JP2010121165A - Magnesium alloy sheet and method for producing the same - Google Patents

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Sukenori Nakaura
祐典 中浦
Masayuki Nakamoto
将之 中本
Jo Sugimoto
丈 杉本
Akira Watabe
晶 渡部
Koichi Ohori
紘一 大堀
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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a magnesium alloy sheet which has high strength, and to provide a method for producing the same. <P>SOLUTION: Regarding the magnesium alloy sheet and the method for producing the same, the composition of a magnesium alloy is prepared so as to have at least an Al addition amount of 2.5 to 11% and an Mn addition amount of 0.2 to 0.5%, and a magnesium alloy sheet is produced by a twin roll method. At that time, a draft of ≥20% is applied so as to produce a belt-like sheet, and, when the belt-like sheet is thereafter rolled so as to be thinned, the belt-like sheet is heated at 180 to 350°C and is subjected to differential speed rolling under the conditions where roll temperature is controlled to a room temperature to 350°C, and a peripheral speed ratio is controlled to 1.05 to 1.7 so as to be thinned. In the magnesium alloy sheet, the average crystal grain size is ≤5 μm, and tensile strength at a room temperature is ≥340 MPa. <P>COPYRIGHT: (C)2010,JPO&INPIT

Description

本発明は、高強度を有するマグネシウム合金板および該マグネシウム合金板を得るための製造方法に関する。   The present invention relates to a magnesium alloy plate having high strength and a manufacturing method for obtaining the magnesium alloy plate.

マグネシウム合金は、実用合金中で最も軽く、切削性、振動吸収性、耐くぼみ性、比強度に優れており、プラスチックに比べて熱伝導性、電磁シールド性、リサイクル性に優れることなどから、ノートパソコンやモバイル製品等の筐体に、そして自動車部品などに広く使用されている。それらの多くは、ダイカストやチクソといった鋳造法によるものが主であるが、その場合、表面性状や歩留まりの問題、更に、薄肉化および大型化への対応が困難である。また、得られる製品の強度が低いといった問題が挙げられる。最近のノートパソコン、モバイル製品は更に軽薄短小が進み、機能も多機能化する中で、筐体、カバーケースには、内部の装置を保護するように、更なる、高強度化が望まれている。そのため、展伸材が注目されている。その中でも、マグネシウム合金板材を得る方法としては、スラブから繰返し圧延する方法(例えば特許文献1参照)や、ビレットを押出したものを圧延で薄肉化するなどといった方法が一般的である。
特開平6−293944号公報
Magnesium alloy is the lightest of all practical alloys, has excellent machinability, vibration absorption, dent resistance, and specific strength, and has superior thermal conductivity, electromagnetic shielding, and recyclability compared to plastic. Widely used in housings for personal computers and mobile products, and in automotive parts. Many of them are mainly produced by casting methods such as die casting and thixo, but in that case, it is difficult to cope with surface properties and yield problems, as well as reduction in thickness and size. Moreover, the problem that the intensity | strength of the product obtained is low is mentioned. Recent notebook PCs and mobile products are becoming lighter, thinner, and smaller, and the functions are becoming more and more multifunctional. For the case and cover case, further enhancement of strength is desired to protect internal devices. Yes. For this reason, wrought materials are attracting attention. Among them, as a method for obtaining a magnesium alloy sheet, a method of repeatedly rolling from a slab (for example, refer to Patent Document 1) and a method of thinning an extruded billet by rolling are common.
JP-A-6-293944

しかしながら、前者の場合、その一例として、100mm以上の肉厚のスラブを特殊な熱間圧延装置で先ずは2〜5mm程度にまで薄肉化するのに、それだけで多くの工程と時間を要すため、材料の製造コストが高いといった問題が挙げられる。また、後者の場合には、押出した板厚2〜4mm程度のフラットバーからの圧延が可能なため、その製造工程は前者に比べ少なくなる。しかしながら、高強度なマグネシウム合金板材を得るにあたっては、その合金組成が制約される。一般的にマグネシウム合金では、アルミニウム添加量が増すにつれて強度が増加するため、高強度材を得るには、アルミニウム量を増やすことが解決の一手段である。しかしながら、押出しではアルミニウム量が増すにつれて、所要の押出し圧を大きくしなければならず、その場合、低押出比にしない限り、量産レベルで大型ビレットを押出すのは非常に困難で実用的でない。以上のことから、展伸材で、今よりも更に高強度なマグネシウム合金板材を実用的なレベルで得ることは難しく、それを解決するマグネシウム合金の製造方法と高強度を有するマグネシウム合金板材が要求されている。   However, in the former case, as an example, it takes many steps and time to thin a slab having a thickness of 100 mm or more to a thickness of about 2 to 5 mm with a special hot rolling apparatus. There is a problem that the manufacturing cost of the material is high. In the latter case, rolling from a flat bar having an extruded plate thickness of about 2 to 4 mm is possible, and the number of manufacturing steps is less than that of the former. However, in obtaining a high strength magnesium alloy sheet, the alloy composition is restricted. In general, in a magnesium alloy, the strength increases as the amount of aluminum added increases. Therefore, to obtain a high strength material, increasing the amount of aluminum is one solution. However, in extrusion, as the amount of aluminum increases, the required extrusion pressure must be increased. In that case, unless a low extrusion ratio is used, it is very difficult and impractical to extrude large billets at the mass production level. From the above, it is difficult to obtain a magnesium alloy sheet with a higher strength than the current wrought material at a practical level, and a magnesium alloy production method and a magnesium alloy sheet with high strength are required to solve this. Has been.

本発明は、上記従来技術が有する課題を解決するためになされたものであり、高い強度を有し、製造も容易なマグネシウム合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made to solve the above-described problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a magnesium alloy plate material having high strength and easy to manufacture and a method for manufacturing the same.

すなわち、本発明のマグネシウム合金板材のうち、第1の本発明は、質量%で、Al:2.5〜11%、Mn:0.2〜0.5%を含み、その他がMgと不可避不純物とからなる組成を有し、その平均結晶粒サイズが5μm以下で、板表層と板厚方向中心部の平均結晶粒サイズの比(表層/中心)が0.85〜1.15の範囲にあり、室温での引張強さが340MPa以上を有することを特徴とする。   That is, among the magnesium alloy sheet materials of the present invention, the first present invention includes mass%, Al: 2.5 to 11%, Mn: 0.2 to 0.5%, and others are Mg and inevitable impurities. The average crystal grain size is 5 μm or less, and the ratio of the average crystal grain size of the plate surface layer to the central portion in the plate thickness direction (surface layer / center) is in the range of 0.85 to 1.15. The tensile strength at room temperature is 340 MPa or more.

第2の本発明のマグネシウム合金板材は、前記第1の本発明において、成分として、さらにZn:0.5〜1.2%を含むことを特徴とする。   The magnesium alloy sheet according to the second aspect of the present invention is characterized in that, in the first aspect of the present invention, Zn: 0.5 to 1.2% is further contained as a component.

第3の本発明のマグネシウム合金板材の製造方法は、前記第1または第2の本発明記載の組成を有するマグネシウム合金から、双ロール法で20%以上の圧下率で板厚3〜10mmのマグネシウム合金帯状板を作製し、前記帯状板をさらに目標板厚まで薄肉化する際、該帯状板を180〜350℃に加熱し、ロール温度が室温〜350℃の条件で、周速比1.05〜1.7の条件で異周速圧延することを特徴とする。   According to a third aspect of the present invention, there is provided a method for producing a magnesium alloy plate material comprising: a magnesium alloy having a composition of the first or second aspect of the present invention; When an alloy strip is produced and the strip is further thinned to a target plate thickness, the strip is heated to 180 to 350 ° C., and the roll temperature is room temperature to 350 ° C., and the peripheral speed ratio is 1.05. It is characterized by rolling at different peripheral speeds under a condition of ˜1.7.

以下に、本発明で規定する条件について説明する。
合金組成に関し、マグネシウム合金は、Al含有量が高くなるにつれて、その強度が増加する。Al含有量が6%以上では、Mg17Al12が分散し、更に強度が増加するが、11%を超えるとその効果は飽和する。逆に2.5%未満では、十分な固溶硬化が得られず、目標とする強度が得られない。そのため、Alの最適な含有量範囲は2.5〜11%とした。
Below, the conditions prescribed | regulated by this invention are demonstrated.
Regarding the alloy composition, the strength of the magnesium alloy increases as the Al content increases. If the Al content is 6% or more, Mg 17 Al 12 is dispersed and the strength further increases, but if it exceeds 11%, the effect is saturated. Conversely, if it is less than 2.5%, sufficient solid solution hardening cannot be obtained, and the target strength cannot be obtained. Therefore, the optimum content range of Al is set to 2.5 to 11%.

Mnに関しては、耐食性の付与と、熱処理の際の結晶粒の成長を抑制する上で必須である。0.2%未満では、それらに十分な効果が得られず、0.5%を超えると、Mn単体もしくはAl−Mn系の粗大な化合物を生じやすくなる。粗大化合物は耐食性、表面処理性を悪化させるだけでなく、曲げ性などの加工性を著しく悪化させる傾向にある。また、0.5%を超える添加は難しい。そのため、Mnの最適な範囲は0.2〜0.5%とした。   Regarding Mn, it is essential for imparting corrosion resistance and suppressing crystal grain growth during heat treatment. If it is less than 0.2%, sufficient effects cannot be obtained. If it exceeds 0.5%, Mn alone or an Al—Mn coarse compound tends to be generated. A coarse compound not only deteriorates corrosion resistance and surface treatment properties, but also tends to significantly deteriorate workability such as bendability. Moreover, addition exceeding 0.5% is difficult. Therefore, the optimum range of Mn is set to 0.2 to 0.5%.

また、Znに関しては、Alと同様に、強度等の機械的性質の向上に寄与するものである。その量が、0.5%未満では、強度向上に十分ではなく、1.2%を越えると、耐食性が低下することがある。   Further, Zn contributes to improvement of mechanical properties such as strength, like Al. If the amount is less than 0.5%, it is not sufficient for improving the strength, and if it exceeds 1.2%, the corrosion resistance may be lowered.

すなわち、本発明のマグネシウム合金としては、好適には、Al:2.5〜11%、Mn:0.2〜0.5%、所望によりZn:0.5%〜1.2%を含有し、残部がMgと不可避不純物からなるものを挙げることができる。   That is, the magnesium alloy of the present invention preferably contains Al: 2.5 to 11%, Mn: 0.2 to 0.5%, and optionally Zn: 0.5% to 1.2%. In addition, there can be mentioned those in which the balance is made of Mg and inevitable impurities.

上記の合金を用い、先ずは、双ロール法で板厚3〜10mmのマグネシウム合金帯状板を作製する。その際、20%以上の圧下を連続鋳造圧延時に付加する。
双ロール法では、溶湯から直接帯状板を形成することが出来るが、その時、溶湯はノズル側から鋳造圧延装置のロール間隙へと流入し、ロールに抜熱され、冷却・凝固する。溶湯は、はじめ、表面張力によりノズル先端部でメニスカスを形成し、それが、ロールに接触して凝固核を形成する。凝固核の厚みはセットバック間で、ロールギャップ出側に近づくにつれてその厚みが増し、やがて、ある点でそれぞれのロール側から凝固してきた凝固核が板厚方向に全てつながる。この時点の板厚を初期板厚と称すこととする。その後、ロールギャップ出側に進むにつれてロール間で圧下が加えられる。初期板厚には、ロール周速、セットバック、溶湯温度、ロール温度、ノズル口高さ、ロールギャップが影響し、圧下率には、ロールギャップ、初期板厚、チョック押さえ荷重等が影響する。実際の連続鋳造圧延時にサンプ深さを実測し、そこから初期板厚を求め、連続鋳造圧延時の圧下率を求めることは非常に困難であるが、連続鋳造圧延で得られた試料の熱流方向に伸びたマクロ組織の傾きを計測することで、初期板厚、圧下率等を推定することは可能である。その場合、ロールの入り側において、結晶粒がサンプ上の凝固界面に対し、垂直に成長すると仮定する必要がある。結晶粒の成長はロール入り側で、サンプ角およびサンプ深さに依存し、実際の圧下率に応じて、ロール出側での傾きが変化する。そのため、ロール出側の組織の傾きより、初期板厚等を幾何学的に推定することが可能になる。
First, a magnesium alloy strip having a thickness of 3 to 10 mm is prepared by the twin roll method using the above alloy. At that time, a reduction of 20% or more is applied during continuous casting and rolling.
In the twin roll method, a belt-like plate can be formed directly from the molten metal. At that time, the molten metal flows from the nozzle side into the roll gap of the casting and rolling apparatus, is removed by the roll, and is cooled and solidified. The molten metal first forms a meniscus at the nozzle tip due to surface tension, which contacts the roll and forms a solidified nucleus. The thickness of the solidification nuclei increases between the setbacks as it approaches the roll gap exit side. Eventually, the solidification nuclei solidified from each roll side at a certain point are all connected in the plate thickness direction. The plate thickness at this time is referred to as the initial plate thickness. Thereafter, rolling is applied between the rolls as the roll gap exits. The initial plate thickness is affected by the roll peripheral speed, setback, molten metal temperature, roll temperature, nozzle opening height, and roll gap, and the rolling reduction is affected by the roll gap, initial plate thickness, chock pressing load, and the like. Although it is very difficult to measure the sump depth during actual continuous casting and rolling, to obtain the initial sheet thickness and to obtain the rolling reduction during continuous casting and rolling, the direction of heat flow of the sample obtained by continuous casting and rolling It is possible to estimate the initial plate thickness, the rolling reduction, and the like by measuring the inclination of the macrostructure that has been stretched. In that case, it is necessary to assume that the crystal grains grow perpendicular to the solidification interface on the sump on the entrance side of the roll. The growth of crystal grains is dependent on the sump angle and sump depth on the roll entering side, and the slope on the roll exit side varies depending on the actual rolling reduction. Therefore, the initial plate thickness and the like can be estimated geometrically from the inclination of the structure on the roll exit side.

図1に連続鋳造圧延の模式図を示す。鋳造板の圧延後の組織の傾きと以下に示す関係式を用い、サンプ深さ、初期板厚等の推定を行なった。推定には、下記の(1)〜(4)式を用い、最終的に初期板厚yの2次方程式(5)に整理した。
・サンプ深さ b=z・tanθ (1)
・圧延加工領域 a=c−b (2)
a=r・sinθ=(2r(y−x)−(y−x)1/2 (3)
・圧延加工前の組織の傾き
tanθ=y/x・tanθ (4)
(2r(y−x)−(y−x)1/2−c+z(y/x)tanθ=0 (5)
ここで、a:圧延加工領域長さ(mm)
b:サンプ深さ(mm)
c:セットバック(mm)
r:ロール半径(212.5mm)
x:実際の鋳造板板厚の半分
y:初期板厚の半分
z:ノズル口高さの半分
θ:ロール中心からの初期板厚部までの角度(°)
θ:圧延加工後の組織の傾き(実測値°)
θ:圧延加工前の組織の傾き(°)
FIG. 1 shows a schematic diagram of continuous casting and rolling. The sump depth, initial plate thickness, etc. were estimated using the inclination of the structure after rolling the cast plate and the following relational expressions. For estimation, the following formulas (1) to (4) were used, and finally the quadratic equation (5) of the initial sheet thickness y was arranged.
・ Sump depth b = z · tan θ 2 (1)
-Rolling region a = c−b (2)
a = r · sin θ 0 = (2r (y−x) − (y−x) 2 ) 1/2 (3)
・ Tilt of structure before rolling
tan θ 2 = y 2 / x 2 · tan θ 1 (4)
(2r (y−x) − (y−x) 2 ) 1/2 −c + z (y / x) 2 tan θ 0 = 0 (5)
Here, a: Rolling process area length (mm)
b: Depth of sump (mm)
c: Setback (mm)
r: roll radius (212.5 mm)
x: Half of actual cast plate thickness y: Half of initial plate thickness z: Half of nozzle opening height θ 0 : Angle from roll center to initial plate thickness (°)
θ 1 : Structure inclination after rolling (actual measurement value °)
θ 2 : Inclination of structure before rolling (°)

(5)式に実測値を代入し、その解を求めた。本発明で示す、連続鋳造圧延時の圧下率は上記の方法で求めた値とする。圧下をかせぐには、前述したように様々な条件が影響を及ぼすものの、基本的には、サンプを浅くし、初期板厚を厚くすることが必要で、中でも、ロール周速を遅くすることの影響が大きい。圧下率を20%以上とすることで、加工硬化により、強度の高い帯状板を基板に使用することが可能で、最終的に高強度材を作製するにあたり、その効果は大きい。また、ロール周速を低速にした場合、冷却速度も高くなり、得られる帯状板の板厚も増加する方向にある。冷却速度が高くなることで組織が微細化し、高強度化する。肉厚が厚くなることも、最終的に総圧下率を増加させる。これらの相乗効果で、基板となる帯状板を高強度化できる。 The measured value was substituted into the equation (5) to find the solution. The rolling reduction at the time of continuous casting rolling shown in the present invention is the value obtained by the above method. Although various conditions affect the reduction, as mentioned above, it is basically necessary to make the sump shallower and increase the initial plate thickness. A large impact. By setting the rolling reduction to 20% or more, it is possible to use a high-strength strip-like plate for the substrate by work hardening, and the effect is great in finally producing a high-strength material. Further, when the roll peripheral speed is set to a low speed, the cooling speed is increased and the thickness of the obtained strip-shaped plate is increased. As the cooling rate increases, the structure becomes finer and stronger. Increasing the wall thickness also ultimately increases the total rolling reduction. These synergistic effects can increase the strength of the belt-like plate serving as the substrate.

次に、前記帯状板を目標板厚まで薄肉化する際、帯状板を180〜350℃に加熱し、ロール温度が室温〜350℃の条件で、周速比1.05〜1.7の条件で異周速圧延することを特徴とする。   Next, when the strip plate is thinned to the target plate thickness, the strip plate is heated to 180 to 350 ° C., the roll temperature is from room temperature to 350 ° C., and the peripheral speed ratio is 1.05 to 1.7. It is characterized by rolling at different speeds.

材料加熱温度が180℃未満では、マグネシウム合金の活動すべり面が底面のみに限られるため、変形能が乏しく、圧下率が小さく、圧延の際に割れを生じる。材料温度が350℃を超えると、粒成長が顕著となり、微細な結晶粒を得ることが出来ない。材料の加熱温度は更に好ましくは、200〜300℃である。   When the material heating temperature is less than 180 ° C., the active sliding surface of the magnesium alloy is limited to only the bottom surface, so that the deformability is poor, the rolling reduction is small, and cracking occurs during rolling. When the material temperature exceeds 350 ° C., grain growth becomes remarkable and fine crystal grains cannot be obtained. The heating temperature of the material is more preferably 200 to 300 ° C.

異周速圧延とすることには、せん断変形の付与と、難加工材であるマグネシウム合金の圧延において圧延荷重を低減することの二つの効果がある。周速比1.05未満では、異周速の効果は得られない。また、周速比が1.7を超えると、材料がすべり易くなり、一定の周速比で圧延することが困難になる。通常圧延の場合、せん断変形が付与される領域は、板材の表層のみに限られる。そのため、板厚方向の歪分布は、板厚中心部で歪が最も小さくなる形状を示す。そのため、最終板材で観察される結晶粒サイズは、表層部で比較的細粒ではあるものの、板厚方向中心部においては粗粒になりやすく、板厚方向に不均一な結晶粒組織となる。それに対し、異周速圧延では、板厚方向全体に均一に歪を導入することが可能である。異周速圧延では、上下ロール間の周速が異なるために、材料の通板速度とロール周速とが同じになる、いわゆる中立点の位置が、その上下ロール間でずれ、高速ロール側のそれは、より出側に近い所に位置する。それら二つの中立点で挟まれた領域においては、材料とロール間で生じる摩擦力の向きが逆方向になるため、その間においては強いせん断変形を材料に付加することができる。そのため、板厚方向に均一微細な結晶粒を得ることが出来るようになる。このことから、圧延板では、板厚方向に均一微細な5μm以下の結晶粒が得られ、表層と板厚中心部での結晶粒サイズの比(表層の平均結晶粒サイズ/中心の平均結晶粒サイズ)が0.85〜1.15の値を得ることが可能である。この比が0.85未満、または、1.15を超えると、強度が低下する。   The different peripheral speed rolling has two effects of imparting shear deformation and reducing the rolling load in rolling a difficult-to-work material magnesium alloy. If the peripheral speed ratio is less than 1.05, the effect of different peripheral speeds cannot be obtained. On the other hand, when the peripheral speed ratio exceeds 1.7, the material easily slips, and it becomes difficult to perform rolling at a constant peripheral speed ratio. In the case of normal rolling, the region to which shear deformation is applied is limited only to the surface layer of the plate material. Therefore, the strain distribution in the plate thickness direction shows a shape in which the strain is minimized at the plate thickness center portion. Therefore, although the crystal grain size observed in the final plate material is relatively fine in the surface layer portion, it tends to be coarse in the central portion in the plate thickness direction, resulting in a non-uniform crystal grain structure in the plate thickness direction. On the other hand, with different peripheral speed rolling, it is possible to introduce strain uniformly in the entire thickness direction. In different peripheral speed rolling, since the peripheral speed between the upper and lower rolls is different, the material passing speed and the roll peripheral speed are the same, the position of the so-called neutral point is shifted between the upper and lower rolls, It is located closer to the exit side. In the region sandwiched between these two neutral points, the direction of the frictional force generated between the material and the roll is reversed, so that strong shear deformation can be added to the material between them. Therefore, uniform fine crystal grains can be obtained in the plate thickness direction. From this, in the rolled sheet, uniform and fine crystal grains of 5 μm or less are obtained in the thickness direction, and the ratio of the crystal grain size between the surface layer and the center of the sheet thickness (average crystal grain size of the surface layer / average crystal grain of the center) It is possible to obtain values of (size) of 0.85 to 1.15. When this ratio is less than 0.85 or exceeds 1.15, the strength is lowered.

マグネシウム合金の強度は結晶粒サイズの影響を受けやすく、結果、高い強度が得られる。また、中立点がずれることで、圧延の際の圧延荷重が低減されるため、異周速圧延では、通常圧延に比べ1パスにおける圧下を大きくとれる。そのため、パス回数を低減できる。パス回数の低減は、圧延毎の材料の加熱回数を減らすことになるため、材料の強度アップにプラスに作用する。ロールの加熱温度は、材料温度が高く肉厚が1mmを超える厚い場合には、室温でも対応可能であるが、板厚が1mm未満になると、ロールへの抜熱の影響でサイドクラックを生じやすくなるため、最高350℃までの加熱とした。それを超える温度だと、粒成長が粗大化するとともに、なまされて高い強度が得られない。   The strength of the magnesium alloy is easily affected by the grain size, and as a result, high strength is obtained. Moreover, since the rolling load at the time of rolling is reduced because the neutral point is deviated, the rolling at different speeds can provide a large reduction in one pass as compared with normal rolling. Therefore, the number of passes can be reduced. Reducing the number of passes reduces the number of times the material is heated for each rolling, and thus has a positive effect on the strength of the material. As for the heating temperature of the roll, if the material temperature is high and the thickness exceeds 1 mm, it can be handled even at room temperature. However, if the plate thickness is less than 1 mm, side cracks are likely to occur due to heat removal from the roll. Therefore, the heating was set to a maximum of 350 ° C. If the temperature is higher than this, the grain growth becomes coarse, and it is annealed and high strength cannot be obtained.

上記手段で作製したマグネシウム合金板材は、圧延あがり、もしくは、最終焼鈍後に平均結晶粒サイズが5μm以下であり、引張強さは340MPa以上を有する。
平均結晶粒サイズが5μmを超えると、引張強さが340MPa以上であっても変形能に劣るため、良好な成形性が得られず、好ましくない。
The magnesium alloy sheet produced by the above means has an average crystal grain size of 5 μm or less after rolling or final annealing, and a tensile strength of 340 MPa or more.
If the average crystal grain size exceeds 5 μm, even if the tensile strength is 340 MPa or more, the deformability is inferior.

以上、説明したように、本発明のマグネシウム合金板材によれば、Al:2.5〜11%、Mn:0.2〜0.5%を含み、その他がMgと不可避不純物とからなる組成を有し、その平均結晶粒サイズが5μm以下で、板表層と板厚方向中心部の平均結晶粒サイズの比(表層/中心)が0.85〜1.15の範囲にあり、室温での引張強さが340MPa以上を有するので、良好なプレス成形性が得られるとともに、プレス成形した最終製品で高い強度が得られる。   As described above, according to the magnesium alloy sheet of the present invention, the composition includes Al: 2.5 to 11%, Mn: 0.2 to 0.5%, and the other includes Mg and inevitable impurities. The average crystal grain size is 5 μm or less, the ratio of the average crystal grain size between the plate surface layer and the central portion in the plate thickness direction (surface layer / center) is in the range of 0.85 to 1.15, and is tensile at room temperature. Since the strength is 340 MPa or more, good press formability can be obtained, and high strength can be obtained in the final product obtained by press molding.

また、本発明のマグネシウム合金板材の製造方法によれば、本発明のマグネシウム合金板材の成分を含むマグネシウム合金から、双ロール法で板厚3〜10mmのマグネシウム合金帯状板を作製し、その際、20%以上の圧下率を付加し、前記帯状板を目標板厚まで薄肉化する際、帯状板を180〜350℃に加熱し、ロール温度が室温〜350℃の条件で、周速比1.05〜1.7の条件で異周速圧延するので、均一微細な組織を有し、高い強度を示すマグネシウム合金板材が得られる。   Moreover, according to the manufacturing method of the magnesium alloy plate material of the present invention, a magnesium alloy strip having a thickness of 3 to 10 mm is produced by a twin roll method from a magnesium alloy containing the components of the magnesium alloy plate material of the present invention. When a rolling reduction of 20% or more is added and the strip plate is thinned to the target plate thickness, the strip plate is heated to 180 to 350 ° C. and the roll temperature is from room temperature to 350 ° C. Since different circumferential speed rolling is performed under the conditions of 05 to 1.7, a magnesium alloy sheet having a uniform fine structure and high strength can be obtained.

以下に、本発明の一実施形態を説明する。
図2に示すように、連続鋳造圧延装置は、マグネシウム合金を収容して溶解する溶解炉1と該溶解炉1から溶湯が供給される桶2が配置されており、該桶2には、ノズル3が設けられている。該ノズル3の前方には、上下に配置された鋳造ロール4A、4Bからなる水冷式の双ロール4が配置されている。該双ロール4の下流側には、連続鋳造板をさらに薄肉化する圧延ロール6A、6Bが配置されている。該圧延ロール6A、6Bは、下流方向に沿って複数配置するものであってもよい。
これら圧延ロール6A、6Bは、ツインモータ駆動式で、それぞれの回転数を独自に調整可能であり、上下ロールの周速を変えた異周速圧延が可能になっている。また、圧延ロール6A、6Bには、図示しないシーズヒータが内蔵されており、ロール加熱が可能になっている。
Hereinafter, an embodiment of the present invention will be described.
As shown in FIG. 2, the continuous casting and rolling apparatus includes a melting furnace 1 that accommodates and melts a magnesium alloy, and a rod 2 that is supplied with molten metal from the melting furnace 1. 3 is provided. In front of the nozzle 3, a water-cooled twin roll 4 composed of casting rolls 4A and 4B arranged above and below is arranged. On the downstream side of the twin roll 4, rolling rolls 6A and 6B for further thinning the continuous cast plate are disposed. A plurality of the rolling rolls 6A and 6B may be arranged along the downstream direction.
These rolling rolls 6A and 6B are of a twin motor drive type, and the number of rotations of each of them can be adjusted independently, and different peripheral speed rolling is possible by changing the peripheral speed of the upper and lower rolls. The rolling rolls 6A and 6B incorporate a sheathed heater (not shown) so that roll heating is possible.

次に、上記装置を用いたマグネシウム合金板材の製造方法について説明する。
好適には、Al:2.5〜11%、Mn:0.2〜0.5%、所望によりZn:0.5〜1.2%を含有し、残部がMgと不可避不純物からなるマグネシウム合金を前記溶解炉1で溶解し、その溶湯を前記桶2に供給する。該桶2に収容された溶湯5は、ノズル3を通して双ロール4の間に導入され、水冷されている双ロール4の間で凝固して、帯状板5aとなる。なお、上記双ロール4では、20%以上の圧下率で圧延をして、板厚3〜10mmの帯状板5aを得る。
Next, a method for producing a magnesium alloy sheet using the above apparatus will be described.
Preferably, a magnesium alloy containing Al: 2.5 to 11%, Mn: 0.2 to 0.5%, optionally containing Zn: 0.5 to 1.2%, the balance being Mg and inevitable impurities Is melted in the melting furnace 1 and the molten metal is supplied to the tank 2. The molten metal 5 accommodated in the trough 2 is introduced between the twin rolls 4 through the nozzle 3 and solidifies between the twin rolls 4 which are cooled with water to form a belt-like plate 5a. In addition, in the said twin roll 4, it rolls by the reduction rate of 20% or more, and obtains the strip | belt-shaped board 5a with a board thickness of 3-10 mm.

上記帯状板5aは、さらに圧延ロール6A、6Bによって目標板厚にまで圧延される。
帯状板5aは連続して圧延ロール6A、6B間に移送されるものであってもよく、また、一旦、シャーにより一定長さに切断してシート状としたり、コイルとして巻き取られたものであってもよい。ただし、帯状板の再加熱負担が大となるため、連続して圧延するのが望ましい。
なお、上記圧延の際に、帯状板を180〜350℃に加熱するとともに、圧延ロール6A、6Bのロール温度(表面温度)を室温〜350℃に調整し、さらに圧延ロール6A、6Bの周速を調整して、周速比が1.05〜1.7となる異周速圧延によって圧延を行う。
こうして得られたマグネシウム合金板材5bは、表層および中心部での平均結晶粒サイズが、0.85〜1.15の比率になっており、さらに平均結晶粒サイズが5μm以下で、室温での引張強さが340MPa以上の高強度になっている。
The strip 5a is further rolled to a target plate thickness by rolling rolls 6A and 6B.
The belt-like plate 5a may be continuously transferred between the rolling rolls 6A and 6B, or once cut into a sheet by a shear and wound into a coil. There may be. However, since the burden of reheating the strip plate becomes large, it is desirable to perform continuous rolling.
During the rolling, the strip is heated to 180 to 350 ° C., the roll temperature (surface temperature) of the rolling rolls 6A and 6B is adjusted to room temperature to 350 ° C., and the peripheral speed of the rolling rolls 6A and 6B. Is adjusted, and rolling is performed by different peripheral speed rolling with a peripheral speed ratio of 1.05 to 1.7.
The magnesium alloy sheet 5b thus obtained has an average crystal grain size of 0.85 to 1.15 in the surface layer and the central part, and further has an average crystal grain size of 5 μm or less and is tensile at room temperature. The strength is high strength of 340 MPa or more.

上記実施形態1に示した装置を用いて、表1に示す組成を有するマグネシウム合金を溶解し、表1に示す圧下率で鋳造圧延して、板厚5mmの帯状板を作製した。さらに該帯状板を、板厚2mmまでは材料加熱温度300℃、ロール加熱温度200℃の条件で異周速圧延し、板厚2mmからは材料加熱温度250℃、ロール加熱温度100℃の条件で異周速圧延し、0.6mm厚のマグネシウム合金板材を作製した。なお、異周速圧延時の周速比は表1に示した。   Using the apparatus shown in the first embodiment, a magnesium alloy having the composition shown in Table 1 was melted and cast and rolled at a rolling reduction shown in Table 1 to produce a strip-like plate having a thickness of 5 mm. Further, the belt-like plate is rolled at different speeds up to a plate thickness of 2 mm under a material heating temperature of 300 ° C. and a roll heating temperature of 200 ° C. From a plate thickness of 2 mm, the material heating temperature is 250 ° C. and the roll heating temperature is 100 ° C. Different circumferential speed rolling was performed to produce a 0.6 mm thick magnesium alloy sheet. The peripheral speed ratio during different peripheral speed rolling is shown in Table 1.

得られたマグネシウム合金板材について、表層と中心の平均結晶粒径を切断法によって測定し、その結果を粒径比とともに表2に示した。また、各マグネシウム合金板材の室温での引張強さを測定し、表2に示した。
表から明らかなように、本発明のマグネシウム合金板材は、平均結晶粒径が5μm以下で、室温の引張強さも340MPa以上となっている。
For the obtained magnesium alloy sheet, the average crystal grain size of the surface layer and the center was measured by a cutting method, and the results are shown in Table 2 together with the grain size ratio. Further, the tensile strength at room temperature of each magnesium alloy sheet was measured and shown in Table 2.
As is apparent from the table, the magnesium alloy sheet of the present invention has an average crystal grain size of 5 μm or less and a tensile strength at room temperature of 340 MPa or more.

連続鋳造圧延の模式図である。It is a schematic diagram of continuous casting rolling. 本発明の実施形態における連続鋳造圧延装置を示す図である。It is a figure which shows the continuous casting rolling apparatus in embodiment of this invention.

符号の説明Explanation of symbols

1 溶解炉
2 桶
3 ノズル
4 双ロール
4A 鋳造ロール
4B 鋳造ロール
5 溶湯
5a 帯状板
5b マグネシウム合金板材
6A 圧延ロール
6B 圧延ロール
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Melting furnace 2 3 3 Nozzle 4 Twin roll 4A Casting roll 4B Casting roll 5 Molten metal 5a Strip plate 5b Magnesium alloy sheet 6A Rolling roll 6B Rolling roll

Claims (3)

質量%で、Al:2.5〜11%、Mn:0.2〜0.5%を含み、その他がMgと不可避不純物とからなる組成を有し、その平均結晶粒サイズが5μm以下で、板表層と板厚方向中心部の平均結晶粒サイズの比(表層/中心)が0.85〜1.15の範囲にあり、室温での引張強さが340MPa以上を有することを特徴とするマグネシウム合金板材。   In mass%, Al: 2.5 to 11%, Mn: 0.2 to 0.5%, the other has a composition consisting of Mg and inevitable impurities, the average grain size is 5 μm or less, The ratio of the average grain size (surface layer / center) between the plate surface layer and the plate thickness direction center is in the range of 0.85 to 1.15, and the tensile strength at room temperature is 340 MPa or more. Alloy plate material. 組成成分として、さらにZn:0.5〜1.2%を含むことを特徴とする請求項1記載のマグネシウム合金板材。   The magnesium alloy sheet according to claim 1, further comprising Zn: 0.5 to 1.2% as a composition component. 請求項1または2に記載の組成を有するマグネシウム合金から、双ロール法で20%以上の圧下率で板厚3〜10mmのマグネシウム合金帯状板を作製し、前記帯状板をさらに目標板厚まで薄肉化する際、該帯状板を180〜350℃に加熱し、ロール温度が室温〜350℃の条件で、周速比1.05〜1.7の条件で異周速圧延することを特徴とするマグネシウム合金板材の製造方法。   A magnesium alloy strip having a thickness of 3 to 10 mm is produced from the magnesium alloy having the composition according to claim 1 by a twin roll method at a rolling reduction of 20% or more, and the strip is further thinned to a target plate thickness. When forming, the belt-like plate is heated to 180 to 350 ° C., and is rolled at a different peripheral speed under a condition of a peripheral speed ratio of 1.05 to 1.7 under a roll temperature of room temperature to 350 ° C. Manufacturing method of magnesium alloy sheet.
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