CN104334761B - 镁合金及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供兼具高阻燃性、高强度及高延展性的镁合金。发明的镁合金的特征在于，具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，分散有所述(Mg,Al)2Ca，(1)3≤a≤7，(2)4.5≤b≤12，(3)1.2≤b/a≤3.0，(4)10≤c≤35。
Description
技术领域
本发明涉及镁合金及其制造方法。
背景技术
Mg－Al－Ca合金主要作为压铸材料进行开发。另外，若过剩地添加作为溶质元素的Al、Ca则形成硬质化合物，由于变为脆性的而不能够得到优异的机械性质。
因此，Al、Ca的低添加量下的镁合金的开发日益进展，但未达到改善强度。根据以上原因，对于Mg－Al－Ca合金的研究而言，进行了很多关于形成的相的研究和限于极低的Al、Ca添加量下的Mg－Al－Ca合金的研究。
另外，为了使镁合金实用化，需要使阻燃性提高而升高着火温度。但是，多数情况下，若使阻燃性提高，则机械性质降低，阻燃性与机械性质处于权衡的关系，难以使二者提高。
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的一个实施方式的课题在于，提供兼具高阻燃性、高强度及高延展性的镁合金或其制造方法。
用于解决课题的方法
以下，对本发明的各种实施方式进行说明。
[1]一种镁合金，其特征在于，具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，
含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，
a、b和c满足下述式(1)～(4)，
所述镁合金中分散有所述(Mg,Al)2Ca。
(1)3≤a≤7
(2)4.5≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
(4)10≤c≤35(优选10≤c≤30)
[2]一种镁合金，其特征在于，具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，
含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，
a、b和c满足下述式(1)～(4)，
所述镁合金中分散有所述(Mg,Al)2Ca。
(1)3≤a≤7
(2)8≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
(4)10≤c≤35(优选10≤c≤30)
[3]上述[1]或[2]所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金中含有x原子％的Zn，x满足下述式(20)。
(20)0＜x≤3(优选1≤x≤3)
[4]上述[1]至[3]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有d体积％的Al12Mg17，d满足下述式(5)。
(5)0＜d≤10
[5]上述[1]至[4]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述分散的(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)。
(6)1nm≤e≤2μm
[6]上述[1]至[5]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
分散有所述(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率为f％，f满足下述式(7)。
(7)35≤f≤65
[7]上述[1]至[6]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的着火温度为850℃以上。
[8]上述[1]至[7]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述a和b满足下述式(1’)和(2’)。
(1’)4≤a≤6.5
(2’)7.5≤b≤11
[9]上述[8]所述的镁合金，其特征在于，
所述a和b满足下述式(3’)。
(3’)11/7≤b/a≤12/5
[10]上述[8]或[9]所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的着火温度为1090℃以上。
[11]上述[1]至[10]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金在压缩屈服强度设为g、拉伸屈服强度设为h时，g与h满足下述式(8)。
(8)0.8≤g/h
[12]上述[1]至[11]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有i原子％的选自Mn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W和稀土类元素中的至少一种元素，i满足下述式(9)。
(9)0＜i≤0.3
[13]上述[1]至[12]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
在所述镁合金中，以化合物中的金属原子的量计，含有j原子％的选自Al2O3、Mg2Si、SiC、MgO和CaO中的至少一种化合物，j满足下述式(10)。
(10)0＜j≤5
[14]一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，
并对所述铸造物进行塑性加工。
(1)3≤a≤7
(2)4.5≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
(4)10≤c≤35(优选10≤c≤30)
[15]一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，
并对所述铸造物进行塑性加工。
(1)3≤a≤7
(2)8≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
(4)10≤c≤30
[16]一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、含有x原子％的Zn、余量由Mg构成的组成，a、b和c满足下述式(1)～(3)和(20)，
对所述铸造物进行塑性加工。
(1)3≤a≤7
(2)4.5≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
(20)0＜x≤3
[17]上述[16]所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造物含有c体积％的(Mg,Al)2Ca，c满足下述式(4)。
(4)10≤c≤35
[18]上述[14]至[17]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造物含有d体积％的Al12Mg17，d满足下述式(5)。
(5)0＜d≤10
[19]上述[14]至[18]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
形成所述铸造物时的冷却速度为1000K/秒以下。
[20]上述[14]至[19]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工时的等效应变为2.2以上。
[21]上述[14]至[20]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工前，以400℃～600℃的温度对所述铸造物进行5分钟～24小时的热处理。
[22]上述[14]至[21]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述a和b满足下述式(1’)和(2’)。
(1’)4≤a≤6.5
(2’)7.5≤b≤11
[23]上述[22]所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述a和b满足下述式(3’)。
(3’)11/7≤b/a≤12/5
[24]上述[14]至[23]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工后的所述(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)。
(6)1nm≤e≤2μm
[25]上述[14]至[24]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工后的分散有所述(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率为f％，f满足下述式(7)。
(7)35≤f≤65
[26]上述[14]至[25]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工后，对所述镁合金进行热处理。
[27]上述[14]至[25]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工后，对所述镁合金进行固溶处理。
[28]上述[27]所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述固溶处理后，对所述镁合金进行时效处理。
[29]上述[14]至[28]中的任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金在压缩屈服强度为g、拉伸屈服强度为h时，g与h满足下述式(8)。
(8)0.8≤g/h
[30]上述[14]至[29]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造物中含有i原子％的选自Mn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W和稀土类元素中的至少一种元素，i满足下述式(9)。
(9)0＜i≤0.3
[31]上述[14]至[30]中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述铸造物中，以化合物中的金属原子的量计，含有j原子％的选自Al2O3、Mg2Si、SiC、MgO和CaO中的至少一种化合物，j满足下述式(10)。
(10)0＜j≤5
发明效果
通过应用本发明的一个实施方式，能够提供兼具高阻燃性、高强度及高延展性的镁合金或其制造方法。
附图说明
图1是表示在室温下对Mg100－a－bCaaAlb合金铸造挤压材料进行拉伸试验的结果的图。
图2是表示在室温下对Mg100－a－bCaaAlb合金铸造挤压材料进行拉伸试验的结果的图。
图3是Mg85Al10Ca5合金挤压材料的组织照片(SEM图像)。
图4是Mg83.75Al10Ca6.25合金挤压材料中的(Mg,Al)2Ca的TEM图像及电子衍射图形。
图5是表示Mg100－a－bCaaAlb合金(a：2.5～7.5原子％，b：2.5～12.5原子％)合金挤压材料的形成相与机械特性的图。
图6是表示Mg95－xAlxCa5合金挤压材料的机械特性对Al添加量的依赖性的图。
图7是表示Mg90－xAl10Cax合金挤压材料的机械特性对Ca添加量的依赖性的图。
图8是表示Mg90－xAl10Cax合金挤压材料的组织变化对Ca添加量的依赖性的图。
图9是表示Mg85Al10Ca5合金挤压材料的机械特性对挤压比的依赖性的图。
图10是表示利用室温拉伸试验对Mg85Al10Ca5合金热处理挤压材料评价机械性质的结果的图。
图11是表示Mg85Al10Ca5合金材料的着火温度对Ca添加量的依赖性的图。
图12是表示Mg100－xCax(x＝0～5)合金材料等的着火温度对Ca添加量的依赖性的图。
图13是表示Mg89－xAl10Ca1Znx(x＝0～2.0)合金材料等的着火温度对Zn添加量的依赖性的图。
图14是表示将Mg85Al10Ca5合金在大气中熔融后的合金试样的表面皮膜的结构的照片和表示皮膜的分析结果的图。
图15是示意性地表示图14所示的合金试样的表面皮膜的图。
具体实施方式
以下，采用附图对本发明的实施方式进行详细说明。但是，对于本领域技术人员而言，容易理解，本发明并非限定于以下的说明，在不脱离本发明的主旨及其范围的条件下，可以对其方式和详细内容进行各种变更。由此，本发明并非限定于以下所示的实施方式的记载内容进行解释。
(实施方式1)
本发明的一个实施方式是，使用作为高浓度地添加了溶质元素的镁合金的Mg－Al－Ca合金，开发高强度的形变合金。作为显示出优异的机械特性的本发明的一个实施方式的Mg83.75Al10Ca6.25挤压材料的拉伸屈服强度、延伸率分别达到460MPa、3.3％，大大超过现有的Mg－Al－Ca合金铸造材料及形变合金的特性。
在现有的研究中报告了以下内容，在Mg－Al－Ca合金中，若含有Al和Ca的化合物的体积分率变高，则延展性降低而显示出脆性。
但是，本发明人以开发在化合物的体积分率变高的Al及Ca的高浓度组成范围的形变合金为目标，发现通过在金属组织中分散硬质的Mg－Al－Ca三元系化合物，能够得到高强度和较大的延展性。
向Mg中添加Al的优点在于提高机械性质、提高耐蚀性、和由于Al的比重为2.70而有助于轻量化。
向Mg中添加Ca的优点在于提高阻燃性、提高机械性质、提高耐蠕变性、和由于Ca的比重为1.55而有助于轻量化。
本发明的一个实施方式的镁合金具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的作为C36型化合物的(Mg,Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，分散有(Mg,Al)2Ca。需要说明的是，更优选为a和b满足下述式(1’)和(2’)，进一步优选为a和b满足下述式(3’)。
(1)3≤a≤7
(2)4.5≤b≤12(或8≤b≤12)
(3)1.2≤b/a≤3.0
(4)10≤c≤35(优选10≤c≤30)
(1’)4≤a≤6.5
(2’)7.5≤b≤11
(3’)11/7≤b/a≤12/5
使Al及Ca的含量为上述式(1)和(2)的范围的理由如下。
由于若Al含量大于12原子％，则不能得到充分的强度。
由于若Al含量小于4.5原子％，则不能得到充分的延展性。
由于若Ca含量大于7原子％，则难以使镁合金成为坚固的状态，难以进行塑性加工。
由于若Ca含量小于3原子％，则不能得到充分的阻燃性。
在上述的镁合金中，具有上述范围的含量的Al和Ca以外的成分为镁，但也可以含有不影响合金特性的程度的杂质或其他元素。即，上述的“余量由Mg构成”不仅表示余量全部由Mg构成的情况，也表示余量中含有不影响合金特性的程度的杂质或其他元素的情况。
由于上述的(Mg,Al)2Ca为硬质化合物，因此通过使该硬质化合物微细并分散而能够得到高强度。换言之，为了得到高强度，优选使作为硬质化合物的(Mg,Al)2Ca以高体积分率分散于金属组织中。需要说明的是，(Mg,Al)2Ca的分散程度为1个/μm2以上即可。
另外，(Mg,Al)2Ca为等轴晶，(Mg,Al)2Ca的晶粒的纵横比大致为1即可。
另外，上述的镁合金含有d体积％的Al12Mg17(β相)，d满足下述式(5)即可。β相未必是必要的相，但根据组成而不可避免地生成。
(5)0＜d≤10
另外，按照上述那样分散的(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)即可。
(6)1nm≤e≤2μm
通过使(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为2μm以下，能够得到高强度的镁合金。
但是，上述式(6)并不表示若镁合金中的并非全部(Mg,Al)2Ca具有2μm以下的晶粒直径，则不能高强度化，而表示只要主体的(Mg,Al)2Ca为2μm以下即可，例如若镁合金中的(Mg,Al)2Ca的50体积％以上为2μm以下，则能够得到高强度的镁合金。需要说明的是，主体的(Mg,Al)2Ca为2μm以下即可的理由是，有时晶粒直径大于2μm的(Mg,Al)2Ca存在于镁合金中。
按照上述那样分散有(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率为f％，优选f满足下述式(7)，更优选满足下述式(7’)。
(7)35≤f≤65
(7’)35≤f≤55
在镁合金中，存在未分散C36型化合物的无化合物区域、和分散有C36型化合物的化合物分散区域。该化合物分散区域表示上述的分散有(Mg,Al)2Ca的区域。
化合物分散区域有助于强度的提高，无化合物区域有助于延展性的提高。由此，化合物分散区域越多则越能够提高强度，无化合物区域越多则越能够提高延展性。因此，通过使镁合金中的分散有(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率f满足上述式(7)或(7’)，能够保持高强度并使延展性提高。
按照上述，通过使Mg中含有3原子％以上的Ca，能够使镁合金的着火温度为900℃以上。
另外，按照上述，通过使Mg中含有4原子％以上的Ca，能够使镁合金的着火温度为1090℃以上(沸点以上)。按照这样，若着火温度为镁合金的沸点以上，则能够称为实质上不燃性的镁合金。
另外，上述的镁合金在压缩屈服强度为g、拉伸屈服强度为h时，g和h满足下述式(8)。
(8)0.8≤g/h
现有的镁合金的压缩屈服强度/拉伸屈服强度之比为0.7以下，因此根据本实施方式的镁合金在这一点上也可以称为高强度。
另外，上述的镁合金中含有i原子％的选自Mn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W和稀土类元素中的至少一种元素，i满足下述式(9)即可。由此，能够兼具高阻燃性、高强度和高延展性并且改善各种特性(例如耐蚀性)。
(9)0＜i≤0.3
另外，在上述的镁合金中，以化合物中的金属原子的量计，含有j原子％的选自Al2O3、Mg2Si、SiC、MgO和CaO中的至少一种化合物，j满足下述式(10)即可，更优选满足下述式(10’)即可。由此，能够兼具高阻燃性、高强度和高延展性并且改善各种特性。
(10)0＜j≤5
(10’)0＜j≤2
根据本实施方式，使作为硬质化合物的Mg－Al－Ca三元系化合物分散于金属组织中，由此能够提高机械特性，能够得到高强度和较大的延展性，并且能够提高阻燃性。
另外，上述的镁合金中含有x原子％的Zn，x满足下述式(20)即可。
(20)0＜x≤3(优选1≤x≤3，进一步优选1≤x≤2)
通过以上述方式含有Zn，能够提高强度和着火温度。
(实施方式2)
对本发明的一个实施方式的镁合金的制造方法进行说明。
首先，通过熔解铸造制作包含镁合金的铸造物。该镁合金的组成与实施方式1相同。该铸造物与实施方式1同样地具有Mg－Al－Ca三元系化合物，也可以具有Al12Mg17。
需要说明的是，凭借熔解铸造进行铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。
接着，对具有作为硬质化合物的Mg－Al－Ca三元系化合物的铸造物进行塑性加工，由此能够使Mg－Al－Ca三元系化合物微细分散，其结果是，该镁合金能够得到高强度和较大的延展性，并且能够提高阻燃性。需要说明的是，优选进行塑性加工时的等效应变为2.2以上(相当于挤压比为9以上)。
作为上述塑性加工的方法，可以使用例如挤压、ECAE(equal－channel－angular－extrusion)加工法、轧制、拉拔和锻造、这些的重复加工、FSW加工等。
进行基于挤压的塑性加工时，优选使挤压温度为250℃以上且500℃以下，使挤压导致的截面减小率为5％以上。
ECAE加工法是为了向试样导入均匀的应变，在每个道次使试样长轴方向每次旋转90°的方法。具体而言，是如下的方法：使作为成形用材料的镁合金铸造物强行进入形成有截面形状为L字形的成形孔的成形用模具的所述成形孔中，特别是在L状成形孔的弯曲为90°的部分对所述镁合金铸造物施加应力，而得到强度和韧性优异的成形体。优选ECAE的道次数为1～8道。更优选为3～5道。优选ECAE加工时的温度为250℃以上且500℃以下。
进行基于轧制的塑性加工时，优选使轧制温度为250℃以上且500℃以下，使压下率为5％以上。
进行基于拉拔加工的塑性加工时，优选进行拉拔加工时的温度为250℃以上且500℃以下，所述拉拔加工的截面减小率为5％以上。
进行基于锻造的塑性加工时，优选进行锻造加工时的温度为250℃以上且500℃以下，所述锻造加工的加工率为5％以上。
以上述方式对镁合金进行了塑性加工的塑性加工物微细地分散有硬质化合物，因此，与进行塑性加工前相比，能够使强度和延展性等机械特性飞跃性地提高。
另外，可以在进行上述塑性加工前，以400℃～600℃的温度对铸造物进行5分钟～24小时的热处理。可以通过该热处理提高延展性。
进行上述塑性加工后的镁合金中的(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)即可。按照这样，通过使晶粒直径为2μm以下，能够得到高强度的镁合金。
(6)1nm≤e≤2μm
另外，进行上述塑性加工后的镁合金中分散有(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率为f％，f满足下述式(7)即可，f满足下述式(7’)更好。
(7)35≤f≤65
(7’)35≤f≤55
按照这样，通过使镁合金中分散有(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率f满足上述式(7)或(7’)，由此，能够保持高强度并提高延展性。
另外，进行上述塑性加工后的镁合金在压缩屈服强度为g、拉伸屈服强度为h时，g和h满足下述式(8)即可。
(8)0.8≤g/h
另外，在进行上述塑性加工后，以175℃～350℃的温度对镁合金进行30分钟～150小时的热处理即可。由此，引起析出强化而硬度值上升。
另外，在进行上述塑性加工后，以350℃～560℃的温度对镁合金进行30分钟～12小时的固溶处理即可。由此，促进析出物形成所必要的溶质元素向母相的固溶。
另外，在进行上述的固溶处理后，以175℃～350℃的温度对镁合金进行30分钟～150小时的时效处理即可。由此，引起析出强化而硬度值上升。
(实施方式3)
本实施方式的镁合金如下：利用与实施方式2同样的方法，准备具有Mg－Al－Ca三元系化合物的镁合金材料，制作通过切削该镁合金材料而作成的多个数mm见方以下的片状的切削物，对该切削物加以剪断而固化。固化的方法可以采用例如：将切削物填入罐中，通过利用与罐的内部形状相同形状的棒状构件压入，由此对切削物加以剪断而固化的方法。
在本实施方式中，也能够得到与实施方式2同样的效果。
另外，使片状的切削物固化后的镁合金与未进行切削及固化的镁合金相比，能够成为高强度、高延展性的镁合金。另外，也可以使切削物固化后的镁合金进行塑性加工。
需要说明的是，上述的实施方式1～3的镁合金能够用于在高温气氛中使用的部件，例如航空器部件、汽车用部件，特别是内燃机用活塞、阀门、挺杆、顶杆、链轮灯等。
实施例
(试样的制作)
首先，在Ar气气氛中通过高频感应加热熔化，制作表1所示的组成的Mg100－a－ bCaaAlb合金(a：2.5～7.5原子％，b：2.5～12.5原子％)等的铸锭(铸造材料)，准备由这些铸锭切出φ29×65mm的形状的挤压坯料。接着，以表1所示的条件对挤压坯料进行挤压加工。挤压加工按照挤压比为5、7.5、10，挤压温度为523K、573K、623K，挤压速度为2.5mm/秒进行。
(铸造挤压材料的机械特性)
在室温下对进行了上述的挤压加工的Mg100－a－bCaaAlb合金铸造挤压材料等进行拉伸试验和压缩试验。将其结果示于表1、图1和图2中。需要说明的是，图1和图2中的“＊”表示弹性范围断裂。表1的拉伸特性中的YS表示0.2％拉伸屈服强度，UTS表示抗拉强度，表1的压缩特性中的YS表示0.2％压缩屈服强度，UTS表示压缩强度。
[表1]
图1中示出的粗线所包围的填充有影线的第一组成范围表示含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成、a和b满足下述式(1)～(3)的镁合金。
(1)3≤a≤7
(2)4.5≤b≤12
(3)1.2≤b/a≤3.0
图2中示出的粗线所包围的填充有影线的第二组成范围表示上述的a和b满足下述式(1’)～(3’)的镁合金。
(1’)4≤a≤6.5
(2’)7.5≤b≤11
(3’)11/7≤b/a≤12/5
在图1和图2中，以三元系强度图的形式示出Mg100－a－bCaaAlb合金铸造挤压材料的0.2％拉伸屈服强度(MPa)及延伸率(以下，简略记为δ)。在图1和图2中，δ大于5％的用白色圆圈表示，δ大于2％且为5％以下的用灰色圆圈表示，δ为2％以下的用黑色圆圈表示。
确认到为了得到显示出高强度和高延展性的机械性质的镁合金，优选设为图1所示的第一组成范围，进一步优选设为图2所示的第二组成范围。另外，如图1和图2所示，可知Al添加量为10原子％的合金组显示出高强度和延展性。
另外，如表1所示，确认到压缩屈服强度/拉伸屈服强度之比为0.8以上。
(铸造挤压材料的组织观察)
在图3中示出了按照上述制作的试样中的Mg85Al10Ca5合金挤压材料的组织照片(SEM图像)。在该Mg85Al10Ca5合金挤压材料中，观察到(Mg,Al)2Ca(C36型化合物)的有效的分散，观察到(Mg,Al)2Ca以高体积分率分散于金属组织中。
根据按照上述制作的试样中的图1所示的第一组成范围的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料的SEM图像，可以确认到分散有(Mg,Al)2Ca的区域的体积分率为35％以上且65％以下，确认到在具有更优异的机械性质(高强度和高延展性)的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料中，其体积分率为35％以上且55％以下。
另外，由按照上述制作的试样中的图1所示的第一组成范围的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料的SEM图像来观察(Mg,Al)2Ca的分散度的结果是，确认到其分散度大致为1个/μm2以上。
另外，由按照上述制作的试样中的图1所示的第一组成范围的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料的SEM图像来观察(Mg,Al)2Ca的晶粒的纵横比的结果是，确认到其纵横比大致为1，是等轴晶。
另外，根据按照上述制作的试样中的图1所示的第一组成范围的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料的SEM图像确认到(Mg,Al)2Ca的晶粒直径的上限为2μm。
在图4中示出了按照上述制作的试样中的Mg83.75Al10Ca6.25合金挤压材料中的(Mg,Al)2Ca的TEM图像及电子衍射图形。
如图4所示，利用TEM也能够确认(Mg,Al)2Ca的存在，确认到化合物为(Mg,Al)2Ca。
另外，根据按照上述制作的试样中的图1所示的第一组成范围的Mg100－a－bCaaAlb合金挤压材料的TEM图像，观察到大量(Mg,Al)2Ca的晶粒直径为10nm以下的晶粒，确认到其下限为1nm。
图5是示出了Mg100－a－bCaaAlb合金(a：2.5～7.5原子％，b：2.5～12.5原子％)合金挤压材料的形成相和机械特性的图。
根据图5，在图1中示出的第一组成范围和图2中示出的第二组成范围中，确认到存在形成(Mg,Al)2Ca的范围、以及形成(Mg,Al)2Ca和Al12Mg17的区域。
另外，根据上述的形成相的测定，确认到图1中示出的第一组成范围的试样的镁合金含有10体积％以上且35体积％以下的(Mg,Al)2Ca，确认到含有0体积％以上且10体积％以下的Al12Mg17。
图6是表示Mg95－xAlxCa5合金挤压材料的机械特性对Al添加量的依赖性的图，横轴表示Al含量x，纵轴表示0.2％拉伸屈服强度YS。
如图6所示，确认到若Al添加量大于12原子％，则0.2％拉伸屈服强度急剧降低，可知Al添加量的上限优选为12原子％，更优选为11原子％。
图7是表示Mg90－xAl10Cax合金挤压材料的机械特性对Ca添加量的依赖性的图，横轴表示Ca含量x，纵轴表示0.2％拉伸屈服强度YS。
如图7所示，确认到若Ca添加量大于3.75原子％，则0.2％拉伸屈服强度急剧上升。另外，可知Ca添加量为6.25原子％时显示出最高强度，若添加7.5原子％以上的Ca，则显示不出延展性，而在弹性范围内断裂。由此，确认到优选Ca添加量的上限为7原子％。
图8是表示Mg90－xAl10Cax合金挤压材料的组织变化对Ca添加量的依赖性的图，横轴表示Ca含量x，纵轴表示化合物分散区域或化合物的体积分率。
如图8所示，可知用“■”表示的β相(Al12Mg17)在铸造状态下测定的结果是，处于0～10％的范围内，用“□”表示的C36型化合物((Mg,Al)2Ca)在铸造状态下测定的结果是，处于10～30％的范围内，用“●”表示的化合物分散区域(C36型化合物和β相的分散区域)的体积分率在挤压材料中测定的结果是，处于25～65％的范围内。需要说明的是，对于该化合物分散区域的体积分率而言，可以说若除去YS为300MPa以下的镁合金，则优选处于35～65％的范围内。
根据图7和图8，伴随着C36型化合物的含量的增加，确认到0.2％拉伸屈服强度增加。
图9是表示Mg85Al10Ca5合金挤压材料的机械特性对挤压比的依赖性的图，横轴表示挤压比，左侧的纵轴表示抗拉强度UTS和0.2％拉伸屈服强度σ0.2，右侧的纵轴表示延伸率δ。
如图9所示，确认到通过凭借9以上的挤压比(2.2以上的等效应变)进行挤压加工，能够得到2％以上的延伸率。
图10是表示利用室温拉伸试验对挤压材料评价机械性质的结果的图，该挤压材料是以793K的温度对Mg85Al10Ca5合金铸造材料进行1小时、0.5小时、2小时的热处理后，在523K的温度下以挤压比10、挤压速度2.5mm/秒进行挤压加工后的挤压材料，横轴表示热处理时间，左侧的纵轴表示抗拉强度σUTS和0.2％拉伸屈服强度σ0.2，右侧的纵轴表示延伸率δ。
如图10所示，通过在塑性加工前对铸造材料实施热处理，能够使延伸率飞跃性地提高。另外，预计若进行5分钟左右的热处理，则能够实现延伸率的提高效果。
图11是表示使基于ASTM标准的AZ91合金中含有0～3.1原子％的Ca的合金材料(Ca-containing AZ91-based Alloys)和Mg85Al10Ca5合金材料的着火温度对Ca添加量的依赖性的图，横轴表示Ca添加量，纵轴表示着火温度。
根据图11的燃烧试验，可知若Ca添加量变为3原子％以上，则着火温度变为1123K(850℃)以上，若Ca添加量变为5原子％以上，则着火温度变为1363K(1090℃)以上。
图12是表示Mg100－xCax(x＝0～5)合金材料、Mg90－xAl10Cax(x＝0～5)合金材料、Mg89.5－xAl10CaxZn0.5(x＝0～5)合金材料、Mg89－xAl10CaxZn1(x＝0～5)合金材料、Mg88－ xAl10CaxZn2(x＝0～5)合金材料各自的着火温度对Ca添加量的依赖性的图，横轴表示Ca添加量，纵轴表示着火温度。
根据图12的燃烧试验，可知若Zn添加量增加，则着火温度变高。
图13是表示Mg89－xAl10Ca1Znx(x＝0～2.0)合金材料、Mg88－xAl10Ca2Znx(x＝0～2.0)合金材料、Mg87－xAl10Ca3Znx(x＝0～2.0)合金材料、Mg86－xAl10Ca4Znx(x＝0～2.0)合金材料、Mg85－xAl10Ca5Znx(x＝0～2.0)合金材料各自的着火温度对Zn添加量的依赖性的图，横轴表示Zn添加量，纵轴表示着火温度。
根据图13的燃烧试验，可知若Ca添加量增加，则着火温度变高。另外，Mg83Al10Ca5Zn2合金材料显示出1380K的着火温度。并且，以与表1所示的试样同样的方法制作该Mg83Al10Ca5Zn2合金，测定其机械特性的结果是确认到屈服应力为380MPa。
图14是表示将Mg85Al10Ca5合金在大气中进行熔融后的合金试样的表面皮膜的结构的照片和表示皮膜的分析结果的图。
图15是示意性地表示图14所示的合金试样的表面皮膜的图。
＜不燃性体现机理＞
根据图14和图15，在Mg85Al10Ca5合金的熔融时形成的表面皮膜为三层结构，确认到从表层开始，通过超微细粒CaO层、微细粒MgO层、粗大MgO层而形成。启示像这样熔融时，通过形成超微细粒CaO层，大大有助于不燃性的体现。
(腐蚀试验)
对表2所示的组成的镁合金进行了腐蚀试验。腐蚀条件是浸渍于1wt％的NaCl水溶液(初期pH＝6.8)中，测定腐蚀速度。其结果示于表2中。
[表2]
腐蚀条件：浸渍于1wt%的NaCl水溶液(初期pH＝6.8)
| 组成[原子%] | 腐蚀速度[mm/年] |
| Mg85Ca5Al10 | 2.85 |
| Mg90Al10 | 6.04 |
| Mg95Ca5 | 10.1 |
| Mg84.9Al10Ca5Zn0.1 | 1.57 |
| Mg84.9Al10Ca5Mn0.1 | 0.26 |
| Mg84.9Al10Ca5Zr0.1 | 22.95 |
| Mg84.9Al10Ca5Y0.1 | 9.012 |
| Mg84.9Al10Ca5La0.1 | 4.78 |
| Mg84.9Al10Ca5Ce0.1 | 11.44 |
| Mg84.9Al10Ca5Nd0.1 | 22.2 |
根据表2，微量添加了Mn和Zn的Mg84.9Al10Ca5Mn0.1合金和Mg84.9Al10Ca5Zn0.1合金显示出极高的耐蚀性。
Claims (30)
1.一种镁合金，其特征在于，
具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，
含有c体积％的(Mg，Al)2Ca，
a、b和c满足下述式(1)～(4)，
所述镁合金中分散有所述(Mg，Al)2Ca，
(1)3≤a≤7，
(2)4.5≤b≤12，
(3)1.2≤b/a≤3.0，
(4)10≤c≤35。
2.一种镁合金，其特征在于，
具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，
含有c体积％的(Mg，Al)2Ca，
a、b和c满足下述式(1)～(4)，
所述镁合金中分散有所述(Mg，Al)2Ca，
(1)3≤a≤7，
(2)8≤b≤12，
(3)1.2≤b/a≤3.0，
(4)10≤c≤35。
3.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金中含有x原子％的Zn，x满足下述式(20)，
(20)0＜x≤3。
4.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有d体积％的Al12Mg17，d满足下述式(5)，
(5)0＜d≤10。
5.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述分散的(Mg，Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)，
(6)1nm≤e≤2μm。
6.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
分散有所述(Mg，Al)2Ca的区域的体积分率为f％，f满足下述式(7)，
(7)35≤f≤65。
7.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的着火温度为850℃以上。
8.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述a和b满足下述式(1’)和(2’)，
(1’)4≤a≤6.5，
(2’)7.5≤b≤11。
9.根据权利要求8所述的镁合金，其特征在于，
所述a和b满足下述式(3’)，
(3’)11/7≤b/a≤12/5。
10.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的着火温度为1090℃以上。
11.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金在压缩屈服强度设为g、拉伸屈服强度设为h时，g和h满足下述式(8)，
(8)0.8≤g/h。
12.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有i原子％的选自Mn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W和稀土类元素中的至少一种元素，i满足下述式(9)，
(9)0＜i≤0.3。
13.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
在所述镁合金中，以化合物中的金属原子的量计，含有j原子％的选自Al2O3、Mg2Si、SiC、MgO和CaO中的至少一种化合物，j满足下述式(10)，
(10)0＜j≤5。
14.一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的(Mg，Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，
并对所述铸造物进行塑性加工，
(1)3≤a≤7，
(2)4.5≤b≤12，
(3)1.2≤b/a≤3.0，
(4)10≤c≤35。
15.一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、余量由Mg构成的组成，含有c体积％的(Mg，Al)2Ca，a、b和c满足下述式(1)～(4)，
并对所述铸造物进行塑性加工，
(1)3≤a≤7，
(2)8≤b≤12，
(3)1.2≤b/a≤3.0，
(4)10≤c≤30。
16.一种镁合金的制造方法，其特征在于，
通过铸造法形成以下的铸造物：具有含有a原子％的Ca、含有b原子％的Al、含有x原子％的Zn、余量由Mg构成的组成，a、b和c满足下述式(1)～(3)和(20)，
并对所述铸造物进行塑性加工，
所述铸造物含有c体积％的(Mg，Al)2Ca，c满足下述式(4)，
(1)3≤a≤7，
(2)4.5≤b≤12，
(3)1.2≤b/a≤3.0，
(4)10≤c≤35，
(20)0＜x≤3。
17.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造物含有d体积％的Al12Mg17，d满足下述式(5)，
(5)0＜d≤10。
18.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
形成所述铸造物时的冷却速度为1000K/秒以下。
19.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工时的等效应变为2.2以上。
20.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工前，以400℃～600℃的温度对所述铸造物进行5分钟～24小时的热处理。
21.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述a和b满足下述式(1’)和(2’)，
(1’)4≤a≤6.5，
(2’)7.5≤b≤11。
22.根据权利要求21所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述a和b满足下述式(3’)，
(3’)11/7≤b/a≤12/5。
23.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工后的所述(Mg，Al)2Ca的晶粒直径为e，e满足下述式(6)，
(6)1nm≤e≤2μm。
24.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
进行所述塑性加工后的分散有所述(Mg，Al)2Ca的区域的体积分率为f％，f满足下述式(7)，
(7)35≤f≤65。
25.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工后，对所述镁合金进行热处理。
26.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述塑性加工后，对所述镁合金进行固溶处理。
27.根据权利要求26所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在进行所述固溶处理后，对所述镁合金进行时效处理。
28.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述镁合金在压缩屈服强度为g、拉伸屈服强度为h时，g和h满足下述式(8)，
(8)0.8≤g/h。
29.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造物中含有i原子％的选自Mn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W和稀土类元素中的至少一种元素，i满足下述式(9)，
(9)0＜i≤0.3。
30.根据权利要求14至16中的任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述铸造物中，以化合物中的金属原子的量计，含有j原子％的选自Al2O3、Mg2Si、SiC、MgO和CaO中的至少一种化合物，j满足下述式(10)，
(10)0＜j≤5。
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