專利名稱：易加工性鎂合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種易加工性鎂合金及其制造方法，更具體地說(shuō)，涉及應(yīng)用于飛機(jī)、汽車、家電、電動(dòng)工具等的易加工性鎂合金及其制造方法。
背景技術(shù)：
因?yàn)殒V合金在工業(yè)用金屬材料之中是質(zhì)量最輕的，所以作為飛機(jī)或汽車用的構(gòu)造材料、筆記本電腦、MD播放器、移動(dòng)電話等信息產(chǎn)品的殼體用材料而被注目。鎂合金通常使用壓鑄、沙模/金屬模鑄造、擠壓、軋制等方法，加工成各種形狀。另外，為了得到目標(biāo)材料特性，在鎂合金中添加各種合金成分(例如Al、Zn、Mn、稀土類元素等)。
作為JIS所規(guī)定的鎂合金(ASTM標(biāo)準(zhǔn))，具體地說(shuō)，包括(1)含有Al及Zn作為主要添加元素，強(qiáng)度相對(duì)較低但加工性能高的AZ類合金(例如AZ21X、AZ31B、AZ31C、AZ61A、AZ80A等)(2)含有Zr及Zn作為主要添加元素，與AZ類相比加工性差，但可以得到高強(qiáng)度的ZK類合金(例如ZK21A、ZK40A、ZK60A等)(3)含有Zn及Mn作為主要添加元素，加工性能高的M1A(4)含有Zn及Cu作為主要添加元素的ZC71(5)含有Al及Mn作為主要添加元素，主要用于壓鑄的AM類合金(例如AM50、AM60等)。
鎂合金不僅質(zhì)量輕，還具有以下等優(yōu)良特征(1)比強(qiáng)度、比剛性優(yōu)于鋼、鋁等；(2)吸振性好；(3)電磁波屏蔽性好；(4)抗凹性(物體碰撞時(shí)產(chǎn)生的凹陷的程度)優(yōu)于鋁、軟鐵；(5)再加工時(shí)的能量低，循環(huán)性好；(6)散熱性好；(7)尺寸穩(wěn)定性好；(8)機(jī)械切削性好。
但是，因?yàn)殒V合金是六方最密堆積構(gòu)造，所以存在冷加工性差的問(wèn)題。
因此，為了解決該問(wèn)題，目前為止提出了各種方案。例如，在參考文獻(xiàn)1中，提出一種塑性加工用高強(qiáng)度鎂合金，其由Al1.0～10.0wt％、Zn0.1～2.0wt％、Mn0.05～1.0wt％、其他主要為Mg及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，由金屬間化合物構(gòu)成的第2相粒子的大小為小于或等于30μm，金相組織的大部分為微細(xì)的等軸晶體，其平均粒徑小于或等于200μm。該文獻(xiàn)中記載有，通過(guò)使金相組織為微細(xì)的等軸晶體而改善機(jī)械性質(zhì)，通過(guò)限定第2相粒子的大小，在進(jìn)行塑性加工時(shí)促進(jìn)相同的變形。
另外，在參考文獻(xiàn)2中提出了一種塑性加工用鎂合金鑄造原材料，其含有Al、Mn、Zn作為主要合金元素，Al在6.2～7.6wt％的范圍內(nèi)，金相組織的平均結(jié)晶粒徑小于或等于200μm。該文獻(xiàn)中記載有，通過(guò)添加微細(xì)化劑(例如CaNCN)且加快冷卻速度，可以將結(jié)晶粒微細(xì)化。
并且，在參考文獻(xiàn)3中提出了一種延展用鎂合金，其由Al5.8～9.2wt％、Mn大于或等于0.15wt％、Zn0.2～1.5wt％、Ca小于或等于0.7wt％、雜質(zhì)小于或等于1.0wt％、其余部分為Mg構(gòu)成。該文獻(xiàn)中記載有，如果在延展用鎂合金中添加鋁，則可以提高鍍層粘合性。
參考文獻(xiàn)1特開(kāi)昭63-282232號(hào)公報(bào)參考文獻(xiàn)2特開(kāi)平7-224344號(hào)公報(bào)參考文獻(xiàn)3特開(kāi)昭54-67508號(hào)公報(bào)當(dāng)前，在使鎂合金成為規(guī)定形狀的情況下，主要是使用壓鑄或熱擠壓成型。在高溫下進(jìn)行擠壓成型是因?yàn)?，一般的鎂合金為六方最密堆積構(gòu)造，因此在低溫下成為活性的滑動(dòng)系少，加工性差。為了提高加工性，需要在相對(duì)高的溫度下進(jìn)行塑性變形，使其他的滑動(dòng)系活性化。另外，微細(xì)化結(jié)晶粒、增大晶界滑動(dòng)也有效。
另一方面，為了使用鎂合金制造具有各種形狀的構(gòu)造材料或電子產(chǎn)品殼體這種板材，最好使用軋制方法作為鎂合金的加工方法。但是，因?yàn)殒V合金加工性差，所以軋制必須在高溫下且分為幾次來(lái)進(jìn)行。其結(jié)果，因?yàn)閷⒓訜岬揭?guī)定溫度的材料經(jīng)過(guò)多次進(jìn)行軋制，所以材料的溫度在加工中逐漸降低。也就是說(shuō)，與可以控制加工溫度的擠壓成型不同，軋制存在加工溫度范圍變大的缺點(diǎn)。
在上述的各種鎂合金中，因?yàn)锳Z21X、AZ31B、AZ31C等加工性良好，所以一直用于軋制。但是，現(xiàn)有的延展用鎂合金(AZ類合金等)在鑄造狀態(tài)下，原材料的結(jié)晶粒徑以及偏析大，且存在低熔點(diǎn)化合物(β、Mg-Al-Zn類化合物等)，所以不能確保在大于或等于350℃的溫度區(qū)域的加工性，在鑄造狀態(tài)下不易加工。
為了解決該問(wèn)題，通常進(jìn)行保持在350～450℃的溫度區(qū)域的均質(zhì)化熱處理。低熔點(diǎn)化合物的固溶在1小時(shí)左右完成，小于或等于400℃的溫度區(qū)域中的加工性得到提高。但是，在均質(zhì)化熱處理的處理時(shí)間相對(duì)較短的情況下，大于或等于400℃的溫度區(qū)域的延展性不充分。這考慮是由于Al的擴(kuò)散速度低而存在Al稠化部，該Al稠化部在較低的溫度(當(dāng)超過(guò)400℃時(shí))下軟化、熔融。另一方面，如果為了將Al稠化部均質(zhì)化，進(jìn)行更長(zhǎng)時(shí)間的均質(zhì)化處理，則結(jié)晶粒粗大，反而延展性降低。
而且，為了將鎂合金應(yīng)用于各種構(gòu)造材料，不僅要加工性要優(yōu)良，機(jī)械特性優(yōu)良也是非常重要的。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明要解決的課題是，提供一種高溫下的加工性優(yōu)良的易加工性鎂合金及其制造方法。
另外，本發(fā)明要解決的另一個(gè)課題是，提供一種在大于或等于350℃的溫度區(qū)域內(nèi)也具有良好的加工性的易加工性鎂合金及其制造方法。
另外，本發(fā)明要解決的另一課題是，提供一種機(jī)械特性優(yōu)良的易加工性鎂合金及其制造方法。
本發(fā)明人認(rèn)真研究了前述課題，發(fā)現(xiàn)通過(guò)以下所示的鎂合金及其制造方法可以實(shí)現(xiàn)上述目的，進(jìn)而完成本發(fā)明。即，本發(fā)明的目的可以以下述方式實(shí)現(xiàn)。
1.一種易加工性鎂合金，其含有Al3.60～8.50wt％、Zn0.05～2.50wt％、Mn0.01～0.80wt％、Si小于或等于0.03wt％、Ca0.01～0.50wt％、Fe小于或等于0.005wt％、Ni小于或等于0.005wt％、Cr小于或等于0.005wt％、Cu小于或等于0.008wt％，Co小于或等于0.005wt％，以及作為其他部分的Mg及不可避免的雜質(zhì)，基體的平均結(jié)晶粒徑小于或等于500μm，金屬間化合物的平均粒徑小于或等于20μm。
2.如技術(shù)方案1所述的易加工性鎂合金，前述基體的平均結(jié)晶粒徑為50～500μm。
3.如技術(shù)方案2所述的易加工性鎂合金，粒徑小于或等于3μm的前述金屬間化合物的數(shù)量相對(duì)于前述金屬間化合物的總量的比例大于或等于75％。
4.如技術(shù)方案2所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
5.如技術(shù)方案3所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
6.如技術(shù)方案2所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
7.如技術(shù)方案3所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
8.如技術(shù)方案4所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
9.如技術(shù)方案5所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
10.如技術(shù)方案2～9中任意一項(xiàng)所述的易加工性鎂合金，拉伸強(qiáng)度大于或等于180MPa。
11.如技術(shù)方案1所述的易加工性鎂合金，前述基體的平均粒徑不足50μm。
12.如技術(shù)方案11所述的易加工性鎂合金，粒徑小于或等于3μm的前述金屬間化合物的數(shù)量，相對(duì)于前述金屬間化合物的總量的比例大于或等于80％。
13.如技術(shù)方案11所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
14.如技術(shù)方案12所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
15.如技術(shù)方案11所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
16.如技術(shù)方案12所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
17.如技術(shù)方案13所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
18.如技術(shù)方案14所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
19.如技術(shù)方案11～18中任意一項(xiàng)所述的易加工性鎂合金，拉伸強(qiáng)度大于或等于250MPa。
20.一種易加工性鎂合金的制造方法，具有以下工序熔化工序，其將為了得到技術(shù)方案1所述的易加工性鎂合金而配比的原料熔化；鑄造工序，其將由該熔化工序得到的熔融金屬，在600～900℃的溫度下，在金屬模中進(jìn)行鑄造；以及均質(zhì)化處理工序，其將由該鑄造工序得到的鑄塊，在空氣中或非活性氣氛中，在350～500℃的溫度下，進(jìn)行1～1000小時(shí)的熱處理。
21.如技術(shù)方案20所述的易加工性鎂合金的制造方法，還具有以下工序軋制工序，其在150～500℃的溫度范圍內(nèi)對(duì)均質(zhì)化處理工序后的鑄塊進(jìn)行軋制；以及退火工序，其將由該軋制工序得到的材料，在150～450℃的溫度下保持1～6000秒。
在鑄造階段，與基體相比，Ca大多固溶在β、Mg-Al-Zn類化合物這種低熔點(diǎn)化合物中，當(dāng)均質(zhì)化熱處理時(shí)，成為微細(xì)的粒狀的Ca類化合物而殘存在粒界。因此，如果對(duì)具有規(guī)定組成的鎂合金添加適量的Ca，則可以抑制均質(zhì)化熱處理時(shí)的結(jié)晶粒的粗大化，得到良好的加工性。另外，如果Ca類化合物的大小及量適當(dāng)，也不會(huì)有損機(jī)械特性。
而且，如果使鑄造條件以及均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件最優(yōu)化，或者在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)一步軋制或退火，則可以使得組織進(jìn)一步微細(xì)化，以提高機(jī)械特性。


圖1是表示實(shí)驗(yàn)例1中的金屬間化合物的平均粒徑d和極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖2是表示實(shí)驗(yàn)例2中的小于或等于3μm的金屬間化合物的比例n/n0與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖3是表示實(shí)驗(yàn)例3中的金屬間化合物的面積比A/A0與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖4是表示實(shí)驗(yàn)例4中的Al的顯微偏析比與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖5(a)是表示實(shí)驗(yàn)例6中的剛鑄造之后及均質(zhì)化熱處理后(400℃×1hr或者400℃×100hr)的合金1-1Q(0wt％Ca)的試驗(yàn)溫度與極限拉深率之間的關(guān)系的圖，圖5(b)是表示實(shí)驗(yàn)例6中的剛鑄造之后及均質(zhì)化熱處理后(400℃×1hr或者400℃×100hr)的合金1-1C(0.05wt％Ca)的試驗(yàn)溫度與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖6是表示實(shí)驗(yàn)例6中的均質(zhì)化熱處理后(400℃×100hr)的合金1-1Q(0wt％Ca)、合金1-1C(0.05wt％Ca)及合金1-1A(0.4wt％Ca)的試驗(yàn)溫度與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖7是表示實(shí)驗(yàn)例7中的金屬間化合物的平均粒徑d與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖8是表示實(shí)驗(yàn)例8中的小于或等于3μm的金屬間化合物的比例n/n0與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖9是表示實(shí)驗(yàn)例9中的金屬間化合物的面積比A/A0與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
圖10是表示實(shí)驗(yàn)例10中的Al的顯微偏析比與極限拉深率之間的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式
下面，對(duì)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式詳細(xì)進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金含有以下的添加元素，其余部分由Mg及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。各種添加元素的種類及其添加量的限定原因如下所述。
(1)Al大于或等于3.60wt％而小于或等于8.50wt％Al會(huì)影響機(jī)械強(qiáng)度和抗腐蝕性。通常，Al的添加量越多，機(jī)械強(qiáng)度越高，和/或抗腐蝕性越高。為了得到比現(xiàn)有的AZ31B合金更高的機(jī)械強(qiáng)度，Al的添加量?jī)?yōu)選大于或等于3.60wt％，更優(yōu)選大于或等于4.50wt％。
另一方面，Al的過(guò)量添加會(huì)使低熔點(diǎn)化合物即β(Mg17Al12)化合物的生成量增加，有損熱加工性。因此，Al的添加量?jī)?yōu)選小于或等于8.50wt％，更優(yōu)選小于或等于7.50wt％。
(2)Zn大于或等于0.05wt％而小于或等于2.50wt％Zn和Al同樣地，會(huì)影響機(jī)械強(qiáng)度和抗腐蝕性。通常，Zn的添加量越多，機(jī)械強(qiáng)度越高，和/或抗腐蝕性越好。為了確保相對(duì)較高的機(jī)械強(qiáng)度，Zn的添加量?jī)?yōu)選大于或等于0.05wt％，更優(yōu)選大于或等于0.50wt％。
另一方面，Zn的過(guò)量添加會(huì)增加比β化合物的熔點(diǎn)更低的Mg-Al-Zn類化合物的生成量，由熱加工時(shí)的局部熔融而有損加工性。因此，Zn添加量?jī)?yōu)選小于或等于2.50wt％。Zn的添加量更優(yōu)選小于或等于1.50wt％。
(3)Mn大于或等于0.01wt％而小于或等于0.80wt％。
Mn通常是為了鑄造組織微細(xì)化和抗腐蝕性改善的目的而添加的。由于為了獲得良好的加工性就要得到充分的微細(xì)組織，因此Mn添加量?jī)?yōu)選大于或等于0.01wt％。利用比通常少的Mn添加量來(lái)得到微細(xì)組織，是為了在本發(fā)明中盡量降低鑄造溫度，促進(jìn)由于過(guò)冷度引起的結(jié)晶核生成。Mn的添加量更優(yōu)選大于或等于0.05wt％。
另一方面，Mn的過(guò)量添加會(huì)使粗大的Al-Mn類化合物生成，在熱加工時(shí)可以成為空隙形成起點(diǎn)。因此，Mn添加量?jī)?yōu)選小于或等于0.8wt％。Mn添加量更優(yōu)選小于或等于0.3wt％。
(4)Si小于或等于0.03wt％Si幾乎不固溶于基體，在鑄造時(shí)會(huì)在晶界中生成粗大的Mg2Si。Mg2Si與作為基體的Mg的粘合性差，并且是硬質(zhì)且脆性，因此在加工時(shí)該化合物本身脆性破壞、或由于與基體界面剝離而形成空隙。因此，為了改善加工性，優(yōu)選Si盡量少。但是，過(guò)分減少Si量會(huì)伴隨成本的增加。為了改善加工性且抑制成本增加，Si添加量?jī)?yōu)選小于或等于0.03wt％。Si添加量更優(yōu)選小于或等于0.01wt％。此外，Si的下限值是0wt％。
(5)Ca大于或等于0.01wt％而小于或等于0.50wt％適量的Ca對(duì)鑄造材料的結(jié)晶粒徑幾乎不產(chǎn)生影響，但具有抑制均質(zhì)化熱處理時(shí)的結(jié)晶粒生長(zhǎng)的效果。這考慮是因?yàn)?，Ca在鑄造時(shí)固溶于β化合物、Mg-Al-Zn類化合物這種低熔點(diǎn)化合物，在均質(zhì)化熱處理時(shí)，作為微細(xì)的粒狀的Ca類化合物殘留于晶界中。為了維持鑄造材料的結(jié)晶組織，Ca的添加量?jī)?yōu)選大于或等于0.01wt％。
另一方面，Ca的過(guò)量添加使得鑄造時(shí)在晶界和/或結(jié)晶粒內(nèi)生成粗大的Ca類化合物，均質(zhì)化熱處理后也有殘留，使得熱加工性惡化。因此，Ca添加量?jī)?yōu)選小于或等于0.50wt％，更優(yōu)選小于或等于0.20wt％。
(6)Fe小于或等于0.005wt％
Ni小于或等于0.005wt％Cr小于或等于0.005wt％Cu小于或等于0.008wt％Co小于或等于0.005wt％Fe、Ni、Cr、Cu、Co都是不利于抗腐蝕性的成分，優(yōu)選盡量減少。另一方面，這些元素的不必要的減少會(huì)造成成本增加。因此，F(xiàn)e、Ni、Cr、Co的含量?jī)?yōu)選小于或等于0.005wt％，Cu的含量?jī)?yōu)選小于或等于0.008wt％。
此外，F(xiàn)e、Ni、Cr、Cu、Co的含量的下限值為0wt％。
本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金，除了添加元素處于上述范圍內(nèi)，還優(yōu)選使組織滿足以下條件。
第1，基體的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選小于或等于500μm。通常，基體的平均結(jié)晶粒徑越小加工性越提高。為了得到實(shí)用上充分的加工性，優(yōu)選使平均結(jié)晶粒徑小于或等于500μm。另一方面，如果基體的平均結(jié)晶粒徑一定程度微細(xì)化，則可以得到實(shí)用上充分的加工性。因此，從提高加工性的角度，優(yōu)選使基體的平均結(jié)晶粒徑大于或等于50μm而小于或等于500μm。
此外，在過(guò)度進(jìn)行結(jié)晶粒微細(xì)化的情況下，部分結(jié)晶粒生長(zhǎng)容易，會(huì)損壞結(jié)晶粒的均勻性。因此，優(yōu)選使基體的平均結(jié)晶粒徑大于或等于1μm。
另外，通?；w的平均結(jié)晶粒徑越小，加工性越好，因此機(jī)械特性也高。為了在實(shí)用上充分的加工性的基礎(chǔ)上，得到高的機(jī)械特性，更加優(yōu)選使基體的平均結(jié)晶粒徑小于50μm。
此外，在這里所謂“平均結(jié)晶粒徑”，是指拍攝0.4mm×0.4mm×50視場(chǎng)的照片，由所得的照片利用圖像分析軟件計(jì)算出的各個(gè)結(jié)晶粒徑的平均值。
第2，金屬間化合物的平均粒徑優(yōu)選小于或等于20μm。在這里，所謂“金屬間化合物的平均粒徑”，是指將試樣放在顯微鏡面上之后，利用SEM進(jìn)行1000倍、50視場(chǎng)的組織照片拍攝，利用圖像分析軟件導(dǎo)出的等效圓直徑的平均值。
在本發(fā)明中，因?yàn)楹蠧a作為添加元素，所以在鑄造后及熱處理后，生成熔點(diǎn)相對(duì)較高的Ca類的金屬間化合物。該金屬間化合物具有抑制熱處理中的結(jié)晶粒的粗大化的效果。但是，如果金屬間化合物的粒徑過(guò)大，則反而會(huì)使加工性降低。為了在熱處理時(shí)保持鑄造組織，且得到良好的加工性，優(yōu)選使金屬間化合物的平均粒徑小于或等于20μm。
另外，通過(guò)提高鑄造時(shí)的冷卻速度可以進(jìn)行金屬間化合物的微細(xì)化，但隨著冷卻速度的提高鑄塊內(nèi)外的溫度差增大，金屬間化合物的粒度分布不均勻。因此，優(yōu)選使金屬間化合物的平均粒徑大于或等于0.1μm。
第3，粒徑小于或等于3μm的金屬間化合物的數(shù)量n相對(duì)于金屬間化合物的總量n0的比例(＝n×100/n0(％))，優(yōu)選大于或等于75％，更優(yōu)選大于或等于80％。
在這里，所謂“粒徑小于或等于3μm的金屬間化合物的比例”，是指通過(guò)上述同樣的SEM觀測(cè)，包含在1000倍、50視場(chǎng)范圍內(nèi)的等效圓直徑小于或等于3μm的金屬間化合物的數(shù)量(n)，相對(duì)于金屬間化合物的總量(n0)的比例(百分比)。
如上所述，熔點(diǎn)相對(duì)較高且適量的金屬間化合物，具有抑制結(jié)晶粒粗大的效果，但粗大的金屬間化合物反而會(huì)成為降低加工性的原因。因此，粗大的金屬間化合物優(yōu)選盡量少。為了在熱處理時(shí)保持鑄造組織，且得到良好的加工性，優(yōu)選使粒徑小于或等于3μm的金屬間化合物的比例大于或等于75％。
第4，金屬間化合物的面積比優(yōu)選大于或等于0.1％而小于或等于5.0％。在這里，所謂的“金屬間化合物的面積比”，是指將試樣放在顯微鏡面上后，利用SEM進(jìn)行1000倍、50視場(chǎng)的組織照片拍攝，利用圖像分析軟件導(dǎo)出的金屬間化合物的面積比(＝金屬間化合物的總面積×100/視場(chǎng)面積的合計(jì))。
如上所述，熔點(diǎn)相對(duì)較高且適量的金屬間化合物具有抑制結(jié)晶粒的粗大化的效果。為了抑制結(jié)晶粒的粗大化、得到良好的加工性，優(yōu)選將金屬間化合物的量換算為面積比后，大于或等于0.1％，更優(yōu)選大于或等于0.5％。另一方面，因?yàn)檫^(guò)量的金屬間化合物降低加工性，且沒(méi)有束縛晶界的效果，所以會(huì)造成結(jié)晶粒的粗大化。因此，金屬間化合物的面積比優(yōu)選小于或等于5.0％，更優(yōu)選小于或等于4.0％。
第5，Al的顯微偏析比優(yōu)選小于或等于1.8。在這里，所謂“Al的顯微偏析比”，是指利用EMPA將1mm×1mm大小的視場(chǎng)進(jìn)行10視場(chǎng)平面分析并對(duì)各個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行測(cè)定出的、除了夾雜物及金屬間化合物的部位的濃度中的Al的最大濃度(Cmax)與Al的最小濃度(Cmin)的比(Cmax/Cmin)的平均值。
如上所述，熔點(diǎn)相對(duì)較高、適量且適當(dāng)大小的金屬間化合物具有提高加工性的效果。但是，即使將金屬間化合物的組成、數(shù)量及大小最優(yōu)化，也存在大于或等于400℃溫度區(qū)域內(nèi)的延展性不足的情況。這考慮是因?yàn)?，Al稠化部在較低的溫度下軟化、熔融。為了確保大于或等于400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的延展性，優(yōu)選使Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
另外，更優(yōu)選使Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
并且，因?yàn)槎嘤嗟某煞址植嫉木|(zhì)化(熱處理)會(huì)造成制造成本增加，所以優(yōu)選使Al的顯微偏析比大于或等于1.05。
而且，為了減少Al的顯微偏析比，必須充分地進(jìn)行均質(zhì)化處理。另一方面，過(guò)度的均質(zhì)化處理通常會(huì)使得結(jié)晶粒粗大化，使加工性降低。但是，在本發(fā)明中，因?yàn)榻饘匍g化合物的種類、數(shù)量及大小被最優(yōu)化，所以不會(huì)使結(jié)晶粒粗大化，還可以減少顯微偏析比。
另外，僅通過(guò)均質(zhì)化熱處理來(lái)降低Al的顯微偏析比有局限，但如果在均質(zhì)化熱處理后進(jìn)行軋制及退火，則在組織細(xì)化的同時(shí)促進(jìn)Al的擴(kuò)散，所以可以簡(jiǎn)單地降低顯微偏析比。
下面，對(duì)本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金的制造方法具有熔化工序、鑄造工序和均質(zhì)化處理工序。
另外，本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金的制造方法還可以具有軋制工序和退火工序。
熔化工序是將為了得到本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金而配比的原料熔化的工序。
鎂合金的熔化通常將主原料(例如Mg塊、Mg碎屑等)及成分調(diào)整原料(例如Al鑄塊、粒狀Zn、Al-Mn合金鑄塊等)加入熔爐中，在規(guī)定的溫度下熔化。熔化溫度及熔化時(shí)間并不特別限定，對(duì)應(yīng)于合金組成選擇最佳條件。通常，在600～900℃的范圍內(nèi)熔化。
鑄造工序是在大于或等于600℃而小于或等于900℃范圍內(nèi)，將由熔化工序得到的熔融金屬進(jìn)行金屬模鑄造的工序。
在本發(fā)明中，鑄模使用金屬模。這是因?yàn)?，通過(guò)使用導(dǎo)熱性和散熱性好的金屬模，冷卻速度增大，會(huì)得到組織微細(xì)且致密的鑄塊。金屬模的材質(zhì)并不特別限制，可以使用Fe、Cu等或它們的合金。
因?yàn)镸g合金的熔點(diǎn)在600℃左右，所以鑄造溫度優(yōu)選大于或等于600℃。另一方面，如果鑄造溫度提高則不能充分過(guò)冷卻，使結(jié)晶粒粗大。因此，鑄造溫度優(yōu)選小于或等于900℃。
另外，通常如果鑄造時(shí)的冷卻速度減緩，則會(huì)生成粗大的金屬間化合物而成為使強(qiáng)度及加工性降低的原因。為了得到強(qiáng)度及加工性優(yōu)良的鎂合金，冷卻速度優(yōu)選大于或等于0.17℃/sec。
均質(zhì)化處理工序是在空氣中或非活性氣氛下，以大于或等于350℃而小于或等于500℃的溫度，將由鑄造工序得到的鑄塊進(jìn)行大于或等于1小時(shí)而小于或等于1000小時(shí)的熱處理的工序。
進(jìn)行均質(zhì)化熱處理的主要目的是(1)通過(guò)擴(kuò)散去除低熔點(diǎn)化合物，以及(2)使Al稠化部均質(zhì)化。如果熱處理溫度過(guò)低，則不易在實(shí)際的處理時(shí)間內(nèi)使元素充分?jǐn)U散。因此，熱處理溫度優(yōu)選大于或等于350℃。另一方面，如果熱處理溫度過(guò)高，則結(jié)晶粒會(huì)粗大化。因此熱處理溫度優(yōu)選小于或等于500℃。
通常，如果熱處理溫度適當(dāng)，則使加工性下降的低熔點(diǎn)化合物會(huì)在相對(duì)較短的時(shí)間內(nèi)被去除。為了得到在小于或等于400℃的溫度下的良好的加工性，熱處理時(shí)間優(yōu)選大于或等于1小時(shí)。并且，為了改善大于或等于400℃的溫度下的加工性，熱處理時(shí)間優(yōu)選大于或等于4小時(shí)。
另一方面，過(guò)度的熱處理沒(méi)有實(shí)際意義。另外，長(zhǎng)時(shí)間的熱處理有時(shí)候會(huì)使金屬間化合物或結(jié)晶粒粗大化。因此，熱處理時(shí)間優(yōu)選小于或等于1000小時(shí)。
如果使得上述鑄造條件及均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件最優(yōu)化，則可得到下述鎂合金，其在厚度小于或等于200mm下，具有基體的平均結(jié)晶粒徑在50～500μm范圍內(nèi)的微細(xì)組織。
此外，進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的鑄塊可以根據(jù)需要進(jìn)行軋制及退火。此時(shí)，如果使軋制及退火條件最優(yōu)化，則可以使組織進(jìn)一步微細(xì)化。
軋制工序是在大于或等于150℃而小于或等于500℃的溫度范圍內(nèi)，將均質(zhì)化處理后的鑄塊進(jìn)行軋制的工序。鎂合金的軋制通常是將鑄塊加熱到規(guī)定溫度，分多次進(jìn)行軋制。在加工中鑄塊的溫度降低，當(dāng)?shù)陀谝欢ǖ臏囟葧r(shí)中斷軋制，進(jìn)行材料的再加熱。并且，將這種軋制→再加熱反復(fù)進(jìn)行必要的次數(shù)，直至鑄塊成為所需的形狀。
軋制溫度優(yōu)選大于或等于150℃而小于或等于500℃。如果軋制溫度超過(guò)500℃，則因?yàn)榻饘匍g化合物的平均粒徑增大，或平均結(jié)晶粒徑增大而不優(yōu)選。另一方面，如果軋制溫度未達(dá)到150℃，則因?yàn)榧庸ば越档投粌?yōu)選。
每一個(gè)循環(huán)的下壓率及總下壓率，為了得到所需的形狀及平均結(jié)晶粒徑，選擇最佳的條件。通常，下壓率越大則越能得到平均結(jié)晶粒徑小的鎂合金。
退火工序是在大于或等于150℃而小于或等于450℃的溫度下，將由軋制工序得到的材料保持大于或等于1秒而小于或等于6000秒的工序。如果在規(guī)定的條件下加熱軋制后的材料，則可以去除加工變形，得到加工性優(yōu)良的鎂合金。
退火溫度及退火時(shí)間會(huì)影響軋制后的材料的加工性。通常，如果退火溫度過(guò)低，則會(huì)使加工變形的去除不充分。因此，退火溫度優(yōu)選大于或等于150℃。另一方面，如果退火溫度過(guò)高，則會(huì)使金屬間化合物粗大化或結(jié)晶粒粗大化。因此，退火溫度優(yōu)選小于或等于450℃。
另外，如果退火時(shí)間過(guò)短，則加工變形的去除不充分。因此，退火時(shí)間優(yōu)選大于或等于1秒。另一方面，如果退火時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，則會(huì)使金屬間化合物粗大化或結(jié)晶粒粗大化。因此，退火時(shí)間優(yōu)選小于或等于6000秒。
如果使上述各個(gè)工序的條件最優(yōu)化，對(duì)上述均質(zhì)化處理后的鑄塊進(jìn)行處理，則可得到厚度小于或等于5mm、具有基體的平均結(jié)晶粒徑不足50μm的更微細(xì)的組織的鎂合金。
下面，對(duì)本發(fā)明所涉及的易加工性鎂合金及其制造方法的作用進(jìn)行說(shuō)明。
現(xiàn)有的延展用鎂合金，因?yàn)樵阼T造的狀態(tài)下，原材料的結(jié)晶粒徑及偏析大，且存在低熔點(diǎn)化合物(β、Mg-Al-Zn類化合物等)，所以不能確保大于或等于350℃溫度區(qū)域的加工性，在鑄造狀態(tài)下不易加工。因此，通常在350℃～450℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行持續(xù)的均質(zhì)化熱處理。但是，在均質(zhì)化熱處理的處理時(shí)間相對(duì)較短的情況下，在大于或等于400℃溫度區(qū)域內(nèi)的延展性不充分。
另一方面，如果進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間的均質(zhì)化處理，則可以抑制高溫側(cè)的急劇加工性降低，但會(huì)使結(jié)晶粒粗大化。因此，塑性加工時(shí)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶面積比降低，在整個(gè)溫度區(qū)域內(nèi)延展性降低。因此，為了使在超過(guò)400℃的溫度區(qū)域內(nèi)也得到良好的加工性，不僅要消除或減少低熔點(diǎn)化合物及Al稠化部，還必須要抑制結(jié)晶粒徑的粗大化。
與此相對(duì)，如果在鎂合金中添加Ca，則Ca在鑄造階段固溶于β、Mg-Al-Zn類化合物等中，在均質(zhì)化熱處理時(shí)，其作為微細(xì)粒狀的Ca類化合物殘留在晶界內(nèi)。因此，即使為了消除Al稠化部而進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間熱處理，也能夠抑制結(jié)晶粒的粗大化，維持鑄造時(shí)的組織。另外，不僅在小于或等于400℃的溫度區(qū)域內(nèi)，即使超過(guò)400℃的溫度區(qū)域，也表現(xiàn)良好的加工性。而且，Ca類化合物如果適量則對(duì)機(jī)械特性的不良影響少。因此，在本發(fā)明的鎂合金中，可以使得其拉伸強(qiáng)度在熱處理后的狀態(tài)下大于或等于180MPa。
另外，如果使鑄造條件及均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件最優(yōu)化，或者對(duì)被均質(zhì)化熱處理的鑄塊在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)一步進(jìn)行軋制、退火，則組織更加微細(xì)化。因此，可以維持良好的加工性，使其拉伸強(qiáng)度大于或等于250MPa。
而且，通過(guò)結(jié)晶粒的微細(xì)化能夠提高拉伸強(qiáng)度，但過(guò)度的結(jié)晶粒的微細(xì)化會(huì)增加加工或退火的次數(shù)，帶來(lái)加工成本的增加。因此，優(yōu)選拉伸強(qiáng)度小于或等于500MPa。
實(shí)施例下面，根據(jù)實(shí)驗(yàn)例詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施方式，但本發(fā)明不限于這些實(shí)驗(yàn)例。
實(shí)驗(yàn)例1各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃(按照成分適當(dāng)調(diào)整)冷卻速度0.2℃/sec鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr(但是，對(duì)于合金1-1M～1-1O為10000hr)冷卻水冷試驗(yàn)方法對(duì)于所得到的均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，進(jìn)行金屬間化合物的平均粒徑以及基體的平均結(jié)晶粒徑的測(cè)定，并且，進(jìn)行高溫高速拉伸試驗(yàn)。試驗(yàn)方法如下。
(1)金屬間化合物的平均粒徑在將試樣置于顯微鏡面上后，利用SEM拍攝組織照片。由得到的照片利用圖像分析軟件導(dǎo)出各個(gè)金屬間化合物的等效圓直徑，并計(jì)算出其平均值。視場(chǎng)為1000倍、50視場(chǎng)。
(2)基體的平均結(jié)晶粒徑微研磨后，由苦味酸乙醇溶液腐蝕，拍攝照片。由得到的照片利用圖像分析軟件確定各個(gè)結(jié)晶粒直徑，導(dǎo)出其平均值。視場(chǎng)為0.4mm×0.4mm×50視場(chǎng)。
(3)高溫高速拉伸試驗(yàn)由均質(zhì)化熱處理后的鑄塊切出試驗(yàn)片，進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)(熱高速拉伸試驗(yàn))。
并且，由斷裂后的試驗(yàn)片測(cè)定極限拉深率。蠕變?cè)囼?yàn)條件如下。
試驗(yàn)溫度常溫～500℃直到試驗(yàn)溫度為止的升溫時(shí)間約200秒試驗(yàn)溫度下的保持時(shí)間20秒十字頭速度50.8mm/sec氣氛非活性氣體結(jié)果表1表示本試驗(yàn)所使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金1-1M～1-1O，其成分元素的含量是適當(dāng)?shù)?，但因?yàn)榫|(zhì)化處理的保持時(shí)間長(zhǎng)，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。另外，因?yàn)楹辖?-1P其Ca添加量是過(guò)剩的，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。同樣地，因?yàn)楹辖?-1R～1-1X，其分別Fe、Ca、Al、Zn、Mn、Si或者Fe、Cu、Ni、Cr及Co過(guò)剩，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。
另外，合金1-1M～1O，因?yàn)榫|(zhì)化處理的保持時(shí)間長(zhǎng)，所以平均結(jié)晶粒徑超過(guò)500μm。另外，合金1-1P、1-1Q及1-1S，因?yàn)镃a添加量均過(guò)?；蜻^(guò)小，所以平均結(jié)晶粒徑超過(guò)500μm。此外，合金1-1V因?yàn)镸n添加量過(guò)剩，所以平均結(jié)晶粒徑超過(guò)500μm。
因此，合金1-1M～1-1X的極限拉深率在350℃以及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金1-1A～1-1L中，因?yàn)槌煞衷氐姆秶m當(dāng)，且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所以任一個(gè)的金屬間化合物的平均粒徑d都小于或等于20μm，平均結(jié)晶粒徑都小于或等于500μm。因此，極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下，都是相對(duì)較高的值。
圖1表示本實(shí)驗(yàn)例中的金屬間化合物的平均粒徑d和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖1可知，如果金屬間化合物的平均粒徑d小于或等于20μm，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于40％的極限拉深率。
(表1)

實(shí)驗(yàn)例2各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec(但是對(duì)于合金1-2E、1-2F，為0.1℃/sec)鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr冷卻水冷試驗(yàn)方法對(duì)于得到的均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，測(cè)定小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)。并且，金屬間化合物的粒徑，使用由圖像分析軟件導(dǎo)出的等效圓直徑。另外，小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(％)，作為包含在1000倍、50視場(chǎng)中的等效圓直徑小于或等于3μm的金屬間化合物的數(shù)量(n)、相對(duì)于與金屬間化合物的總量(n0)的比例而求出。
結(jié)果表2表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，表2同時(shí)表示本試驗(yàn)所使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金1-2E、1-2F分別是與合金1-2A、1-2B相同的組成，但因?yàn)殍T造時(shí)的冷卻溫度慢，所以與合金1-2A、1-2B相比，金屬間化合物的平均粒徑d大一些，且小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)小于或等于70％。因此，其極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金1-2A～1-2D，因?yàn)槿我粋€(gè)的合金元素的成分范圍都適當(dāng)，且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行鑄造，所以小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)大于或等于75％。因此1-2A～1-2D的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下，都是相對(duì)較高的值。
圖2表示本實(shí)驗(yàn)例中的小于或等于3μm的金屬間化合物的比例n/n0和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖2可知，如果小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)大于或等于75％，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于60％的極限拉深率。
(表2)

實(shí)驗(yàn)例3各種鎂合金的制造及試驗(yàn)方法在與實(shí)驗(yàn)例1相同的條件下(但是，均質(zhì)化熱處理的保持時(shí)間100hr)，制造具有各種組成的鎂合金鑄塊。對(duì)于所得到的各種均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，測(cè)定金屬間化合物的面積比。
金屬間化合物的面積比(％)是這樣求出的，即，將試樣放在顯微鏡面上后，利用SEM對(duì)組織進(jìn)行拍攝，由所得到的照片利用圖像分析軟件導(dǎo)出各個(gè)金屬間化合物的面積，由測(cè)定視場(chǎng)面積(A0)除該總量(A)、再乘以100。視場(chǎng)為1000倍、50視場(chǎng)。
結(jié)果表3表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，表3同時(shí)表示試驗(yàn)所使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金1-3K～1-3L，因?yàn)槠銫a過(guò)剩，所以金屬間化合物及結(jié)晶粒粗大化，且金屬間化合物的面積比也超過(guò)5％。另外，因?yàn)楹辖?-3M～1-3P，其分別Al、Zn、Mn或者Si過(guò)剩，所以金屬間化合物粗大化，金屬間化合物的面積比也超過(guò)5％。因此，合金1-3K～1-3P的極限拉深率，在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金1-3A～1-3J，因?yàn)槠浜辖鹪氐某煞址秶m當(dāng)，所以金屬間化合物的平均粒徑d小于或等于20μm，且金屬間化合物的面積比也小于或等于5％。因此試樣No.3A～3J的極限拉深率，在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較高的值。
圖3表示本實(shí)驗(yàn)例中的金屬間化合物的面積比A/A0和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖3可知，如果金屬間化合物的面積比A/A0小于或等于5％，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于50％的極限拉深率。
(表3)

實(shí)驗(yàn)例4各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr(但是，對(duì)于合金1-4E、1-4F為0.5hr)冷卻水冷試驗(yàn)方法對(duì)于得到的各種均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，測(cè)定Al的顯微偏析比。顯微偏析比通過(guò)下述方法求出利用EPMA將1mm×1mm大小的視場(chǎng)進(jìn)行10視場(chǎng)拍攝，對(duì)于各個(gè)視場(chǎng)，求得除了夾雜物及金屬間化合物的部位的Al的濃度的最大值(Cmax)和最小值(Cmin)，計(jì)算Cmax/Cmin的平均值。
結(jié)果表4表示本試驗(yàn)的結(jié)果。此外，表4同時(shí)表示本試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金1-4E、1-4F分別是與合金1-4A、1-4B相同的組成，但因?yàn)榫|(zhì)化熱處理的處理時(shí)間短，所以顯微偏析比超過(guò)2。因此，其極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金1-4A～1-4D中，因?yàn)楹辖鹪氐某煞址秶歼m當(dāng)且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所以Al的顯微偏析比都小于或等于1.8。因此試樣No.4A～4D的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下，都是相對(duì)較高的值。
圖4表示本實(shí)驗(yàn)例中的Al的顯微偏析比Cmax/Cmin和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖4可知，如果Al的顯微偏析比Cmax/Cmin小于或等于1.8，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于60％的極限拉深率。
(表4)

實(shí)驗(yàn)例5各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec(但是，對(duì)于合金1-5E、1-5F為0.1℃/sec)鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr冷卻水冷試驗(yàn)方法對(duì)于得到的各種均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，測(cè)定拉伸強(qiáng)度、0.2％屈服與拉伸。拉伸強(qiáng)度、0.2％屈服與拉伸的測(cè)定遵循JIS Z2241(金屬拉伸試驗(yàn)方法)來(lái)進(jìn)行。另外，試驗(yàn)片使用JIS Z22015號(hào)試驗(yàn)片。
結(jié)果表5表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，表5同時(shí)表示本試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金1-5E、1-5F分別是與合金1-5A、1-5B相同的組成，但因?yàn)殍T造時(shí)的冷卻速度慢，金屬間化合物的平均粒徑相對(duì)大，所以拉伸強(qiáng)度不足180MPa，伸長(zhǎng)為4～5％。另外，合金1-5E、1-5F的極限拉深率都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金1-5A～1-5D因?yàn)楹辖鹪氐某煞址秶歼m當(dāng)且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行鑄造，所以拉伸強(qiáng)度都大于或等于180MPa，伸長(zhǎng)都大于或等于10％。
(表5)

實(shí)驗(yàn)例6制造表1所示的由合金1-1C(0.05wt％Ca)、合金1-1A(0.42wt％Ca)以及合金1-1Q(0wt％Ca)構(gòu)成的鑄塊。鑄造條件與實(shí)驗(yàn)例1相同。然后，對(duì)鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件采用400℃×1hr及400℃×100hr這2個(gè)標(biāo)準(zhǔn)。
對(duì)得到的剛鑄造之后的鑄塊及均質(zhì)化熱處理后的鑄塊，進(jìn)行高溫高速拉伸試驗(yàn)，測(cè)定極限拉深率。測(cè)定條件與實(shí)驗(yàn)例1相同。
圖5(a)表示對(duì)本實(shí)驗(yàn)例中的合金1-1Q測(cè)定的試驗(yàn)溫度和極限拉深率之間的關(guān)系。另外，圖5(b)表示對(duì)本實(shí)驗(yàn)例中的合金1-1C測(cè)定的試驗(yàn)溫度和極限拉深率之間的關(guān)系。
在合金1-1Q的情況下，剛鑄造之后的極限拉深率在任意試驗(yàn)溫度下都小于或等于30％。這是因?yàn)樵趧傝T造后的狀態(tài)下，材料的結(jié)晶粒徑及偏析大，且存在低熔點(diǎn)化合物。
與此相對(duì)，如果對(duì)合金1-1Q進(jìn)行400℃×1hr的均質(zhì)化熱處理，則大約小于或等于400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的極限拉深率大幅度提高。這考慮是因?yàn)橛删|(zhì)化熱處理固溶了低熔點(diǎn)化合物。但是，如果試驗(yàn)溫度超過(guò)400℃，則極限拉深率迅速降低。這考慮是因?yàn)闊崽幚頃r(shí)間相對(duì)較短，所以殘留有Al稠化部，Al稠化部在試驗(yàn)中軟化、熔融。
而且，如果對(duì)合金1-1Q進(jìn)行400℃×100hr的均質(zhì)化熱處理，則可以抑制超過(guò)400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的突然的加工性降低。這考慮是因?yàn)橛裳娱L(zhǎng)熱處理時(shí)間而促進(jìn)Al的擴(kuò)散，去除或減少Al稠化部。但是，小于或等于400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的極限拉深率與以400℃×1hr進(jìn)行熱處理的情況相比較低。這是因?yàn)橥ㄟ^(guò)延長(zhǎng)熱處理時(shí)間，基體結(jié)晶粒粗大化。
在合金1-1C的情況下，剛鑄造之后的極限拉深率以及400℃×1hr的均質(zhì)化熱處理后的極限拉深率，顯示出與合金1-1Q大致相同的傾向。但是，如果對(duì)合金1-1C進(jìn)行400℃×100hr的均質(zhì)化熱處理，則不僅可以改善超過(guò)400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的加工性，還可以抑制小于或等于400℃的溫度區(qū)域內(nèi)的加工性的降低，其極限拉深率保持為與以400℃×1hr進(jìn)行均質(zhì)化熱處理的情況大致相同的值。這考慮是因?yàn)橥ㄟ^(guò)添加Ca，使得微細(xì)且粒狀的Ca類化合物殘存在晶界中，其抑制均質(zhì)化熱處理時(shí)的結(jié)晶粒的粗大化。
圖6表示對(duì)本實(shí)驗(yàn)例中的400℃×100hr的均質(zhì)化熱處理后的合金1-1Q(0Ca)、合金1-1C(0.05Ca)以及合金1-1A(0.4Ca)進(jìn)行測(cè)定的、試驗(yàn)溫度和極限拉深率之間的關(guān)系。利用圖6可知(1)合金1-1A、1-1C任一個(gè)在整個(gè)溫度區(qū)域內(nèi)的加工性都比合金1-1Q高，(2)合金1-1A與合金1-1C相比，看起來(lái)高溫側(cè)(大于或等于250℃)的延展性低，但合金1-1A的250℃左右的延展性與合金1-1C大致相等(拉深率大于或等于40％)，可以得到充分的加工性。
實(shí)驗(yàn)例7各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃(根據(jù)成分適當(dāng)調(diào)整)冷卻速度0.2℃/sec鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，成為塑性加工用原材料。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr冷卻水冷然后，將該塑性加工用原材料在高溫下軋制至1～10mm厚。軋制條件如下。
加熱溫度400℃終止溫度150℃并且，將軋制板材退火。退火條件如下。
加熱溫度400℃(但是，對(duì)于合金2-1M～2-1O為450℃)
保持時(shí)間60秒(但是，對(duì)于合金2-1M～2-1O為60000秒)試驗(yàn)方法對(duì)于得到的各種熱軋制板材，進(jìn)行金屬間化合物的平均粒徑及基體的平均結(jié)晶粒徑的測(cè)定，以及高溫高速拉伸試驗(yàn)。試驗(yàn)方法如下。
(1)金屬間化合物的平均粒徑將試樣放在顯微鏡面上后，利用SEM拍攝組織。由所得到的照片利用圖像分析軟件導(dǎo)出各個(gè)金屬間化合物的等效圓直徑，計(jì)算其平均值。視場(chǎng)為1000倍、50視場(chǎng)。
(2)基體的平均結(jié)晶粒經(jīng)微研磨之后由苦味酸乙醇溶液腐蝕、拍攝照片。由得到的照片利用圖像分析軟件確定各個(gè)結(jié)晶粒徑，導(dǎo)出其平均值。視場(chǎng)為0.4mm×0.4mm×50視場(chǎng)。
(3)高溫高速拉伸試驗(yàn)由得到的熱軋制材料切出試驗(yàn)片，進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)(熱高速拉伸試驗(yàn))。
而且，由斷裂后的試驗(yàn)片測(cè)定極限拉深率。蠕變?cè)囼?yàn)條件如下。
試驗(yàn)溫度常溫～500℃直至試驗(yàn)溫度的升溫時(shí)間約200秒在試驗(yàn)溫度下的保持時(shí)間20秒十字頭速度50.8mm/sec氣氛非活性氣體結(jié)果表6表示本試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒經(jīng)D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金2-1M～2-1O，因?yàn)槠涑煞衷氐暮考败堉茥l件適當(dāng)，但退火溫度高且退火時(shí)間長(zhǎng)，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。另外，合金2-1P，因?yàn)镃a添加量過(guò)剩，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。同樣地，合金2-1R～2-1X，因?yàn)榉謩eFe、Ca、Al、Zn、Mn、Si或者Fe、Cu、Ni、Cr及Co過(guò)剩，所以金屬間化合物的平均粒徑d超過(guò)20μm。
另外，合金2-1M～2-1O，因?yàn)橥嘶饤l件不適當(dāng)，所以平均結(jié)晶粒徑超過(guò)50μm。另外，合金2-1P、2-1Q及2-1S，因?yàn)镃a添加量均過(guò)?；蜻^(guò)小，所以平均結(jié)晶粒徑均超過(guò)50μm。此外，合金2-1R、2-1V，因?yàn)镕e添加量及Mn添加量均過(guò)剩，所以平均結(jié)晶粒徑都超過(guò)50μm。
因此，合金2-1M～2-1X的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金2-1A～2-1L，因?yàn)楹辖鹪氐某煞衷氐姆秶m當(dāng)，且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行退火，所以任一個(gè)的金屬間化合物的平均粒徑d都小于或等于20μm，平均結(jié)晶粒徑都小于或等于50μm。因此極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較高的值。
圖7表示本實(shí)驗(yàn)例中的金屬間化合物的平均粒徑d和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖7可知，如果金屬間化合物的平均粒徑d小于或等于20μm，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于40％的極限拉深率。
(表6)

實(shí)驗(yàn)例8各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec(但是，對(duì)于合金2-2E、2-2F是0.1℃/sec)鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，做成塑性加工用原材料。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr冷卻水冷然后，將該塑性加工用原材料在高溫下軋制至1～10mm厚。軋制條件如下。
加熱溫度400℃終止溫度150℃而且，將軋制板材退火。退火條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間60秒試驗(yàn)方法對(duì)所得到的各種熱軋制板材，測(cè)定小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)。并且，金屬間化合物的粒徑，使用由圖像分析軟件導(dǎo)出的等效圓直徑。另外，小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(％)通過(guò)以下方式求出，即，包含在1000倍、50視場(chǎng)中的等效圓直徑小于或等于3μm的金屬間化合物的數(shù)量(n)，相對(duì)于金屬間化合物的總量(n0)的比例。
結(jié)果表7表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，在表7中同時(shí)表示試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金2-2E、2-2F分別是與合金2-2A、2-2B相同的組成，但因?yàn)槔鋮s速度慢，所以與合金2-2A、2-2B相比，金屬間化合物的平均粒徑d大一些，且小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)小于或等于70％。因此，其極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金2-2A～2-2D，因?yàn)槿我粋€(gè)的合金元素的成分范圍均適當(dāng)且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行鑄造，所以小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)都大于或等于80％。因此，合金2-2A～2-2D的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較高的值。
圖8表示本實(shí)驗(yàn)例中的小于或等于3μm的金屬間化合物的比例n/n0和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖8可知，如果小于或等于3μm的金屬間化合物的比例(n/n0)大于或等于75％，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于70％的極限拉深率。
(表7)

實(shí)驗(yàn)例9各種鎂合金的制造及試驗(yàn)方法在與實(shí)驗(yàn)例7相同的條件下(但是，退火時(shí)的加熱溫度400℃、保持時(shí)間60秒)，制造由具有各種組成的鎂合金構(gòu)成的熱軋制材料。對(duì)于得到的各種熱軋制材料測(cè)定金屬間化合物的面積比。
金屬間化合物的面積比(％)通過(guò)以下方式求出將試樣放在顯微鏡面上后，利用SEM拍攝組織照片，由得到的照片利用圖像分析軟件導(dǎo)出各個(gè)金屬間化合物的面積，用測(cè)定視場(chǎng)面積(A0)除該總量(A)再乘以100。視場(chǎng)為1000倍、50視場(chǎng)。
結(jié)果表8表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，表8同時(shí)表示本試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金2-3K及2-3L，因?yàn)镃a過(guò)剩，所以金屬間化合物粗大，且金屬間化合物的面積比超過(guò)5％。同樣地，合金2-3M～2-3P，因?yàn)楦鱾€(gè)Al、Zn、Mn或者Si過(guò)剩，所以金屬間化合物粗大，金屬間化合物的面積比超過(guò)5％。因此，合金2-3K～2-3P的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金2-3A～2-3J，因?yàn)槿我粋€(gè)的合金元素的成分范圍都適當(dāng)，所以金屬間化合物的平均粒徑d都小于或等于20μm，且金屬間化合物的面積比也都小于或等于5％。因此，試樣No.3A～3J的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較高的值。
圖9表示本實(shí)驗(yàn)例中的金屬間化合物的面積比A/A0和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖9可知，如果金屬間化合物的面積比A/A0小于或等于5％，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于50％的極限拉深率。
(表8)

實(shí)驗(yàn)例10各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec(但是，對(duì)于合金2-4E、2-4F為0.1℃/sec)鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，做成塑性加工用原材料。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr(但是，對(duì)于合金2-4E、2-4F為0.5hr)冷卻水冷然后，將該塑性加工用原材料在高溫下軋制到1～10mm厚。軋制條件如下。
加熱溫度400℃終止溫度150℃而且，將軋制板材退火。退火條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間60秒試驗(yàn)方法對(duì)于得到的各種熱軋制材料，測(cè)定Al的顯微偏析比。顯微偏析比以如下的方式求出利用EPMA將1mm×1mm大小的視場(chǎng)進(jìn)行10視場(chǎng)拍攝，對(duì)于各個(gè)視場(chǎng)，求得除了夾雜物及金屬間化合物的部位的Al的濃度的最大值(Cmax)和最小值(Cmin)，計(jì)算Cmax/Cmin的平均值。
結(jié)果表9表示本試驗(yàn)的結(jié)果。而且，表9同時(shí)表示試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金2-4E、2-4F分別是與合金2-4A、2-4B相同的組成，但因?yàn)殍T造時(shí)的冷卻速度慢，且均質(zhì)化熱處理的處理時(shí)間短，所以顯微偏析比大于或等于1.5。因此，其極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金2-4A～2-4D，因?yàn)槿我粋€(gè)的合金元素的成分范圍都適當(dāng)且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行鑄造及均質(zhì)化熱處理，所以Al的顯微偏析比都小于或等于1.3。因此。試樣No.4A～4D的極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度下都是相對(duì)較高的值。
圖10表示本實(shí)驗(yàn)例中的Al的顯微偏析比Cmax/Cmin和極限拉深率之間的關(guān)系。根據(jù)圖10可知，如果Al的顯微偏析比Cmax/Cmin小于或等于1.3，則無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于70％的極限拉深率。
(表9)

實(shí)驗(yàn)例11各種鎂合金的制造將成分調(diào)整為規(guī)定組成的原料在Fe制坩鍋中熔化，通過(guò)進(jìn)行金屬模鑄造，制造各種鎂合金鑄塊。鎂合金鑄塊的制造條件如下。
鑄造量50kg金屬模形狀B120×L400mm鑄造溫度600～900℃冷卻速度0.2℃/sec(但是，對(duì)于合金2-5E、2-5F為0.1℃/sec)鑄造后，將鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，做成塑性加工用原材料。均質(zhì)化熱處理的條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間100hr冷卻水冷然后，將該塑性加工用原材料高溫下軋制到1～10mm厚。軋制條件如下。
加熱溫度400℃終止溫度150℃而且，將軋制板材退火。退火條件如下。
加熱溫度400℃保持時(shí)間60秒試驗(yàn)方法對(duì)于得到的各種熱軋制材料，測(cè)定拉伸強(qiáng)度、0.2％屈服與拉伸。拉伸強(qiáng)度、0.2％屈服與拉伸的測(cè)定遵循JIS Z2241(金屬拉伸試驗(yàn)方法)進(jìn)行。另外，試驗(yàn)片使用JIS Z22015號(hào)試驗(yàn)片。
結(jié)果表10表示該結(jié)果。此外，表10同時(shí)表示本試驗(yàn)中使用的試樣的組成、金屬間化合物的平均粒徑d(μm)、基體的平均結(jié)晶粒徑D(μm)、以及高溫高速拉伸試驗(yàn)時(shí)的極限拉深率(％)。
合金2-5E、2-5F分別是與合金2-5A、2-5B相同的組成，但因?yàn)殍T造時(shí)的冷卻速度慢，金屬間化合物的平均粒徑相對(duì)增大，所以拉伸強(qiáng)度不足250MPa，伸長(zhǎng)為4～5％。另外，該極限拉深率在350℃及430℃的任一個(gè)試驗(yàn)溫度都是相對(duì)較低的值。
與此相對(duì)，合金2-5A～2-5D，因?yàn)槿我粋€(gè)的合金元素的成分范圍適當(dāng)且在適當(dāng)?shù)臈l件下進(jìn)行鑄造，所以拉伸強(qiáng)度都大于或等于250MPa，伸長(zhǎng)都大于或等于10％。此外，該極限拉深率無(wú)論試驗(yàn)溫度多少，都可以穩(wěn)定地得到大于或等于70％的值。
(表10)

以上，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行了詳細(xì)的說(shuō)明，但本發(fā)明并不限于上述實(shí)施方式，可以在不脫離本發(fā)明主旨的范圍內(nèi)進(jìn)行各種改變。
本發(fā)明涉及的易加工性鎂合金及其制造方法，可以作為飛機(jī)或汽車用的構(gòu)造材料、筆記本電腦、MD播放器、移動(dòng)電話等的信息產(chǎn)品的外殼用材料及其制造方法來(lái)使用。
本申請(qǐng)基于2005年9月6日申請(qǐng)的日本專利申請(qǐng)(特愿2005-258556)，及2005年9月6日申請(qǐng)的日本專利申請(qǐng)(特愿2005-258557)，其內(nèi)容在此作為參考。
權(quán)利要求
1.一種易加工性鎂合金，其含有Al3.60～8.50wt％、Zn0.05～2.50wt％、Mn0.01～0.80wt％、Si小于或等于0.03wt％、Ca0.01～0.50wt％、Fe小于或等于0.005wt％、Ni小于或等于0.005wt％、Cr小于或等于0.005wt％、Cu小于或等于0.008wt％，Co小于或等于0.005wt％，以及作為其他部分的Mg及不可避免的雜質(zhì)，基體的平均結(jié)晶粒徑小于或等于500μm，金屬間化合物的平均粒徑小于或等于20μm。
2.如權(quán)利要求1所述的易加工性鎂合金，前述基體的平均結(jié)晶粒徑為50～500μm。
3.如權(quán)利要求2所述的易加工性鎂合金，粒徑小于或等于3μm的前述金屬間化合物的數(shù)量相對(duì)于前述金屬間化合物的總量的比例大于或等于75％。
4.如權(quán)利要求2所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
5.如權(quán)利要求3所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
6.如權(quán)利要求2所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
7.如權(quán)利要求3所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
8.如權(quán)利要求4所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
9.如權(quán)利要求5所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.8。
10.如權(quán)利要求2～9中任意一項(xiàng)所述的易加工性鎂合金，拉伸強(qiáng)度大于或等于180MPa。
11.如權(quán)利要求1所述的易加工性鎂合金，前述基體的平均粒徑不足50μm。
12.如權(quán)利要求11所述的易加工性鎂合金，粒徑小于或等于3μm的前述金屬間化合物的數(shù)量，相對(duì)于前述金屬間化合物的總量的比例大于或等于80％。
13.如權(quán)利要求11所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
14.如權(quán)利要求12所述的易加工性鎂合金，前述金屬間化合物的面積比為0.1～5.0％。
15.如權(quán)利要求11所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
16.如權(quán)利要求12所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
17.如權(quán)利要求13所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
18.如權(quán)利要求14所述的易加工性鎂合金，Al的顯微偏析比小于或等于1.3。
19.如權(quán)利要求11～18中任意一項(xiàng)所述的易加工性鎂合金，拉伸強(qiáng)度大于或等于250MPa。
20.一種易加工性鎂合金的制造方法，具有以下工序熔化工序，其將為了得到權(quán)利要求1所述的易加工性鎂合金而配比的原料熔化；鑄造工序，其將由該熔化工序得到的熔融金屬，在600～900℃的溫度下，在金屬模中進(jìn)行鑄造；以及均質(zhì)化處理工序，其將由該鑄造工序得到的鑄塊，在空氣中或非活性氣氛中，在350～500℃的溫度下，進(jìn)行1～1000小時(shí)的熱處理。
21.如權(quán)利要求20所述的易加工性鎂合金的制造方法，還具有以下工序軋制工序，其在150～500℃的溫度范圍內(nèi)對(duì)均質(zhì)化處理工序后的鑄塊進(jìn)行軋制；以及退火工序，其將由該軋制工序得到的材料，在150～450℃的溫度下保持1～6000秒。
全文摘要
本發(fā)明提供一種易加工性鎂合金及其制造方法，其含有Al大于或等于3.60wt％而小于或等于8.50wt％、Zn大于或等于0.05wt％而小于或等于2.50wt％、Mn大于或等于0.01wt％而小于或等于0.80wt％、Si小于或等于0.03wt％、Ca大于或等于0.01wt％而小于或等于0.50wt％、Fe小于或等于0.005wt％、Ni小于或等于0.005wt％、Cr小于或等于0.005wt％、Cu小于或等于0.008wt％，Co小于或等于0.005wt％，以及作為其他部分的Mg及不可避免的雜質(zhì)，基體的平均結(jié)晶粒徑小于或等于500μm，金屬間化合物的平均粒徑小于或等于20μm。
文檔編號(hào)C22F1/06GK1928139SQ200610126908
公開(kāi)日2007年3月14日 申請(qǐng)日期2006年9月6日 優(yōu)先權(quán)日2005年9月6日
發(fā)明者高林宏之, 清水哲也 申請(qǐng)人:大同特殊鋼株式會(huì)社