CN101193715A - 镁合金粉体原料、高屈服强度镁合金、镁合金粉体原料的制造方法以及高屈服强度镁合金的制造方法 - Google Patents

镁合金粉体原料、高屈服强度镁合金、镁合金粉体原料的制造方法以及高屈服强度镁合金的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种镁合金粉体原料、高屈服强度镁合金、镁合金粉体原料的制造方法以及高屈服强度镁合金的制造方法。Mg合金粉体是实施使具有相对较大的晶粒直径的原料通过成对辊间使其发生压缩变形或者剪切变形的塑性加工，形成相对较小的晶粒直径。原始原料粉体是利用热处理使微细的金属间化合物(21)在基体(22)内析出、分散的镁合金粉体。在塑性加工后的镁合金粉体内，析出的金属间化合物(21)的周边存在有加工应变(22)。塑性加工后的镁合金粉体的最大粒度为10mm以下最小粒度为0.1mm以上，构成基体(20)的镁粒子的最大晶粒直径为20μm以下。

Description

镁合金粉体原料、高屈服强度镁合金、镁合金粉体原料的制造方法以及高屈服强度镁合金的制造方法
技术领域
本发明涉及一种镁合金粉体原料以及使用该粉体原料制造而成的镁合金及其制造方法，特别是涉及一种同时具备高的屈服强度及拉伸率的镁合金及其制造方法。
背景技术
在工业用金属材料中，作为最轻量的镁(下文简称“Mg”)合金，灵活运用其轻量化效果，被广泛应用于体育用品、家电产品、航空宇宙相关仪器、其它的机械零件等。另一方面，要将Mg合金应用于汽车等要求高的可靠性的产品、零件，就必须进一步增加强度。特别是在零部件设计上强烈要求提高重要的屈服强度，同时还必须可实现高的拉伸率(韧性)。换言之，就是通过实现高的屈服强度及高的拉伸率，使与现有的轻量坯料即铝合金的替代成为可能。
在Mg合金的强度提高方面，已知的是晶粒的微细化及微细的金属间化合物的分散强化最为有效。特别是以Mg合金粉体为原料对其进行压粉、固化的制造方法，与溶解、铸造法相比可形成微细的组织，从而在高强度化方面可称为是更有效的制造工艺。
例如，有提案提出使用了淬火固化工艺的高强度Mg合金的制造方法，但该方法因下面的原因还不是实用性的方法。
(A)虽然得到高的强度，但拉伸率只有数％程度。
(B)为了使原料粉体的粒径小到数十～上百微米程度，存在处理过程中的安全性的问题及低成品率的问题，尤其是通过添加昂贵的元素而存在引发成本提高这一经济性的问题。
另一方面，还有各种研究、提案提出，在对Mg合金坯料进行切削加工时，以排出的切削粉体为原料，对其进行压粉、固化来制造Mg合金的方法。例如，特开平2-182806号公报所提出的方法是，利用热压使Mg合金固化后进行挤压加工，特开平5-320715号公报提出的方法是，对Mg合金切削粉体进行成形、挤压加工。
另外，在特开平5-306406号公报上所刊载的“镁合金质构件的制造方法”中提出的方法是，在对进行了T6热处理(固溶热处理+时效热处理)的含铝Mg合金粉体进行了压粉成形后，再进行挤压加工。在迄今所公开的制造方法中，其特征在于，在使含有适量铝(Al)的Mg合金切削粉体固化时，通过发挥T6热处理和挤压加工这两者的效果，创造出机械特性优良的Mg合金。T6热处理的效果在于在挤压成形的Mg合金基体内均匀地分散有微细的金属间化合物Mg17Al12，挤压加工的效果在于使构成被挤压得Mg合金的基体的晶粒微细化。其结果是，提出，例如对在ATSTM规格所刊载的具有Al：7.8～9.2重量％、锰(Mn)：0.12～0.35重量％、锌(Zn)0.2～0.8重量％、Mg：余量这一组成的锰合金进行T6热处理之后，再使用所制作的切削粉体，实施成形、挤压加工得到的Mg合金在常温下的拉伸强度为382MPa，拉伸率为27％，而另一方面，在未实施T6热处理时，拉伸强度为330MPa，拉伸率为15％，可看出拉伸强度的提高效果。
但是，特开平5-306404号公报所公开的Mg合金制造方法指出，挤压材料的屈服强度在进行了T6热处理时为196MPa，在未实施T6热处理时为200MPa，不能确认拉伸屈服强度的提高效果。其原因认为如下。与用现有的溶解、铸造法制造的Mg合金的晶粒(50～700μm)相比较，通过实施挤压加工产生再结晶时晶粒微细化，但考虑到若迄今所公开的数据，其大小为10～20μm左右。为了提高拉伸屈服强度，就必须使晶粒进一步微细化。根据迄今的公开数据，例如微细化达到1～5μm或其以下对屈服强度提高才有效。具有这种微细的晶粒直径的Mg合金，仅仅用对进行了T6热处理的切削粉体进行压粉、挤压加工的制造方法终究不能实现。
另外，有提案提出一种方法，经过挤压加工使通过T6热处理而析出、分散于基体内的金属间化合物Mg17Al12进一步微细化，但是，利用由挤压加工进行的塑性变形可微细化的程度也是有限度的，为了提高屈服强度，就必须使金属间化合物更微细化及使多个金属间化合物微细、均匀地分散。
发明内容
本发明的目的在于提供一种同时实现高的屈服强度及高的拉伸率的镁合金及其制造方法。
本发明的另一目的在于提供应用于制造上述的镁合金的镁合金粉体原料及其制造方法。
本发明的镁合金粉体原料，是实施使具有相对较大的晶粒直径的原始原料粉末通过1对辊之间使其发生压缩变形或者剪切变形的塑性加工而形成相对较小的晶粒直径，其特征如下：原始原料粉末是利用热处理使微细的金属间化合物析出、分散于基体内的镁合金粉末。塑性加工后的镁合金粉体中，在析出的金属间化合物的周边存在有加工应变。塑性加工后的镁合金粉体的最大尺寸为10mm以下，最小尺寸为0.1mm以上，构成所述塑性加工后的镁合金粉体的基体的镁粒子的最大晶粒直径为20μm以下。
优选金属间化合物为选自Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re：稀土类元素)、Al11Re3及Al6Mn的至少一种化合物。还优选金属间化合物的最大粒径为5μm以下，更优选2μm以下。
优选构成镁合金粉体的基体的镁离子的最大晶粒直径为10μm以下。
本发明的高屈服强度镁合金，是将具有上述特征的镁合金粉体原料进行压粉成形后再进行挤压加工而得到的，其特征如下：构成合金的基体的镁合金粒子的最大晶粒直径为10μm以下，在常温下的拉伸屈服强度为250MPa以上。
优选构成合金的基体的镁合金粒子的最大晶粒直径为5μm以下，在常温下的拉伸屈服强度为350MPa以上。
优选在镁合金的基体内析出、分散有选自Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re：稀土类元素)、Al11Re3及Al6Mn的至少一种金属间化合物。
优选镁合金按重量标准计含有0.5％以上4％以下的选自锶(Sr)、锆(Zr)、钪(Sc)及钛(Ti)的活性金属元素。
本发明的镁合金粉体原料的制造方法，是通过对原料粉体实施塑性加工，使构成该原料粉体的基体的镁合金粒子的晶粒直径微细化的方法，其具备下述特征：作为原料粉体，准备经过热处理使微细的金属间化合物析出、分散于基体内的镁合金粉体。塑性加工是使原料粉体通过成对辊之间而发生压缩变形或者剪切变形进而在金属间化合物的周边带有加工应变的塑性加工。重复进行塑性加工，直至粉体的最大粒度为10mm以下最小粒度为0.2mm以上，且使构成粉体的镁粒子的最大晶粒直径达到20μm以下。
在一实施方式中，准备作为原料粉体的镁合金粉体的工序包含：利用铸造法制作镁合金铸锭的工序；对所述镁合金铸锭进行固溶处理，接着进行时效热处理使微细的金属间化合物在铸锭的基体内析出、分散的工序；通过机械加工从所述铸锭取得镁合金粉体的工序。优选在进行上述塑性加工时，使投入的原料粉体的温度以及该原料粉体所接触的辊的表面温度在时效热处理的温度以下。
本发明的高屈服强度镁合金的制造方法，其具备：在将具有上述特征的镁合金粉体原料充填于金属模具的状态下对其进行加压得到压粉成形体的工序、用150℃以上450℃以下的温度对镁合金压粉成形体进行加热的工序、加热结束后，立即对镁合金压粉成形体进行挤压加工从而制造镁合金的工序。
优选构成镁合金的基体的镁合金的粒子的最大晶粒直径为10μm以下，在常温下的拉伸屈服强度为250MPa以上。另外，优选镁合金压粉成形体的加热在200℃以上350℃以下的温度下进行。
附图说明
图1是表示辊挤压装置的图解图；
图2是表示金属间化合物的周边存在有加工应变的状态的图解图；
图3是AZ91D铸锭的组织照片，其中(a)是铸造后的组织照片，(b)是固溶热处理后的组织照片，(c)是T6热处理(固溶+时效热处理)后的组织照片；
图4是对T6热处理后的组织进行了放大的组织照片；
图5是实施了用辊进行塑性加工的AZ91D粉体的组织照片，其中(a)表示实施了T6处理的组织照片，(b)表示实施了固溶处理的组织照片；
图6表示粉体的微小硬度(显微维氏硬度)的试验结果的图；
图7是关于挤压坯料的由光学显微镜拍摄的组织照片，(a)表示使用了T6处理AZ91D粉体时的组织照片，(b)表示使用了固溶处理AZ91D粉体的组织照片；
图8是对用辊实施了3、10、20、30次塑性加工的粉体进行挤压固化而得到的Mg合金的挤压方向的组织照片；
图9是评价了镁合金的底面的定向性的结果的极点图。
具体实施方式
下面，说明本发明的实施方式及作用效果。
本发明是为了解决现有的问题而进行的，提供一种镁合金及其制造方法，其以经过热处理使微细的金属间化合物析出、分散于基体内的镁合金粉体为原始原料粉末，对其实施通过成对辊之间发生了压缩变形及/或剪切变形的塑形加工，制作具有微细的组织的粗大的镁合金粉体，通过对其进行压粉、挤压加工而具有超过250～350MPa的高的拉伸屈服强度。
(1)原始原料粉体及其制造方法
利用铸造法制作以Mg为主成分，其它成分为添加了Al、Mn、Zn、Re(稀土元素)、Ca、Si等形成金属间化合物的元素、及选自锶(Sr)、锆(Zr)、钪(Sc)及钛(Ti)的组中的活性金属元素的镁合金。通过对该Mg合金铸锭实施公知的T6热处理(固溶热处理+时效热处理)，使由各添加元素生成的微细的金属间化合物析出、分散于基体内。析出、分散的金属间化合物，例如为Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re：稀土类元素)、Al11Re3、Al6Mn等。这些金属间化合物由于也均匀地分散于挤压加工后的Mg合金基体内，因而有助于提高屈服强度。另外，由于按重量标准计含有0.5％以上4％以下的锶(Sr)、锆(Zr)、钪(Sc)及钛(Ti)等活性金属元素因而可进一步增加强度。
热处理条件由于因所添加的元素的种类及其添加量而异，因而必须通过组织观察及硬度测定(时效应划曲线)等来设定最佳的条件。然后，通过铣刀等机械、切削加工，从镁合金铸锭提取0.1～10mm左右的大小的粉体，以此作为本发明的原料粉体。另外，由于若粉体的粒径定为0.1mm以下则易于点火，所以基于安全性的考虑而使用定为0.1mm以上优选定为0.5mm以上的切削粉体。
(2)镁合金粉体原料及其制造方法
以实施了上述的T6热处理的Mg合金粉体为原料粉体，将其投进如图1所示的辊挤压装置。
图1所示的辊挤压装置具备有：壳体11、配置于该壳体11内的多段式辊旋转体12、破碎装置13、粉体温度及供给量控制系统14、承受台15。多段式辊旋转体12构成对原料粉体实施塑性加工的塑性加工部，具有实施轧制加工的三组辊对12a、12b、12c。原料粉体在通过成对的辊间时，发生压缩变形及/或剪切变形。
在用粉体温度及供给量控制系统14调整到规定的温度及规定的量后，再将原始原料粉体投进壳体11内。在此，规定的温度为下述的时效热处理的温度以下。基于防止粉体表面的氧化的考虑，壳体11的内部保持惰性气体气氛、非氧化性气体气氛或者真空气氛。另外，多段式辊旋转体12的表面温度及壳体11内的气氛温度为下述的时效热处理的温度以下。
自辊对12a送出的粉体接着由破碎装置13进行破碎，形成颗粒状粉体。该颗粒状粉体也可以再次返回粉体温度及供给量控制系统14，重复由多段式辊旋转体12进行的塑性加工。加工后的颗粒状粉体收容在承受台15。
通过实施使粉体经过成对辊之间发生压塑变形及/或剪切变形的塑性加工，执行下述的组织控制。
(a)如图2所示，析出、分散于镁合金粉体20的基体中的金属间化合物粒子21的周边，带有更多的加工应变22。该加工应变22是由塑性加工导入、积蓄于金属间化合物粒子21的周边的双晶及转位等，用透射型电子显微镜(TEM)观察可看到条状。
(b)塑性加工后的粉体的最大粒度达到10mm以下，粉体的最小粒径达到0.1mm以上。
(c)相对于原始原料粉体的镁的晶粒直径，形成相对更小的粒径。
(d)将构成粉体的基体的镁粒子的最大晶粒直径定在20μm以下。
另外，根据需要，在将用辊实施了塑性加工的Mg合金原料进行了破碎、粉碎、整粒处理之后，通过再次在同样的条件下重复进行用辊进行的塑性加工，制造出上述的本发明规定的具有微细组织的Mg合金粉体原料。
首先，关于(a)，若通过使粉体穿过辊之间进行塑性加工，则粉体全都带有加工应变，但由于基体内析出、分散有金属间化合物，因而与基体相比较，金属间化合物粒子的周边带有更多的加工应变。因此，通过重复该塑性加工，使更多的加工应变积蓄于金属间化合物粒子的周边。本专利的发明者们发现，若加工应变多则在后续工序即挤压加工时所产生的动态再结晶的生成核位置生成得也多，可形成比在现有的Mg合金的制造方法中可实现的、更微细的晶粒。
关于该新的发现，特开平5-306404号公报上也有类似的记述。即，该提案提出的方法是，将通过切削加工从实施了T6处理的含铝合金构件提取的Mg合金粉体用热压形成压粉成形体之后，通过对该成形体进行挤压加工来制作Mg合金构件。但是，在此公开的制造方法，对于做了T6处理的切削Mg合金粉体，不强制性地施加本发明提出的强塑性加工，其结果，是不能形成如上所述的动态的再结晶的生成核位置，因而得不到微细的晶粒。而且，例如在使用实施了T6热处理的AZ80合金切削粉体时的Mg合金的拉伸屈服强度表现出约低到200MPa左右的低值。而如上所述，在使用未实施T6热处理的AZ80合金粉体时的挤压材料的拉伸屈服强度也只有200MPa，与T6热处理时没有很大区别，因此，本发明的特征的使加工应变优先积蓄在析出、分散粒子周边，与以此作为动态再结晶的生成核位置的制造方法是有本质区别的。
另外，在本发明中，通过对粉体重复执行用成对辊进行的塑性加工，在随机(无秩序)的方向带有加工应变。其结果是，在加工后的Mg合金中，结晶定向也成为无秩序因而提高了拉伸率。即，就通常的挤压材料而言，通过使Mg的晶格滑移面(0001)底面沿着挤压方向排列而降低了拉伸率，但对实施了由本发明的成对辊进行的塑性加工的Mg合金粉体进行挤压加工时，在(0001)底面之外，(10-10)柱面及(10-11)锥面这些非底面上也沿着挤压方向排列。其结果是，可制造不仅具有高的屈服强度而且还具有高的拉伸率的Mg合金。
相反，对于未实施T6热处理的Mg合金粉体，在利用室内模拟碾压试验装置实施了同样的塑性加工时，虽然镁晶粒的微细化得以确认，但是得不到像实施了T6热处理时的微细结晶。因此，为了更有效地进行使用了用于本发明的成对辊进行塑性加工的晶粒的微细化，就必须使金属间化合物析出、分散于Mg合金粉体原料的基体内。
另外，金属间化合物粒子的大小与积蓄于粒子周边的加工应变量密切相关。金属间化合物的粒径越小，则可积蓄更多的加工应变，其结果是，可得到具有高的屈服强度的Mg合金。具体而言，就是通过将析出分散于原料粉体的基体的金属间化合物的最大粒径定为5μm以下，可得到具有超过250MPa的高屈服强度的Mg合金。而若将金属间化合物的最大粒径定为2μm以下，则可用较少的塑性加工得到更多的加工应变。其结果就是，可得到高屈服强度，同时可得到在使利用成对辊的塑形加工次数变得更少的条件下制造具有微细的晶粒及高屈服强度的Mg合金这一经济性的效果。
因此，将使由T6热处理进行的微细的金属间化合物预先析出、分散于基体内的Mg合金通过成对辊进行塑性加工这一制造方法，其特征在于，所实现的Mg合金具有本发明中的微细晶粒的，且兼得高屈服强度及高韧性。然后，关于(b)，将由成对辊进行的塑性加工后的Mg合金粉体的最大粒度定为10mm以下而降粉体的最小粒径定为0.1mm以上。若粉体的最大粒径超过10mm，则产生下述问题，即或者在后续工序即在粉体的压粉成形时使粉体彼此的结合性降低，或者在投进金属模具内时由于未向角隅部充填而在成形后的压粉体的端部产生缺损。另一方面，若使Mg合金粉体的最小粒度降到0.1mm以下，则由于易于点火而在使用上产生安全性的问题。
关于(c)及(d)，通过实施由成对辊进行的塑性加工，对原始原料粉体的镁的晶粒径，制作具有相对更小的晶粒的Mg合金粉体。具体而言，就是在由成对辊进行的塑性加工后的Mg合金粉体中，将构成基体的镁粒子的最大晶粒直径定为20μm以下。通过对这样的Mg合金粉体进行压粉成形、挤压加工，得到具有超过250MPa的屈服强度的Mg合金。相反，在由辊进行的塑性加工后的粉体的镁粒子的晶粒直径超过20μm时，对于使用那样的Mg合金粉体制作的Mg合金而言，就难以要得到超过250MPa的高屈服强度。另外，在镁合金中，为了得到更高的屈服强度，例如为了得到如超过350MPa的特性，就必须将由成对辊进行的塑性加工后的Mg合金粉体的基体晶粒直径定为10μm以下。
在由辊进行的塑性加工中，必须将投入的原始原料粉体的温度及粉体所接触的辊的表面温度控制在在后续工序的时效热处理温度以下。若用比时效热处理温度高的温度进行塑性加工，则因时效过度现象而减少积蓄于金属间化合物粒子周边的加工应变，不能有效地进行挤压加工时的动态再结晶，其结果是，难以得到具有微细晶粒的高屈服强度的Mg合金。
(3)镁合金及其制造方法
通过对于实施了上述的用辊进行的塑性加工的镁合金粉体原料，进行压粉成形及温热挤压加工，得到具有下述特性的高屈服强度的Mg合金。
(a)所得到的构成镁合金基体的镁粒子的最大晶粒直径为10μm以下。
(b)该合金在常温下的拉伸屈服强度为250MPa以上。
本申请的发明者们发现，特别是在使用了将Mg合金粉体基体的镁粒子晶粒直径为10μm以下的原料时，构成加工后的Mg合金基体的最大晶粒直径为5μm以下，该合金在常温下的拉伸屈服强度达到350MPa以上。另外，利用分散于实施了T6热处理的投入原料的基体内的Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re：稀土类元素)、Al11Re3、Al6Mn等金属间化合物，也提高了挤压加工后的Mg合金的屈服强度。
在将实施了如上所述的用辊进行的塑性加工的镁合金粉体原料充填于金属模具的状态下，进行加压制作压粉成形体。在150℃以上450℃以下的温度范围对镁合金压粉成形体进行加热之后，立即通过挤压加工使其致密固化制造镁合金坯料。若加热温度不足150℃，则由于未进行动态再结晶而得不到致密的镁晶粒。另一方面，若加热温度超过450℃，则产生使微细的再结晶组织成长、粗化这一问题。若考虑到挤压加工时的加工发热量的影响，优选将成形体温度设在200℃以上350℃以下。而从致密化的观点来看，挤压比为10以上，优选为30以上。
实施例1
对由铸造法制作的AZ91D铸锭(组成：Al：9.1重量％、Zn：0.85重量％、Mn：0.23重量％、Mg：余量)进行固溶热处理(在413℃×16小时的加热保持后空冷)之后，接着实施时效热处理(在251℃×4小时的加热保持后在用氮气气氛的炉冷)。通过粉碎加工由该铸锭制作了粉体(T6热处理AZ91D粉体)。
另一方面，作为对比，在对铸造的铸锭只实施了固溶热处理的状态下，在同一条件下通过粉碎加工制作了粉体(固溶处理AZ91D粉体)。所有的粉体的粒径都在0.5～4mm的范围。
以各AZ91D粉体为原料，实施用室内模拟碾压试验装置进行的塑性加工。在此，辊直径为100mm，辊的线速度为100mm/秒，辊之间的间隙为0.1mm，辊的表面温度及原料粉体温度都设为常温。通过将实施了用辊进行的塑性加工的板状连接的粉体用切削碾磨装置粉碎成长度1～5mm左右，制作了规定的镁合金粉体(1循环样品)。通过重复进行该处理进行晶粒的微细化。在此，将重复了20次及40次时的粉体分别设为N＝20、40，将未实施用辊进行的塑性加工的情况设为N＝0。
图3是AZ91D铸锭的组织照片，其中(a)表示铸造后的组织照片，(b)表示固溶热处理后的组织照片，(c)表示T6热处理(固溶+时效热处理)后的组织照片。正如图3的组织照片表明的，可以确认，通过热处理铸造后析出的粗晶Mg17Al12化合物固溶于镁基体内，再通过对其进行时效热处理，微细的金属间化合物均匀地分散于基体内。
图4表示对图3(c)的T6热处理后的AZ91D的组织进行了放大的组织照片。均匀地分散有500～800纳米(nm)的微细粒状化合物，通过实施T6热处理，原料中形成有本发明作为目的规定的组织构造。
图5表示实施了用辊进行的塑性加工的AZ91D粉体的组织照片，其中(a)表示用本发明的T6处理后的组织，(b)表示比较例的只进行固溶处理时的组织。在使用了实施了T6处理的AZ91D粉体时可以确认，通过进行20次及40次用辊进行的塑性加工，镁基体表现出均质的组织，晶粒直径微细化到2～5微米左右。另一方面，在使用实施了(b)的固溶热处理的AZ91D粉体时，即使进行40次塑性加工基体也呈现出非均质的混合组织(在照片上为白色和黑色区域混杂的状态)，镁基体由超过20微米的粗大晶粒构成。
图6表示各粉体的微小硬度(显微维氏硬度)的试验结果。在所有的原始原料粉体内，随着用辊进行的塑性加工的次数的增加硬度也增加，而实施了T6热处理的AZ91D粉体的硬度表现出更高的值。另外，两者的硬度之差随着加工次数的增加而增大。即可以确认，实施了T6热处理的AZ91D粉体一方，使因时用辊的塑性加工而产生的加工应变更有效地积蓄于基体内。
实施例2
将在实施例1制作的各AZ91D粉体用液压压力机在常温下进行金属模具成形，制作圆柱状的挤压用坯料。通过对该坯料在氮气气氛中进行400℃×5分钟的加热之后，立即实施温热挤压加工(挤压比r＝37)，制作致密的棒状材料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20mm)，在常温下用应变速度每秒10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表1所示。
表1
  拉伸屈服强度(MPa)   循环次数N     0     20     40
  T6热处理     210     264     322
  固溶处理     203     229     246
  抗拉强度(MPa)   循环次数N     0     20     40
  T6热处理     332     369     385
  固溶处理     327     341     354
  破断拉伸率(％)   循环次数N     0     20     40
  T6热处理     21.2     18.4     18.7
  固溶处理     18.5     14.1     13.2
通过使用实施了本发明例的T6处理的AZ91D粉体，经由用辊进行的塑性加工的挤压坯料的抗拉强度及0.2％屈服强度都显著增大，特别是表现出超过250～300MPa的高值。另外，关于破断拉伸率也维持在18％左右的高值。由此，通过使用本发明的制造方法，可制作具有高拉伸屈服强度和高韧性的镁合金。
另一方面，可以看出，在使用作为比较例的只是实施了固溶处理的AZ91D粉体时，虽然随着用辊进行的塑性加工的次数增加，拉伸屈服强度及抗拉强度也都增大，但若与本发明例的T6热处理粉体的结果相比较，这些值都低，特别是拉伸屈服强度达不到250MPa。
对于进行了40次用辊进行的塑性加工时的挤压坯料，用光学显微镜作的组织观察结果如图7所示。如(a)所示，在使用了本发明例的T6热处理AZ91D粉体时，通过图像解析测量镁基体的晶粒直径分布，结果表明，最大晶粒直径为4.2μm，平均晶粒直径为1.5μm，在挤压加工过程形成有因动态的再结晶而产生的微细组织。另一方面，在使用(b)的比较例的固溶处理AZ91D粉体时，最大晶粒直径为21μm，平均晶粒直径为9.6μm，在挤压加工过程形成有因动态的再结晶而产生的微细组织，与(a)所示的T6热处理AZ91D粉体时相比较，明显为粗晶组织。即，对于本发明例的T6热处理Mg合金粉体，通过实施用辊进行的塑性加工，在析出、分散于基体的微细金属间化合物析出物的周边积蓄有更多的加工应变，其结果是，更有效地促进了动态再结晶并形成了微细晶粒。
实施例3
对由铸造法制作的ZAXE1713铸锭(组成：Al：7.1重量％、Zn：0.95重量％、Ca：0.93重量％、La：2.87重量％、Mg：余量)进行固溶热处理(在420℃×16小时的加热保持后空冷)之后，接着实施了时效热处理(在180℃×36小时的加热保持后在用氮气气氛的炉冷)。通过粉碎加工由该铸锭制作了粉体(T6热处理ZAXE1713粉体)。另一方面，作为对比，对铸造的铸锭未实施热处理，而是在同一条件下通过粉碎加工制作了粉体(未进行热处理ZAXE1713粉体)。所有的粉体的粒径都在0.6～4mm的范围。以每种ZAXE1713粉体作原料，实施了用辊挤压装置进行的塑性加工。
在此，与实施例1相同，辊直径为100mm，辊的线速度为100mm/秒，辊之间的间隙为0.1mm，辊的表面温度及原料粉体温度都设为常温。通过将实施了用辊进行的塑性加工的板状连接的粉体用切削碾磨装置粉碎成长度1～5mm左右，制作了规定的镁合金粉体(1个循环样品)。通过重复进行该处理进行晶粒的微细化。在此，将用辊进行的塑性加工的重复次数设为最大30次，将未实施用辊进行的塑性加工的情况设为N＝0。
将各ZAXE1713粉体用液压压力机在常温下进行金属模具成形，制作了圆柱状的挤压用坯料。通过对该坯料在氮气气氛中进行了400℃×5分钟的加热之后，立即实施温热挤压加工(挤压比r＝37)，制作了致密的棒状材料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20mm)，在常温下用应变速度每秒5×10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表2所示。
表2
    拉伸屈服强度(MPa)  循环次数N   0     3     5   10     15   20     30
 T6热处理   201     213     229   249     265   289     318
 未热处理   169     173     181   194     203   212     234
    抗拉强度(MPa)  循环次数N   0     3     5   10     15   20     30
 T6热处理   251     309     321   335     343   371     397
 未热处理   211     234     251   270     282   299     318
    破断拉伸率(％)  循环次数N   0     3     5   10     15   20     30
 T6热处理   20.8     21.6     16.3   18.9     16.9   17.8     18.8
 未热处理   22.3     24.3     21.2   19.7     18.7   19.5     18.9
通过使用实施了本发明例的T6处理的ZAXE1713粉体，经由用辊进行的塑性加工的挤压坯料的抗拉强度及0.2％屈服强度都显著增大，特别是表现出超过250～300MPa的高值。另外，关于破断拉伸率也维持在16％的高值。由此，通过使用本发明的制造方法，可制作具有高拉伸屈服强度和高韧性的镁合金。
另一方面，可以看出，在使用作为比较例的只是实施了固溶处理的ZAXE1713粉体时，虽然随着用辊进行的塑性加工的次数增加，拉伸屈服强度及抗拉强度也都增大，但若与本发明例的T6热处理粉体的结果相比较，这些值都低，特别是拉伸屈服强度达不到250MPa。
对于实施了本发明的ZAXE1713粉体，使实施3、10、20、30次用辊进行的塑性加工时的粉体进行固化而得到的Mg合金的挤压方向的组织观察结果如图8所示。随着加工次数的增加，构成基体的镁合金的晶粒直径变小，特别是，在20次时，最大晶粒直径为9.2μm，平均晶粒直径为4.8μm，在30次时，最大晶粒直径为4.4μm，平均晶粒直径为1.2μm。
实施例4
对由铸造法制作的AZ80A铸锭(组成：Al：8.2重量％、Zn：0.51重量％、Mn：0.18重量％、Mg：余量)进行固溶热处理(在410℃×6小时的加热保持后空冷)之后，接着实施了时效热处理(在175℃×26小时的加热保持后在用氮气气氛的炉冷)。通过粉碎加工由该铸锭制作了粉体(T6热处理AZ80A粉体)。另一方面，作为对比，对铸造的铸锭未实施热处理，而是在同一条件下通过粉碎加工制作了粉体(未进行热处理AZ80A粉体)。所有的粉体的粒径都在0.6～4mm的范围。
以每种AZ80A粉体作原料，实施了用室内模拟碾压试验装置进行的塑性加工。在此，与实施例1相同，辊直径为100mm，辊的线速度为100mm/秒，辊之间的间隙为0.1mm，辊的表面温度及原料粉体温度都设为常温。通过将实施了用辊进行的塑性加工的板状连接的粉体用切削碾磨装置粉碎成长度1～5mm左右，制作了规定的镁合金粉体(1个循环样品)。通过重复进行该处理进行晶粒的微细化。在此，将用辊进行的塑性加工的重复次数设为最大50次，将未实施用辊进行的塑性加工的情况设为N＝0。
将在各AZ80A粉体用液压压力机在常温下进行金属模具成形，制作了圆柱状的挤压用坯料。通过对该坯料在氮气气氛中进行了400℃×5分钟的加热之后，立即实施温热挤压加工(挤压比r＝37)，制作了致密的棒状材料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20mm)，在常温下用应变速度每秒5×10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表3所示。
表3
原料粉体的热处理 用辊进行塑性加工的次数     挤压坯料的机械特性 备注
    抗拉强度(MPa)   拉伸屈服强度(MPa)     破断拉伸率(％)
    T6   20     387   262     18.9   本发明例
    T6   30     393   285     18.6   本发明例
    T6   50     409   317     17.9   本发明例
    T6   未     365   208     16.8   比较例
    未   20     336   218     17.2   比较例
    未   未     318   189     22.4   比较例
对实施了本发明例的T6处理的AZ80A粉体，在施行了用辊进行的塑性加工时，抗拉强度达到262～317MPa，并且具有17.2～18.9％的高破断拉伸率。
另一方面，可以看出，在比较例中，即使使用了T6热处理AZ80A粉体时，若未实施用辊进行的塑性加工，拉伸屈服强度就表现出208MPa的低值。就未实施热处理的AZ80A粉体而言，即使是进行了20次用辊做的塑性加工，拉伸屈服强度也只有218MPa，很明显低于本发明例。
实施例5
使用在实施例3制作的T6热处理ZAXE1713粉体(用辊进行的塑性加工次数：30次)，通过金属模具成形制作了挤压用坯料。通过温热挤压加工(挤压比r＝37)使其致密固化时，以坯料加热温度作为如表4所述的条件制作了镁合金挤压坯料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20mm)，在常温下用应变速度每秒5×10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表4所示。
表4
   坯料温度(℃)     130     210     300     350     390     440     480
   拉伸屈服强度(MPa)     242     327     331     324     318     302     229
   抗拉强度(MPa)     347     409     418     412     397     383     342
   破断拉伸率(％)     16.8     15.7     15.4     16.7     18.8     19.3     17.5
   备注     比较例     本发明例     本发明例     本发明例     本发明例     本发明例     比较例
在满足本发明规定的合适的坯料温度时，拉伸屈服强度表现出超过300MPa的高的值。另一方面，在比较例的坯料温度为130℃时，由于在挤压加工过程未充分进行再结晶因而得不到高的拉伸屈服强度。另外，在比较例的坯料温度为480℃时，由于挤压加工过程微细的再结晶组织生长、醋化因而得不到高的拉伸屈服强度。
实施例6
使用在实施例3制作的T6热处理ZAXE1713粉体，在与实施例1相同的条件下进行用辊所作的塑性加工最大达30次，使粉体组织构造微细化。此时，使辊表面及粉体的温度都为常温或者设为200℃。将得到的Mg合金粉体用液压压力机在常温下进行金属模具成形，制作了圆柱状的挤压用坯料。通过对该坯料在氮气气氛中进行了400℃×5分钟的加热之后，立即实施温热挤压加工(挤压比r＝37)，制作了致密的棒状材料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20mm)，在常温下用应变速度每秒5×10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表5所示。
表5
  拉伸屈服强度(MPa)     循环次数     0     3   5     10     15   20     30
    常温     201     213   229     249     265   289     318
    200℃     201     207   213     217     208   215     211
  抗拉强度(MPa)     循环次数     0     3   5     10     15   20     30
    常温     251     309   321     335     343   371     397
    200℃     251     267   272     283     289   296     306
  破断拉伸率(％)     循环次数     0     3   5     10     15   20     30
    常温     20.8     21.6   16.3     18.9     17.9   17.8     18.8
    200℃     20.8     22.1   20.4     18.4     18.9   18.3     17.2
在设作为本发明例的辊表面及粉体的温度为常温时，得到的Mg合金挤压坯料的拉伸屈服强度、抗拉强度、破断拉伸率都表现出高值。
与此相对，在设作为本发明例的辊表面及粉体的温度为比时效处理温度(175℃)高的200℃时，拉伸屈服强度、抗拉强度都同时明显低于本发明例。特别是关于屈服强度，其与加工次数的增加无关，几乎表现出恒定的值。这是由于，在对Mg合金粉体加热到时效处理温度以上的状态下用进行辊进行塑性加工时，因时效过度现象而未在析出物的周边充分积蓄加工应变，其结果是，因挤压加工过程中的动态再结晶难以形成微细组织，造成屈服强度的下降。
实施例7
沿着在实施例4制作的AZ80A挤压坯料的挤压方向的截面，对镁合金的底面(0001)的定向性进行了评价，其结果如图9的极点图所示。在此，设用辊进行的塑性加工次数为5、10、30、50次，若加工次数达到10次，则(0001)面形成有沿着挤压方向的典型的挤压坯料所显示出得集合组织。但是，在30次及50次，底面定向性减弱，换言之，就是在(0001)地面以外的(10-10)柱面积(10-11)锥面这些非底面上也沿着挤压方向排列。
另一方面，就未实施热处理的Mg合金粉体而言，即使在50次塑性加工后也未发现底面的定向性明显降低。
基于上述结果，对T6热处理Mg合金粉体实施了本发明所规定的、使用辊的塑性加工之后，就由挤压加工得到的Mg合金坯料而言，动态再结晶引发的晶粒微细化使拉伸屈服强度增加，而且引起因集合组织的无序化而使破断拉伸率(韧性)提高。
实施例8
对具有表6所示的组成的铸造镁铸锭进行固溶热处理(在420℃×16小时的加热保持后空冷)之后，接着实施了时效热处理(在180℃×36小时的加热保持后在用氮气气氛的炉冷)。
表6
    样品No.     加工次数     合金组成(重量％)
    Zn   Al   Ca   La     Zr     Sr     Sc     Ti     Mg
    1     30     0.95   7.11   0.93   2.87     0     0     0     0     余量
2 30 1.06 6.94 0.98 3.04 0.85 0 0 0     余量
3 30 1.11 7.15 1.08 2.93 1.97 0 0 0     余量
4 30 0.99 6.98 1.11 2.89 0 1.93 0 0     余量
5 30 1.03 7.09 0.97 2.97 0 2.59 0 0     余量
6 30 0.99 6.84 0.95 3.06 0 0 0.89 0     余量
7 30 1.05 7.01 1.02 2.98 0 0 00 1.16     余量
8 30 1.06 7.07 0.98 2.95 0 0 0 2.07     余量
9 30 0.96 7.08 1.11 2.87 0 1.03 0 0.86     余量
10 0 0.95 7.11 0.93 2.87 0 0 0 0     余量
11 0 1.11 7.15 1.08 2.93 1.97 0 0 0     余量
12 0 1.03 7.09 0.97 2.97 0 2.59 0 0     余量
利用粉碎加工由各铸锭制作了镁合金粉体。所有的粉体的粒径都在0.6～4mm的范围。以各粉体为原料实施了用室内模拟碾压试验装置做的塑性加工。在此，与第一实施例一样，设辊直径为100mm，辊的线速度为100mm/秒，辊之间的间隙为0.1mm，辊的表面温度及原料粉体温度都设为常温。
通过将实施了用辊进行的塑性加工的板状连接的粉体用切削碾磨装置粉碎成长度1～5mm左右，制作了规定的镁合金粉体(1个循环样品)。通过重复进行该处理进行晶粒的微细化。在此，将用辊进行的塑性加工的重复次数设为最大30次。将作为比较例未实施用辊进行的塑性加工的情况设为N＝0。
接着，将各处理粉体用液压压力机在常温下进行金属模具成形，制作了圆柱状的挤压用坯料。通过对该坯料在氮气气氛中进行了400℃×5分钟的加热之后，立即实施温热挤压加工(挤压比r＝37)，从而制作了致密的棒状材料。从每种镁合金挤压坯料中提取出拉伸试验片(平行部20m)，在常温下用应变速度每秒5×10-4进行了拉伸试验。此时的拉伸屈服强度(0.2％应变)、抗拉强度、破断拉伸率的测量结果如表7所示。
表7
样品No.   加工次数     拉伸屈服强度(MPa)     抗拉强度(MPa)     破断拉伸率(％) 备注
    1   30     318     397     18.8   本发明例
    2   30     333     417     18.2   本发明例
    3   30     346     428     17.9   本发明例
    4   30     340     424     18   本发明例
    5   30     352     442     17.4   本发明例
    6   30     335     416     18.4   本发明例
    7   30     336     419     18.1   本发明例
    8   30     345     425     18   本发明例
    9   30     357     449     17.2   本发明例
    10   0     201     251     20.8   比较例
    11   0     205     242     15.2   比较例
    12   0     207     231     12.3   比较例
样品No.1～9为本发明例，样品No.2～9为使用从在样品No.1内按适当范围添加了Zr、Sr、Sc、Ti等活性金属元素的镁合金中提取的粉体而得到的挤压坯料。与样品No.1的特性相比较，通过添加Zr、Sr、Sc、Ti等活性金属元素，拉伸率(韧性)未同时明显降低，而是可提高拉伸屈服强度及抗拉强度。
另一方面，在比较例样品No.10～12中，若未实施用辊进行的塑性加工，则及时添加了活性金属元素时也不能确认拉伸屈服强度及抗拉强度的增加，反倒是造成拉伸率的降低。
以上是参照附图说明了本发明的最佳实施方式，但本发明并非仅局限于所图示的实施方式。对于未图示的实施方式，可在与本发明相同的范围内或者在同等的范围内进行各种修正及变形。
产业上的可利用性
本发明可有效地应用于得到同时具备高屈服强度和高拉伸率的镁合金方面。

Claims (16)

1.一种镁合金粉体原料，是将具有相对较大的晶粒直径的原始原料粉末通过1对辊间实施使该原始原料粉末发生压缩变形或者剪切变形的塑性加工，从而形成相对较小的晶粒直径的镁合金粉体原料，其特征在于，
所述原始原料粉末是通过热处理使微细的金属间化合物析出、分散于基体中的镁合金粉末，
在所述塑性加工后的镁合金粉体中，在析出的所述金属间化合物的周边存在有加工应变，
所述塑性加工后的镁合金粉体的最大尺寸为10mm以下，最小尺寸为0.1mm以上，
构成所述塑性加工后的镁合金粉体的基体的镁粒子的最大晶粒直径为20μm以下。
2.如权利要求1所述的镁合金粉体原料，其中，所述金属间化合物是从Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re、Al11Re3、及Al6Mn中选择的至少一种化合物，其中Re是稀土类元素。
3.如权利要求1所述的镁合金粉体原料，其中，所述金属间化合物的最大粒径为5μm以下。
4.如权利要求1所述的镁合金粉体原料，其中，所述金属间化合物的最大粒径为2μm以下。
5.如权利要求1所述的镁合金粉体原料，其中，构成所述镁合金粉体的基体的镁粒子的最大晶粒直径为10μm以下。
6.一种权利要求1所述的镁合金粉体原料的制造方法，其中，所述镁合金按重量标准计含有0.5％以上4％以下的从锶(Sr)、锆(Zr)、钪(Sc)、及钛(Ti)中选择的金属元素，余量实质上为镁(Mg)。
7.一种高屈服强度的镁合金，其是在将权利要求1所述的镁合金粉体原料进行压粉成形后再进行挤压加工而得到，其特征在于，
构成合金的基体的镁粒子的最大晶粒直径为10μm以下，
常温的拉伸屈服强度为250MPa以上。
8.如权利要求7所述的高屈服强度镁合金，其中，
构成所述合金的基体的镁粒子的最大晶粒直径为5μm以下，
常温的拉伸屈服强度为350MPa以上。
9.如权利要求7所述的高屈服强度镁合金，其中，在所述镁合金的基体中析出、分散有从Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re、Al11Re3、及Al6Mn中选择的至少一种金属间化合物，其中Re是稀土类元素。
10.一种镁合金粉体原料的制造方法，是通过对原始原料粉末实施塑性加工，使构成该原始原料粉末的基体的镁粒子的晶粒直径微细化的方法，其特征在于，
作为所述原始原料粉末，准备通过热处理使细微的金属间化合物析出、分散于基体中的镁合金粉末，
所述塑性加工是使原始原料粉末通过1对辊之间，使该原始原料粉末压缩变形或者剪切变形，而对所述金属间化合物的周边赋予加工应变的塑性加工，
重复进行所述塑性加工，直至粉体的最大尺寸为10mm以下最小尺寸为0.2mm以上，且使构成粉体的基体的镁粒子的最大晶粒直径为20μm以下。
11.一种如权利要求10所述的镁合金粉体原料的制造方法，其中，准备作为所述原始原料粉末的镁合金粉末的工序包括：
利用铸造法制作镁合金铸锭的工序；
对所述镁合金铸锭进行固溶处理，接着进行时效热处理使微细的金属间化合物在铸锭的基体内析出、分散的工序；
通过机械加工从所述铸锭取得镁合金粉体的工序。
12.如权利要求11所述的镁合金粉体原料的制造方法，其中，在进行所述塑性加工时，将投入的原始原料粉末的温度以、及该原始原料粉体所接触的所述辊的表面温度定为所述时效热处理的温度以下。
13.如权利要求11所述的镁合金粉体原料的制造方法，其中，所述镁合金按重量标准计含有0.5％以上4％以下的从锶(Sr)、锆(Zr)、钪(Sc)、及钛(Ti)中选择的金属元素，余量实质上为镁(Mg)。
14.一种高屈服强度镁合金的制造方法，其具备：
在将权利要求1所述的镁合金粉体原料充填在金属模具中的状态下进行加压而得到压粉成形体的工序；
用150℃以上450℃以下的温度对所述镁合金压粉成形体进行加热的工序；
所述加热结束后，立即对所述镁合金压粉成形体进行挤压加工从而制造镁合金的工序。
15.如权利要求14所述的高屈服强度镁合金的制造方法，其中，构成所述镁合金的基体的镁粒子的最大晶粒直径为10μm以下，常温的拉伸屈服强度为250MPa以上。
16.如权利要求14所述的高屈服强度镁合金的制造方法，其中，所述镁合金压粉成形体的加热在200℃以上350℃以下的温度进行。
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