CN1065003C - 耐热镁合金成形部件、用于成形的耐热镁合金及其成形方法 - Google Patents

耐热镁合金成形部件、用于成形的耐热镁合金及其成形方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种在确保抗蠕变性能的同时特别具有优异的成形性及延展伸长特性的耐热镁合金部件，其成形方法及用于该合金部件的合金组成。本发明系将含有铝2-6%(重量)及钙0.5-4%(重量)，其余成分为镁及不可避免的杂质、且Ca/Al比为0.8、更好为0.6以下的镁合金在低于液相线的温度时进行半熔融注射成形。

Description

耐热镁合金成形部件、 用于成形的耐热镁合金及其成形方法
本发明涉及一种在确保抗蠕变性的同时，特别具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金成形部件、用于所述成形的耐热镁合金及其成形方法。
在目前实际使用的金属材料中，镁合金的密度是最低的，人们特别期望镁合金能用作今后汽车用的轻质材料。目前使用最广泛的镁合金是Mg-Al-Zn-Mn系列合金(例如，AZ91D合金)。该合金在室温下强度大，耐腐蚀性良好，被用作汽车用的变速箱、汽缸盖等的材料。然而，在超过120℃的温度范围内，其强度特性开始降低，特别是其抗蠕变性能变差，这与在实用中螺栓连接部位接合面的变钝等的问题有关。
另一方面，作为改善耐热性的合金，使用了Mg-Al-Si系列的AS41镁合金。然而，关于抗蠕变性方面AZ41镁合金虽然比上述AZ91D要好，但，当使用温度在150℃左右时，其特性就不够完善，而且，其在室温、高温下的拉伸强度特性皆低，为了确保所需强度，不得不增加壁厚，这样，又产生减小镁合金轻量化的效果。
其它作为改善耐热性能的合金，虽有添加银及稀土类元素的QE22等的合金，但其缺点是，该合金价格昂贵，不适于模铸等。
为此，有人又提出使用具有优异的高温强度的Mg-Al-Ca-Mn系列合金(特开平6-25790)。这里，如果Ca／Al之比为0．7，优选的是在0．75以上，则镁合金中结晶析出的结晶组织形态发生变化，结晶出Mg-Ca化合物，显示出优异的高温强度特性。
但是，要以Ca／Al比高的镁合金作模铸成形时，尚有这样的问题：模铸制品容易发生热裂，熔融金属温度高时易烧损金属模具。
本发明鉴于如上所述现有技术中存在的问题，其第一目的是，提供一种具有适于汽车等的发动机部件的物性、特别是在确保其抗蠕变性的同时，具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金成形部件。
本发明的第二个目的是，提供一种取代目前广泛使用的模铸方法，用于上述耐热镁合金成形部件的合适的成形方法。
本发明的第三目的是，提供一种适于制造上述在确保其抗蠕变性的同时，具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金成形部件的合金组成。
本发明者们为了解决上述课题，进行了种种研究，其结果发现：如对Al-Ca系列的镁合金采用在固相、液相混合状态下进行注射成形的半熔融成形方法取代模铸法，则可防止金属模的烧损，同时，使所成形的部件具有优异的强度。但是，为了维持所述的固、液相混合状态，须极大地增加铝的添加量。
另一方面，铝固溶于镁，显示了时效硬化性，这是为提高合金的机械特性而添加的。但是，随着对镁添加铝的进行，该合金的高温强度有下降的倾向，为了增强其高温强度，有人推荐添加钙，以将Ca／Al比保持在0．7以上(特开平6-25790)。然而，本发明者们发现：如所述钙的添加量大，则在成形时容易发生铸裂及烧损金属模具；而且，由于大量地结晶出Ma-Ca系列化合物，成形制品的延展性能有降低的倾向，所以，应选择Ca／Al比保持在0．8以下，
基于如上所述二方面的见解，本发明系一种含有铝2-6％(重量)及钙0．5-4％(重量)，其余成分为镁及不可避免的杂质、其中Ca／Al比在0．8以下的镁合金成形的成形构件；本发明在于提供一种适于制造上述在确保其抗蠕变性的同时，具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金成形部件。
一般认为，为使其固溶于镁，显示时效硬化性，提高合金的机械特性，最好将铝以2-10％(重量)添加于镁合金中。在本发明中，固然有必要添加铝2％(重量)以上，但当该添加量超过6％(重量)时，则即使进行半熔融注射成形，其延展性能仍然低下。为此，为达到所期望的效果，在进行半熔融注射成形时，将该添加量控制在6％(重量)以下。另一方面，钙的添加是为了提高伴随着对镁添加铝时出现的、处于降低倾向的合金高温强度，但为了不降低成形性和成形构件的延展性，有必要将Ca／Al比控制在0．8以下，因此Ca的添加量控制在0．5-4％(重量)。
锶在镁合金的铸造中用作为细化剂，但是由于在本发明所涉及的半熔融注射成形法中也可发挥固相的细化效果，所以，最好添加。其添加量以0．15％(重量)为宜。
上述成形部件的晶体粒径在30μm以下，其延展强度在180MPa(298K：参照图9)以上，且显示了在试验温度150℃、试验载荷50MPa下的最小蠕变速度4×10-10／s以下的优异的抗蠕变性能(根据JISZ2271金属材料的延展蠕变试验方法”)。因此，适用于汽车用的变速箱部件及发动机部件。特别是，当Ca／Al比在0．6以下时，显示出优异的抗蠕变性能。
又，在本发明中，作为上述镁合金成形部件成形用的合金材料，含有铝2-6％(重量)及钙0．5-4％(重量)，其余成分为镁及不可避免的杂质，较好的是，还含有Sr0．15％(重量)以下。
概括的说，本发明在于提供一种由Ca／Al比调节在0．8以下、更好的是Ca／Al比调节在0．6以下的、由半熔融成形法确保其优异的抗蠕变性的同时，具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金。
本发明者们特别发现，作为合金材料，在以半熔融成形法成形时，导入内应变的金属粒或金属颗粒形态对结晶细化是有效的(参照图10)。作为其加工方法，切削加工有利于降低成本。
再有，在采用固相、液相混合状态下进行注射成形的半熔融成形方法取代模铸法时，可在低于模铸法液相线以下的低温温度下实施所述的铸造成形。因此，本发明提供一种确保其优异的抗蠕变性的同时，具有优异的成形性及延展性的耐热镁合金的成形方法，其特征在于，所述镁合金是在其温度低于液相线温度以下、在固相、液相混合状态下进行半熔融成形。
模铸法通常是在其温度高于熔融温度以上30-50℃的温度时，将熔融金属注射于金属模中，相比之下，由于本发明的半熔融注射成形是在低于液相线的温度时进行注射成形，因此，其注射温度至少低于前者30-60℃。由此，可以防止对金属模的烧损。
可以认为，凝固原本是从半熔融状态开始的，因此，凝固应力小，从而使用所述的方法可抑制热裂的发生。
特别是，对所述的金属模烧损的防止及抑制热裂的效果在半熔融成形法中，当含固率在30％以下时，其对流动长度的影响显著(参照图8)，可有效地抑制热裂的发生。因此，在进行所述的半熔融成形法时，半熔融状态下的含固率最好在30％以下。
通常，可以认为，当含固率越高，其对烧损及凝固应力方面的影响也越是有利，但是在本发明中，含固率高，则流动性差，容易发生填充性能的降低及铸造冷疤，难以得到完好的成形构件。
特别是，这些凝固组织的平均粒径在30μm以下时，其延展值得到特别显著的提高。
上述镁合金也可再含有2％(重量)以下的、选自锌、锰、锆、及硅的至少一种的元素，及／或含有4％(重量)的稀土类元素(例如，铱、钕、镧、铈、含铈稀土金属混合物)。这些元素在所述的上限以下可有效地提高上述镁合金的强度或高温强度。
发明的实施方式
图1所示为用于本发明的半熔融成形法的成形机1的整体结构。在本发明的成形方法中，将由机械磨削等方法制作的镁合金金属粒或颗粒(直径在3mm以上)的原料3投入图中的加料斗8。原料3从加料斗8经氩气的入口7供给至滚筒4内。原料3在该滚筒4内籍螺旋2边被推向前方，边被加热。10表示加热区。当加热温度大致达液相线时，镁合金原料3成为熔融状态；当加热温度在液相线以下的温度时，则如图所示，该原料成为固相和液相混合的半熔融状态。另外，如图所示，处于半熔融状态的镁合金因螺旋的旋转搅拌，其剪切力将固相细分、切断。此时，由置于后部的高速注射结构5将螺旋2朝前方推挤，则其固相被细分、切断的、处于半熔融状态的熔融金属即如图所示，从喷嘴9高速喷射出，填充于金属模6内。这里，对金属模内保持加压，直至凝固，凝固后，打开模，取出成形制品。
实施例1-7及比较例1-5
在低频炉上设置铁坩埚，使SF6气体1％(其余为干燥空气)在熔融金属表面流动，熔练制得实施例及比较例的成分的合金：在板上铸造这些合金，由镟床加工制得3-5mm直径的颗粒，将其用作原料，使用上述的成形机，进行半熔融成形。半熔融成形使用锁模力达450吨的机器，其条件为共同注射时的注射速度在金属模浇口处为50m／s，注射压力为约700kg／cm2，喷嘴部的合金温度设定为液相线温度以下的550-580℃。在如上所述的成形条件下，制作延展试片(JIS4号试片)，按照JISZ2271的延展蠕变试验方法，研究其在150℃、50MPa条件下的蠕变特性。其结果示于图2。可以看到，本发明的镁合金与抗蠕变性优于比较例3的AZ91D的AS41相比，前者具有更优异的抗蠕变性。
表1
 Al  Ca     Si  Mn     Sr    Mg
实施例1     Mg-3Al-2Ca  2.98  2.05  0.30  0.25     -   残余
实施例2     Mg-4Al-2Ca  3.95  2.02  0.30  0.32     -     ↑
实施例3     Mg-4Al-3Ca  4.02  3.06  0.25  0.28     -     ↑
实施例4     Mg-6Al-3Ca  5.97  3.10  0.28  0.30     -     ↑
实施例5     Mg-4Al-2Ca-0.03Sr  3.87  2.06  0.25  0.25  0.03     ↑
实施例6     Mg-4Al-2Ca-0.09Sr  4.02  1.98  0.30  0.23  0.09     ↑
实施例7     Mg-4Al-2Ca-0.15Sr  4.05  2.10  0.23  0.25  0.15     ↑
比较例1     相当ASTM AS41  4.39  -  0.45  0.28     -     ↑
比较例2     Mg-9Al-0.5Ca  8.70  0.49  0.90  0.21     -     ↑
比较例3     相当ASTM AZ91D  8.84  -  0.02  0.22     -     ↑
比较例4     Mg-4Al-4Ca  4.02  3.96  0.32  0.32     -     ↑
比较例5     Mg-3Al-3Ca  2.75  2.71  0.27  0.36     -     ↑
又，由英斯特郎强力试验仪在滑块速度10mm／分、测试温度25℃下测得其断裂强力和断裂伸长。其结果示于表2。比较例2中的铝含量超过本发明范围的2-6％(重量)，比较例4的铝及钙的含量虽在本发明的范围内，但其Ca／Al比超过0．8。相比之下，本发明的含有铝2-6％(重量)、钙0．5-4％(重量)、Ca／Al比在0．8以下的实施例显示了优异的延展性能。
表2
Al量(重量%) Ca量(重量%) 伸展(%)
实施例2 3．95 2．02 6．7
实施例3 4．02 3．06 7．0
实施例4 5．97 3．10 5．2
比较例3 8．70 0．49 0．8
比较例4 4．02 3．96 1．2
在实施例和比较例中，Ca／Al比和上述伸长率之间的关系示于图3。由图可知，当Ca／Al比超过0．8时，伸长率急剧降低。
再看Ca／Al比与最小蠕变应变速度之间的关系，则如图6所示，Ca／Al比在0．6以下时(实施例2)，蠕变应变速度更小，具有优异的抗蠕变性。
又，使用如图4所示的试验用金属模，在确保如图示的熔融金属流动的情况下进行半熔融成形，得到如表3所示的结果。随着Ca／Al比接近1，铸造热裂发生于圆筒部上端的溢出部一侧，但当Ca／Al比小于0．8时，则完全不发生如上所述的铸造热裂。
表3
Ca/Al重量比 铸造热裂的有无
实施例1实施例2实施例3实施例4比较例1比较例5 0．690．510．760．520．990．99 无无无无有有
通常，铸造时的滞留时间长，则固相直径急剧增大(图5的实施例2)，但是，由于添加锶可产生细化结晶体的效果，因此可由该滞留时间的调节抑制固相直径的增大。
使用实施例2的合金材料，改变半熔融成形的温度，并改变熔融金属中的含固率，使熔融金属沿图示的方向进入如图7所示的金属流动性评价用金属模，评价该熔融金属的流动性，其评价结果示于图8。根据该结果，当含固率超过30％，则流动长度(flowing lenth)急剧下降。由此可知，由于该熔融金属流对成形部件的组织晶体粒径产生影响，半熔融成形法最好是在含固率30％以下的状态下进行。
在半熔融成形中，使用呈金属粒或颗粒形态的镁合金材料，但是，该金属粒由于其内部的切削加工等原因产生加工应变，加热不久后生成再结晶晶粒的核，增大了固相直径，所以，如将使用没有加工应变的金属粒的情况与使用具有加工应变的金属粒的情况作比较，则如图10所示可知，其固相的成长速度不同，其后者在成形部件晶体粒径的细化方面效果更为优异。
由如上所述可知，根据本发明，在Mg-Al-Ca系耐热镁合金部件中，控制Ca／Al比，可以得到具有优异的高温下的抗蠕变特性的成形部件。所以，用轻质的镁合金制造如离合器分离活塞和离合器鼓等汽车用的变速箱部件及往复杆等的发动机部件，可以使其具有充分的持久耐用性。
另外，在本发明中，系在低于液相线的温度时进行半熔融成形，可以解决以往模铸法所产生的热裂和金属模烧损的问题，同时，可以保持其如同以往方法、或较以往方法优异的常温及高温强度及延展伸长。
附图的简单说明
图1所示为用于本发明的半熔融成形法及注射成形法的成形机结构示意图。
图2所示为用于比较各种镁合金成形部件的蠕变特性曲线图。
图3所示为各种镁合金成形部件的Ca／Al比与室温下延展伸长的关系图。
图4所示为铸造裂缝试验用金属模的示意图。
图5所示为固相直径和滞留时间的关系图。
图6所示为各种镁合金成形部件的最小蠕变应变特性速度。
图7所示为用于评价各种镁合金的熔融金属流动性的金属模的示意图。
图8所示为以图7金属模测得的实施例2的合金组成中含固率和流动长的关系图。
图9所示为以实施例3的合金组份成形的构件的平均晶体粒径和拉伸强度的关系图。
图10所示为使用无加工应变的金属粒和有加工应变的金属粒时的固相长大阶段的示意图。
图中，1表示注射成形机，2表示螺旋，3表示原料颗粒，4表示滚筒，5表示高速注射结构，6表示金属模，7表示通往滚筒的材料通道，8表示加料斗，9表示喷嘴，10表示加热区。

Claims (12)

1．一种具有优异的耐蠕变性的耐热镁合金部件，其特征在于，烧伤合金含有铝2-6％(重量)及钙0．5-4％(重量)，其余成分为镁及不可避免的杂质、由Ca／Al比在0．8以下的镁合金成形的成形部件。
2．一种如权利要求1所述的具有优异的耐蠕变性的耐热镁合金部件，其特征在于，所述合金的Ca／Al比在0．6以下，具有在试验温度150℃、试验载荷50MPa下的最小蠕变速度4×10-10／s的优异的耐蠕变性能。
3．一种如权利要求1所述的具有优异的耐蠕变性的耐热镁合金部件，其特征在于，所述合金再含有0．15％(重量)以下的Sr。
4．一种如权利要求1所述的耐热镁合金部件，其特征在于，所述合金的平均粒径在30μm以下。
5．一种如权利要求1-4之任一项所述的具有优异的耐蠕变性的耐热镁合金部件，其特征在于，所述合金成形部件为汽车用变速箱部件或发动机部件。
6．一种耐热镁合金，所述耐热镁合金用于在固相、液相混合的液相线以下的温度下进行半熔融注射成形法成形，所述耐热镁合金可藉由上述注射成形法获得优异的耐蠕变特性，其特征在于，所述合金含有铝2-6％(重量)及钙0．5-4％(重量)，其余成分为镁及不可避免的杂质。
7．一种如权利要求6所述的耐热镁合金，其特征在于，所述合金再含有0．15％(重量)以下的Sr。
8．一种如权利要求6所述的耐热镁合金，其特征在于，所述合金的Ca／Al比在0．8以下。
9．一种如权利要求8所述的耐热镁合金，其特征在于，所述合金的Ca／Al比在0．6以下。
10．一种如权利要求6-9之任一项所述的耐热镁合金，其特征在于，所述合金为导入内应变的金属粒或颗粒形态。
11．一种具有优异的耐蠕变性的耐热镁合金成形部件的成形方法，其特征在于，将权利要求6-10之任一项所述的耐热镁合金在低于固相、液相混合存在的液相线的温度下，进行半熔融注射成形。
12．一种如权利要求11所述的耐热镁合金，其特征在于，在进行所述的半熔融注射成形时，半熔融状态下的固相率为30％以下。
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