專利名稱：高強(qiáng)韌性鎂基合金、采用它的驅(qū)動系統(tǒng)部件、及高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)韌性鎂基合金，尤其涉及一種在常溫以及200℃左右以下的高溫下，發(fā)揮良好的靜態(tài)拉伸特性、疲勞強(qiáng)度、徐變特性等強(qiáng)度特性，并且斷裂伸長率這樣的韌性也優(yōu)良的高強(qiáng)韌性鎂基合金。這樣的高強(qiáng)韌性鎂基合金，對于汽車部件尤其對于在高溫下使用的引擎部件或變速部件等有用。
背景技術(shù)：
可以期待低比重且輕便化效果的鎂合金，以移動電話或移動音響機(jī)器的筐體為代表，被廣泛應(yīng)用于汽車部件、機(jī)械部件或結(jié)構(gòu)用材料等中。尤其，在汽車部件中為了有效利用輕便化效果，在引擎系統(tǒng)·運(yùn)轉(zhuǎn)系統(tǒng)部件中的利用是有效的，具體來說期待應(yīng)用于以活塞為代表的引擎系統(tǒng)部件或驅(qū)動系統(tǒng)部件等中。
但是，這些部件中，除在常溫下的強(qiáng)度/韌性之外，還要求在200℃上下的耐熱強(qiáng)度特性。在以往的鎂合金、例如JIS規(guī)格中記載的AZ91D合金等Mg-Al-Zn-Mn系合金或AM60B合金這樣的Mg-Al-Mn系合金等中，在超過120℃的溫度區(qū)域，由于強(qiáng)度降低，因此難以應(yīng)用于上述部件中。
為了與上述輕便化需求對應(yīng)，用于改善鎂合金的耐熱特性的合金開發(fā)正在積極進(jìn)行。例如，鎂國際會議(2003年1月26日～30大阪國際會議)的講演摘要集[Magnesium Alloys 2003]中，Y.Guangyin等通過鑄造法開發(fā)Mg-Al-Zn-Si-Sb-RE系合金，顯然該合金在150℃時(shí)具有178MPa的拉伸強(qiáng)度和14％的斷裂伸長率(Materials Science ForumVols.419-422(2003)pp.425-432))。然而，由于該合金的構(gòu)成基體的鎂的平均結(jié)晶粒徑比較大為70μm，因此常溫下拉伸強(qiáng)度為235MPa，斷裂伸長率為9％，難以應(yīng)用于上述部件。
在特開2002-129272號公報(bào)中，提出了一種150℃左右的耐高溫徐變特性優(yōu)良的Mg-Al-Zn-Ca-RE-Mn系壓鑄用鎂合金。該公報(bào)中記載的鎂合金，也與上述Y.Guangyin等發(fā)表的一樣，由于是采用鑄造法制造的，因此可以指出以下問題。
(1)鎂的結(jié)晶粒為60～150μm之大。
(2)基體中沉淀/分散的Al11RE3、Al2Ca、Mg17Al12等化合物作為長度為20～40μm以上的針狀化合物而粗大/成長。
(3)上述針狀化合物存在于鎂的晶界，當(dāng)其生成量多時(shí)，沿著粒界形成網(wǎng)狀。
上述結(jié)果為，會產(chǎn)生在常溫下的強(qiáng)度或者韌性劣化的問題。進(jìn)而，為了改善在高溫下的拉伸特性，若大量添加各元素，則由于會產(chǎn)生鑄造時(shí)流動性(熱流動性)或熱切割性(高熱切割)等的問題，因此添加元素的含量受限制，無法進(jìn)一步提高耐熱強(qiáng)度特性。例如，在采用特開2002-129272號公報(bào)中記載的壓鑄法形成的鎂合金中，按重量基準(zhǔn)在RE成分為1～3％、Ca成分為1～3％、Al成分為0.5～8％等的范圍內(nèi)規(guī)定適當(dāng)?shù)暮辛俊?br> 在特開平8-41576號公報(bào)中公開的高強(qiáng)鎂合金以及鎂合金鑄造物的熱處理方法中，記載了按重量基準(zhǔn)Al成分為1～4％、RE成分為1～8％、Ca成分為0.3～1.3％、Mn為0.1～2％、剩余部分為Mg的鑄造合金具有優(yōu)良的徐變特性。進(jìn)而，根據(jù)需要通過對該Mg合金施以融化處理或時(shí)效處理這樣的熱處理，從而通過采取Al或Ca的固溶強(qiáng)化以及Mg-Ca系化合物的析出強(qiáng)化以實(shí)現(xiàn)特性的提高。
然而，由于在特開平8-41576號公報(bào)中公開的鎂合金是由鑄造法制造的，因此無法避免凝固過程中Mg晶粒的粗大成長。其結(jié)果為，常溫下的拉伸強(qiáng)度變成200～280MPa左右，難以應(yīng)用于汽車用部件、機(jī)械部件或結(jié)構(gòu)用部件。
本案發(fā)明者，為了實(shí)現(xiàn)從常溫至200℃附近的溫度段的鎂合金的強(qiáng)度和韌性(伸展)兩全，發(fā)現(xiàn)以下方面是必需的。
(1)使構(gòu)成基體的鎂合金的結(jié)晶粒徑較??；
(2)使耐熱性優(yōu)良的化合物為非針狀，并作為細(xì)微粒子均勻地析出/分散；(3)使上述化合物粒子盡可能地分散在鎂晶粒內(nèi)；(4)為了使耐熱性優(yōu)良的微細(xì)化合物大量析出/分散，利用粉末或碎片等作為初始原料的塑性加工法的固相(非溶解)制造法較為有效，而非以往的鑄造法或者壓鑄法。
專利文獻(xiàn)1特開2002-129272號公報(bào)專利文獻(xiàn)2特開平8-41576號公報(bào)發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明就是基于這些見解而形成的，其目的在于可以提供一種在常溫下的拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長率以及疲勞強(qiáng)度優(yōu)良，同時(shí)在200℃附近具有高耐熱強(qiáng)度特性的高強(qiáng)韌性鎂基合金。
本發(fā)明的另一目的在于，可以提供一種具有上述優(yōu)良特性的高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法。
根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金，包含按重量基準(zhǔn)為1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣，構(gòu)成基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為30μm以下。
優(yōu)選，鎂基合金包含稀土類元素以及鈣中至少一方的金屬間化合物，該金屬間化合物的最大粒徑為20μm以下。金屬間化合物的一例為鋁和稀土類元素之間的化合物。金屬間化合物的其它例為鋁和鈣的化合物。
若令金屬間化合物的最大粒徑為D，最小粒徑為d，則優(yōu)選D/d≤5。進(jìn)一步優(yōu)選，金屬間化合物，分散在構(gòu)成基體的鎂的晶界以及晶粒的內(nèi)部。在此，作為最大粒徑，是指化合物粒子的最大長度，最小粒徑使之化合物粒子的最小長度。
優(yōu)選，構(gòu)成基體的鎂的最大晶粒為20μm以下，進(jìn)一步優(yōu)選為10μm以下。
作為一種實(shí)施方式，高強(qiáng)韌性鎂基合金，包含從由按重量基準(zhǔn)的0.5～6％的鋅、2～15％的鋁、0.5～4％的錳、1～8％的硅、0.5～2％的銀組成的元素組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
若關(guān)注于根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金的機(jī)械特性，優(yōu)選拉伸強(qiáng)度(σ)為350MPa以上，斷裂伸長率(ε)為5％以上。并且，根據(jù)其它觀點(diǎn)看，優(yōu)選拉伸強(qiáng)度(σ)與斷裂伸長率(ε)之積為σ×ε≥4000MPa·％。
稀土類元素，包含從由鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)、鐿(Yb)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鈧(Sc)、釤(Sm)、鐠(Pr)、釹(Nd)組成的組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
并且，作為一種實(shí)施方式，高強(qiáng)韌性鎂基合金，包含按重量基準(zhǔn)的1.5～4％的錳、2～15％的鋁以及10ppm以下的鐵，Al-Mn化合物的最大粒徑為20μm以下。在此，所謂“10ppm以下的鐵”，應(yīng)理解為還包括不含鐵。
如果采用具備上述結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)韌性鎂基合金，則由于基體由具有細(xì)微的結(jié)晶粒徑的鎂構(gòu)成，且具有細(xì)微的粒子狀金屬間化合物均勻地析出/分散在該晶粒內(nèi)部這樣的組織結(jié)構(gòu)，因此有利于應(yīng)用于汽車或自動兩輪車的引擎系統(tǒng)或者驅(qū)動系統(tǒng)部件中。
根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法，具備以下工序。
(1)通過對包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣的鎂基合金粉體進(jìn)行塑性加工，從而執(zhí)行構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物粒子的微細(xì)化的工序；(2)對執(zhí)行了微細(xì)化處理的鎂基合金粉體進(jìn)行壓縮成形并制作粉末固體的工序；和(3)對上述粉末固體進(jìn)行加熱，并立即進(jìn)行暖擠出加工以得到合金基體的工序。


圖1為圖解表示通過鑄造法制造的鎂基合金的結(jié)晶組織的圖。
圖2為圖解表示通過利用塑性加工法的固相制造法所制造的鎂基合金的結(jié)晶組織的圖。
圖3為表示根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造工序的圖。
圖4為表示對初始原料粉體重復(fù)進(jìn)行塑性加工，直至最終得到粉末固化體為止的工序的一例的圖。
圖5A為表1所示的實(shí)施例9的組織照片。
圖5B為表1所示的實(shí)施例11的組織照片。
圖5C為表1所示的比較例16的組織照片。
圖6A為擠壓材料(實(shí)施例)的組織照片。
圖6B為擠壓材料(比較例)的組織照片。
具體實(shí)施例方式
(各添加元素的效果)(1)稀土類元素(RERare Earth)稀土類元素(RE)成分，形成作為基體的鎂和Mg-RE化合物，同時(shí)在與作為添加成分的一例的鋁(Al)之間形成Al-RE化合物。由于Al2RE或Al11RE3這樣的化合物，與Mg2Al3或Mg17Al12這樣的Mg-Al系化合物相比熱穩(wěn)定性優(yōu)良，因此通過將這些細(xì)微粒子均勻地分散在基體中從而便可以提高鎂合金的耐熱強(qiáng)度特性。
稀土類元素(RE)含量的適當(dāng)范圍為按重量基準(zhǔn)的1～8％。當(dāng)稀土類元素的含量不足1％時(shí)，耐熱強(qiáng)度特性的提高效果不足。另一方面，即使添加稀土類元素超過8％，也不會增加其效果，相反析出的化合物越多，后續(xù)加工中越會產(chǎn)生問題。即，在對所得到的鎂合金進(jìn)一步施以溫鍛、壓延加工或拉拔加工等二次加工時(shí)，因韌性不足會產(chǎn)生破裂或龜裂等。為了實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度/高韌性和上述二次加工性的兩全，優(yōu)選稀土類元素的含量為3～5％。
如圖1所示，采用一般的鑄造法或者壓鑄法，使這些Mg-RE系化合物以及Al-RE系化合物沿著鎂的晶界(α晶界)析出，并作為針狀化合物或者將針狀化合物連接的網(wǎng)狀化合物而存在。
圖1為圖解表示通過制造法所制造的鎂基合金的結(jié)晶組織。構(gòu)成基體的各個(gè)鎂晶粒1是粗大的，且沿著晶界2存在針狀的金屬間化合物3。由此若針狀金屬間化合物沿著基地的晶界2而存在，則導(dǎo)致鎂基合金的機(jī)械特性降低。
根據(jù)提高鎂基合金的強(qiáng)度/韌性的觀點(diǎn)，優(yōu)選這些金屬間化合物作為細(xì)微粒子化合物而分散在晶粒內(nèi)。圖2為圖解表示通過后述的本發(fā)明的方法、即利用塑性加工法的固相制造法所制造的鎂基合金的結(jié)晶組織的圖。構(gòu)成基體的各個(gè)鎂晶粒4是細(xì)微的，細(xì)微的粒子狀金屬間化合物6，分散在晶界5以及晶粒4的內(nèi)部。具有這樣的組織結(jié)構(gòu)的鎂基合金，在強(qiáng)度以及韌性方面發(fā)揮優(yōu)良的特性。
有關(guān)上述金屬間化合物的大小，根據(jù)高強(qiáng)度和高韌性兩全的觀點(diǎn)，優(yōu)選最大粒徑為20μm以下，更優(yōu)選10μm以下。若金屬間化合物的最大粒徑超過20μm，則鎂合金在常溫下的韌性(例如斷裂伸長率或沖擊值)降低，尤其，若超過30μm則隨著韌性降低會導(dǎo)致強(qiáng)度降低。
有關(guān)上述金屬間化合物的形狀，與為針狀相比更優(yōu)選為粒子狀。具體來說，若令化合物粒子的最大粒徑為D，令最小粒徑為d，則通過使直徑比D/d為5以下，從而可以使高強(qiáng)度與高韌性兩全。根據(jù)提高疲勞強(qiáng)度的觀點(diǎn)，更優(yōu)選D/d為3以下。另一方面，若D/d超過5，則變成鎂合金的缺陷，由于在該部分產(chǎn)生應(yīng)力集中，因此導(dǎo)致韌性降低。
采用鑄造法或壓鑄法由于α晶界析出的針狀化合物的D/d為5～20左右，因此難以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度/高韌性，或者也難以實(shí)現(xiàn)高疲勞強(qiáng)度。
另外，作為稀土類元素，可以采用鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)、鐿(Yb)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鈧(Sc)、釤(Sm)、鐠(Pr)、釹(Nd)等。并且，也可以采用包含這些稀土類元素的混合稀土。
(2)鈣(Ca)鈣(Ca)，與作為添加成分一例的鋁(Al)之間形成Al2Ca這樣的Al-Ca系化合物。該金屬間化合物，由于與上述Al-RE系化合物同樣，與Mg2Al3或Mg17Al12這樣的Mg-Al系化合物相比，熱穩(wěn)定性優(yōu)良，因此通過將這些微細(xì)化合物均勻地分散在基體中，從而可以使鎂合金的耐熱強(qiáng)度特性提高。并且，在含有Zn時(shí)，形成Mg-Zn-Ca系化合物，這也與Al2Ca同樣，有利于提高耐熱強(qiáng)度特性。
適當(dāng)?shù)拟}含量為以重量基準(zhǔn)的1～6％。當(dāng)鈣含有量不足1％時(shí)，提高耐熱強(qiáng)度特性的效果不足。即使添加鈣超過6％，也不會增加其效果，相反析出的化合物過多在后續(xù)加工中會產(chǎn)生問題。即，在對所得到的鎂合金進(jìn)一步施以溫鍛、壓延加工或拉拔加工等二次加工時(shí)，因韌性不足會產(chǎn)生破裂或龜裂等。為了使高強(qiáng)度/高韌性和上述二次加工性兩全，更優(yōu)選的鈣含量為2～5％。
如果采用一般的鑄造法或壓鑄法等，Al-Ca系化合物以及Mg-Zn-Ca系化合物也會沿著鎂的晶界(α晶界)析出，作為針狀化合物或者將針狀化合物連接的網(wǎng)狀化合物而存在。其結(jié)果為，導(dǎo)致鎂基合金的機(jī)械特性的降低。因此，在本發(fā)明中，如上述，在通過塑性加工而使粉末化或者塊狀化的初始原料固化時(shí)，通過施以強(qiáng)加工應(yīng)力從而將針狀或者網(wǎng)狀A(yù)l-Ca系化合物以及Mg-Zn-Ca系化合物粉碎為細(xì)微，如圖2所示，使使之均勻地分散在鎂的晶界以及晶粒的內(nèi)部。
有關(guān)上述金屬間化合物的大小，根據(jù)使高強(qiáng)度和高韌性兩全的觀點(diǎn)，優(yōu)選最大粒徑為20μm以下，更優(yōu)選為10μm以下。若金屬間化合物的最大粒徑超過20μm，則鎂合金在常溫下的韌性(例如斷裂伸長率或沖擊值)降低，尤其若超過30μm則隨著韌性降低會導(dǎo)致強(qiáng)度降低。
有關(guān)上述金屬間化合物的形狀，比針狀更優(yōu)選粒子狀。具體來說，在令化合物粒子的最大粒徑為D、最小粒徑為d時(shí)，通過使直徑比D/d為5以下，從而可以使高強(qiáng)度和高韌性兩全。根據(jù)提高疲勞強(qiáng)度的觀點(diǎn)，優(yōu)選D/d為3以下。相反，若D/d超過5，則成為鎂合金的缺陷，由于在該部分產(chǎn)生應(yīng)力集中，因此導(dǎo)致韌性降低。通過鑄造法或壓鑄法由于在α晶界析出的針狀化合物的D/d為5～20左右，因此難以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度/高韌性，或者還難以實(shí)現(xiàn)高疲勞強(qiáng)度。
(3)鋁(Al)鋁(Al)，生成基體的鎂和Mg-Al系化合物，并且生成Mg-Zn-Al系化合物。后者由于耐熱性優(yōu)良，因此通過細(xì)微地析出/分散在基體中，從而有利于鎂合金的耐熱強(qiáng)度特性的提高。為了實(shí)現(xiàn)這樣的效果，需要使Al添加量為按重量基準(zhǔn)的2％以上。另一方面，若添加超過15％，則在制作鑄塊的過程中鑄塊產(chǎn)生斷裂或龜裂導(dǎo)致生產(chǎn)性以及成品率的降低。因此，本發(fā)明的鎂合金中Al成分的適當(dāng)含有量為2～15％，根據(jù)高強(qiáng)度/高韌性和上述二次加工性兩全的觀點(diǎn)，優(yōu)選的范圍為6～12％。
(4)鋅(Zn)雖然鋅(Zn)生成基體的鎂和Mg-Zn化合物，但由于該二元化合物的熱穩(wěn)定性差，因此相反使鎂合金的耐熱強(qiáng)度特性降低。然而，如上述，通過添加Al從而生成耐熱性優(yōu)良的Mg-Zn-Al系化合物或者M(jìn)g-Zn-Ca系化合物，進(jìn)而因后述的在基體中的固溶強(qiáng)化等而從而有利于鎂合金的耐熱強(qiáng)度特性以及在常溫下機(jī)械特性的提高。本發(fā)明的鎂合金中Zn成分的適當(dāng)含量為，按重量基準(zhǔn)的0.5～6％，不足0.5％時(shí)，上述效果不足，另一方，若含量超過6％，則導(dǎo)致鎂合金韌性的降低。
(5)錳(Mn)錳(Mn)，在基體的鎂中固溶，因其固溶強(qiáng)化故而有利于機(jī)械特性、尤其是耐力的提高。本發(fā)明的鎂合金中Mn成分的適當(dāng)含量為按重量基準(zhǔn)的0.5～4％。當(dāng)不足0.5％時(shí)，上述效果不足，另一方面，若超過4％，則導(dǎo)致鎂合金的韌性降低。
當(dāng)Mn含量為1.5～4％時(shí)，優(yōu)先鎂基合金中Fe的含量為10ppm以下，更優(yōu)選為3ppm以下，同時(shí)Al-Mn化合物的最大粒徑為20μm以下，更優(yōu)選為10μm以下。
通過大量添加Mn從而在鑄造鎂鑄塊中，減少使腐蝕性降低的Fe的含量，提高鎂合金的耐腐蝕性。然而，當(dāng)添加大量的Mn(例如1％以上)時(shí)，Al-Mn化合物變得粗大化(例如20～80μm左右)，鎂合金的機(jī)械特性或加工性降低。
然而，通過采用后述的本發(fā)明的機(jī)械粉碎/微細(xì)化工序，從而可實(shí)現(xiàn)上述組織、即Al-Mn化合物的最大粒徑為20μm以下、更優(yōu)選為10μm以下的組織，可得到實(shí)現(xiàn)耐腐蝕性與機(jī)械特性之間的平衡的鎂基合金。
(6)銀(Ag)銀(Ag)，固溶在基體的鎂中，因其固溶強(qiáng)化因而有利于機(jī)械特性、尤其是耐力的提高。本發(fā)明的鎂合金中Ag成分的適當(dāng)含量為按重量基準(zhǔn)的0.5～2％。當(dāng)不足0.5％時(shí)，上述效果不足，另一方面，若超過2％，則導(dǎo)致鎂合金的韌性降低。
(7)硅(Si)硅(Si)，與基體的鎂產(chǎn)生反映生成硅化鎂(Mg2Si)。該硅化鎂，由于具有高剛性/高硬度/高耐腐蝕性，因此通過分散在基體中從而即使在鎂合金中也具有提高這些特性的效果。在Si含量按重量基準(zhǔn)不足1％時(shí)，這些效果不足，另一方面，若超過8％，則鎂合金的韌性、例如拉伸特性的伸展等顯著降低，同時(shí)會產(chǎn)生切削加工時(shí)的工具磨耗以及隨之產(chǎn)生的基體表面粗糙度降低。
(基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑)在本發(fā)明的鎂合金中，因構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化，從而不僅可以提高強(qiáng)度，還可以提高韌性。具體來說，如果鎂的最大結(jié)晶粒徑為30μm以下，則發(fā)現(xiàn)在常溫下具有350MPa以上的拉伸強(qiáng)度和5％以上的斷裂伸長率這樣的高強(qiáng)韌性鎂合金。尤其，當(dāng)最大結(jié)晶粒徑為20μm時(shí)，則明顯發(fā)現(xiàn)超過400MPa的高強(qiáng)度。進(jìn)而，當(dāng)鎂的最大結(jié)晶粒徑低于10μm時(shí)，因在塑性加工Mg原料粉體的過程中，還進(jìn)行該集合組織的無秩序化，從而明顯發(fā)現(xiàn)Mg合金的高韌性，同時(shí)還提高在低溫下的彎曲/壓制加工性。
(高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法)圖3表示根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造工序。參照該圖具體說明本發(fā)明的方法。
(1)準(zhǔn)備原料粉體通過鑄造法制作具有規(guī)定成分組成的鎂合金鑄塊。所謂規(guī)定的成分組成，至少包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣，根據(jù)需要，包含從由0.5～6％的鋅、2～15％的鋁、0.5～4％的錳、1～8％的硅、0.5～2％的銀組成的元素組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
從由鑄造法所鑄造的鎂合金鑄塊中通過切削加工或者粉碎加工等機(jī)械加工法取出粉末、塊狀粒子、碎片等，用作初始原料粉體。
(2)晶粒的微細(xì)化以及化合物粒子的微細(xì)化在制作粉末固體之前，通過對初始原料粉體進(jìn)行壓縮成形、擠壓加工、鍛造加工、壓延加工等塑性加工，從而執(zhí)行構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物粒子的微細(xì)化，得到圖2所示的結(jié)晶組織。
通過對初始原料施以強(qiáng)加工應(yīng)力，從而將針狀或者網(wǎng)狀的金屬間化合物(例如Mg-RE系化合物或Al-RE系化合物)粉碎成細(xì)微，并均勻地分散在構(gòu)成基體的鎂晶粒的內(nèi)部。
作為對鎂合金原料粉體施以強(qiáng)加工應(yīng)力的方法，在將粉末填充在模具等中的狀態(tài)下施以壓縮或擠壓、或者剪切加工、彎曲加工、旋轉(zhuǎn)剪切加工等方法、或壓延粉末的方法、或者通過球磨等進(jìn)行粉碎加工的方法等較為有效。為了有效地對上述金屬間化合物以及鎂晶粒進(jìn)行微細(xì)化，優(yōu)選在100～300℃左右的暖區(qū)域內(nèi)實(shí)施這些塑性加工方法。
圖4表示對初始原料粉體10反復(fù)執(zhí)行塑性加工，直至最終得到粉末固體20為止的工序一例。參照該圖，說明賦予強(qiáng)加工應(yīng)力的方法一例。
首先，如圖4(a)所示，在由模具碾11和下沖桿12形成的器皿中填充初始原料粉體10。接著，如圖4(b)所示，使壓縮用上沖桿13下降至模具碾11內(nèi)，對原料粉體10進(jìn)行壓縮。接著，如圖4(c)以及(d)所示，在使壓縮用上沖桿13退出之后，將擠壓用上沖桿14擠壓進(jìn)被壓縮后的原料粉體10中。通過該擠壓用上沖桿14的擠壓，從而將被壓縮后的原料粉體10向后方(圖中箭頭B所示方向)擠出，施以強(qiáng)加工應(yīng)力。
接著，如圖4(e)以及(f)所示，在使擠壓用上沖桿14退出之后，再次通過壓縮用上沖桿13對剖面U字形狀的壓縮原料粉體10進(jìn)行壓縮。通過該壓縮加工，使沿著模具碾11的內(nèi)壁面存在的原料粉體10在模具碾1的內(nèi)側(cè)(圖中箭頭C所示的方向)移動。
通過反復(fù)執(zhí)行圖4(b)～(f)這樣的一連串的加工，從而將原料粉體機(jī)械粉碎，且將構(gòu)成基體的鎂晶粒微細(xì)化。同時(shí)，金屬間化合物也被細(xì)微粉碎，并分散在鎂晶粒的內(nèi)部。
(3)粉末固體的制作如圖4(g)所示，在對鎂基合金原料粉體10施以必要的塑性加工并執(zhí)行微細(xì)化處理之后，進(jìn)行壓縮成形并制作粉末固體20。
(4)加壓以及暖擠出在對如上述所得到的粉末固體在例如300～520℃溫度下保持30秒并加熱之后，立即在例如擠出比37、模具溫度400℃的條件下進(jìn)行熱擠出加工，得到棒狀基體。通過這樣的暖擠出加工，從而更加促進(jìn)鎂晶粒以及化合物粒子的微細(xì)化。具體來說，通過采用擠出的塑性加工從而將化合物粒子機(jī)械切斷，進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)微細(xì)化，并且通過加工以及熱處理使鎂晶粒動態(tài)再結(jié)晶，實(shí)現(xiàn)更加細(xì)微。
本發(fā)明的鎂基合金，由于在常溫至200℃左右的溫度段內(nèi)具有優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性，因此可作為汽車或自動兩輪車等引擎系統(tǒng)部件或者傳輸系統(tǒng)部件利用。在包含上述這樣的本發(fā)明所規(guī)定的適當(dāng)?shù)某煞衷?，且基體的鎂具有滿足適當(dāng)范圍的晶粒的情況下，發(fā)現(xiàn)常溫下的拉伸強(qiáng)度(σ)為350MPa以上，斷裂伸長率(ε)為5％以上。更優(yōu)選，具有400MPa以上的拉伸強(qiáng)度。并且，拉伸強(qiáng)度(σ)與斷裂伸長率(ε)之積為σ×ε≥4000MPa·％的高強(qiáng)韌性的鎂合金。
另一方面，如果是滿足常溫下的拉伸強(qiáng)度(σ)為350MPa以上，斷裂伸長率(ε)為5％以上，以及/或者σ×ε≥4000MPa·％的鎂基合金，則可利用作為活塞、汽缸套或連桿軸承等汽車或者自動兩輪車所采用的驅(qū)動系統(tǒng)部件。
實(shí)施例1準(zhǔn)備具有表1所記載的合金組成的鎂基合金粉體(粒徑0.5～2mm)，在模具中填充各粉末之后，通過壓縮成形制作粉末固體。通過將該各固體在惰性氣體氣氛中在400～480℃的溫度段中加熱保持5分鐘之后，立即施以暖擠出加工從而制作擠出基體(直徑7.2mmφ)。
關(guān)于如上述制作的各基體，在研磨·化學(xué)蝕刻之后，進(jìn)行擠出方向的組織觀察，通過圖像解析測定基體鎂的最大晶粒。或者，從各擠出基體中采取圓棒狀試驗(yàn)片(直徑3mmφ、平行部15mm)，在常溫以及150℃下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。拉伸速度為恒定0.3mm/min，或者在150℃下的拉伸試驗(yàn)中，事先將試驗(yàn)片在150℃下加熱保持100個(gè)小時(shí)之后以供試驗(yàn)。
表1表示這些特性的評價(jià)結(jié)果。有關(guān)基體的晶粒微細(xì)化，在將鎂基合金粉體加熱保持在100～300℃的溫度的狀態(tài)下，通過壓制成形或滾動壓延等施以塑性加工(壓縮·擠出·剪切加工等)，從而制作具有不同的晶粒的鎂基合金粉體?；蛘撸嘘P(guān)比較例19，通過對擠壓材料在惰性氣體氣氛中施以400℃×20h的熱處理，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的粗大化。
在實(shí)施例1～11中，為具有本發(fā)明規(guī)定的適當(dāng)?shù)暮辖鸾M成以及Mg最大晶粒的擠出材料，具有在常溫下優(yōu)良的機(jī)械特性。尤其，如實(shí)施例10以及11所示，若Mg的最大晶粒低于10μm，則不僅提高強(qiáng)度還能改善伸展性(韌性)。
另一方面，在比較例12～18中，由于不具有本發(fā)明規(guī)定的合金組成，因此擠出材料不具有足夠的強(qiáng)度。尤其，在比較例14以及15中，由于RE或者Ca的含量超過適當(dāng)范圍，因此導(dǎo)致韌性降低，其結(jié)果為，拉伸強(qiáng)度也降低。在比較例19中，由于Mg最大晶粒較大為66.8μm，因此得不到足夠的強(qiáng)度特性。
表1

實(shí)施例2圖5表示表1所示的實(shí)施例9、實(shí)施例11以及比較例16的組織照片。如果比較觀察這些組織照片，則明確可知實(shí)施例9以及實(shí)施例11的擠出材料的鎂晶粒被微細(xì)化。
實(shí)施例3采用鑄造法制作按重量基準(zhǔn)算由RE3.5％、Ca1.5％、Zn0.8％、Al7％、Mn0.5％、Mg剩余部分組成的鑄塊，從該基體中通過切削加工而采用鎂基合金粉體(粒徑0.5～1.5mm)。通過在將該Mg合金粉體加熱成150℃的狀態(tài)下進(jìn)行滾動壓延從而執(zhí)行粉體中的Mg晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物的微細(xì)化。通過模具成形從而將施以這樣的暖塑性加工后的Mg合金粉體固化之后，在惰性氣體氣氛中執(zhí)行240℃×5min的加熱處理，并立即執(zhí)行暖擠出加工(擠出比20)。
另一方面，作為比較例，不是施以上述滾動壓延加工，而是將通過切削加工所得到的Mg合金粉體直接模具成形，并在同一條件下進(jìn)行加熱/暖擠出加工以制作擠出基體。實(shí)施例的擠出材料在常溫下的拉伸強(qiáng)度為397MPa，斷裂伸長率為11.4％。另一方面，在比較例的擠出材料中，拉伸強(qiáng)度為316MPa，斷裂伸長率為6.5％。
圖6表示各個(gè)擠出材料的組織。在圖6(a)的實(shí)施例中，分散在基體中的化合物(在此為Al2Ca以及Mg17Al12)呈現(xiàn)球狀或者接近球狀的形狀，均勻地分散在Mg晶粒的粒界以及粒內(nèi)。圖像解析的結(jié)果為，這些化合物中最大粒徑D與最小粒徑d之比(D/d)為1.2～2.4，并且最大粒徑為3.8μm。
另一方面，在圖6的(b)比較例中，存在沿著Mg晶界而連接的網(wǎng)狀化合物(Al2Ca以及Mg17Al12)，同樣地進(jìn)行圖像解析的結(jié)果為，確認(rèn)具有D/d值超過10的較高的值，并且長直徑超過30μm的粗大的金屬間化合物。
實(shí)施例4準(zhǔn)備具有表2所記載的樣本No.1～4以及8的合金組成的鎂基合金粉體(粒徑0.5～2mm)，在使各粉末加熱至150℃附近的狀態(tài)下，施以剪斷/壓縮加工并對粉體基體中的Mg晶粒以及析出/分散化合物進(jìn)行微細(xì)化之后，填充在模具中通過壓縮成形制作粉末固體。通過在400℃下將各固體在惰性氣體氣氛中加熱保持5分鐘之后，立即施以暖擠出加工從而制作擠出基體(直徑7.2mmφ)。
樣本No.5～7的鎂基合金，是通過鑄造法制作的鑄塊基體。
對各基體在掩模/化學(xué)蝕刻之后進(jìn)行擠出方向的組織觀察，通過圖像解析測定Mg基體的最大晶粒以及Al-Mn系化合物的最大粒徑。
并且，從各擠出基體中采取圓棒拉伸試驗(yàn)片(直徑3mmφ、平行部15mm)，在常溫以及150℃下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。拉伸速度為恒定0.3mm/min。
進(jìn)而，評價(jià)各樣本的耐腐蝕性，從擠出材料中采取直徑6.8mmφ、長度80mm的圓柱樣本，將其浸漬在PH10的濃度5％的NaCl水溶液中(溶液溫度35℃)72個(gè)小時(shí)之后，根據(jù)試驗(yàn)前后的重量減少量計(jì)算腐蝕速度(mg/cm2)。表2表示這些特性評價(jià)結(jié)果。
在實(shí)施例1～4中，為具有本發(fā)明規(guī)定的適當(dāng)?shù)暮辖鸾M成以及Mg最大晶粒的擠出材，具有在常溫下優(yōu)良的機(jī)械特性和耐腐蝕性。尤其，在Mn含量為1.5％以上的范圍內(nèi)隨著其含量的增加，Mg合金中的Fe含量減少，其結(jié)果為，耐腐蝕性提高(腐蝕速度降低)。并且，拉伸強(qiáng)度也隨著Mn含量的增加而增大，這是由于微細(xì)化成10μm以下的Al-Mn系化合物的分散強(qiáng)化所致。
另一方面，在比較例5～7中，為通過鑄造法所制作的基體，由于不具有本發(fā)明規(guī)定的Mg結(jié)晶粒徑，因此不具有足夠的機(jī)械特性。同時(shí)，由于Al-Mn系化合物的粒徑也超過30μm變得粗大化，因此成為導(dǎo)致Mg合金的強(qiáng)度以及韌性降低的原因之一。
一方面，在比較例8中，雖然因具有20μm以下的Mg晶粒而具有優(yōu)良的機(jī)械特性，當(dāng)由于不含Mn因此Fe含量增大為135ppm，其結(jié)果為，Mg合金的耐腐蝕性顯著降低。
表2

※僅Fe的單位用ppm表示以上雖然參照附圖對本發(fā)明的實(shí)施方式作了說明，但本發(fā)明并非限于圖示的實(shí)施方式。對于圖示的實(shí)施方式，在與本發(fā)明相同的范圍內(nèi)或者同等的范圍內(nèi)，還可以加以各種修正或者變更。
工業(yè)上的可利用性本發(fā)明作為在常溫以及200℃左右的高溫下發(fā)揮優(yōu)良的強(qiáng)度特性以及優(yōu)良的韌性的鎂基合金而利用。尤其，根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)韌性鎂基合金，由于具備具有細(xì)微的結(jié)晶粒徑的鎂基體，且在其晶粒內(nèi)部具有將細(xì)微的粒狀金屬間化合物均勻地析出/分散的組織結(jié)構(gòu)，因此有利于應(yīng)用于汽車或自動兩輪車的引擎系統(tǒng)或者驅(qū)動系統(tǒng)部件。
權(quán)利要求書(按照條約第19條的修改)1.(修改后)一種高強(qiáng)韌性鎂基合金，是通過對包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣的鎂基合金粉體進(jìn)行塑性加工，從而執(zhí)行構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物粒子的微細(xì)化，對由該微細(xì)化處理后的鎂基合金粉體構(gòu)成的粉末固體進(jìn)行加熱后，并立即進(jìn)行暖擠出加工而得到的高強(qiáng)韌性鎂基合金基體，其特征在于，構(gòu)成基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為30μm以下，包含上述稀土類元素以及上述鈣中的至少一方的金屬間化合物，上述金屬間化合物的最大粒徑設(shè)為D，最小粒徑設(shè)為d，則D/d≤5。
2.(修改后)根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，所述金屬間化合物的最大粒徑為20μm以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物為鋁和稀土類元素之間的化合物。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物為鋁與鈣之間的化合物。
5.(刪除)。
6.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物，分散在構(gòu)成上述基體的鎂的晶界以及晶粒的內(nèi)部。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，構(gòu)成上述基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為20μm以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，構(gòu)成上述基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為10μm以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，包含從由按重量基準(zhǔn)的0.5～6％的鋅、2～15％的鋁、0.5～4％的錳、1～8％的硅、0.5～2％的銀組成的元素組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
10.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，拉伸強(qiáng)度(σ)為350MPa以上，斷裂伸長率(ε)為5％以上。
11.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，拉伸強(qiáng)度(σ)與斷裂伸長率(ε)之積為σ×ε≥4000MPa·％。
12.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述稀土類元素，包含從由鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)、鐿(Yb)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鈧(Sc)、釤(Sm)、鐠(Pr)、釹(Nd)組成的組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
13.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，包含按重量基準(zhǔn)的1.5～4％的錳、2～15％的鋁以及10ppm以下的鐵，Al-Mn化合物的最大粒徑為20μm以下。
14.一種汽車或者自動兩輪車用驅(qū)動系統(tǒng)部件，采用權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金。
15.一種高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法，包括通過對包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣的鎂基合金粉體進(jìn)行塑性加工，從而執(zhí)行構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物粒子的微細(xì)化的工序；對執(zhí)行了上述微細(xì)化處理的鎂基合金粉體進(jìn)行壓縮成形并制作粉末固體的工序；和對上述粉末固體進(jìn)行加熱，并立即進(jìn)行暖擠出加工以得到合金基體的工序。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)韌性鎂基合金，包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣，構(gòu)成基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為30μm以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，包含上述稀土類元素以及上述鈣中的至少一方的金屬間化合物，該金屬間化合物的最大粒徑為20μm以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物為鋁和稀土類元素之間的化合物。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物為鋁與鈣之間的化合物。
5.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物的最大粒徑設(shè)為D，最小粒徑設(shè)為d，則D/d≤5。
6.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述金屬間化合物，分散在構(gòu)成上述基體的鎂的晶界以及晶粒的內(nèi)部。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，構(gòu)成上述基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為20μm以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，構(gòu)成上述基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為10μm以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，包含從由按重量基準(zhǔn)的0.5～6％的鋅、2～15％的鋁、0.5～4％的錳、1～8％的硅、0.5～2％的銀組成的元素組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
10.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，拉伸強(qiáng)度(σ)為350MPa以上，斷裂伸長率(ε)為5％以上。
11.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，拉伸強(qiáng)度(σ)與斷裂伸長率(ε)之積為σ×ε≥4000MPa·％。
12.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，上述稀土類元素，包含從由鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)、鐿(Yb)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鈧(Sc)、釤(Sm)、鐠(Pr)、釹(Nd)組成的組中選擇的至少一個(gè)種類的元素。
13.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金，其特征在于，包含按重量基準(zhǔn)的1.5～4％的錳、2～15％的鋁以及10ppm以下的鐵，Al-Mn化合物的最大粒徑為20μm以下。
14.一種汽車或者自動兩輪車用驅(qū)動系統(tǒng)部件，采用權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)韌性鎂基合金。
15.一種高強(qiáng)韌性鎂基合金基體的制造方法，包括通過對包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣的鎂基合金粉體進(jìn)行塑性加工，從而執(zhí)行構(gòu)成基體的鎂晶粒的微細(xì)化以及分散在基體中的化合物粒子的微細(xì)化的工序；對執(zhí)行了上述微細(xì)化處理的鎂基合金粉體進(jìn)行壓縮成形并制作粉末固體的工序；和對上述粉末固體進(jìn)行加熱，并立即進(jìn)行暖擠出加工以得到合金基體的工序。
全文摘要
高強(qiáng)韌性鎂基合金，包含按重量基準(zhǔn)的1～8％的稀土類元素以及1～6％的鈣，構(gòu)成基體的鎂的最大結(jié)晶粒徑為30μm以下。稀土類元素以及鈣中至少一方的金屬間化合物(6)，其最大粒徑為20μm以下，并分散在構(gòu)成基體的鎂的晶界(5)以及晶粒(4)的內(nèi)部。
文檔編號C22F1/00GK1965099SQ20058001844
公開日2007年5月16日 申請日期2005年5月18日 優(yōu)先權(quán)日2004年6月15日
發(fā)明者近藤勝義 申請人:株式會社東京大學(xué)Tlo