CN110945154B - 镁基合金延展材料及其制造方法 - Google Patents

镁基合金延展材料及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110945154B
CN110945154B CN201880047997.2A CN201880047997A CN110945154B CN 110945154 B CN110945154 B CN 110945154B CN 201880047997 A CN201880047997 A CN 201880047997A CN 110945154 B CN110945154 B CN 110945154B
Authority
CN
China
Prior art keywords
based alloy
stress
less
strain
wrought material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201880047997.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110945154A (zh
Inventor
染川英俊
大泽嘉昭
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
National Institute for Materials Science
Original Assignee
National Institute for Materials Science
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by National Institute for Materials Science filed Critical National Institute for Materials Science
Publication of CN110945154A publication Critical patent/CN110945154A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110945154B publication Critical patent/CN110945154B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/06—Alloys based on magnesium with a rare earth metal as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

本发明提供一种延展性或成型性、以及对破坏的抵抗能力有所提高的Mg基合金延展材料。添加元素彼此之间结合，容易形成金属间化合物，有可能成为破坏起点。找到了在维持使Mg基合金延展材料的非底面位错运动活性化的微细组织结构的同时，使用廉价且具通用性的元素而不会成为破坏的起点、且具有促进晶界滑动的作用的添加元素。一种Mg基合金延展材料，其特征在于：包含Zr、Bi、Sn中的一种以上和Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd中的一种以上，余量为Mg和不可避免的成分，母材的平均晶粒尺寸为20μm以下，并且，在上述延展材料的通过拉伸·压缩试验得到的应力应变曲线图中，分别显示最大负荷应力(σmax)与断裂时应力(σbk)的关系、(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上，对破坏的阻力显示为100kJ以上，在室温变形中Mg母相的晶粒尺寸发生微细化。

Description

镁基合金延展材料及其制造方法
技术领域
在本发明的实施例中，涉及一种室温延展性优异的微细晶粒的镁(Mg)基合金延展材料及其制造方法，所述镁基合金延展材料添加有锰(Mn)、锆(Zr)、铋(Bi)、锡(Sn)这四种元素中的1种以上和铝(Al)、锌(Zn)、钙(Ca)、锂(Li)、钇(Y)、钆(Gd)这六种元素中的1种以上(其中，包含锰(Mn)和铝(Al)的组合(以下称作“Mn－Al组合”，关于其他元素的组合也同样表示。)、Mn－Zn组合、Mn－Ca组合、Mn－Li组合和Mn－Y组合除外。)。更详细而言，涉及一种Mg基合金延展材料及其制造方法，所述Mg基合金延展材料的特征在于：不以上述以外的元素作为合金添加元素。
背景技术
Mg合金作为下一代的轻量金属材料而受到关注。然而，由于Mg金属晶体结构为六方晶系，所以底面滑动与柱面所代表的非底面滑动的临界分切应力(CRSS)之差在室温附近非常大。因此，与Al和铁(Fe)等其他金属延展材料相比缺乏延展性，难以在室温下进行塑性变形加工。
为了解决这些问题，经常采用的是添加稀土元素进行合金化。例如，在专利文献1、2中，添加以Y或铈(Ce)、镧(La)为代表的稀土元素，谋求塑性变形能力的改善。这是由于，稀土元素具有以下作用：降低非底面的CRSS、即缩小底面与非底面的CRSS之差，使非底面的位错滑动运动容易进行。然而，由于原材料的价格高涨，从经济角度考虑，要求替代稀土元素。
另一方面，还指出了：在Mg的晶界附近，用于使变形继续而需要的复杂应力、即晶界协调应力(compatibility stress)起作用，发生非底面滑动(非专利文献1)。因此，提倡导入大量的晶界(晶粒微细化)对改善延展性有效。
在专利文献3中，公开了一种强度特性优异的微细晶粒Mg合金，其中含有微量的作为稀土元素或通用元素的Ca、Sr、Ba、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Dr、Tm、Yb、Lu中的一种元素，且晶粒微细化。该合金的高强度化以这些溶质元素在晶界偏析作为主要原因。另一方面，在微细晶粒Mg合金中由晶界协调应力的作用引起的非底面的位错滑动运动活性化。
然而，关于具有补全塑性变形的作用的晶界滑动，由于在这些合金中所有的添加元素均具有抑制晶界滑动的体现的作用，所以晶界滑动几乎不会对变形起作用。因此，这些合金在室温下的延展性与以往的Mg合金为同等水平，要求进一步改善延展性。即，需要探索在维持晶界协调应力起作用的微细组织结构的同时不会抑制晶界滑动的体现的溶质元素。
发明人着眼于仅添加一种溶质元素，在专利文献4中公开了含有0.07～2质量％的Mn，另外，在专利文献5中公开了：即使含有0.11～2质量％的Zr代替Mn，室温延展性也优异。另外，发现即使将Mn或Zr换成Bi、而含有0.25～9质量％的Bi，室温延展性也优异，并申请了专利(WO2017/154969(专利文献7))。这些合金的特征在于：平均晶粒尺寸为10μm以下，断裂伸长率显示为100％左右，作为晶界滑动对变形的贡献率的指标的m值显示为0.1以上。另外，这些合金的特征在于：采用应力降低程度作为成型性的指标，其值显示为0.3以上。然而，从工业的角度考虑，需要即使是置于更快的速度条件、即高速区其室温延展性、成型性也优异。另外，在用作部件的情况下，不仅是在部件的制造中优选的仅室温延展性、成型性优异，在形成结构物的材料中也需要不会突然破碎、对破坏显示出大的阻力(＝能量吸收能力)。即，希望开发一种不会突然破碎、能量吸收能力优异、且兼具室温延展性和成型性的Mg基合金。
通常，为了提高金属材料对破坏的阻力、即能量吸收能力，往往会添加多种溶质元素。然而，在添加了多种元素的情况下，在熔解、热处理、延展加工时，添加元素彼此之间结合、添加元素与母材元素(这里是Mg)结合，形成金属间化合物。这些金属间化合物在变形中形成应力集中位点，成为破坏的起点。因此，即使是在二元合金中发挥优异特性的添加元素，在三元系、四元系合金等中，因添加多种元素，其在二元系合金中显示出的由添加元素产生的该效果是否会继续、发挥还尚不明确。(这里，二元系合金是指添加了一种元素的合金，而含有两种、三种元素的合金称为三元系、四元系合金。)
例如，作为使Mg基二元系合金的非底面位错活性化的元素，如上所述，已知以Y为代表的稀土元素有效。然而，有人指出：含有多种稀土元素的Mg-4质量％Y－3质量％MM合金(通称WE43合金，MM：混合稀土(Mischmetall))在Mg母相中形成以稀土元素为主成分的金属间化合物，这些颗粒的分散会导致延展性的降低。如此，事先测量、掌握因添加多种元素而产生的影响较为困难。
并且，已知ASTM标准的AM系合金，在专利文献6中也有公开。然而，在ASTM标准的AM系合金中，由于添加有10质量％左右的Al，所以在Mg母相内由Mg17Al12构成的结晶物大量结晶，担心延展性会因这些金属间化合物的存在而降低。另外，由于ASTM标准的AM系合金是铸造材料，自然与本发明的实施例中这样的延展材料不同。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际申请WO2013/180122号公报；
专利文献2：日本特开2008－214668号公报；
专利文献3：日本特开2006-16658号公报；
专利文献4：日本特开2016-17183号公报；
专利文献5：日本特开2016－89228号公报；
专利文献6：日本特开2003－328065号公报；
专利文献7：国际申请WO2017/154969号公报；
非专利文献
非专利文献1：J.Koike等人,Acta Mater,51(2003)第2055页。
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，寻求一种Mg基合金延展材料，所述Mg基合金延展材料在室温下容易进行塑性变形加工，特别是，即使在高速区其室温延展性和成型性也优异，不会突然破碎，能量吸收能力优异，在本申请中以比较廉价地提供这样的Mg基合金延展材料为课题。
用于解决课题的方法
可是，关于含有Mn、Zr、Bi、Sn中的一种以上的元素和Al、Zn、Ca、Li、稀土元素中的一种以上的Mg基三元系合金或四元系合金(其中，添加了Mn－Al组合的Mg基合金、添加了Mn－Zn组合的Mg基合金、添加了Mn－Ca组合的Mg基合金、添加了Mn－Li组合的Mg基合金和添加了Mn－Y组合的Mg基合金除外。)，尚不存在与含有Mn、Zr、Bi、Sn中的任意一种元素的Mg基二元系合金同等或者超过它们的效果等的文献或公开例。另外，即使在ASTM标准的AM系合金或专利文献6的Mg基合金中，Al量也至少为2质量％以上，是第1添加金属(添加量以mol％计最多)。
然而，本发明人通过进行深入研究发现了：通过对添加有Mn、Zr、Bi、Sn这四种元素中的一种以上和Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd这六种元素中的一种以上的Mg基合金原材料(其中，添加了Mn－Al组合的Mg基合金、添加了Mn－Zn组合的Mg基合金、添加了Mn－Ca组合的Mg基合金、添加了Mn－Li组合的Mg基合金和添加了Mn－Y组合的Mg基合金除外。)施行控制了温度和截面收缩率的热加工和高温加工，可以提供与现有合金(例如AZ31)相比不会突然破碎、对破坏显示出大的阻力(＝能量吸收能力)、且具有优异的室温加工性和变形能力的Mg基合金延展材料。这里，延展材料通常是指由通过轧制、挤出、拉拔、锻造等在热、温、冷的温度下赋予塑性应变的加工制造的板状、管状、棒状、线状等形状构成的原材料的总称。
具体而言，提供如下所述的内容。
(1)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料的特征在于：其是由Mg－Amol％X－Bmol％Z构成、且余量为Mg和不可避免的杂质的Mg基合金延展材料，
其中，X为Bi、Sn、Zr中的任意一种以上的元素，
Z为Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd中的任意一种以上的元素，
A的值为0.03mol％以上且1mol％以下，
A与B的关系为A≥B，B的上限值相对于A的上限值为1.0倍以下，B的下限值为0.03mol％以上，并且，
Mg基合金延展材料的平均晶粒尺寸为20μm以下。其中，Mg基合金延展材料通常是对进行熔解、铸造而得到的铸造材料进行固溶处理，再对固溶处理过的材料赋予塑性应变而制作的。其中，固溶处理可以包括：在规定的环境和规定的温度范围内对铸造材料进行热处理。例如可以包括：在大气环境中或二氧化碳环境中，在400℃以上且650℃以下的温度下对Mg基合金铸造材料进行0.5小时以上且48小时以下的热处理。优选在450℃以上且625℃以下的温度下进行1小时以上且24小时以下的热处理。更优选在500℃以上且600℃以下的温度下进行2小时以上且12小时以下的热处理。另外，赋予塑性应变可以包括在规定的温度范围施行热塑性加工。该赋予塑性应变例如可以包括：在50℃以上且550℃以下的温度这样的规定的温度范围，在大气环境中或惰性环境中施行热塑性加工。热塑性加工例如由截面减少率＝(原材料截面积－加工后截面积)/原材料截面积×100％所表征。在该热塑性加工中，截面减少率可以是70％以上。
其中，X为Bi、Sn、Zr中的任意一种以上的元素是指选自如Bi、Sn、Zr、Bi－Sn、Bi－Zr、Sn－Zr、Bi－Sn－Zr这7种元素种类的组合。
Z为Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd中的任意一种以上的元素是指选自下述(1)～(6)的元素种类的组合的任意种。
(1)一种元素的情形：
Al、Zn、Ca、Li、Y或Gd；
(2)两种元素的组合的情形：
Al－Zn、Al－Ca、Al－Li、Al－Y、Al－Gd、Zn－Ca、Zn－Li、Zn－Y、Zn－Gd、Ca－Li、Ca－Y、Ca－Gd、Li－Y、Li－Gd或Y－Gd；
(3)三种元素的组合的情形：
Al－Zn－Ca、Al－Zn－Li、Al－Zn－Y、Al－Zn－Gd、Al－Ca－Li、Al－Ca－Y、Al－Ca－Gd、Al－Li－Y、Al－Li－Gd、Al－Y－Gd、Zn－Ca－Li、Zn－Ca－Y、Zn－Ca－Gd、Zn－Li－Y、Zn－Li－Gd、Zn－Y－Gd、Ca－Li－Y、Ca－Li－Gd、Ca－Y－Gd或Li－Y－Gd；
(4)四种元素的组合的情形：
Al－Zn－Ca－Li、Al－Zn－Ca－Y、Al－Zn－Ca－Gd、Al－Zn－Li－Y、Al－Zn－Li－Gd、Al－Zn－Y－Gd、Al－Ca－Li－Y、Al－Ca－Li－Gd、Al－Ca－Y－Gd、Al－Li－Y－Gd、Zn－Ca－Li－Y、Zn－Ca－Li－Gd、Zn－Ca－Y－Gd、Zn－Li－Y－Gd或Ca－Li－Y－Gd；
(5)五种元素的组合的情形：
Al－Zn－Ca－Li－Y、Al－Zn－Ca－Li－Gd、Al－Zn－Ca－Y－Gd、Al－Zn－Li－Y－Gd、Al－Ca－Li－Y－Gd或Zn－Ca－Li－Y－Gd；
(6)六种元素的组合的情形：
Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd。
因此，组合有X和Z、且余量为Mg的Mg基合金若仅以X和Z的组合来表现，则为以下的任意一种。
一种Mg基合金，包含选自下述的任意添加元素组合、且余量为Mg和不可避免的杂质，所述添加元素组合为：Bi－Al、Bi－Zn、Bi－Ca、Bi－Li、Bi－Y或Bi－Gd、或者Bi－Al－Zn、Bi－Al－Ca、Bi－Al－Li、Bi－Al－Y、Bi－Al－Gd、Bi－Zn－Ca、Bi－Zn－Li、Bi－Zn－Y、Bi－Zn－Gd、Bi－Ca－Li、Bi－Ca－Y、Bi－Ca－Gd、Bi－Li－Y、Bi－Li－Gd或Bi－Y－Gd、或者Bi－Al－Zn－Ca、Bi－Al－Zn－Li、Bi－Al－Zn－Y、Bi－Al－Zn－Gd、Bi－Al－Ca－Li、Bi－Al－Ca－Y、Bi－Al－Ca－Gd、Bi－Al－Li－Y、Bi－Al－Li－Gd、Bi－Al－Y－Gd、Bi－Zn－Ca－Li、Bi－Zn－Ca－Y、Bi－Zn－Ca－Gd、Bi－Zn－Li－Y、Bi－Zn－Li－Gd、Bi－Zn－Y－Gd、Bi－Ca－Li－Y、Bi－Ca－Li－Gd、Bi－Ca－Y－Gd或Bi－Li－Y－Gd、或者Bi－Al－Zn－Ca－Li、Bi－Al－Zn－Ca－Y、Bi－Al－Zn－Ca－Gd、Bi－Al－Zn－Li－Y、Bi－Al－Zn－Li－Gd、Bi－Al－Zn－Y－Gd、Bi－Al－Ca－Li－Y、Bi－Al－Ca－Li－Gd、Bi－Al－Ca－Y－Gd、Bi－Al－Li－Y－Gd、Bi－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Zn－Li－Y－Gd或Bi－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Al－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Al－Zn－Li－Y－Gd、Bi－Al－Ca－Li－Y－Gd或Bi－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Sn－Al、Sn－Zn、Sn－Ca、Sn－Li、Sn－Y或Sn－Gd、或者Sn－Al－Zn、Sn－Al－Ca、Sn－Al－Li、Sn－Al－Y、Sn－Al－Gd、Sn－Zn－Ca、Sn－Zn－Li、Sn－Zn－Y、Sn－Zn－Gd、Sn－Ca－Li、Sn－Ca－Y、Sn－Ca－Gd、Sn－Li－Y、Sn－Li－Gd或Sn－Y－Gd、或者Sn－Al－Zn－Ca、Sn－Al－Zn－Li、Sn－Al－Zn－Y、Sn－Al－Zn－Gd、Sn－Al－Ca－Li、Sn－Al－Ca－Y、Sn－Al－Ca－Gd、Sn－Al－Li－Y、Sn－Al－Li－Gd、Sn－Al－Y－Gd、Sn－Zn－Ca－Li、Sn－Zn－Ca－Y、Sn－Zn－Ca－Gd、Sn－Zn－Li－Y、Sn－Zn－Li－Gd、Sn－Zn－Y－Gd、Sn－Ca－Li－Y、Sn－Ca－Li－Gd、Sn－Ca－Y－Gd或Sn－Li－Y－Gd、或者Sn－Al－Zn－Ca－Li、Sn－Al－Zn－Ca－Y、Sn－Al－Zn－Ca－Gd、Sn－Al－Zn－Li－Y、Sn－Al－Zn－Li－Gd、Sn－Al－Zn－Y－Gd、Sn－Al－Ca－Li－Y、Sn－Al－Ca－Li－Gd、Sn－Al－Ca－Y－Gd、Sn－Al－Li－Y－Gd、Sn－Zn－Ca－Li－Y、Sn－Zn－Ca－Li－Gd、Sn－Zn－Ca－Y－Gd、Sn－Zn－Li－Y－Gd或Sn－Ca－Li－Y－Gd、或者Sn－Al－Zn－Ca－Li－Y、Sn－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Sn－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Sn－Al－Zn－Li－Y－Gd、Sn－Al－Ca－Li－Y－Gd或Sn－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Sn－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Zr－Al、Zr－Zn、Zr－Ca、Zr－Li、Zr－Y或Zr－Gd、或者Zr－Al－Zn、Zr－Al－Ca、Zr－Al－Li、Zr－Al－Y、Zr－Al－Gd、Zr－Zn－Ca、Zr－Zn－Li、Zr－Zn－Y、Zr－Zn－Gd、Ca－Li、Zr－Ca－Y、Zr－Ca－Gd、Zr－Li－Y、Zr－Li－Gd或Zr－Y－Gd、或者Zr－Al－Zn－Ca、Zr－Al－Zn－Li、Zr－Al－Zn－Y、Zr－Al－Zn－Gd、Zr－Al－Ca－Li、Zr－Al－Ca－Y、Zr－Al－Ca－Gd、Zr－Al－Li－Y、Zr－Al－Li－Gd、Zr－Al－Y－Gd、Zr－Zn－Ca－Li、Zr－Zn－Ca－Y、Zr－Zn－Ca－Gd、Zr－Zn－Li－Y、Zr－Zn－Li－Gd、Zr－Zn－Y－Gd、Zr－Ca－Li－Y、Zr－Ca－Li－Gd、Zr－Ca－Y－Gd或Zr－Li－Y－Gd、或者Zr－Al－Zn－Ca－Li、Zr－Al－Zn－Ca－Y、Zr－Al－Zn－Ca－Gd、Zr－Al－Zn－Li－Y、Zr－Al－Zn－Li－Gd、Zr－Al－Zn－Y－Gd、Zr－Al－Ca－Li－Y、Zr－Al－Ca－Li－Gd、Zr－Al－Ca－Y－Gd、Zr－Al－Li－Y－Gd、Zr－Zn－Ca－Li－Y、Zr－Zn－Ca－Li－Gd、Zr－Zn－Ca－Y－Gd、Zr－Zn－Li－Y－Gd或Zr－Ca－Li－Y－Gd、或者Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y、Zr－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Zr－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Zr－Al－Zn－Li－Y－Gd、Zr－Al－Ca－Li－Y－Gd或Zr－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Bi－Sn－Al、Bi－Sn－Zn、Bi－Sn－Ca、Bi－Sn－Li、Bi－Sn－Y或Bi－Sn－Gd、或者Bi－Sn－Al－Zn、Bi－Sn－Al－Ca、Bi－Sn－Al－Li、Bi－Sn－Al－Y、Bi－Sn－Al－Gd、Bi－Sn－Zn－Ca、Bi－Sn－Zn－Li、Bi－Sn－Zn－Y、Bi－Sn－Zn－Gd、Bi－Sn－Ca－Li、Bi－Sn－Ca－Y、Bi－Sn－Ca－Gd、Bi－Sn－Li－Y、Bi－Sn－Li－Gd或Bi－Sn－Y－Gd、或者Bi－Sn－Al－Zn－Ca、Bi－Sn－Al－Zn－Li、Bi－Sn－Al－Zn－Y、Bi－Sn－Al－Zn－Gd、Bi－Sn－Al－Ca－Li、Bi－Sn－Al－Ca－Y、Bi－Sn－Al－Ca－Gd、Bi－Sn－Al－Li－Y、Bi－Sn－Al－Li－Gd、Bi－Sn－Al－Y－Gd、Bi－Sn－Zn－Ca－Li、Bi－Sn－Zn－Ca－Y、Bi－Sn－Zn－Ca－Gd、Bi－Sn－Zn－Li－Y、Bi－Sn－Zn－Li－Gd、Bi－Sn－Zn－Y－Gd、Bi－Sn－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Ca－Y－Gd或Bi－Sn－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Li、Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Y、Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Gd、Bi－Sn－Al－Zn－Li－Y、Bi－Sn－Al－Zn－Li－Gd、Bi－Sn－Al－Zn－Y－Gd、Bi－Sn－Al－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Al－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Al－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Al－Li－Y－Gd、Bi－Sn－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Zn－Li－Y－Gd或Bi－Sn－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Al－Zn－Li－Y－Gd、Bi－Sn－Al－Ca－Li－Y－Gd或Bi－Sn－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Bi－Zr－Al、Bi－Zr－Zn、Bi－Zr－Ca、Bi－Zr－Li、Bi－Zr－Y或Bi－Zr－Gd、或者、Bi－Zr－Al－Zn、Bi－Zr－Al－Ca、Bi－Zr－Al－Li、Bi－Zr－Al－Y、Bi－Zr－Al－Gd、Bi－Zr－Zn－Ca、Bi－Zr－Zn－Li、Bi－Zr－Zn－Y、Bi－Zr－Zn－Gd、Bi－Zr－Ca－Li、Bi－Zr－Ca－Y、Bi－Zr－Ca－Gd、Bi－Zr－Li－Y、Bi－Zr－Li－Gd或Bi－Zr－Y－Gd、或者Bi－Zr－Al－Zn－Ca、Bi－Zr－Al－Zn－Li、Bi－Zr－Al－Zn－Y、Bi－Zr－Al－Zn－Gd、Bi－Zr－Al－Ca－Li、Bi－Zr－Al－Ca－Y、Bi－Zr－Al－Ca－Gd、Bi－Zr－Al－Li－Y、Bi－Zr－Al－Li－Gd、Bi－Zr－Al－Y－Gd、Bi－Zr－Zn－Ca－Li、Bi－Zr－Zn－Ca－Y、Bi－Zr－Zn－Ca－Gd、Bi－Zr－Zn－Li－Y、Bi－Zr－Zn－Li－Gd、Bi－Zr－Zn－Y－Gd、Bi－Zr－Ca－Li－Y、Bi－Zr－Ca－Li－Gd、Bi－Zr－Ca－Y－Gd或Bi－Zr－Li－Y－Gd、或者Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Li、Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Y、Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Gd、Bi－Zr－Al－Zn－Li－Y、Bi－Zr－Al－Zn－Li－Gd、Bi－Zr－Al－Zn－Y－Gd、Bi－Zr－Al－Ca－Li－Y、Bi－Zr－Al－Ca－Li－Gd、Bi－Zr－Al－Ca－Y－Gd、Bi－Zr－Al－Li－Y－Gd、Bi－Zr－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Zr－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Zr－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Zr－Zn－Li－Y－Gd或Bi－Zr－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Zr－Al－Zn－Li－Y－Gd、Bi－Zr－Al－Ca－Li－Y－Gd或Bi－Zr－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Sn－Zr－Al、Sn－Zr－Zn、Sn－Zr－Ca、Sn－Zr－Li、Sn－Zr－Y或Sn－Zr－Gd、或者Sn－Zr－Al－Zn、Sn－Zr－Al－Ca、Sn－Zr－Al－Li、Sn－Zr－Al－Y、Sn－Zr－Al－Gd、Sn－Zr－Zn－Ca、Sn－Zr－Zn－Li、Sn－Zr－Zn－Y、Sn－Zr－Zn－Gd、Sn－Zr－Ca－Li、Sn－Zr－Ca－Y、Sn－Zr－Ca－Gd、Sn－Zr－Li－Y、Sn－Zr－Li－Gd或Sn－Zr－Y－Gd、或者Sn－Zr－Al－Zn－Ca、Sn－Zr－Al－Zn－Li、Sn－Zr－Al－Zn－Y、Sn－Zr－Al－Zn－Gd、Sn－Zr－Al－Ca－Li、Sn－Zr－Al－Ca－Y、Sn－Zr－Al－Ca－Gd、Sn－Zr－Al－Li－Y、Sn－Zr－Al－Li－Gd、Sn－Zr－Al－Y－Gd、Sn－Zr－Zn－Ca－Li、Sn－Zr－Zn－Ca－Y、Sn－Zr－Zn－Ca－Gd、Sn－Zr－Zn－Li－Y、Sn－Zr－Zn－Li－Gd、Sn－Zr－Zn－Y－Gd、Sn－Zr－Ca－Li－Y、Sn－Zr－Ca－Li－Gd、Sn－Zr－Ca－Y－Gd或Sn－Zr－Li－Y－Gd、或者Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li、Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Y、Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Gd、Sn－Zr－Al－Zn－Li－Y、Sn－Zr－Al－Zn－Li－Gd、Sn－Zr－Al－Zn－Y－Gd、Sn－Zr－Al－Ca－Li－Y、Sn－Zr－Al－Ca－Li－Gd、Sn－Zr－Al－Ca－Y－Gd、Sn－Zr－Al－Li－Y－Gd、Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Y、Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Gd、Sn－Zr－Zn－Ca－Y－Gd、Sn－Zr－Zn－Li－Y－Gd或Sn－Zr－Ca－Li－Y－Gd、或者Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y、Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Al－Zn－Li－Y－Gd、Sn－Zr－Al－Ca－Li－Y－Gd或Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者
Bi－Sn－Zr－Al、Bi－Sn－Zr－Zn、Bi－Sn－Zr－Ca、Bi－Sn－Zr－Li、Bi－Sn－Zr－Y或Bi－Sn－Zr－Gd、或者Bi－Sn－Zr－Al－Zn、Bi－Sn－Zr－Al－Ca、Bi－Sn－Zr－Al－Li、Bi－Sn－Zr－Al－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca、Bi－Sn－Zr－Zn－Li、Bi－Sn－Zr－Zn－Y、Bi－Sn－Zr－Zn－Gd、Bi－Sn－Zr－Ca－Li、Bi－Sn－Zr－Ca－Y、Bi－Sn－Zr－Ca－Gd、Bi－Sn－Zr－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Li－Gd或Bi－Sn－Zr－Y－Gd、或者Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Li、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Li、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Li、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Y、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Zn－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Ca－Y－Gd或Bi－Sn－Zr－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Li－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Zn－Li－Y－Gd或Bi－Sn－Zr－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Li－Y－Gd、Bi－Sn－Zr－Al－Ca－Li－Y－Gd或Bi－Sn－Zr－Zn－Ca－Li－Y－Gd、或者Bi－Sn－Zr－Al－Zn－Ca－Li－Y－Gd。Mg基合金延展材料由这样的Mg基合金构成。
(2)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是由Mg－Amol％Mn－Bmol％Gd构成、且余量为Mg和不可避免的杂质的Mg基合金延展材料，其特征在于：
不含Al，
A的值为0.03mol％以上且1mol％以下，
A与B的关系为A≥B，B的上限值相对于A的上限值为1.0倍以下，B的下限值为0.03mol％以上，并且
Mg基合金延展材料的Mg母相的平均晶粒尺寸为20μm以下。
(3)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是由Mg－Amol％(Mn，X)－Bmol％Gd构成、且余量为Mg和不可避免的杂质的Mg基合金延展材料，其特征在于：
其中，X为Bi、Sn、Zr中的任意一种以上的元素；
A的值为0.03mol％以上且1mol％以下，
A与B的关系为A≥B，B的上限值相对于A的上限值为1.0倍以下，B的下限值为0.03mol％以上，并且
Mg基合金延展材料的平均晶粒尺寸为20μm以下。
其中，Amol％(Mn，X)是指Amol％，是Mn与Bi、Sn、Zr中的任意一种以上的元素的混合组合物。具体而言，是指选自Amol％(Mn，Bi)、Amol％(Mn，Sn)、Amol％(Mn，Zr)、Amol％(Mn，Bi，Sn)、Amol％(Mn，Bi，Zr)、Amol％(Mn，Sn，Zr)或Amol％(Mn，Bi，Sn，Zr)的任意一种。
另外，作为Mg基合金延展材料的Mg基合金原材料，可以列举：余量为Mg和不可避免的杂质的如下所述的物质。
选自Mg－Amol％(Mn，Bi)－Bmol％Gd、Mg－Amol％(Mn，Sn)－Bmol％Gd、Mg－Amol％(Mn，Zr)－Bmol％Gd、Mg－Amol％(Mn，Bi，Sn)－Bmol％Gd、Mg－Amol％(Mn，Bi，Zr)－Bmol％Gd、Mg－Amol％(Mn，Sn，Zr)－Bmol％Gd或Mg－Amol％(Mn，Bi，Sn，Zr)－Bmol％Gd的任意一种。
(4)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是(1)～(3)中任一项所述的Mg基合金延展材料，其特征在于：在所述Mg基合金延展材料的金相组织中的Mg母相或晶界存在平均直径为0.5μm以下的金属间化合物颗粒。其中，金属间化合物颗粒是指由Mg元素和添加元素构成的结晶性混合物。另外，金属间化合物颗粒还可以是指由母相元素和添加元素的化合物或混合物构成的金属间化合物所构成的颗粒。通常，金属间化合物是指由两种以上的金属构成的化合物，构成元素的原子比为整数，显示出不同于成分元素的特有的物理性质、化学性质。颗粒的形状根据各自的组成可以形成球形、针状、板状。
(5)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是(1)～(4)中任一项所述的Mg基合金延展材料，其特征在于：由在通过初期应变速度为1×10-4s-1以下的室温拉伸试验得到的应力－应变曲线图中，在将最大负荷应力定义为(σmax)、将断裂时应力定义为(σbk)时，式(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上的Mg基合金构成。在本发明的实施例中，由于合金的应力降低程度(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上，所以室温延展性较现有合金(例如AZ31)优异。
(6)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是(1)～(5)中任一项所述的Mg基合金延展材料，其特征在于：由即使通过初期应变速度：1×10-4s-1以下的室温拉伸和/或压缩试验赋予0.2以上的公称应变也不会断裂的Mg基合金构成。在本发明的实施例中，由于合金即使被赋予0.2以上的公称应变也不会断裂，所以室温延展性较现有合金(例如AZ31)优异，不会突然破碎。
(7)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料是(1)～(6)中任一项所述的Mg基合金延展材料，其特征在于：由在通过初期应变速度：1×10-4s-1以下的室温压缩试验得到的应力－应变曲线图中，由公称应力与公称应变曲线围起来的面积显示为100kJ以上的Mg基合金构成。在本发明的实施例中，由于合金的由公称应力与公称应变曲线围起来的面积为100kJ以上，所以与现有合金(例如AZ31)相比对破坏具有较大的阻力。
(8)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料的制造方法是制造(1)～(7)中任一项所述的Mg基合金延展材料的方法，其特征在于：将经过了熔解、铸造工序的Mg基合金铸造材料在400℃以上且650℃以下的温度下进行0.5小时以上且48小时以下的固溶处理后赋予塑性应变，在50℃以上且550℃以下的温度下施行截面减少率为70％以上的热塑性加工。其中，截面减少率是锻造等塑性加工中使用的术语，可以用截面减少率＝(原材料截面积－加工后截面积)/原材料截面积×100％来定义。另外，作为热塑性加工的例子，例如还可以列举：将金属加热至再结晶温度以上以形成板、棒、型钢等的加工方法，但并不限于这些。相当于在与这样的板、棒、型钢的延展加工方向垂直的截面中，从加工前的原材料的截面积中扣除加工后的成型品的截面积而得到的截面积相对于加工前的原材料的截面积的比例。通过这样的加工方法可以连续生产铁轨等长条材料。
另外，可以提供Mg基合金延展材料的制造方法，该制造方法包括以下步骤：
将添加了Mn、Zr、Bi、Sn这四种元素中的一种以上和Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd这六种元素中的一种以上的Mg基合金原材料(其中，添加了Mn－Al组合的Mg基合金、添加了Mn－Zn组合的Mg基合金、添加了Mn－Ca组合的Mg基合金、添加了Mn－Li组合的Mg基合金和添加了Mn－Y组合的Mg基合金除外。)在650℃以上的温度下熔解的步骤；
使所得熔液流入铸模以制造Mg基合金铸造材料的步骤；
将所得的Mg基合金铸造材料在400℃以上且650℃以下的温度下进行0.5小时以上且48小时以下的固溶处理以制造固溶处理Mg基合金的步骤；以及
赋予塑性应变的步骤，即在50℃以上且550℃以下的温度下对固溶化处理Mg基合金施行截面减少率为70％以上的热塑性加工。其中，熔解步骤中的熔解温度的上限没有特别限定，但优选工业上妥当的温度，在镁的沸点为1091℃时，优选低于其的温度。
(9)在本发明的实施例中，Mg基合金延展材料的制造方法是(8)所述的Mg基合金延展材料的制造方法，其特征在于：其中，赋予塑性应变的方法为挤出加工、锻造加工、轧制加工、拉拔加工中的任意一种加工方法。
附图说明
图1是Mg－3Al－1Zn合金挤出材料的通过室温拉伸试验得到的公称应力－公称应变曲线。
图2是Mg－3Al－1Zn合金挤出材料的通过室温压缩试验得到的公称应力－公称应变曲线。
图3是通过电子射线背散射衍射法得到的实施例的Mg基合金挤出材料的微细组织图。
图4是通过光学显微镜得到的实施例的截面微细组织图。
图5是通过光学显微镜观察得到的比较例的微细组织图。
具体实施方式
在本发明的实施例中，Mg基合金原材料由Mg－Amol％X－Bmol％Z构成，X为Mn、Bi、Sn、Zr中的任意一种以上的元素，Z选择Al、Zn、Ca、Li、Y、Gd中的任意一种以上的元素(其中，添加了Mn－Al组合的Mg基合金、添加了Mn－Zn组合的Mg基合金、添加了Mn－Ca组合的Mg基合金、添加了Mn－Li组合的Mg基合金、以及添加了Mn－Y组合的Mg基合金除外)。A与B的关系为A≥B，A的值优选1mol％以下，更优选0.5mol％以下，进一步优选为0.3mol％以下。A的下限值为0.03mol％以上。B的上限值相对于A的上限值优选1.0倍以下，更优选0.9倍以下，进一步优选0.8倍以下。B的下限值为0.03mol％以上。
其中，0.03mol％是确定不可避免的杂质与添加元素的边界的值。这是由于：作为Mg基合金原材料的原料，在使用循环Mg基合金的情况下，有可能预先包含各种合金元素，因此在用作Mg基合金原材料的原料的情况下要排除通常所含的含量。不可避免的杂质中所含的元素例如有Fe(铁)、Si(硅)、Cu(铜)、Ni(镍)。
热加工后的Mg母相的平均晶粒尺寸优选为20μm以下。更优选10μm以下，进一步优选为5μm以下。晶粒尺寸的测定优选通过截面的光学显微镜观察，采用基于JIS标准的切片法(G 0551：2013)(光学显微镜视野下的晶粒和晶界的观察到的概念图示于图5)。在晶粒尺寸微细的情况下、和在晶界不明显的情况下，切片法的应用较为困难，因此可以利用通过透过型电子显微镜得到的亮视野图像和暗视野图像、或者电子射线背散射衍射图像进行测定。其中，在晶粒尺寸比20μm粗大的情况下，在晶界附近产生的晶界协调应力不会给晶粒内整个区域带来影响。即，非底面位错滑动在晶粒内整个区域较难活跃，不能期望延展性的提高。当然，如果平均晶粒尺寸为20μm以下，则0.5μm以下的金属间化合物可以分散在Mg晶粒内和晶界。另外，如果可以维持平均晶粒尺寸在20μm以下，则在热加工后可以进行消除应变退火等热处理。当然，通过消除应变退火，担心晶粒尺寸的粗大化，但如果Mg母相的平均晶粒尺寸为20μm以下则没有问题。此外，在晶界处添加元素可以偏析也可以不偏析。消除应变退火的温度和时间可以是在100度以上且400度以下进行48小时以下。优选在125度以上且350度以下进行24小时以下，更优选在150度以上且300度以下进行12小时以下。
接下来，对用于获得微细组织的制造方法进行说明。在400℃以上且650℃以下的温度下对熔炼的Mg基合金铸造材料进行固溶处理。其中，在固溶化处理温度小于400℃的情况下，为了使添加的溶质元素均匀固溶而需要长时间保持温度，从工业角度考虑不优选。另一方面，若固溶处理温度超过650℃，则为固相温度以上，因此局部开始熔解，操作上有危险。另外，固溶化处理时间优选0.5小时以上且48小时以下。在小于0.5小时的情况下，溶质元素在母相内整个区域的扩散不充分，因此残留铸造时的偏析，无法创制健全的原材料。在超过48小时的情况下，操作时间变长，因此从工业角度考虑不优选。当然，铸造法只要是重力铸造、砂型铸造、压铸等在本发明的实施例中可以制作Mg基合金铸造材料的手法即可，所有方法均可采用。
固溶处理后赋予热应变。热加工的温度优选50℃以上且550℃以下，更优选75℃以上且525℃以下，进一步优选100℃以上且500℃以下。在加工温度低于50℃的情况下，会产生许多成为开裂、龟裂的起点的变形双晶，因此无法制作健全的延展材料。在加工温度超过550℃的情况下，加工中进行再结晶化，晶粒的微细化受到抑制，而且会成为挤出加工的金属模寿命缩短的原因。
热加工时的赋予应变的总截面减少率设为70％以上、优选80％以上、更优选90％以上。在总截面减少率不足70％的情况下，赋予的应变不充分，因此无法进行晶粒尺寸的微细化。另外，也要考虑形成微细粒与粗大粒混合存在的组织。这种情况下，粗大的晶粒成为破坏的起点，因此室温延展性降低。热加工方法以挤出、锻造、轧制、拉拔等为代表，但只要是可以赋予应变的塑性加工法即可，所有的加工法均可采用。但是，不实行热加工、而只是对铸造材料进行固溶化处理，则Mg母相的晶粒尺寸粗大，因此不优选。
对评价室温下的Mg基合金延展材料的延展性和成型性的指标即应力降低程度和对破坏的阻力(定义为F)进行说明。这两个指标分别可由通过室温拉伸试验和压缩试验获得的公称应力与公称应变曲线算出。此外，在拉伸试验和压缩试验中均是指通过初期应变速度为1×10-4s-1以下的准静态应变速度得到的公称应力与公称应变曲线。
图1和图2显示通过商业用镁合金(Mg－3质量％Al-1质量％Zn：通称AZ31)挤出材料由室温拉伸和压缩试验得到的公称应力与公称应变曲线。在图1所示的拉伸试验时的应力－应变曲线中，降伏后显示出一点点的加工硬化，之后在公称应变达到0.2左右时发生了断裂。另一方面，在图2所示的压缩试验时的应力－应变曲线中，虽然降伏后显示出较大的加工硬化，但在公称应变：0.2左右也发生了断裂。可知，在现有的Mg基合金的情况下，在拉伸和压缩试验中均在变形的早期发生断裂。
应力降低程度可通过式1求得，应力降低程度的值优选为0.2以上，更优选为0.25以上。
Figure BDA0002372278690000131
需要说明的是，σmax为最大负荷应力，σbk为断裂时应力，其例见图1。
接下来，对破坏的阻力、即F相当于图2所示的由通过室温压缩试验得到的公称应力与公称应变曲线围起来的面积，面积越大，对破坏的阻力(＝能量吸收能力)就越大。F受到应变速度的影响，随着试验速度的提高，F处于增加的趋势。因此，F的值在初期应变速度为1×10-4s-1的条件下求得，优选100kJ以上，更优选150kJ以上，更进一步优选为200kJ以上。需要说明的是，即使在拉伸试验中也可获得与压缩试验同样的公称应力与公称应变曲线(图1)，但在Mg和Mg基合金的情况下，在压缩试验中会因一点点的公称应变而发生破坏，因此可以较拉伸试验更严格地评价对破坏的阻力。关于上述围起来的面积，例如在横轴代表公称应变、纵轴代表公称应力的应力－应变曲线中，也许通过对公称应变从零到断裂应变进行积分即可求出该曲线。
实施例
使用铁制坩埚将市售(株式会社高纯度化学公司制造的钇(纯度：99.9质量％))的纯Y(99.9质量％)和市售(大阪富士工业株式会社制造的镁(纯度：99.98质量％))的纯Mg(99.98质量％)制作成Mg－Y母合金。在添加Mn和Y的情况下使用母合金进行调整、而在添加除此以外的元素的情况下使用市售的纯元素进行调整，使表1记载的目标含量均达到0.15mol％Bi－0.15mol％Zn，使用铁制坩埚熔炼各种铸造材料。需要说明的是，在Ar环境下，熔解温度设为700℃，熔解保持时间设为5分钟，使用直径为50mm、高度为200mm的铁制铸模进行铸造。之后，在500℃下对铸造材料进行8小时的固溶处理。
固溶处理后，通过机械加工将铸造材料加工成直径为40mm、长度为60mm的圆柱挤出钢坯。加工后的钢坯在设定为200℃的容器内保持30分钟后，以挤出比25：1(＝减面率：94％)进行基于挤出的热应变赋予加工，制作了直径为8mm、长度为500mm以上的形状的挤出材料。(以下称作挤出材料。)
各种挤出材料的微细组织通过光学显微镜或电子射线背散射衍射法进行观察、摄影。通过电子射线背散射衍射法观察的微细组织图像示于图3。由相同对比度构成的区为晶粒，各挤出材料的平均晶粒尺寸汇总在表1中。在所有的挤出材料中平均晶粒尺寸均为10μm以下。另外，镜面研磨后的光学显微镜观察例示于图4。在图内如箭头所标明，可以确认由黑色构成的颗粒、即金属间化合物颗粒的存在。可以确认它们的尺寸的直径为约500nm。
对于由Mg基合金挤出材料采集的试验片，以初期应变速度1×10-4s-1进行了室温拉伸试验。所有的拉伸试验均使用了由平行部长度为10mm、平行部直径为2.5mm形成的圆棒试验片。将应力急剧(各测定期间为20％)下降的情形定义为“断裂”，以此时的公称应变作为断裂应变，汇总在表1中。可知，所有的挤出材料的断裂伸长率均超过0.30，显示出优异的拉伸延展性。
(表1)
Figure BDA0002372278690000151
T：挤出温度 eC：压缩断裂应变
d：平均晶粒尺寸 eT：拉伸断裂应变
v：应变速度 F：对破坏的吸收能量
另外，0.15mol％Bi－0.15mol％Zn合金挤出材料的应力降低程度：(σmax－σbk)/σmax的值显示为0.28，由此暗示：在本发明的实施例中，合金的塑性变形极限大，成型性优异。由表1可知：所有的挤出材料的(σmax－σbk)/σmax的值均较商业用镁合金AZ31的值大，显示出优异的成型性。
对破坏的阻力(＝能量吸收能力)通过室温压缩试验来评价。在与挤出方向平行的方向上由各Mg基合金挤出材料采集高度为8mm、直径为4mm的圆柱试验片。以初期应变速度1×10－5s-1对这些试验片进行室温压缩试验。求出图2所示的由应力－应变曲线围起来的面积，记载其结果作为表1的F。
需要说明的是，槽辊加工的工序顺序如以下所记载。通过机械加工将固溶处理后的各种铸造材料加工成直径为40mm、长度为80mm的圆柱轧制钢坯。将加工后的钢坯在设定为400℃的电炉内保持30分钟以上。之后，在辊温为室温下将1次轧制的截面减少率设为18％，反复实施轧制，使总截面减少率达到92％。(以下称作槽辊材料)。拉伸试验以及压缩试验均使用与上述的挤出材料相同条件以及相同形状形成的试验片来实施，从与轧制方向平行的方向采集。
另外，调查了晶粒尺寸给对破坏的阻力和应力降低程度带来的影响。为了使Mg母相的尺寸粗大化，将各种Mg基合金挤出材料在设定为200度的马弗炉内、在大气环境下保持1小时，实施热处理(消除应变退火)。之后，按照与上述同样的顺序、方法实施了室温拉伸和压缩试验。所得结果示出于表1。可以确认，虽然通过热处理使平均晶粒尺寸实现了粗大化，但与商业用镁合金AZ31相比显示出优异的值。在表1中，热处理一栏的〇的情形是指进行了这里所说的热处理，而×的情形是指未进行这里所说的热处理。
比较例
使用商业用镁合金(Mg－3质量％Al－1质量％Zn：通称AZ31)挤出材料进行了室温拉伸和压缩试验。均为与上述实施例相同的试验片尺寸、试验条件。通过拉伸试验和压缩试验得到的断裂伸长率和应力降低程度、F的值等汇总在表1中。另外，通过光学显微镜观察的微细组织面貌见图5。用黑线显示的地方为晶界，用黑线围起来的区域是一个晶粒。将晶粒的典型例子用黑色粗线围起来，显示在图内。可知晶粒尺寸为20μm以上。
此外，在本发明的实施例中，通过一次的赋予塑性应变的方法实现了内部组织的微细化，但在截面减少率小于规定值的情况下，也可以多次赋予塑性应变。
产业实用性
在本发明的实施例中，由于Mg基合金显示出优异的室温延展性，所以富有二次加工性，容易成型成以板状为代表的复杂形状。特别是，拉伸成型或深拉成型等具有非常优异的特性。另外，由于发现了晶界滑动，认为内部摩擦特性优异，适应以振动和噪音为课题的部位。而且，由于没有添加微量的通用元素也没有使用稀土元素，所以与现有的添加了稀土类的Mg合金相比可以降低原材料的价格。
符号说明：
σmax：最大负荷应力；
σbk：断裂时应力；
F：对破坏的阻力(＝能量吸收能力)。

Claims (6)

1.一种Mg基合金延展材料，其是由Mg－Amol％Bi－Bmol％Z构成、且余量为Mg和不可避免的杂质的Mg基合金延展材料，
Z为Al、Ca、Li、Y中的任意一种以上的元素，
A的值为0.03mol％以上且1mol％以下，
A与B的关系为A≥B，B的上限值相对于A的上限值为1.0倍以下，B的下限值为0.03mol％以上，并且
Mg基合金延展材料的平均晶粒尺寸为20μm以下，
在所述Mg基合金延展材料的金相组织中的Mg母相或晶界存在平均直径为0.5μm以下的金属间化合物颗粒。
2.根据权利要求1所述的Mg基合金延展材料，其为由在通过初期应变速度：1×10-4s-1以下的室温拉伸试验得到的应力－应变曲线图中，使用最大负荷应力即σmax、和断裂时应力即σbk的式(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上的Mg基合金构成的Mg基合金延展材料。
3.根据权利要求1所述的Mg基合金延展材料，其为由即使通过初期应变速度：1×10-4s-1以下的室温拉伸和压缩试验赋予0.2以上的公称应变也不会断裂的Mg基合金构成的延展材料。
4.根据权利要求1所述的Mg基合金延展材料，其为由在通过初期应变速度：1×10-4s-1以下的室温压缩试验得到的应力－应变曲线图中，由公称应力与公称应变曲线围起来的面积显示为100kJ以上的Mg基合金构成的Mg基合金延展材料。
5.一种Mg基合金延展材料的制造方法，该制造方法是制造权利要求1所述的由包含添加元素组合、且余量为Mg和不可避免的杂质的Mg基合金构成的Mg基合金延展材料的方法，其包括以下步骤：
熔解步骤，将由与所述Mg基合金相同的成分比构成的原料在650℃以上的温度下熔解，该Mg基合金由Amol％Bi、Bmol％Z和余量的Mg和不可避免的杂质构成，其中，Z为Al、Ca、Li、Y中的任意一种以上的元素，A的值为0.03mol％以上且1mol％以下，A与B的关系为A≥B，B的上限值相对于A的上限值为1.0倍以下，B的下限值为0.03mol％以上；
使所得熔液流入铸模以制造Mg基合金铸造材料的步骤；
将所得的Mg基合金铸造材料在400℃以上且650℃以下的温度下进行0.5小时以上且48小时以下的固溶处理以制造固溶处理Mg基合金的步骤；以及
赋予塑性应变的步骤，即在50℃以上且550℃以下的温度下对固溶处理Mg基合金施行截面减少率为70％以上的热塑性加工。
6.根据权利要求5所述的Mg基合金延展材料的制造方法，其特征在于：赋予塑性应变的方法为挤出加工、锻造加工、轧制加工、拉拔加工中的任意一种加工方法。
CN201880047997.2A 2017-07-18 2018-07-13 镁基合金延展材料及其制造方法 Active CN110945154B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017138714 2017-07-18
JP2017-138714 2017-07-18
PCT/JP2018/026588 WO2019017307A1 (ja) 2017-07-18 2018-07-13 マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110945154A CN110945154A (zh) 2020-03-31
CN110945154B true CN110945154B (zh) 2022-01-14

Family

ID=65015741

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880047997.2A Active CN110945154B (zh) 2017-07-18 2018-07-13 镁基合金延展材料及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11578396B2 (zh)
EP (1) EP3656884B1 (zh)
JP (1) JP6860236B2 (zh)
CN (1) CN110945154B (zh)
WO (1) WO2019017307A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110468317B (zh) * 2019-05-23 2021-12-10 国家镁及镁合金产品质量监督检验中心 具有优异室温塑性的镁合金及其制备方法
KR102423774B1 (ko) * 2021-03-09 2022-07-21 경북대학교 산학협력단 온간 균질화 열처리를 통해 향상된 물성을 갖는 Mg-Bi계 마그네슘 압출재의 제조방법
CN114934217B (zh) * 2022-05-25 2023-09-26 鹤壁海镁科技有限公司 一种微合金的Mg-Sn-Bi-Gd-Zr高塑性镁合金及其制备方法
CN114934218B (zh) * 2022-05-25 2023-09-05 鹤壁海镁科技有限公司 一种微合金化高强塑性阻燃镁合金及其制备方法
CN115044811B (zh) * 2022-05-25 2023-05-02 鹤壁海镁科技有限公司 一种具有超塑性性能的镁合金及其制备方法
CN115652156B (zh) * 2022-11-25 2023-07-25 北京航空航天大学 一种Mg-Gd-Li-Y-Al合金及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101698917A (zh) * 2009-11-11 2010-04-28 重庆大学 一种高强度高塑性镁合金
US20140332121A1 (en) * 2012-01-30 2014-11-13 Korea Institute Of Machinery And Materials Magnesium alloy having high ductility and high toughness, and preparation method thereof

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3119725A (en) * 1961-11-27 1964-01-28 Dow Chemical Co Die-expressed article of magnesium-base alloy and method of making
JPH0247237A (ja) * 1988-08-09 1990-02-16 Furukawa Alum Co Ltd Ｍｇ合金制振材とその製造方法
JP2000271693A (ja) * 1999-03-26 2000-10-03 Ykk Corp マグネシウム合金材の製造方法
DE10293663B4 (de) * 2001-08-13 2011-02-17 Honda Giken Kogyo K.K. Magnesiumlegierung
JP2003328065A (ja) 2002-05-10 2003-11-19 Toyo Kohan Co Ltd 成形性に優れる展伸用マグネシウム薄板およびその製造方法
JP4840751B2 (ja) 2004-06-30 2011-12-21 独立行政法人物質・材料研究機構 高強度マグネシウム合金及びその製造方法
JP5252363B2 (ja) 2007-02-28 2013-07-31 独立行政法人産業技術総合研究所 マグネシウム合金プレス成形体及びその作製方法
JP5419061B2 (ja) 2008-09-22 2014-02-19 独立行政法人物質・材料研究機構 マグネシウム合金
WO2011114931A1 (ja) * 2010-03-17 2011-09-22 独立行政法人物質・材料研究機構 マグネシウム合金
EP2835437B1 (en) 2012-05-31 2017-09-06 National Institute for Materials Science Magnesium alloy, magnesium alloy member and method for manufacturing same, and method for using magnesium alloy
CN103060649A (zh) * 2013-01-16 2013-04-24 燕山大学 一种低温高韧性镁合金薄板
KR101863573B1 (ko) * 2013-04-15 2018-06-01 고꾸리쯔다이가꾸호오진 구마모또 다이가꾸 난연 마그네슘 합금 및 그 제조 방법
CN103255329B (zh) * 2013-05-07 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法
CN104046872B (zh) * 2014-06-09 2016-09-21 广东省材料与加工研究所 一种含Bi变形镁合金
JP2016017183A (ja) 2014-07-04 2016-02-01 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法
JP6489576B2 (ja) 2014-11-06 2019-03-27 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マグネシウム基合金伸展材の製造方法
CN104480330B (zh) * 2014-12-11 2017-04-26 江阴宝易德医疗科技有限公司 一种孪晶变形镁合金超细晶型材、其制备方法和用途
WO2016118444A1 (en) * 2015-01-23 2016-07-28 University Of Florida Research Foundation, Inc. Radiation shielding and mitigating alloys, methods of manufacture thereof and articles comprising the same
JP2017078220A (ja) * 2015-10-21 2017-04-27 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品
JP6803574B2 (ja) 2016-03-10 2020-12-23 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マグネシウム基合金伸展材及びその製造方法
CN106521272B (zh) 2016-10-26 2018-07-31 北京工业大学 一种耐蚀生物镁合金及其制备方法
CN106544563B (zh) * 2016-11-04 2018-06-19 哈尔滨理工大学 一种生物可降解Mg-Ca-Mn-Sn镁合金材料及其制备方法与应用
EP3653742A4 (en) 2017-07-10 2020-07-15 National Institute for Materials Science MAGNESIUM CORROYING ALLOY MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101698917A (zh) * 2009-11-11 2010-04-28 重庆大学 一种高强度高塑性镁合金
US20140332121A1 (en) * 2012-01-30 2014-11-13 Korea Institute Of Machinery And Materials Magnesium alloy having high ductility and high toughness, and preparation method thereof

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Experimental Investigation and Thermodynamic Calculation of the Phase Equilibria in the Mg-Gd-Mn Ternary System;FAN ZHANG等;《METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A》;20151031;4804-4815 *
FAN ZHANG等.Experimental Investigation and Thermodynamic Calculation of the Phase Equilibria in the Mg-Gd-Mn Ternary System.《METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A》.2015, *

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019017307A1 (ja) 2019-01-24
EP3656884A1 (en) 2020-05-27
JPWO2019017307A1 (ja) 2020-04-09
JP6860236B2 (ja) 2021-04-14
US20200173002A1 (en) 2020-06-04
EP3656884A4 (en) 2020-06-24
EP3656884B1 (en) 2024-05-29
US11578396B2 (en) 2023-02-14
CN110945154A (zh) 2020-03-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110945154B (zh) 镁基合金延展材料及其制造方法
JP5658609B2 (ja) マグネシウム合金材およびエンジン部品
JP6860235B2 (ja) マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法
JP4189687B2 (ja) マグネシウム合金材
EP2143811B9 (en) Magnesium alloys and process for producing the same
CN108699642B (zh) 镁基合金延展材料及其制造方法
US10047426B2 (en) Wrought magnesium alloy capable of being heat treated at high temperature
WO2016161565A1 (en) Formable magnesium based wrought alloys
JP6893354B2 (ja) マグネシウム基合金伸展材
JP5729081B2 (ja) マグネシウム合金
JP6489576B2 (ja) マグネシウム基合金伸展材の製造方法
WO2013180122A1 (ja) マグネシウム合金、マグネシウム合金部材並びにその製造方法、マグネシウム合金の使用方法
US20240263279A1 (en) High strength microalloyed magnesium alloy
KR20180115848A (ko) 알루미늄-아연-구리(Al-Zn-Cu) 합금 및 이의 제조방법
JP2016017183A (ja) マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法
JP6648894B2 (ja) マグネシウム基合金伸展材及びその製造方法
WO2023080056A1 (ja) マグネシウム基合金伸展材
CN110785506A (zh) 镁合金板材及其制造方法
JP2024070420A (ja) マグネシウム基合金伸展材
JP6120380B6 (ja) マグネシウム合金、マグネシウム合金部材並びにその製造方法、マグネシウム合金の使用方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant