些之外与图1a的弯曲过程相同。
示出三个折边操作的结果，其中在顶部的对钣金产品14的折边操作已经在220℃的温度T下进行，在中间的对钣金产品14的折边操作已经在200℃的温度T下进行，并且在下部的对钣金产品14的折边操作已经在160℃的温度T下进行。
如从图1b可得到的，在中间的AZ31钣金产品14显示出在材料中的第一裂纹16，其在200℃的温度T下出现。下部的AZ31钣金产品14在160℃下显示出严重的裂纹16。
在图1c中，显示涉及来自图1a的折边操作的折边检查的结果。对所有板材，在该实验中的温度设置为160℃。
根据本发明的钣金产品10显示在顶部。与图1b的下部部分中所示的现有技术AZ31钣金产品14相反，清楚地可见的是在材料中没有裂纹。这是由于根据本发明的钣金产品10的显著增强的可弯曲性。
此外在图1c中，示出另一钣金产品18，其与钣金产品10相同地、但由包括0.6重量％的Ca的合金制造，因此不在本发明的范围内。这里，可看到Ca含量的显著影响，在0.4重量％的Ca或更多的量下导致显著的裂纹16。
图2a-f示出在本发明的方法中使用的不同的合金的拉伸可成形性的测量的结果。图2a-f中示出的刻度以厘米计。拉伸可成形性的测量通过测量根据本发明的不同的钣金产品10的变形高度h进行。
在图2a中，示例性地示出如何测量变形高度h。在下文中，表2将测量的结果与在主要描述中的表1相联系，从而指定相应的合金。
| h[mm] | 图2的子图 | 表1中的编号 |
| 18 | 图2a | 1 |
| 24 | 图2b | 2 |
| 18 | 图2c | 3 |
| 22 | 图2d | 4 |
| 19.2 | 图2e | 5 |
| 22 | 图2f | 6 |
表2
表1中的编号2的钣金产品10清楚地显示出最佳的拉伸可成形性，并且是与图1c所示的相同的钣金产品10。编号2的钣金产品10代表本发明的钣金产品10的优选的实施方式。
现在转向图3b-d，示出对来自图2a-f的不同的钣金产品10的可弯曲性检查的结果，其中钣金产品10暴露于本发明的方法的步骤e)的弯曲操作的另一实施方式。在该弯曲操作中，选择0.83的弯曲比r/t和160℃的温度。然而，在这种情况下，没有进行折边操作，而是将各钣金产品10弯曲约90°。
图3b至3d中的钣金产品10的合金以此次序对应于表1中的编号2至4。
如在图3b至3d中可看出的，钣金产品10在弯曲之后都不包括在材料中的任何裂纹，因为所有所示的钣金产品10都是以本发明的方法制造的。
图3a示出由基于表1中的编号1的合金制成但在低于2/3的Zn/Ca比率方面进行修改的钣金产品10。这意味着，Zn/Ca比率的范围略低于本发明方法的优选的范围。
如在图3a中可看出的，在该实施例中，在苛刻的约0.83的弯曲比下，相应的合金表现出对于形成裂纹16的第一趋势。
图4示出在本发明的方法的步骤e)的弯曲操作中的弯曲比r/t和温度T的相关性22。相关性22表明，在20℃的2.2的弯曲比r/t和在160℃的0.8的弯曲比r/t之间的工艺窗口中，无裂纹的弯曲是可能的。在此，同时可实现节能的弯曲和高品质的钣金产品10。在工艺窗口内，出于技术上的实际目的并且为了实现无裂纹的钣金产品10，可假设线性相关性22。
在低于20℃的温度下，由于材料的脆化，可实现的弯曲比r/t渐进地增加。在高于160℃的温度下，由于额外的热活化，可实现甚至低于0.8的弯曲比r/t。然而，对于工业制造而言，较低的温度是合乎需要的。
图5a-c示出通过本发明的方法制造的钣金产品10的背散射电子图像。
图5a示出由根据表1的编号1的合金：Mg-0.2Zn-0.3Ca构成的钣金产品10。
图5b示出由根据表1的编号2的合金：Mg-0.6Zn-0.2Ca构成的钣金产品10。
图5c示出由根据表1的编号5的合金：Mg-1.0Zn-0.2Ca合金构成的钣金产品10。
图5a的合金具有相对大量的颗粒24，其对应于在基体内的和在晶界处的Mg2Ca相。
在此，与图5a的合金相比，作为优选的实施方式的图5b的合金具有显著更少的颗粒24。
图5c中的颗粒24的量与图5b中的相当。然而，在图5c中观察到与Mg6Ca2Zn3对应的额外的颗粒26。
附图标记
10 钣金产品
12 钣金产品
14 钣金产品
16 裂纹
18 钣金产品
22 相关性
24 颗粒
26 颗粒
h 变形高度
r 弯曲半径
t 厚度
T 温度
Claims (15)
1.制造钣金产品(10)的方法，包括以下步骤：
a)提供由以下组成的熔融镁合金：
-0.2重量％至2重量％的锌，
-一定量的钙，
-0.0重量％至0.3重量％的Zr，
-0.0重量％至1.0重量％的稀土元素和/或Sr，
-不可避免的杂质，和
-余量的Mg，
b)在双辊铸造工艺中形成带材，
c)对所述带材进行温轧工艺，和
d)在250℃至450℃下对所述带材进行后续热处理0.5分钟至60分钟，其特征在于，
Ca的量选自区间[0.1重量％，0.4重量％[。
2.根据权利要求1所述的方法，其中Zn/Ca比率选自区间[2/3,5/1]。
3.根据前述权利要求之一所述的方法，其中在步骤d)的热处理之后，对所述钣金产品(10)进行弯曲操作e)。
4.根据权利要求3所述的方法，其中所述弯曲操作e)以0.5或更高的弯曲比(r/t)进行。
5.根据权利要求3或4所述的方法，其中所述弯曲操作e)在选自区间[室温，200℃]的温度(T)下进行。
6.根据前述权利要求之一所述的方法，其中在步骤b)的双辊铸造工艺之后，对所述带材进行初始热处理b’)。
7.根据权利要求6所述的方法，其中步骤b’)的初始热处理在400℃至500℃下进行30分钟至1440分钟。
8.根据前述权利要求之一所述的方法，其中步骤c)的温轧工艺在200℃至450℃下进行。
9.根据前述权利要求之一所述的方法，其中在步骤b)的双辊铸造工艺中且在步骤c)之前形成的带材在厚度上测量为1mm至5mm且在宽度上测量为100mm至2000mm。
10.根据前述权利要求之一所述的方法，其中将所述熔融镁合金的温度控制为680℃至750℃，并且将步骤b)的双辊铸造工艺中使用的辊的圆周速度控制为0.7m/分钟至3.5m/分钟。
11.根据前述权利要求之一所述的方法，其中在步骤c)的温轧工艺之后，对所述带材实施冷轧工艺c’)。
12.根据权利要求11所述的方法，其中步骤c’)的冷轧工艺在低于150℃的温度下进行。
13.根据前述权利要求之一所述的方法，其中在步骤c)的温轧工艺和/或在步骤c)的温轧工艺之后对所述带材实施的冷轧工艺c’)中，所述带材的厚度以0.05至0.3的轧制度减小。
14.根据前述权利要求之一所述的方法，其中所述钣金产品(10)在厚度(t)上测量为0.2mm至3.5mm。
15.钣金产品(10)，其是通过根据权利要求1至14之一所述的方法获得或可获得的。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP19175448.0A EP3741880B1 (en) | 2019-05-20 | 2019-05-20 | Sheet metal product with high bendability and manufacturing thereof |
| EP19175448.0 | 2019-05-20 | ||
| PCT/IB2020/020025 WO2020234655A1 (en) | 2019-05-20 | 2020-05-20 | Sheet metal product with high bendability and manufacturing thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN113840939A true CN113840939A (zh) | 2021-12-24 |
Family
ID=66625118
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202080037242.1A Pending CN113840939A (zh) | 2019-05-20 | 2020-05-20 | 具有高的可弯曲性的钣金产品及其制造 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP3741880B1 (zh) |
| CN (1) | CN113840939A (zh) |
| WO (1) | WO2020234655A1 (zh) |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1798857A (zh) * | 2003-05-30 | 2006-07-05 | 住友电工钢铁电缆株式会社 | 镁基合金成型体的制造方法 |
| WO2009147861A1 (ja) * | 2008-06-05 | 2009-12-10 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 易成形性マグネシウム合金板材及びその作製方法 |
| WO2012070870A2 (ko) * | 2010-11-23 | 2012-05-31 | 포항공과대학교 산학협력단 | 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 |
| CN104011238A (zh) * | 2011-11-07 | 2014-08-27 | 丰田自动车株式会社 | 高强度Mg合金及其制造方法 |
| CN106148784A (zh) * | 2015-04-20 | 2016-11-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种低成本室温高塑性变形镁合金材料及其制备工艺 |
| CN106715737A (zh) * | 2014-09-09 | 2017-05-24 | 国立大学法人神户大学 | 生物体软组织固定用器件及其制作方法 |
| EP3205736A1 (en) * | 2016-02-11 | 2017-08-16 | Volkswagen AG | Magnesium alloy sheet produced by twin roll casting |
| CN107532249A (zh) * | 2015-04-08 | 2018-01-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 可成形镁基锻造合金 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4433916B2 (ja) | 2004-07-13 | 2010-03-17 | 株式会社豊田中央研究所 | 塑性加工用マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材 |
| CN103255329B (zh) | 2013-05-07 | 2015-08-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法 |
-
2019
- 2019-05-20 EP EP19175448.0A patent/EP3741880B1/en active Active
-
2020
- 2020-05-20 WO PCT/IB2020/020025 patent/WO2020234655A1/en active Application Filing
- 2020-05-20 CN CN202080037242.1A patent/CN113840939A/zh active Pending
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1798857A (zh) * | 2003-05-30 | 2006-07-05 | 住友电工钢铁电缆株式会社 | 镁基合金成型体的制造方法 |
| WO2009147861A1 (ja) * | 2008-06-05 | 2009-12-10 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 易成形性マグネシウム合金板材及びその作製方法 |
| WO2012070870A2 (ko) * | 2010-11-23 | 2012-05-31 | 포항공과대학교 산학협력단 | 상온성형성이 우수한 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 |
| CN104011238A (zh) * | 2011-11-07 | 2014-08-27 | 丰田自动车株式会社 | 高强度Mg合金及其制造方法 |
| CN106715737A (zh) * | 2014-09-09 | 2017-05-24 | 国立大学法人神户大学 | 生物体软组织固定用器件及其制作方法 |
| CN107532249A (zh) * | 2015-04-08 | 2018-01-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 可成形镁基锻造合金 |
| CN106148784A (zh) * | 2015-04-20 | 2016-11-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种低成本室温高塑性变形镁合金材料及其制备工艺 |
| EP3205736A1 (en) * | 2016-02-11 | 2017-08-16 | Volkswagen AG | Magnesium alloy sheet produced by twin roll casting |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3741880A1 (en) | 2020-11-25 |
| WO2020234655A1 (en) | 2020-11-26 |
| EP3741880B1 (en) | 2023-06-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6339616B2 (ja) | 展伸用途のマグネシウム系合金 | |
| AU2008268813B2 (en) | Magnesium alloy sheet | |
| TWI385257B (zh) | 鎂合金板之製造方法及鎂合金板 | |
| EP1510265B1 (en) | Magnesium alloy plate and method for production thereof | |
| JP5882380B2 (ja) | プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| EP2453031B1 (en) | Magnesium alloy plate | |
| US20110203706A1 (en) | Formed product of magnesium alloy and magnesium alloy sheet | |
| CN108472699B (zh) | 镁合金板材及其制造方法 | |
| EP2505275B1 (en) | Magnesium alloy coil stock | |
| EP2447381A1 (en) | Magnesium alloy plate | |
| JP6461248B2 (ja) | アルミニウム合金箔およびアルミニウム合金箔の製造方法 | |
| US11591674B2 (en) | Aluminum-alloy sheet | |
| CN111989415B (zh) | 用于具有优异的碰撞性能和高屈服强度的挤压件的6xxx铝合金及其制备方法 | |
| CN114450425B (zh) | 铝合金精密板 | |
| EP3584346A1 (en) | Hot rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR20180069916A (ko) | 성형품의 제조 방법, 및 성형품 | |
| KR101885397B1 (ko) | 마그네슘 합금재 및 그의 제조 방법 | |
| CN113840939A (zh) | 具有高的可弯曲性的钣金产品及其制造 | |
| JP2007039714A (ja) | 高温高速成形用アルミニウム合金板およびそれを用いた高温高速成形方法 | |
| JP6085473B2 (ja) | プレス成形性に優れたアルミニウム合金板 | |
| Foltz | Microstructure-Property Relationships in Cold Rollable, High-Strength α/β Alloys | |
| RU2808020C1 (ru) | Холоднокатаная полоса для изготовления коррозионно-стойких компонентов оборудования и способ ее получения | |
| Lee | Microstructure and mechanical properties of AA1050/AA6061/AA1050 multi-layer sheet fabricated by cold roll bonding process | |
| JP2019085635A (ja) | アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| WO2004027103A1 (ja) | 成形性に優れる展伸用マグネシウム薄板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination |