CN102753716B

CN102753716B - 镁合金板

Info

Publication number: CN102753716B
Application number: CN201180008745.7A
Authority: CN
Inventors: 山川真弘; 杉原崇康; 水野修; 井口光治; 坪仓光隆
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2010-02-08
Filing date: 2011-01-25
Publication date: 2014-10-29
Anticipated expiration: 2031-01-25
Also published as: WO2011096294A1; CN102753716A; EP2535435A4; JP5637386B2; RU2012138462A; TWI486457B; BR112012019743A2; KR20150143896A; US20120321881A1; EP2535435A1; JP2011179112A; TW201202437A; EP2535435B1; KR20120115532A; US9181608B2

Abstract

本发明公开了一种由含Al的镁合金制成的镁合金板。含有Al和Mg中的至少一种金属的金属间化合物的粒子以分散状态存在于所述板中。所述板包含实质上在所述板的整个表面上延伸并具有均匀厚度的氧化膜。所述金属间化合物的粒子的平均尺寸为0.5μm以下。所述粒子的总面积所占的百分比为11%以下。因此，所述镁合金板具有优异的耐腐蚀性。本发明还提供一种镁合金构件。

Description

镁合金板

技术领域

本发明涉及镁合金板和由所述板制成的镁合金构件，所述镁合金板适用于各种构件如电力/电子装置的壳体的材料。特别地，本发明涉及耐腐蚀性优异的镁合金板。

背景技术

已经将含有镁和各种添加元素的镁合金用于各种构件的构成材料，所述各种构件为例如包括移动电话和膝上型计算机的便携式电力/电子装置的壳体和汽车部件。

关于由镁合金制成的构件，通过压铸法或触变成型法制造的铸造材料(美国试验和材料协会(ASTM)标准中规定的AZ91合金)是主流。近年来，已经使用通过对由可锻镁合金制成的板进行压制加工而得到的构件，所述可锻镁合金由ASTM标准中规定的AZ31合金表示。专利文献1提出了一种镁合金板，所述镁合金板由与ASTM标准中规定的AZ91合金相当的合金构成且具有优异的压制加工性。

由于镁是活性金属，所以通常对构件和用于制造所述构件的镁合金板的表面进行防腐蚀处理，所述防腐蚀处理包括阳极氧化处理和化学转化处理。

引用列表

专利文献

专利文献1：日本特开2007-098470号公报

发明内容

技术问题

在诸如上述AZ31合金和AZ91合金的含Al的镁合金中，Al含量越高，则耐腐蚀性倾向于越优异。例如，在镁合金中，AZ91合金具有优异的耐腐蚀性。然而，即使由AZ91合金制成的构件(主要是铸造材料)，仍需要进行防腐蚀处理。当不进行防腐蚀处理时，即使是由AZ91合金制成的铸造材料在腐蚀试验期间也会被腐蚀，所述腐蚀试验包括如下所述的盐水喷雾试验和盐水浸渍试验。即使在除了防腐蚀处理之外还进行涂布以提高耐腐蚀性的情况中，当镁合金因落下等造成的瑕疵或因过度使用使得涂层剥落而露出时，露出部分也会被腐蚀。因此，用于制备镁合金构件的镁合金板需要具有优异的耐腐蚀性。

本发明的目的是提供一种具有优异耐腐蚀性的镁合金板。此外，本发明的另一个目的是提供一种镁合金构件，其由所述镁合金板制成并具有优异的耐腐蚀性。

解决问题的方案

本发明人进行了盐水腐蚀试验以对含Al镁合金板的耐腐蚀性进行研究，并发现，具有优异耐腐蚀性的板在试验之后在所述板的表面上形成有厚度均匀的氧化膜。试验后的具有厚度均匀的氧化膜的板在试验前也具有厚度均匀的氧化膜。本发明人对这种板的结构进行了研究，并发现分散存在微细的金属间化合物。此外，本发明人发现，在板表面上形成有如上所述厚度均匀的氧化膜并具有其中以特定范围存在微细的金属间化合物的结构的镁合金板，即使未对所述镁合金板进行常规认为是必需的防腐蚀处理，在使用中仍展示了耐久性。本发明以所述发现为基础。

根据本发明的镁合金板由含Al的镁合金制成。在所述板中以分散状态存在含有Al和Mg中的至少一种金属的金属间化合物的粒子且所述板包含氧化膜，所述氧化膜实质上在所述板的整个表面上延伸并具有均匀的厚度。所述金属间化合物的粒子的平均尺寸为0.5μm以下。在所述板的横断面中，所述金属间化合物的粒子的总面积的百分比大于0%且不大于11%。

由于根据本发明的镁合金板包含实质上在所述板的整个表面上延伸并具有均匀厚度的氧化膜，所以所述镁合金板具有优异的耐腐蚀性，因为所述镁合金板能够有效抑制诸如空气和水的腐蚀因素与镁合金接触。此外，由耐腐蚀性比镁合金的基体(基体相)更优异的金属间化合物制成的微细粒子至少存在于镁合金板的表面区域中，因此根据本发明的镁合金板具有优异的耐腐蚀性。特别地，当金属间化合物以特定范围(面积分数)存在时，Al能够在基体相中充分形成固溶体，因此，能够抑制因Al转化为金属间化合物而对基体相的铸造板造成劣化。由此，即使对镁合金板进行诸如化学转化处理的防腐蚀处理，仍能够使用根据本发明的镁合金板。

由于金属间化合物微细粒子以分散状态存在于根据本发明的镁合金板中，所以可预期，通过提高粒子的分散能够提高板的刚性和/或按上述能够保持因Al的固溶强化而造成的强度。由此，根据本发明的镁合金板不易因冲击而弯曲并具有优异的刚性和耐冲击性。

此外，根据本发明的镁合金板实质上无在塑性加工期间充当裂纹的起源的缺陷如粗大的金属间化合物或粗大的孔，并因此具有优异的塑性加工性。由此，根据本发明的镁合金板能够适用于塑性加工材料的基础材料。另外，通过对根据本发明的镁合金板进行加工可得到根据本发明的镁合金构件，即使不对所述镁合金构件进行防腐蚀处理，其仍具有优异的耐腐蚀性。顺便提及，根据本发明的镁合金板的结构主要保持在根据本发明的镁合金板的一部分(典型地为平坦部分)中，所述部分很少因塑性变形而变形。

发明效果

根据本发明的镁合金板和根据本发明的镁合金构件具有优异的耐腐蚀性。

附图说明

图1包括在进行盐水腐蚀试验前后在镁合金板表面附近拍摄的显微照片(20000倍)，图1的(I)部分显示了1号试样，且图1的(II)部分显示了100号试样。

图2包括在进行盐水腐蚀试验前后在镁合金板表面附近拍摄的显微照片(5000倍)，图2的(I)部分显示了1号试样，且图2的(II)部分显示了100号试样。

图3包括镁合金板的显微照片(5000倍)，图3的(I)～(VI)部分显示了1～6号试样，且图3的(VII)部分显示了100号试样。

图4包括镁合金板的显微照片(1000倍)，图4的(I)部分显示了1号试样，且图4的(II)部分显示了100号试样。

图5显示了通过AES对盐水腐蚀试验前后的3号试样试验片的横断面进行线扫描而得到的结果，图5的(I)部分显示了将盐水浸渍试验进行0.5小时后的AES分析结果，且图5的(II)部分显示了将盐水浸渍试验进行24小时后的AES分析结果。

图6显示了通过AES对盐水腐蚀试验后的3号试样试验片的横断面进行线扫描而得到的结果及在将盐水浸渍试验进行96小时后的AES分析结果。

图7是说明在盐水浸渍试验期间含Al的镁合金板的腐蚀进程的示意图。

具体实施方式

下面对本发明进行详细说明。

[镁合金板]

(组成)

用于制备根据本发明的镁合金板或镁合金构件的镁合金包含具有含有Mg和添加元素(剩余物为Mg和杂质)的各种组成的物质。在本发明中，特别地，镁合金为含有添加元素和至少Al的Mg-Al合金。Al含量增大倾向于导致优异的耐腐蚀性和优异的机械性能如强度和耐塑性变形性。因此，Al含量优选为4.5质量%以上，更优选7质量%以上，还更优选大于7.5质量%。然而，当Al含量超过12质量%时，塑性加工性下降；因此，其上限优选为12质量%，更优选11质量%。

除了Al之外的添加元素为选自Zn、Mn、Si、Ca、Sr、Y、Cu、Ag、Zr、Ce和稀土元素(Y和Ce除外)中的一种或多种元素。当含有这些元素时，其含量的总和优选为0.01质量%～10质量%，更优选0.1质量%～5质量%。Mg-Al合金的实例包括例如ASTM标准中规定的AZ合金(含有0.2质量%～1.5质量%的Zn的Mg-Al-Zn合金)、AM合金(含有0.15质量%～0.5质量%的Mn的Mg-Al-Mn合金)、Mg-Al-RE(稀土元素)合金、AX合金(含有0.2质量%～6.0质量%的Ca的Mg-Al-Ca合金)和AJ合金(含有0.2质量%～7.0质量%的Sr的Mg-Al-Sr合金)。特别地，含有8.3质量%～9.5质量%的Al和0.5质量%～1.5质量%的Zn的Mg-Al合金，典型地为AZ91合金，具有优异的耐腐蚀性并因此是优选的。杂质为例如Fe、Ni、Cu等。

(结构)

<金属间化合物>

<<组成>>

镁合金具有其中金属间化合物的微细粒子以特定范围分散在基体相中的结构。金属间化合物的实例包括诸如含有Mg和Al的Mg₁₇Al₁₂的化合物和诸如含有Al的Al(MnFe)的化合物。

<<平均粒径和面积分数>>

上述术语“微细”是指平均粒径为0.5μm以下。上述术语“分散结构”是指，在表示镁合金板横断面的总共100面积%中存在11面积%以下的金属间化合物粒子。当面积分数超过0面积%时，在镁合金板中存在足够量的金属间化合物。而且，当平均粒径为0.5μm以下时，充分实现了由于微细金属间化合物的分散而提高耐腐蚀性的效果。当平均粒径过大或面积分数过大时，在镁合金板中存在过量的金属间化合物或存在具有5μm以上尺寸的粗大粒子；因此溶质Al在基体相中的量(Al的浓度)下降且造成耐腐蚀性的下降。此外，当金属间化合物具有稀疏存在于基体相中的粗大粒子时，粗大粒子和基体相形成局部电池并易于引发诸如点蚀的腐蚀。此外，所述粗大粒子能够为在塑性加工等期间的裂纹的起源。由此，所述金属间化合物优选具有尽可能微细且均匀分散的粒子，更优选具有0.3μm以下的平均粒径。据认为，面积分数优选为8面积%以下。

<<数目>>

当在镁合金板的横断面中金属间化合物的粒子数为0.1个/μm²以上时，金属间化合物的微细粒子均匀分散在基体相中且镁合金板能够具有更优异的耐腐蚀性。其数目更优选为0.3个/μm²以上。然而，当金属间化合物的大粒子的数目过多时，Al在基体相中的浓度下降且如上所述造成耐腐蚀性的下降。因此，如上所述，金属间化合物的颗粒优选为微细的。

<孔>

作为根据本发明的镁合金板的形式，可引用其中存在于板中的孔具有5μm以下最大尺寸的形式。在铸造材料中易于存在称作孔的铸造缺陷。通过对具有孔的铸造材料进行诸如压延的加工，能够消除或减少孔。然而，孔会存在于未处理的铸造材料中而未被消除。当具有超过5μm尺寸的粗大的孔存在且特别是在镁合金板的表面处露出时，粗大的孔易于充当裂纹的起源而造成耐腐蚀性下降。相反，根据本发明的镁合金板具有少量粗大的孔或实质上不含粗大的孔，因为所述镁合金板是通过对铸造板进行压延而得到的压延板。因此，所述镁合金板不易因存在粗大的孔而导致耐腐蚀性下降，而是具有优异的耐腐蚀性。由于优选的是不存在孔，所以未对孔的数目的下限和最大尺寸进行设定。

(氧化膜)

根据本发明的镁合金板包含实质上在其整个表面上延伸并具有均匀厚度的氧化膜。这是一种特征。因为镁合金是活性的，所以如果不对镁合金进行防腐蚀处理或涂布，则会在其表面上形成氧化膜。根据本发明人进行的研究，铸造材料具有厚度不均匀的这种氧化膜且耐腐蚀性差。因此，根据本发明的具有优异耐腐蚀性的镁合金板的要求之一是规定形成具有均匀厚度的氧化膜。术语“实质上整个表面”是指不包括其中因检验装置的测量限制等而不能准确确认氧化膜的部分且与镁合金板表面积的90%以上、特别是95%以上相对应的区域。氧化膜实质上由镁的氧化物(包括氢氧化物)制成(90质量%以上)并可含有诸如Al的杂质。

在本发明中，将以比例t_max/t_min定义的均匀度用作均匀厚度的指标，其中t_max为存在于所述板的表面上的所述氧化膜的最大厚度，且t_min为其最小厚度。本文中，通过盐水腐蚀试验形成的氧化膜与通过自然氧化加速氧化膜生成的氧化膜相对应。由此，在根据本发明的包含厚度均匀的氧化膜的镁合金板中，即使在盐水腐蚀试验之后仍在所述板的表面上生成具有均匀厚度的厚氧化膜；因此，在盐水腐蚀试验之后能够容易地测量氧化膜的厚度且能够容易地确定其均匀度。因此提出，在盐水腐蚀试验之后使用所述均匀度。所述均匀度优选为30以下，更优选1。

(腐蚀反应抵抗性)

作为根据本发明的镁合金板的形式可引用如下形式：其中对所述板进行盐水腐蚀试验后的由于交流阻抗而产生的腐蚀反应抵抗性比对所述板进行所述盐水腐蚀试验前的由于交流阻抗而产生的腐蚀反应抵抗性大的形式。根据本发明人完成的研究，与盐水腐蚀试验前的镁合金板相比，耐腐蚀性优异的一些镁合金板在盐水腐蚀试验后具有更高的腐蚀反应抵抗性。即，本发明人惊奇地发现，即使在盐水腐蚀试验之后，仍存在具有更高耐腐蚀性的镁合金板。

上述情况的原因不清楚，但可能为如下所述。由于镁合金如上所述为活性的，所以在盐水腐蚀试验期间试样与腐蚀溶液(试验溶液)接触的同时，在试样表面上形成氧化膜。此时，在根据本发明的镁合金板上以具有如上所述的均匀厚度的方式形成氧化膜。由于具有优异耐腐蚀性的氧化膜以具有如上所述的均匀厚度的方式形成并充当耐腐蚀层，所以可认为，盐水腐蚀试验后的腐蚀反应抵抗性提高，且耐腐蚀性提高。

此外，本发明人已经对在盐水腐蚀试验之后具有更高腐蚀反应抵抗性(即，即使在盐水腐蚀试验之后耐腐蚀性仍提高)的镁合金板进行了研究。结果，本发明获得了如下发现。氧化膜实质上由如上所述的这种镁的氧化物制成。盐水腐蚀试验后的镁合金板表面的详细分析已经显示，在其表面上形成的腐蚀层各自具有含有大量镁的氧化物的氧化膜区域和具有高Al浓度并富含Al的高Al浓度区域。据认为，例如，所述高Al浓度区域在各个板的氧化膜区域与不受腐蚀影响的内部区域之间与氧化膜区域类似呈层状。据认为，高Al浓度区域抑制了腐蚀的进展并有助于提高腐蚀反应抵抗性，即进一步提高耐腐蚀性。

所述高Al浓度区域是Al浓度比镁合金板的内部区域(即镁合金的基体(基体相)，下文中在一些情况下简称作“内部区域”)中的Al浓度更高的区域，所述内部区域不受腐蚀的影响。即，在各个腐蚀层中，与内部区域相比，高Al浓度区域具有相对更低的Mg浓度和更高的Al对Mg的浓度比[Al浓度(原子百分比)/Mg浓度(原子百分比)]。在高Al浓度区域中存在的Al的形式的细节不清楚，但可能为氢氧化物或氧化物且与在内部区域中存在的Al的状态(在基体相中的固溶体或金属间化合物如Mg₁₇Al₁₂或Al(MnFe))不同。当对内部区域的Al浓度或Mg浓度进行测量时，可对在板厚度方向上的中心附近或例如在板厚度(深度)方向上距离板表面的深度为100μm以上的范围进行测量。下面对生成高Al浓度区域的详细机制进行说明。

(形式)

根据本发明的镁合金板典型地处于其中厚度全体均匀的形式。另外，可引用如下形式：各种形式如其中通过使用在辊的圆周周围具有凹槽的研磨辊进行压延来形成具有部分不同厚度的部分的形式和其中通过机械加工形成通孔的形式，这取决于在制造步骤中所实施的各种加工或处理。可以根据期望的用途来适当选择板的类型、厚度和尺寸(面积)。特别地，当最大厚度为2.0mm以下、1.5mm以下或特别是1mm以下时，可以将所述板适当用作薄的轻质构件(典型地为壳体)的材料。

作为根据本发明的镁合金板的形式，能够引用地有其中板的两个表面都未进行防腐蚀处理的形式。根据该构造，能够消除常规上认为是必须的防腐蚀处理，因此可以提高镁合金板和使用所述板的镁合金构件的生产效率。此外，作为根据本发明的镁合金板的形式，能够引用地有其中所述板的两个表面都未进行防腐蚀处理且其中所述板的一个表面具有涂层的形式。根据该形式，在其一个表面上存在涂层使得能够提高镁合金板的耐腐蚀性、其着色、向其应用的图案等，因此，可以提高其商业价值。

自然地，作为根据本发明的镁合金板的形式，能够引用地有如下形式：其中板的两个表面都进行防腐蚀处理如化学转化处理的形式和其中所述板除了防腐蚀处理之外还具有涂层的形式。在此情况中，除了镁合金板的固有耐腐蚀性之外，防腐蚀处理也会提高其耐腐蚀性以使得镁合金板可具有极其优异的耐腐蚀性。

[镁合金构件]

以使得对根据本发明的镁合金板进行包括压制、锻造和弯曲的各种塑性加工的方式得到了根据本发明的镁合金构件。其形状或尺寸无特别限制。可引用如下构件：例如，包括顶部(底部)和从顶部外边缘垂直延伸的侧壁部的横断面为]形的壳体、横断面为]形的框架、横断面为L形的框架、包括盘状顶部和圆筒形侧壁部的带盖的圆筒体等。所述顶部可各自具有与其结合或与其连接的突出部；在其正面与背面之间延伸的孔；在其厚度方向上凹进的凹槽；阶梯状部分；以及通过切割而形成的具有局部不同的厚度的部分。

[制造方法]

通过包括例如如下步骤的制造方法能够制造根据本发明的镁合金板。

准备步骤：准备铸造板的步骤，所述铸造板由含Al的镁合金制成并通过连续铸造方法制造。

溶体化处理步骤：在350℃以上的温度下对所述铸造板进行溶体化处理以制造固溶板的步骤。

压延步骤：对所述固溶板进行热压延以制造压延板的步骤。

特别地，在溶体化处理步骤后的步骤中，将作为加工对象的基础板(典型地为压延板)保持在150℃～300℃温度范围内的总时间为1小时～12小时且以不将所述基础板加热至超过300℃的方式对基础板的热历史进行控制。

所述制造方法可还包括对压延板进行热矫正的矫正步骤。在所述矫正步骤中，以将压延板加热至100℃～300℃的状态对压延板进行矫正。特别地，在矫正步骤中将压延板保持在150℃～300℃温度范围内的时间包括在上述总时间内。

本发明人已经对其中通过控制金属间化合物的粒径和量以不生成粗大粒子而生成特定数目微细粒子的方法进行了研究。结果，本发明人发现，以对制造条件进行控制，使得在铸造之后、特别是在溶体化处理之后，直至最终产品的制造步骤期间将由镁合金制成的基础材料保持在特定温度下的总时间在特定范围内的方式获得具有上述特定结构的镁合金板。因此，提出上述方法以作为用于制造根据本发明的具有优异耐腐蚀性的镁合金板的方法的实例。能够以使得在溶体化处理步骤后的制造步骤期间将由镁合金制成的基础材料保持在金属间化合物易于析出的温度范围(150℃～300℃)内的总时间控制在特定范围内并在溶体化处理之后不将所述基础材料加热至超过300℃的温度的方式，将所述金属间化合物析出并将其量控制在特定范围内。由于对将基础材料保持在上述特定温度范围内的时间进行控制，所以能够抑制金属间化合物的过度生长并能够得到含有分散在其中的微细析出物的结构。

下面对各个步骤进行详细描述。

(准备步骤)

所述铸造板优选为通过连续铸造方法如双辊法或特别地在国际公开2006/003899的小册子中所公开的铸造方法制造的铸造板。连续铸造方法使得能够快速凝固；因此能够减少氧化物、偏析物等；并能够抑制尺寸超过10μm的粗大析出物的生成。由此，得到压延性优异的铸造板。所述铸造板的厚度无特别限制。由于当其厚度过大时易于发生偏析，所以其厚度优选为10mm以下，更优选5mm以下。

(溶体化处理步骤)

对所述铸造板进行溶体化处理，由此使其组成均匀并将诸如Al的元素形成为固溶体，由此制造固溶板。在溶体化处理中，保持温度优选为350℃以上，特别优选380℃～420℃且保持时间优选为60分钟～2400分钟(1小时～40小时)。优选的是，Al含量越高，则保持时间越长。在保持时间过去之后的冷却步骤中，如果通过强制冷却如水冷或鼓风冷却来提高冷却速率，则能够抑制粗大析出物的析出，这是优选的。通过按上述实施溶体化处理，能够将Al形成为镁合金中的固溶体。

(压延步骤)

在对固溶板进行压延之前，对基础材料(固溶板或需要进行最终压延的压延板)进行加热，由此可以提高塑性加工性(压延性)。将基础材料加热至超过300℃会提高塑性加工性并因此易于对基础材料进行压延。然而，因如上所述金属间化合物(析出物)的过度生成或粗大化而造成耐腐蚀性的下降，导致基础材料具有粘性，或者将基础材料的颗粒粗大化，因此通过压延得到的板的机械性能下降。因此，在压延步骤中，基础材料的加热温度为300℃以下。特别地，基础材料的加热温度优选为150℃～280℃。通过实施几次(多道次)压延，能够实现期望的板厚度，降低基础材料的平均粒度(例如10μm以下，优选5μm以下)，并可以提高包括压延性和压制加工性的塑性加工性。可以在已知条件下实施压延，所述已知条件为例如不仅对基础材料，而且还对研磨辊进行加热，并组合使用专利文献1中所公开的受控压延等。

在实施多道次压延的情况中，可在道次之间实施中间热处理，只要在150℃～300℃下的保持时间包括在上述总时间内即可。中间热处理能够除去或减少中间热处理前的因塑性加工(主要是压延)而引入到作为加工对象的基础材料中的应变、残余应力和纹理，并能够防止在中间热处理后的压延期间发生无意的破裂、扭曲和/或变形，由此更平稳地进行压延。在实施多道次压延的情况中，基础材料的加热温度为300℃以下。其优选的加热温度为250℃～280℃。

(矫正步骤)

可以对在压延步骤中得到的压延板进行专利文献1中所公开的最终热处理(最终退火)。优选在不实施最终热处理的条件下或在最终热处理之后对压延板进行如上所述的热矫正，因为塑性加工性如压制加工性优异。以使得将压延板加热至100℃～300℃、优选150℃～280℃的温度的方式，使用在国际公开2009/001516号的小册子中所述的辊式矫直机实施矫正。在对如上所述热矫正的压延板进行塑性加工如压制加工的情况中，在塑性加工期间发生动态重结晶，因此塑性加工性优异。

在实施最终热处理的情况中，能够除去由压延造成的应变。用于最终热处理的条件为例如100℃～300℃的基础材料加热温度和5分钟～60分钟的加热时间。所述加热温度可以为专利文献1中所公开的300℃～340℃。为了按上述尽可能地抑制金属间化合物的生长，所述加热时间优选短且例如为小于30分钟。

(将基础材料保持在特定范围内的总时间)

未对在溶体化处理之后直至最终产品的步骤期间，需要将基础材料在150℃～300℃的温度范围内保持多长时间进行充分研究。另一方面，将基础材料保持在如上所述易于生成或生长金属间化合物的温度范围内的时间控制在特定范围内，由此得到根据本发明的镁合金板，所述镁合金板具有其中特定量的微细的金属间化合物以分散状态存在的结构。

当将基础材料保持在150℃～300℃温度范围内的总时间小于1小时时，金属间化合物不会充分析出。当所述总时间超过12小时或在将基础材料加热至300℃以上的条件下对基础材料进行压延时，得到了其中存在平均粒径为1μm以上的粗大金属间化合物的结构或者其中金属间化合物以超过11面积%的方式过量存在的结构。优选以使得温度范围为150℃～280℃且总时间为1小时～6小时的方式，对在压延步骤中在各个道次中的加工度、在压延步骤中的总加工度、用于中间或最终热处理的条件、矫正条件等进行控制。优选根据Al含量对总时间进行调节，因为Al含量越高，则金属间化合物越易于析出。

通过所述制造方法得到的镁合金板的典型形式为压延板和矫正板。

(其他步骤)

对通过将压延板进行最终热处理和/或矫正而得到的压延板或处理板进行诸如压制加工的塑性加工，由此得到根据本发明的镁合金构件。如果在200℃～300℃的温度范围内实施塑性加工，则能够提高基础材料的塑性加工性并易于实施塑性加工。在塑性加工期间将基础材料保持在200℃～300℃下的时间非常短且在压制加工的情况中为例如60秒以下。据认为，实质上不会造成诸如如上所述金属间化合物的粗大化的失效。

通过在塑性加工之后实施热处理，能够除去因塑性加工而引入的应变和残余应力并能够提高机械性能。用于热处理的条件为100℃～300℃的加热温度和约5分钟～约60分钟的加热时间。在热处理中，在150℃～300℃的温度范围内的保持时间优选包括在总时间中。

此外，在塑性加工之后，能够按上述设置涂层以提高耐腐蚀性、机械保护、装饰(商业价值的提高)等。

下面对本发明的实施方案进行说明。在附图说明中，相同的元件由相同的标号表示且不再重复进行说明。图中的尺寸比例不一定与说明书中的一致。

[试验例1]

在各种条件下制备了镁合金板并对各种板的金相结构、表面状态和耐腐蚀性进行了研究。

在本试验中，准备了如下所述由镁合金板制成的1～6号试样和商购获得的铸造材料(AZ91合金，3mm厚的板)。在与用于研磨1～6号试样的条件基本相同的条件下对铸造材料进行了湿式研磨，由此制备了经研磨的板。将所述经研磨的板用作100号试样。

制备如下板：多个铸造板(4mm厚)，所述板由具有与AZ91合金组成相当的组成(Mg，9.0%的Al、1.0%的Zn和0.15%～0.5%的Mn(以质量为基础))的镁合金制成并通过双辊连续铸造法得到。在400℃下对得到的铸造板进行溶体化处理并持续24小时。在表I中所示的压延条件下将各个经溶体化处理的固溶板压延几次，由此得到具有0.6mm厚度的压延板。

关于1、2和4～6号试样，以利用加热至表I中所示温度的压延板对得到的压延板进行热矫正的方式，制备了矫正板。关于3号试样，以在320℃下将一种得到的压延板热处理15分钟之后，利用加热至表I中所示温度的经热处理板对这种经热处理板进行热矫正的方式，制备了矫正板。

使用辊式矫直机实施热矫正，所述辊式矫直机包含能够对基础板(本文中为经压延的板或经热处理的板)进行加热的炉子以及辊部分，所述辊部分包含对经加热的基础板连续施加弯曲(应变)的多个辊。所述辊部分包含相互垂直相对地交替布置的辊。在辊式矫直机中，在炉子中对基础板进行加热的条件下将基础板转移到辊部分中，并且在将所述基础板在垂直布置在辊部分中的辊之间通过的同时，所述辊对所述基础板依次施加弯曲。

关于1～5号试样，制备了具有预定长度的铸造板，对其进行溶体化处理、压延、(热处理)并然后进行矫正，由此得到板。关于6号试样，制备了伸长的铸造板并进行卷绕、溶体化处理、利用重复卷绕和解开的伸长的铸造板进行压延、并进一步进行矫正，由此得到卷。

使用#600研磨带对各种得到的矫正板(板或卷)进一步进行湿式带研磨并通过研磨使矫正板的表面平滑，由此制备了经研磨的板。将所述经研磨的板用作1～6号试样。关于1～6号试样，将各个板保持在150℃～300℃温度范围内的总时间调节为1～12小时且除了对3号试样的压延板进行热处理之外，不将板加热至超过300℃。

[表I]

试样编号

1

2

3

4

5

6

压延

粗6

粗5+精2

粗4+精2

粗6

热处理

未实施

实施

未实施

热矫正

250℃

200℃

*术语“粗n”是指通过n道次实施粗压延。术语“粗n+精m”是指在通过n道次实施粗压延之后，通过m道次实施精压延。

*粗压延条件是5%/道次～40%/道次的加工度(压下率)、250℃～280℃的基础板加热温度和100℃～250℃的压延温度。

*精压延条件是5%/道次～40%/道次的加工度(压下率)、210℃～240℃的基础板加热温度和150℃～280℃的压延温度。

将得到的1～6号试样和用于比较的100号试样在厚度方向上任意切割，由此截取横断面。利用扫描电子显微镜(SEM)对横断面进行观察。图1的(I)部分显示了1号试样的观察图像(20000倍)。图1的(II)部分显示了100号试样的观察图像(20000倍)。图1的(I)和(II)部分中各部分左侧的照片是在盐水腐蚀试验之前拍摄的照片，其右侧的照片是在如下所述的盐水腐蚀试验之后拍摄的照片。图2显示了在如下所述的盐水腐蚀试验之后拍摄的观察图像。图2的(I)部分显示了1号试样的观察图像(5000倍)。图2的(II)部分显示了100号试样的观察图像(5000倍)。图3的(I)～(VI)部分显示了1～6号试样的观察图像(5000倍)。图3的(VII)部分显示了100号试样的观察图像(5000倍)。图4的(I)部分显示了1号试样的观察图像(1000倍)和100号试样的观察图像(1000倍)。如下粒子是金属间化合物的粒子：图1～3中的浅灰色粒子和白色粒子以及图1的(II)部分、图2的(II)部分和图3的(VII)部分中的浅灰色和白色粒子(包括奇怪形状的粒子)。图4的(II)部分中的黑色奇怪形状的粒子与孔相对应。

关于金属间化合物粒子的平均尺寸(μm)、金属间化合物粒子的总面积的百分比(%)、金属间化合物粒子的数目(个/μm²)和孔的最大尺寸(μm)，对1～6和100号试样中的各试样进行了测量。将结果示于表II中。此外，对金属间化合物的相邻粒子之间的平均距离(μm)和金属间化合物粒子的圆形度系数进行了测量。将结果也示于表II中。

另外，对得到的1～6号试样和用于比较的100号试样进行盐水腐蚀试验并测量试验前后的腐蚀反应抵抗性(Ω)、由试验造成的腐蚀重量损失(μg/cm²)和由试验造成的Mg的溶出量(μg/cm²)，并测量试验后的氧化膜的均匀度。将结果示于表III中。

按下述对金属间化合物粒子的平均粒径进行测量。对于各试样，在厚度方向上截取5个横断面并从各个横断面的观察图像中任意截取3个视野(本文中为22.7μm×17μm的区域)。确定在一个观察视野中存在的各个粒子的相当圆直径(具有与粒子面积等价的面积的圆的直径)并将通过将在一个观察视野中存在的粒子的相当圆直径的总和除以粒子数而得到的值“(相当圆直径的总和)/(粒子总数)”定义为观察视野的平均粒径。对于各试样，将15个观察视野的平均粒径的平均值示于表II中。

按下述对金属间化合物粒子的总面积百分比进行测量。按上述截取观察视野，对在一个观察视野中存在的所有粒子中各个粒子的面积进行测量，并对各视野计算总面积。将通过将总面积除以一个观察视野的面积(本文中为385.9μm²)而得到的值“(粒子的总面积)/(视野的面积)”定义为这个所观察视野的面积分数。对于各试样，将15个观察视野的面积分数的平均值示于表II中。

按下述对金属间化合物粒子的数目进行说明。按上述截取观察视野，对在一个观察视野中存在的所有粒子的数目进行测量，并对各视野计算总数。将通过将总数除以一个观察视野的面积(本文中为385.9μm²)而得到的值“(粒子总数)/(视野的面积)”定义为这个观察视野的数目。对于各试样，将15个观察视野的数目的平均值示于表II中。

按下述对金属间化合物粒子之间的平均距离进行测量。按上述截取观察视野，根据在一个观察视野中存在的所有粒子的总面积和总数，对各个视野确定一个粒子的平均面积“(粒子总面积)/(粒子总数)”，并将通过将所有粒子的总面积除以平均面积而得到的值定义为在该观察视野中存在的粒子数。将该观察视野中的粒子数除以该观察视野的面积(本文中为385.9μm²)，由此确定每单位面积的粒子数。将每单位面积的粒子数的平方根定义为每单位距离的粒子数并将每单位距离的粒子数的倒数定义为该观察视野的平均距离。对于各试样，将15个观察视野的平均距离的平均值示于表II中。

按下述对金属间化合物粒子的圆形度系数进行测量。按上述截取观察视野，对在一个观察视野中存在的各个粒子的面积和周长进行测量，并对该视野中的各个粒子的圆形度系数=4π×面积/(周长)²进行计算，由此得到粒子的圆形度系数。将所有粒子的圆形度系数的平均值定义为该视野的圆形度系数。对于各试样，将15个观察视野的圆形度系数的平均值示于表II中。

按下述对孔的最大尺寸进行测量。按上述截取观察视野并对在一个观察视野中存在的孔进行目视观察。当存在孔时，确定各个孔的最大尺寸和长度(连接孔上两个任意点的线的最大长度)并将这些值的最大值定义为该观察视野中孔的最大尺寸。对于各试样，将在15个观察视野中孔的最大尺寸的平均值示于表II中。

使用商购获得的图像处理器，能够容易地计算与金属间化合物的粒子相关参数如平均粒径、孔的最大尺寸和下述氧化膜的均匀度。可以利用能量色散X射线光谱仪(EDS)对粒子的组成进行分析且所述粒子为含有Al和/或Mg的金属间化合物如Mg₁₇Al₁₂或Al(MnFe)。以通过X射线衍射对组成和结构进行分析的方式，能够判定金属间化合物的存在。通过将EDS分析应用于试样的横断面上，能够对存在于镁合金板表面上的物质的组成进行分析。关于1～6号和100号试样，在各个镁合金板的表面上都存在氧化膜。可确认，所述氧化膜主要由镁的氧化物(包括氢氧化物)制成。

通过根据JIS H 8502(1999)实施中性盐水喷雾试验以作为下述盐水腐蚀试验来测量腐蚀重量损失。试验片由1～6号和100号试样的研磨板制备。在测量各个试验片的质量(初始值)之后，对试验片的不需要部分进行掩蔽，从而将具有预定尺寸的试验表面露出在试验片上。将经掩蔽的试验片装入腐蚀试验机中并垂直放置，从而在预定角度下相对于试验机的底面倾斜(本文中，由试验机底面和试验片形成的角为70°～80°)。以在试验片上喷雾试验溶液(在35℃±2℃下的温度下5质量%的NaCl水溶液)的状态将试验片保持预定时间(本文中为96小时)。在过去预定时间之后，将试验片从腐蚀试验机中取出，除去掩模，然后根据JIS Z 2371(2000)的参考表I通过铬酸溶解将在试验片表面上形成的腐蚀产物除去。对不含腐蚀产物的试验片的质量进行测量。将通过将该质量与初始值之差除以试验片的试验表面的面积而得到的值定义为腐蚀重量损失(μg/cm²)。

通过按下述进行盐水浸渍试验以作为盐水腐蚀试验，能够测量Mg的溶出量。试验片由1～6号和100号试样的研磨板制备。对各个试验片的不需要部分进行掩蔽，从而将具有预定尺寸的试验表面露出在试验片上。以将试验片完全浸入试验溶液(5质量%的NaCl水溶液，溶液的量为(A)×20ml，试验片的试验表面的面积(露出面积)为(A)cm²)的状态将经掩蔽的试验片保持预定时间(本文中，在空调下的室温(25℃±2℃)下保持96小时)。在过去预定时间之后，回收试验溶液并利用感应耦合等离子体原子发射光谱(ICP-AES)确定试验溶液中Mg离子的量。将通过将Mg离子的量除以试验片试验表面的面积而得到的值定义为Mg的溶出量(μg/cm²)。

按下述测量腐蚀反应抵抗性。试验片由1～6号和100号试样的研磨板制备。对各个试验片的不需要部分进行掩蔽，从而将具有预定尺寸的试验表面和端子连接部分露出在试验片上。将端子连接到端子连接部分上并将所述试验片与下述参比电极和对电极一起完全浸入试验溶液(含(0.1质量%的NaCl)和Mg(OH)₂的饱和水溶液)中(在空调下的室温下(25℃±2℃))。在如下条件下在浸入之后立即测量试验片的交流阻抗。

测量装置：恒电位器/恒流器+频率响应分析仪

所述测量装置能够使用商购获得的装置(例如，由北斗电工株式会社(Hokuto Denko Corporation)制造的HZ-3000、由NF Corporation制造的FRA 5080等)。

电极：三电极型，参比电极：Ag/AgCl，对电极：Pt

测量条件：电流调制：10μA/cm²，测量频率范围：10kHz～100mHz

对交流阻抗的测量结果进行分析，由此计算腐蚀反应抵抗性。特别地，将在各个频率下测得的阻抗(Ω)绘制在复平面上(制备尼奎斯特(Nyquist)图)，并读取在高频率区域内观察到的半圆的直径(=电荷迁移电阻)。将所述电荷迁移电阻定义为腐蚀反应抵抗性。将在盐水腐蚀试验之前测得的腐蚀反应抵抗性定义为初始腐蚀反应抵抗性(腐蚀试验：0小时)。

将类似的端子连接到经历了作为盐水腐蚀试验的上述盐水浸渍试验的试验片上，以类似方式测量其交流阻抗，并读取腐蚀反应抵抗性。将此时的腐蚀反应抵抗性定义为腐蚀试验之后(本文中，在将盐水浸渍试验进行96小时之后)的腐蚀反应抵抗性。

按下述测量氧化膜的均匀度。关于经历了上述盐水浸渍试验的试验片，按上述截取横断面和观察视野，对一个观察视野中的氧化膜的厚度进行测量，对各个视野提取厚度的最大值t_max和最小值t_min，并计算均匀度t_max/t_min。将该均匀度定义为该视野的均匀度。对于各试样，将15个观察视野的均匀度的平均值示于表III中。

[表II]

[表III]

如表II和III中所示，1～6号试样各自包含厚度全体均匀的氧化膜，这是因为盐水腐蚀试验后的氧化膜的均匀度为30以下。相反，由压铸材料制成的100号试样包含厚度明显变化的氧化膜。与100号试样相比，1～6号试样具有非常小的腐蚀重量损失和小的Mg溶出量并具有优异的耐腐蚀性。

在图1中的各张照片中，主要显示为灰色的下部区域是镁合金，位于其上的稍黑色(暗色)的区域是氧化膜，位于氧化膜上的白带状部分是为了切割横断面而设置的保护层，且主要显示为黑色的上部区域是背景。在图2的各张照片(在盐水腐蚀试验之后拍摄的)中，下部是镁合金，上部多孔区域是为了切割横断面而设置的保护层，且镁合金与保护层之间存在的暗色区域是氧化膜。

如图1中在盐水腐蚀试验之前所拍摄的照片中所示，具有优异耐腐蚀性的1号试样包含厚度均匀且在盐水腐蚀试验之前在镁合金板的整个表面上形成的氧化膜。相反，由压铸材料制成的100号试样不包含在镁合金板整个表面上延伸的氧化膜，而是局部存在氧化膜。形成100号试样中存在的氧化膜，从而向镁合金板内部延伸。

此外，如图1和2中所示，具有优异耐腐蚀性的1号试样包含厚度均匀且在盐水腐蚀试验之后生成的氧化膜。这表明，1～6号试样包含厚度均匀并随时间推移而生成的氧化膜，因此可能因存在氧化膜而具有优异的耐腐蚀性。相反，由压铸材料制成的100号试样包含在盐水腐蚀试验前后厚度不均匀的氧化膜以及耐腐蚀性差且被腐蚀并如图1的(II)部分中所示具有蚀孔的部分。根据图1中的照片，能够推测，如果在盐水腐蚀试验之后实质上在镁合金板的整个表面上以具有均匀厚度的方式形成氧化膜，则即使在盐水腐蚀试验之前氧化膜仍可均匀存在于镁合金板的实质上整个表面上。由此，1～6号试样可能具有优异的耐腐蚀性，因为即使在盐水腐蚀试验之前氧化膜仍均匀存在于镁合金板的实质上整个表面上。

此外，在耐腐蚀性优异的1～6号试样中，由金属间化合物制成的微细圆形粒子以分散状态存在，如图3的(I)～(VI)部分中所示。在由压铸材料制成的100号试样中，稀疏存在大的奇怪形状的粒子，如图3(VIII)中所示。如表II中所示，在1～6号试样中存在的金属间化合物具有0.5μm以下的平均粒径、微细并具有接近1的圆形度系数；其相邻粒子之间的距离小于由压铸材料制成的100号试样；且面积分数为11面积%以下。这对金属间化合物均匀分散在1～6号试样中提供了支持。

1～6号试样具有其中金属间化合物微细粒子分散存在的结构且所述结构充当具有均匀厚度的氧化膜的存在之外的对抗腐蚀因素的阻挡物，因此所述1～6号试样可能具有优异的耐腐蚀性。相反，由压铸材料制成的100号试样由其中稀疏存在大金属间化合物的结构构成，与1～6号试样不同，不具有阻挡作用，因此可能耐腐蚀性差。

在耐腐蚀性优异的1～6号试样中存在如下试样：其中盐水腐蚀试验后的由于交流阻抗而产生的腐蚀反应抵抗性比试验前的腐蚀反应抵抗性大且其中耐腐蚀性提高的试样。如上所述获得在盐水腐蚀试验后的耐腐蚀性优异的结果的原因可能是，在腐蚀试验期间生长的氧化膜具有如上所述的均匀厚度，这是原因之一。

此外，在耐腐蚀性优异的1～6号试样中，基本未观察到孔，如例如图4的(I)部分中1号试样的照片中所示。相反，在由压铸材料制成的100号试样中，存在大量大孔。1～6号试样可能因不存在大孔而具有优异的耐腐蚀性。

[试验例2]

本发明人对其中盐水腐蚀试验后的交流阻抗比试验前的交流阻抗大且其中耐腐蚀性提高的试样进行了进一步详细分析，所述试样是如试验例1中所述的具有优异耐腐蚀性的1～6号试样中的试样。

由试验例1中所述的3号试样制备了试验片。将盐水浸渍试验应用于试验片以作为盐水腐蚀试验。以将试验片完全浸入试验溶液(5质量%的NaCl水溶液)的状态保持试验片(保持在空调下的室温(25℃±2℃)下)的方式实施盐水浸渍试验。在将盐水浸渍试验实施预定时间之后，将试验片从试验溶液中取出并通过俄歇电子能谱(AES)对各试验片横断面的元素组成进行分析。以使得试验片的横断面因使用Ar离子束进行横断面研磨而露出并在板的厚度(深度)方向上从板表面向其内部区域通过AES进行线扫描的方式，实施AES分析。这使得能够在从开始试验到过去预定时间之后进行3号试样的镁合金板的表面的元素组成分析。将通过AES对各自经历了0.5小时(30分钟)、24小时或96小时盐水浸渍试验的试验片进行分析而得到的结果示于图5和6中。以使得各种试验片倾斜30°的状态实施AES分析。

图5的(I)部分显示了将盐水浸渍试验进行0.5小时后的AES分析结果，图5的(II)部分显示了将盐水浸渍试验进行24小时后的AES分析结果，且图6显示了将盐水浸渍试验进行96小时后的AES分析结果。在图5和6的各个图中，横坐标表示距表面的距离(深度)[μm]，纵坐标表示原子浓度[%]，实线表示处于第一状态的Mg，细虚线表示处于第二状态的Mg，虚线表示处于第一状态的Al，细的两点划线表示处于第二状态的Al，且细实线表示氧(O)。由于以使得各试验片倾斜30°的状态实施AES分析，所以距实际表面的距离(深度)是通过将横坐标上的值乘以1.15(乘以)而得到的值。本文中所使用的术语“处于第一状态的Mg”是指以氢氧化物(例如Mg(OH)₂)或氧化物(例如MgO)的形式存在的Mg。本文中所使用的术语“处于第二状态的Mg”是指以镁合金(基体相)形式存在的Mg。另一方面，本文中所使用的术语“处于第一状态的Al”是指以氢氧化物(例如Al(OH)₂)或氧化物(例如AlO_x)的形式存在的Al。本文中所使用的术语“处于第二状态的Al”是指以基体相中的固溶体的形式或以金属间化合物如Mg₁₇Al₁₂的形式存在的Al。以通过AES分析测量俄歇电子的能量的方式能够识别这种元素、组成或化学键。

根据图5的(I)部分可认为，其中处于第一状态的Mg的浓度高并富含Mg的氧化膜区域存在于经历了0.5小时盐水浸渍试验的试验片(镁合金板)的表面区域(腐蚀层；从表面(0)到约0.17μm(在横坐标上为0.15μm)的范围)中。由于在距表面超过0.17μm(在横坐标上为0.15μm)的深度处处于第一状态的Mg的浓度下降且处于第二状态的Mg的浓度增大，所以认为该区域是不受腐蚀影响的内部区域。另一方面，未清楚地确认，其中处于第一状态的Al的浓度高且富含Al的高Al浓度区域是否存在于所述表面区域(腐蚀层)中。此外可理解，在内部区域(在距表面约超过0.17μm(在横坐标上为0.15μm)深的范围)中处于第二状态的Al的浓度与AZ91合金的Al浓度基本一致。

根据图5的(II)部分，在经历了24小时盐水浸渍试验的试验片(镁合金板)的表面区域(腐蚀层；从表面(0)到约0.12μm(在横坐标上为0.1μm)的范围)中，未确认是否存在其中处于第一状态的Al的浓度比处于第一状态的Mg的浓度高并富含Mg的氧化膜区域。由于在距表面超过0.23μm(在横坐标上为0.2μm)的深度处处于第一状态的Mg的浓度下降且处于第二状态的Mg的浓度增大，所以认为该范围是内部区域。由于在表面区域(腐蚀层)中处于第一状态的Al的浓度比在内部区域(在距表面约超过0.23μm(在横坐标上为0.2μm)深的范围)中处于第二状态的Al的浓度高，所以认为富含Al的高Al浓度区域存在于表面区域中。

根据图6，在经历了96小时盐水浸渍试验的试验片(镁合金板)的表面区域(腐蚀层；从表面(0)到约0.69μm(在横坐标上为0.6μm)的范围)中，从表面侧确认了富含Mg的氧化膜区域和富含Al的高Al浓度区域。特别地，在最外部区域(从表面(0)到约0.35μm(在横坐标上为0.3μm)的范围)中，认为存在其中处于第一状态的Mg的浓度高并富含Mg的氧化膜区域。在最外部区域内侧的区域(从表面到约0.35～0.69μm(在横坐标上为0.3～0.6μm)的范围)中，认为存在其中处于第一状态的Al的浓度高并富含Al的高Al浓度区域。由于在距离表面超过0.69μm(在横坐标上为0.6μm)的深度处处于第二状态的Mg的浓度增大，所以认为该范围是内部区域。即，通过利用AES对该试验片进行分析而得到的结果显示，在该试验片中，在所述表面上形成的腐蚀层中形成了氧化膜区域和高Al浓度区域。

接下来，如下所述，本发明人基于上述分析结果，对生成高Al浓度区域的机制进行了研究。

图7是说明在盐水浸渍试验期间含Al镁合金板的腐蚀进程的示意图。在开始试验的早期阶段，Mg-Al合金基体中的Mg以离子21(Mg²⁺)的形式从镁合金板10的表面溶出到试验溶液(NaCl水溶液)中(参见图7的(I)部分)。本文中，认为主要溶出Mg，因为Mg的离子化倾向比Al高。在镁合金板10的表面处，Al的浓度相对增大，因为Mg溶出；因此，Al随着腐蚀的进行而浓缩。

从试验开始之后随着时间的推移，Mg的溶出量增多，在板10的表面附近Mg离子21的浓度增大，且pH也增大(参见图7的(II)部分)。在其中在板10的表面处Al发生浓缩的区域中，一部分Al与氢氧根离子结合以形成氢氧化物且一部分氢氧化物与试验溶液中的氧反应以形成氧化物。这使得可以在板10的表面上生成富含Al的高Al浓度区域11。

此外，随着时间的推移，在板10的表面附近处pH也增大且Mg离子21过饱和；因此，Mg离子21以Mg的氧化物22的形式析出在板10的表面(高Al浓度区域11的表面)上(参见图7的(III)部分)。在试验溶液中，Mg的氧化物22主要以氢氧化物的形式析出。认为氢氧化物随时间推移而部分或全部转化成氧化物，因为在试验之后将所述氢氧化物暴露在空气中。

在板10的表面(高Al浓度区域11的表面)上最终析出Mg的氧化物，由此生成富含Mg的氧化膜区域12(参见图7的(VI))。因此，在所述表面上形成的腐蚀层中生成Mg的氧化物的氧化膜区域12和高Al浓度区域11。例如，认为所述高Al浓度区域11在一些情况中在Mg的氧化物的氧化膜区域12与初始镁合金板10的一部分(即不受腐蚀影响的板的内部)之间呈层状。

推测对在一定程度上抑制腐蚀的进行有效的高Al浓度区域11，不是致密的钝化膜，因此随时间推移会发生腐蚀；因此，认为形成了Mg的氧化物的氧化膜区域12。即使在不是由AZ91合金制成的含Al镁合金板中仍能够发生这种现象，尽管可能因合金之间的Al含量之差而在高Al浓度区域中造成Al浓度差。此外，即使在实质上整个表面上形成厚度均匀的氧化膜的镁合金板的情况中，仍可推断，以具有均匀厚度的方式形成了高Al浓度区域和氧化膜。即，认为高Al浓度区域满足与氧化膜的均匀度相同的均匀度的范围(1～30)。

可以在不背离本发明范围的条件下对上述实施方案进行适当修改且其不限于上述构造。例如，能够对镁合金板的组成(特别是Al含量)、镁合金板的厚度、制造条件等进行适当改变。

工业实用性

根据本发明的镁合金构件可以适当用作用于各种电力/电子装置的构件、特别是便携式或小型电力/电子装置的壳体，以及期望高强度的各种领域中所使用的构件。根据本发明的镁合金板可适当用于根据本发明的镁合金构件的材料。

附图标记

10 镁合金板(内部区域)

11 高Al浓度区域

12 氧化膜区域

21 Mg离子

22 Mg的氧化物

Claims

1.一种由含Al的镁合金制成的镁合金板，其包含：

含有Al和Mg中的至少一种金属的金属间化合物的粒子，所述粒子以分散状态存在于所述板中，所述金属间化合物的粒子的平均尺寸为0.5μm以下，在所述板的横断面中所述金属间化合物的粒子的总面积的百分比大于0%且不大于8%；和

氧化膜，所述氧化膜实质上在所述板的整个表面上延伸并具有均匀的厚度。

2.如权利要求1所述的镁合金板，其中在进行了盐水腐蚀试验的所述板的横断面中，以比例t_max/t_min定义的均匀度为1～30，其中t_max为存在于所述板的表面上的所述氧化膜的最大厚度，且t_min为其最小厚度。

3.如权利要求1或2所述的镁合金板，其中对所述板进行盐水腐蚀试验后的由于交流阻抗而产生的腐蚀反应抵抗性比对所述板进行所述盐水腐蚀试验前的由于交流阻抗而产生的腐蚀反应抵抗性大。

4.如权利要求1～3中任一项所述的镁合金板，其中在所述板的横断面中，所述金属间化合物的粒子数为0.1个/μm²以上。

5.如权利要求1～4中任一项所述的镁合金板，其中存在于所述板中的孔的最大尺寸为5μm以下。

6.如权利要求1～5中任一项所述的镁合金板，其中所述板含有大于7.5质量%且不大于12质量%的Al。

7.如权利要求1～6中任一项所述的镁合金板，还包含在对所述板进行盐水腐蚀试验之后在所述板的表面上形成的腐蚀层，其中所述腐蚀层具有氧化膜区域和高Al浓度区域。

8.一种镁合金构件，其通过对权利要求1的镁合金板进行塑性加工而得到。