CN102046821B

CN102046821B - Mg基合金

Info

Publication number: CN102046821B
Application number: CN2009801203439A
Authority: CN
Inventors: 染川英俊; 阿洛克·辛; 大泽嘉昭; 向井敏司
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2008-06-03
Filing date: 2009-06-03
Publication date: 2013-03-27
Anticipated expiration: 2029-06-03
Also published as: EP2295613B1; US8313692B2; KR20110013431A; EP2295613A4; CN102046821A; JP5540415B2; WO2009148093A1; KR101561150B1; EP2295613A1; US20110076178A1; WO2009148093A8; JPWO2009148093A1

Abstract

本发明提供一种Mg基合金，本发明的Mg合金为在镁中添加Zn和Al而成的Mg基合金，其特征在于，在将其组成表示为(100-a-b)wt％Mg-awt％Al-bwt％Zn时，0.5≤b/a，使用获取容易的添加元素替代稀土类元素，保持原有高的拉伸强度水平，能够降低镁合金的锻件的重要课题即屈服各向异性。

Description

Mg基合金

技术领域

本发明涉及降低屈服各向异性的Mg基合金。

背景技术

镁因轻量且资源丰富，所以作为电子设备及构造部件等轻量化的材料备受瞩目。

另一方面，在研究用于铁路车辆及汽车等移动用构造部件的应用时，从使用时的安全性、可靠性的观点来看要求材料高强度、高延伸性、高韧性特性。

图1表示镁合金锻件和铸件的强度和断裂伸长率值，图2表示比强度(＝屈服应力/密度)和破坏韧性值的关系。与铸件比较，可以看出锻件一方显示强的延伸性、韧性，要得到优异的强度、延伸性、韧性特性，锻造工艺即带变形加工是有效的方法之一。

但是，对材料进行轧制及挤压等变形加工具有定向于加工时所形成的底面的集合组织依然残留于材料的问题。因此，一般的镁合金锻件在室温下显示高的拉伸强度，另一方面，压缩强度低。因此，将现有的镁合金锻件应用于移动用构造部件时，在产生压缩变形的位置脆，具有各向同性变形难的缺点。

近年来，发现，与一般的结晶相有所不同，不存在规定的原子的排列重复并列的构造(平移次序性)的特异相：准结晶相在Mg-Zn-RE(RE＝Y、Gd、Dy、Ho、Er、Tb)合金中发现。

准结晶相的特征为，与镁母相界面良好的连接即形成匹配界面，界面彼此牢固地结合。因此，将准结晶相分散于镁母相中可以降低集合组织的强度(底面的聚集程度)，保持原有高的拉伸强度水平，改善压缩特性，可消除在构造用途的部件设计中不理想的屈服各向异性。

但是，要在镁合金中出现准结晶相，具有不得不使用稀土类元素这种大的问题。稀土类元素其现状是，如文字所示，是稀少且价值高的元素，并且即使发挥优良的特性，也不可否认其材料价格高的事实。

具体地说，专利文献1～3仅说明：要在镁母相内出现准结晶，需要添加稀土类元素(特别是钇)。

专利文献4中仅表示：要在镁母相内出现准结晶，必须添加钇及其他稀土类元素、和利用准结晶分散及结晶粒微细化的效果，消除锻件的屈服各向异性。

在专利文献5中仅对要在镁母相内出现准结晶，必须添加钇及其他稀土类元素、和准结晶分散镁合金的二次成形加工条件(加工温度及速度等)进行了说明。

非专利文献1、2具有关于由Mg-Zn-Al构成的准结晶相的生成的记载，准结晶相为单一相，所以Mg母相不存在。

非专利文献3中，因是铸造法产生的，所以Mg母相的结晶粒径为50μm以上。因此，认为，未显示出与添加了上述稀土类元素同等以上的、发挥高强度、高韧性特性的特征，还有技术上也难达到(参照图1、2)。

专利文献1：日本特开2002-309332号公报

专利文献2：日本特开2005-113234号公报

专利文献3：日本特开2005-113235号公报

专利文献4：日本特原2006-211523

专利文献5：日本特原2007-238620

非专利文献1：G，Bergman，J.Waugh，L.Pauling：Acta Cryst.(1957)10254.

非专利文献2：T.Rajasekharan，D.Akhtar，R.Gopalan，K.Muraleedharan：Nature.(1986)322528.

非专利文献3：L.Bourgeois，C.L.Mendis，B.C.Muddle，J.F。Nie：Philo.Mag.Lett.(2001)81709.

发明内容

本发明是鉴于如上所述的问题而创立的，其课题在于，使用获得容易的添加元素代替稀土类元素可以维持原有高的拉伸强度水平，可以降低镁合金锻件的重要课题即屈服各向异性。

本发明为了解决上述课题，具有以下特征：

发明1的Mg基合金为在镁中添加Zn和Al而成的Mg基合金，其特征在于将其组成表示为(100-a-b)wt％Mg-awt％Al-bwt％Zn时，0.5≤b/a。

发明2其特征在于，在发明1的Mg基合金中，5≤b≤55及2≤a≤18。

发明3其特征在于，在发明1或2的Mg基合金中，镁母相中分散准结晶相或其近似结晶相而成。

发明4其特征在于，在发明1～3中任一项的Mg基合金中，镁母相的大小为40μm以下。

根据本发明，通过使用Zn和Al代替稀土类元素，可以显现出与使用稀土类元素同样或其以上的良好的屈服各向异性的降低效果。

附图说明

图1是表示镁合金锻件和铸件的强度和断裂伸长率的关系；

图2是表示镁合金锻件和铸件的比强度(＝屈服应力/密度)和破坏韧性值的关系；

图3是表示实施例1的微细组织观察结果的照片，表示透射型电子显微镜下的母合金的组织观察结果；

图4是表示实施例1的微细组织观察结果的照片，表示光学显微镜下的挤压件的组织观察结果；

图5表示实施例1的X射线测定结果；

图6是通过实施例1、2及比较例1的室温拉伸、压缩试验得到的公称应力-公称变形曲线图；

图7是表示实施例2的微细组织观察结果的照片，表示光学显微镜下的挤压件的组织观察结果；

图8是Mg-Zn-Al的三元状态图；

图9表示比较例1的舒尔茨反射法产生的集合组织测定例；

图10表示实施例2的透射型电子显微镜下的微细组织观察例；

图11表示实施例2的舒尔茨反射法产生的集合组织测定例；

图12表示实施例4、5、7、8的X射线测定结果；

图13表示实施例9、10、12的X射线测定结果。

具体实施方式

下面，详细地说明本发明。

对于本发明的组成，将该组成表示为(100-a-b)wt％Mg-awt％Al-bwt％Zn时，在如从下述实验例明确为0.5≤b/a时，实现屈服各向异性的消除。本发明中优选1≤b/a，更优选1.5≤b/a。

另外，只要5≤b≤55及2≤a≤18，则出现准结晶相及/或其近似结晶相。

更优选2≤b/a≤10，只要6≤b≤20及2≤a≤10，则出现准结晶相和其近似结晶相。

为了更可靠地实现消除屈服各向异性即压缩屈服应力/拉伸屈服应力的比为0.8以上，镁母相的大小优选为40μm以下，更优选为20μm以下，特别优选为10μm以下。而且，准结晶相及近似结晶相的含有比率优选为1％以上40％以下，更优选为2％以上30％以下。另外，准结晶粒子及近似结晶粒子的大小优选5μm以下，更优选为1μm以下，下限优选为50nm以上。

为了得到上述组强及特性，优选赋予的变形为1以上，加工温度为200℃～400℃(50℃单位，以下同)。

目前，为了减少包含稀土类元素的枝状结构组织，需要在赋予挤压及变形前，在460℃以下进行4小时以上的均质化处理。但是，本发明中不需要该热处理，而实现准结晶相的均一分散。

另外，准结晶相及近似结晶相的生成对硬化时的冷却速度产生大的影响。在本发明合金的情况中即使冷却速度慢，也可以生成准结晶相及近似结晶相。因此，在制作母合金时，冷却速度比较慢的一般的重力铸造自不必说，而也可以使用冷却速度比较快的模铸铸造及急冷凝固法。

(实施例)

以下，利用实施例进一步详细地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

(实施例1)

在商用纯镁(纯度99.95％)中溶解铸造8重量％锌和4重量％铝(以下，记为Mg-8wt％Zn-4wt％Al)，制作母合金。通过对母合金进行机械加工，准备直径40mm的挤压坯料。将挤压坯料投入温度升至300℃的挤压模内，保持1/2小时后，以25∶1的挤压比进行温挤压加工，得到直径8mm的挤压件。

进行挤压件的微细组织观察及X射线测定。观察部位为与挤压方向平行的面。在母合金中也进行使用透射型电子显微镜(TEM)的组织观察及X射线测定。

图3表示母合金，图4表示挤压件的微细组织观察例。另外，图5表示两试样的X射线测定例。从图3可以看出，镁母相中存在数微米左右的粒子(P)，从限制视角衍射像可以看出该粒子(P)为准结晶相。从图4可确认，挤压件的镁母相的平均的结晶粒径为12μm，由等轴粒子构成。平均的结晶粒径利用切片法算出。图5所示的两试样的X射线衍射图形相同，所以可以确认即使进行挤压加工，在镁母相中也存在准结晶相。图5所示的白圈表示准结晶相的衍射角度。

从挤压件选取表示平行部直径3mm、长15mm的拉伸试验片，表示直径4mm、高度8mm的压缩试验片。各试验片选取方向为与挤压方向平行方向，初期拉伸、压缩变形速度为1×10^-3S^-1。图6表示通过室温拉伸、压缩试验得到的公称应力-公称变形曲线。表1中汇总从图6得到的机械特性。在此，屈服应力为公称变形0.2％时的应力值、最大拉伸强度为公称应力的最大值，断裂伸长率为公称应力下降30％以上时的公称变形值。

(比较例1)

作为比较例，也一并表示典型的镁合金锻件即Mg-3wt％Al-1wt％Zn挤压件(初期结晶粒径：约15μm)的公称应力-公称变形曲线。可知，虽然两挤压件的结晶粒径尽管为大致相同程度，但Mg-8wt％Zn-4wt％Al挤压件的拉伸、压缩屈服应力分别为228、210MPa，显示优异的强度特性(特别是压缩特性)。另外，Mg-8wt％Zn-4wt％Al挤压件的压缩/拉伸屈服应力比为0.9，可以观察到明显的屈服各向异性的改善。

图9表示利用比较例1中使用的Mg-3wt％Al-1wt％Zn合金挤压件的舒尔茨反射法产生的集合组织测定例。在挤压方向上底面聚集，呈现典型的镁合金挤压件的集合组织。另外，最大聚集强度为8.0。

(实施例2)

在商用纯镁(纯度99.95％)中溶解铸造8重量％锌和4重量％铝，制作母合金。通过对母合金进行机械加工，准备直径40mm的挤压坯料。将挤压坯料投入温度升至200℃的挤压模内，保持1/2小时后，以25∶1的挤压比进行温挤压加工，得到直径8mm的挤压件。在与前述实施例1同样的条件下进行组织观察、室温拉伸、压缩试验。图7表示挤压件的微细组织观察，图6表示室温拉伸、压缩试验得到的公称应力-公称变形曲线。

从图7可以看出Mg母相的平均的结晶粒径为3.5μm。从图6可以看出拉伸、压缩屈服应力分别为275、285MPa，利用母相的微细化可以发现强度提高。另外，压缩/拉伸屈服应力的比超过1，可以确认强度各向异性消除。

图10表示透射型电子显微镜下的实施例2的挤压件的微细组织观察例。与图7一样，可以确认微细的Mg母相的存在。另外，从限制视角衍射图像可以看出存在于母相内的粒子为准结晶相粒子。

图11表示实施例2的挤压件的舒尔茨反射法产生的集合组织测定例。可以确认与图9一样在挤压方向上底面聚集聚集。但是，与图9比较时可以看出实施例2的集合组织形成的宽度(聚集宽度)非常宽，另外，最大聚集强度为1/2以下。图11中显现的底面集合组织的宽幅化和聚集强度的降低有助于消除强度各向异性。

(实施例3～14)

表1中汇总表示除上述实施例1、2及比较例1之外，除改变其Zn-Al的添加量外，在同样的制作条件下得到的母相的评价结果。

表1为基于与制作表示各性能的图表的测定数据相同的数据的表。另外，图12和图13依次表示实施例4、5、7～10、12的X射线测定结果。其中，图中黑圈表示镁，白圈表示准结晶相，除此之外的衍射峰值为由Mg-Zn-Al构成的准结晶的近似结晶相。

从图12不能确认准结晶相存在，但了解其近似结晶相存在。另外，从图13可确认准结晶相及其近似结晶相存在。

在准结晶相或近似结晶相存在的试料中，可以确认屈服强度的各向异性的消除。另一方面，可知如实施例9、10等，在准结晶相存在的试料中，显示更高的屈服强度。

表1

σys：拉伸屈服应力，σUTS：拉伸最大应力，δ：断裂伸长率，σcys：压缩屈服应力，cys/tys：压缩/拉伸屈服应力的比

另外，表1中，ZA表示Zn和Al的组成(bwt％，awt％)，在实施例1～14中(bwt％，awt％)＝(8，4)、(8，4)、(4，2)、(6，1.5)、(6，2)、(6，3)、(8，2)、(10，2.5)、(10，5)、(12，2)、(12，4)、(12，6)、(16，4)、(20，2)。

Claims

1.一种Mg基合金，其特征在于，是在镁中添加Zn和Al而成的Mg基合金，其中，

在将该Mg基合金的组成表示为(100-a-b)wt％Mg-awt％Al-bwt％Zn时，0.5≤b/a，并且，镁母相中分散准结晶相粒子或该准结晶相的近似结晶相粒子，准结晶相或该准结晶相的近似结晶相的含有比率为1％以上40％以下，它们的粒子直径的范围为50nm以上5μm以下。

2.如权利要求1所述的Mg基合金，其特征在于，

5≤b≤55及2≤a≤18。

3.如权利要求1或2所述的Mg基合金，其特征在于，

所述准结晶相或所述准结晶相的近似结晶相的含有比率为2％以上30％以下。

4.如权利要求1或2所述的Mg基合金，其特征在于，

镁母相的大小为40μm以下。

5.如权利要求3所述的Mg基合金，其特征在于，

镁母相的大小为40μm以下。