CN103619506A - 镁合金材料制造方法及镁合金制棒材 - Google Patents

Abstract

一种制造高强度镁合金材料的方法，其特征在于，具有：(a)制备具有上面及侧面的镁合金制被加工体的步骤；及(b)从所述被加工体的所述上面侧施加压缩载荷σp(MPa)，对所述被加工体进行一轴锻造处理的步骤。所述步骤(b)是在所述被加工体的所述侧面向外侧扩张的变形被抑制的状态下，满足(i)σp＞σf(这里，σf是所述被加工体的压缩破坏应力(MPa))；(ii)塑性变形率为10％以下；及(iii)应变速率为0.1/sec以下的条件而被实施的。

Description

镁合金材料制造方法及镁合金制棒材

技术领域

发明涉及一种高强度镁合金材料制造方法。

背景技术

镁合金(包含镁金属。下同。)具有轻量、比强度大的特征，所以，其作为次世代轻量结构材料的应用值得期待。

然而，镁合金是难加工性材料之一，如果使用压延处理或锻造处理等一般的加工处理，则容易产生破裂和缺陷，这是众所周知的。所以，对镁合金材料而言，难以期待通过加工硬化处理来达到其强度提高的效果，镁合金的应用仅局限在小型电子机器用部件等并不太重视强度的一部分领域中。

近年，为了解决上述问题，公开了一种通过向镁中添加迁移金属和特定稀土金属，以使镁合金强度提高的技术(例如，非专利文献1、2)。

[现有技术文献]

[非专利文献]

[非专利文献1]Y.Kawamura，M.Yamasaki，Mater.Trans.，vol.48，pp.2986-2992(2007)

[非专利文献2]河村能人、东田贤二，「长周期层叠结构型高强度镁合金的强化机构」，轻金属奖学会课题研究成果报告书，轻金属奖学会(2010)

发明内容

[发明要解决的课题]

前述非专利文献1、2中记载的镁合金也被称为KUMADAI镁合金。在KUMADAI镁合金中，通过添加稀土金属元素，合金组织中的特殊原子配列结构(长周期层叠结构)增加，据此，可使合金强度提高。

但是，为了得到这样的KUMADAI镁合金，需要在合金中添加重量比为5％～7％左右以上的稀土金属元素，即，需要对合金组成(成分)进行控制。另外，这样的稀土金属元素一般都存在价格较高的问题，再有，近年，还存在难以稳定地进行供给的问题。所以，非专利文献1、2中记载的镁合金材料的应用可能仅限于一部分具有高付加价值的产品。

本发明是鉴于上述背景而提出的，本发明的目的在于提供一种较为简单并且成本较低的高强度镁合金材料制造方法。

[用于解决课题的手段]

本发明提供一种高强度镁合金材料制造方法，其特征在于，具有：

(a)制备具有上面及侧面的镁合金制被加工体的步骤；及

(b)从所述被加工体的所述上面侧施加压缩载荷σp(MPa)，对所述被加工体进行一轴锻造处理的步骤，

其中，

所述步骤(b)是在所述被加工体的所述侧面向外侧扩张的变形被抑制的状态下，满足

(i)σp＞σf(这里，σf是所述被加工体的压缩破坏应力(MPa))；

(ii)塑性变形率为10％以下；及

(iii)应变速率为0.1/sec以下的条件而被实施的。

这里需要说明的是，塑性变形率被定义为锻造处理前后的被加工体的体积的之比。另外，应变速率被定义为初始应变速率。

这里，在本发明的方法中，σp≥2.4σf。

另外，在本发明的方法中，所述步骤(b)中使用具有容纳所述被加工体的内部空间的型模，

所述内部空间由所述型模的内壁构成，

所述被加工体的上面的最大尺寸为L，所述型模的内壁和所述被加工体的侧面之间的最大间隙为P时，比率(L∶P)可为20∶1～600∶1。

另外，在本发明的方法中，所述型模的内部空间也可通过对多个模部件进行组合的方式构成。

另外，在本发明的方法中，所述内部空间可不贯穿所述型模。

另外，在本发明的方法中，所述内部空间的尺寸沿深度方向可进行变化。

再有，本发明还提供一种长度方向实质上与c轴方向平行的镁合金制棒材。

另外，本发明还提供一种具有棒、板、块(block)、弹(pellet)或管状形态，并由前述任一方法所制造的镁合金材料。

[发明的效果]

根据本发明，可提供一种较为简单并且成本较低的高强度镁合金材料制造方法。

附图概述

[图1]本发明的高强度镁合金材料制造方法的流程图的一个例子。

[图2]对被加工体的形状的一个例子进行表示的模式图。

[图3]对用于实施本发明的方法的装置的一个例子进行表示的模式图。

[图4]对本发明的实施锻造处理前后的被加工体的组织状态(光学显微镜照片)的一个例子进行表示的图。

[图5]对施加于被加工体上的压缩载荷σp和被加工体的硬度变化的关系的一个例子进行表示的图。

[图6]对可应用于本发明的其他型模的结构进行概略表示的图。

[图7]对可应用于本发明的其它型模的结构进行概略表示的图。

[图8]对图7所示型模中所使用的模部件665A、665B的形状进行概略表示的图。

[图9]对可应用于本发明的压进心轴的其它结构进行概略表示的图。

[图10]对图9所示的压进心轴的使用形态进行表示的模式图。

[图11]对可应用于本发明的压进心轴及/或基底部件的其它结构进行概略表示的图。

[图12]对锻造处理前的样品长度方向上的压缩应力-应变曲线的测定结果进行表示的图。

[图13]通过OIM观察所测定的锻造处理前的样品(初始材)及样品5中的集合组织变化的结果。

[图14]对锻造处理后的各样品的基于拉伸试验的真应力-公称应变曲线和处理前的曲线一起进行表示的图。

本发明的实施方式

一般而言，镁合金材料的加工性较差，如果采用冷压延处理或锻造处理等一般的加工处理，则容易产生破裂或缺陷，这是众所周知的。所以，在镁合金材料的情况下，藉由加工并不能导入较多的应变，存在着难以期待通过加工硬化处理来达到其强度提高的效果的问题。

另外，近年，为了实现镁合金的强度的提高，提出了通过在合金中添加稀土金属元素，以使合金组织中的长周期积层结构增加的方案(KUMADAI镁合金)。

但是，在这样的技术中，为了获得高强度镁合金，需要在合金中添加重量比为5％～7％左右以上的稀土金属元素，即，需要对合金组成进行控制。另外，稀土金属元素一般存在着价格较高的问题，为此，在此技术中，所获得的镁合金很可能也是高价的。再有，稀土金属元素的使用从材料的稳定供给的观点来看，也不是最佳的。

对此，本申请的发明人等所开发的新的高强度镁合金制造方法如以下所述，并不需要添加高价稀土金属元素以对组成进行控制。另外，根据本发明，藉由锻造处理，可以制造高强度镁合金。所以，根据本发明，能够以简便且低成本的方法提供高强度镁合金。

即，根据本申请的发明，提供一种高强度镁合金材料制造方法，其特征在于，具有：

(a)制备具有上面及侧面的镁合金制被加工体的步骤；及

(b)从所述被加工体的所述上面侧施加压缩载荷σp(MPa)，对所述被加工体进行一轴锻造处理的步骤，

其中，

所述步骤(b)是在所述被加工体的所述侧面向外侧扩张的变形被抑制的状态下，满足

(i)σp＞σf(这里，σf是所述被加工体的压缩破坏应力(MPa))；

(ii)塑性变形率为10％以下；及

(iii)应变速率为0.1/sec以下的条件而被实施的。

在本发明的高强度镁合金材料制造方法中，对被加工体施加满足下式(1)的较大的压缩载荷σp。

σp＞σf    (1)

这里，σf是压缩载荷σp的施加方向上的、变形无约束的状态下的被加工体的压缩破坏应力。

一般而言，在现有的锻造处理中，针对难加工性材料的被加工体，在这样的条件下并不对其实施锻造处理。其原因在于，在对被加工体施加了这样大的压缩载荷σp的情况下，被加工体会发生破坏。

但是，在本发明的制造方法中，可以施加不会使镁合金制被加工体发生破坏的、满足式(1)那样大的压缩载荷σp。这是因为，在本发明中，锻造处理是在被加工体的侧面被「约束」了状态下「慢慢地」被实施的，同时，还将塑性变形率限定为较小的值。

即，在本发明中，通过对被加工体的侧面进行「约束」，并将应变速率控制在0.1/sec以下，塑性变形率控制在10％以下，即使将满足式(1)那样大的压缩载荷σp施加至被加工体，被加工体也不会发生破裂或破损，可进行一轴锻造处理。

这里，在本申请中，被加工体的侧面的「约束」或对侧面进行「约束」是指，在进行锻造处理时对被加工体的侧面的自由变形进行抑制，更具体来说是指，对被加工体的侧面从原来位置向外侧所扩张的较大变形进行抑制。

在上述的本发明的方法中，锻造处理后，结晶组织内导入了很多变形双晶，并且，滑动变形有效地提高了位错密度。所以，在本发明中，可进行基于锻造处理的加工硬化，有效地提高被加工体的强度。

这里需要说明的是，被加工体上所施加的压缩载荷σp的值除了满足式(1)之外，对其并无特别的限制。但是，为了更显著地得到强度提高的效果，压缩载荷σp的值优选为尽可能的大。例如，可为σp≥2.4σf，较佳为σp≥3σf。

然而，如果压缩载荷σp为极大，则在前述的(ii)及(iii)的条件下，被加工体产生破裂的危险性也很高。为此，压缩载荷σp最好满足下式(2)。

σp＜10σf    (2)

(关于本发明的制造方法的具体构成)

以下，参照附图对本发明的制造方法进行详细说明。

图1示出了本发明的高强度镁合金材料制造方法的流程图的一个例子。

如图1所示，本发明的高强度镁合金材料制造方法具有：

(a)准备(制备)具有上面及侧面的镁合金制被加工体的步骤(步骤S110)；及

(b)从所述被加工体的所述上面侧施加压缩载荷σp，对所述被加工体进行一轴锻造处理的步骤，其中，所述步骤(b)是在所述被加工体的所述侧面向外侧扩张的变形被抑制的状态下，满足

(i)σp＞σf(这里，σf是所述被加工体的压缩破坏应力)；

(ii)塑性变形率为10％以下；及

(iii)应变速率为0.1/sec以下的条件下而实施的(步骤S120)。

以下，对各步骤进行详细说明。

(步骤S110)

首先，制备镁合金制被加工体。

图2示出了被加工体110的形状的一个例子。

如图2所示，被加工体110具有大致圆柱形状，其具有上面112、侧面114、及底面116。然而，该形状仅是一个例子，被加工体110也可为其它形状。例如，被加工体110可为棒状、块状、圆锥状、圆锥台状、角锥状、角锥台状、板状(包含盘状)、弹状、或管状等。即，被加工体110只要具有上面及侧面，则可为各种各样的形状。

这里需要说明的是，需要留意的是，在本申请中，被加工体的「上面」及「侧面」的用语之使用是为了表示被加工体的相对部位。即，「上面」是指，对被加工体进行锻造处理时，压进心轴(对被加工体施加压缩载荷的部件)所直接接触的被加工体的面，是与施加压缩载荷的方向大致垂直的面。另外，被加工体的「侧面」是指，与被加工体的「上面」邻接的面(的一个)。

所以，例如，在被加工体为角柱状，并且该被加工体沿与长度方向平行的方向被压缩的情况下，被加工体的「上面」是指被加工体的一个底面，「侧面」是指沿被加工体的长度方向延伸的多个面中的至少一个。

另外，例如，在被加工体为管状，并且该被加工体沿与长度方向平行的方向被压缩的情况下，被加工体的「上面」是指具有管的开口部的一个端面，「侧面」是指沿管的长度方向延伸的外周面及/或内周面。

被加工体110的材质只要是镁合金，对其并无特别的限制。被加工体110例如可为AZ系镁合金(包含铝和锌的镁合金)、添加了稀土类元素的镁合金、及添加了Ca的镁合金等。

这里需要说明的是，需要留意的是，本发明也可适用于镁合金以外的难加工性材料，例如钛合金、锆合金、钼合金、及铌合金等。

(步骤S120)

接下来，对前述的被加工体110进行锻造处理。

图3示出了通过本发明的方法制造高强度镁合金材料时可使用的装置结构的一个例子。

如图3所示，本发明中所使用的装置200由内部具有内部空间215的型模220、配置在该型模220的内部空间215的底部的基底部件230、及压进心轴240所构成。然而，基底部件230并非是必须的。

型模220具有内壁225，由该内壁225形成内部空间215。

型模220、基底部件230、及压进心轴240的材质并无特别的限定，然而，优选为具有高压缩强度的材质，例如型模用钢材料及超硬陶瓷等。

进行锻造处理时，前述的被加工体110容纳在型模220的内部空间215。此时，被加工体110以底面116与基底部件230相接并且侧面114与型模220的内壁225相对的方式被配置在型模220的内部空间215内。另外，进行锻造处理时，被加工体110的上面112的上部配置压进心轴240。

这里需要说明的是，被加工体110的侧面114与形成型模220的内部空间215的内壁225之间仅形成了一点点的间隔P。

进行锻造处理时，压进心轴240被压在被加工体110的上面112，并沿被加工体110的长度方向(图3的Z方向)进行移动。据此，被加工体110被施加了压缩载荷σp(MPa)。

这里需要说明的是，在本发明中，当被加工体110的长度方向上的压缩破坏应力为σf(MPa)时，所施加的压缩载荷σp满足下式(1)。

σp＞σf    (1)

在通常的锻造处理中，针对难加工性材料的被加工体，在式(1)那样的条件下，并不对其进行锻造处理。其原因在于，在对被加工体施加了那样大的压缩载荷σp的情况下，被加工体会发生破坏。

对此，在本发明中，被加工体110的侧面114与形成型模220的内部空间215的内壁225之间仅存在一点点的间隔P。为此，藉由锻造处理，被加工体110即使发生了压缩变形，被加工体110的侧面114被型模220的内壁225所「约束」，也不会向外侧发生较大的变形。(以下，将这样的变形也称为「约束变形」。)另外，进行锻造处理时，被加工体110的应变速率被控制在0.1/sec以下，被加工体110的塑性变形率被控制在10％以下。例如，基于锻造处理的被加工体110的塑性变形率可在2％～8％的范围。

根据这些特征，在本发明中，可以对被加工体110施加不会使其产生破裂或缺陷的较大的压缩载荷σp。

被加工体110与内壁225之间的间隔P尽管也随塑性变形率及/或被加工体110的上面112的最大长度(设为「L」)的变化而变化，但是，例如，间隔P可被设定为，与被加工体110的上面112的最大长度L之比(P∶L)在1∶20～∶1∶600之间。(这里需要说明的是，在与上面112(XY平面)平行的一个方向上，内壁225与被加工体110之间的间隔的合计最大为2P。)

在这样的本发明的方法中，锻造处理后，结晶组织内导入了很多变形双晶，并且，滑动变形也有效地提高了位错密度。所以，在本发明中，可进行基于锻造处理的加工硬化，并且，处理后，可有效地提高被加工体110的强度。

图4示出了进行了本发明的锻造处理后的被加工体的组织状态(光学显微镜照片)的一个例子。左侧的组织表示锻造处理前的被加工体的组织状态，中央的组织是将压缩载荷σp选定为σp/σf=1.9时的结果，左侧的组织是将压缩载荷σp选定为σp/σf=3.8时结果。

这里需要说明的是，被加工体是AZ系镁合金(8wt％Al-wt％Zn-Mg)，被加工体的应变速率为10^-3/sec，被加工体的塑性变形率为3％。另外，前述的间隔P被设定为，前述的比率(P∶L)为1∶102。

从图4可知，压缩载荷σp越高，组织中所导入的变形双晶越多。另外，除了双晶的导入之外，结晶粒组织并无较大的变化，所以可知，本发明的方法是在初始结晶粒组织基本原样不动的状态下导入了大量的变形双晶。

从该结果可知，在本发明中，因为是在「约束变形」状态下慢慢地进行压缩变形，所以，处理时即使对被加工体施加了较大的压缩载荷σp，被加工体也不会发生破坏，并可生成大量的变形双晶。

图5示出了被加工体上所施加的压缩载荷σp和被加工体的硬度变化的关系的一个例子。被加工体为A Z系镁合金(8wt％Al-wt％Zn-Mg)，被加工体的应变速率为10^-3/sec。另外，锻造时的前述的比率(P∶L)为1∶102。

从图5可知，压缩载荷σp越大，被加工体的硬度越上升。这是由于通过本发明的锻造处理被加工体发生了加工硬化所导致的结果。即，可以理解为，通过本发明的锻造处理，组织内产生了变形双晶和位错，据此，被加工体的强度被提高了。

(关于本发明的制造方法中所使用的装置的其它结构)

在前述记载中，使用了图3所示的装置200对将本发明的方法应用于被加工体的例子进行了说明。但是，图3仅是一个例子而已，也可以使用其它的各种各样的装置来应用本发明，这对所属技术领域的技术人员来说是显然的。例如，作为型模的结构，可以使用型模220之外的其他各种各样形态的型模。另外，作为基底部件及/或压进心轴的形态，也可以采用其它各种各样的形态。

以下，参照图6～图8对可使用于本发明的其它型模的结构进行说明。

图6示出了可应用于本发明的其它型模结构的概要。

如图6所示，该型模420具有可容纳大致为圆锥台形状的被加工体310的内部空间415。

然而，内部空间415并不贯穿型模420，其一端被封闭。为此，在该型模420的情况下，并不一定要使用如图3所示的基底部件230。内部空间415由内壁425及底部壁428构成。另外，如前所述，在被加工体310的侧面314与内壁425之间形成了间隔P。

这里需要说明的是，在使用该型模420对被加工体310进行锻造处理的情况下，在内部空间415的上部使用了具有与其相适合的形状的压进心轴440。通过使压进心轴440沿被加工体310的长度方向(图6的Z方向)移动，被加工体310被施加了压缩载荷σp。

图7及图8示出了可应用于本发明的其它型模结构的概要。

如图7所示，该型模由外部框体部650和内部模660所构成。内部模660的中央具有供被加工体(图中未示)用的内部空间615。内部模660通过将2个模部件665A、665B进行组合而构成。

如图8所示，构成内部模660的模部件665A、665B具有大致相同的形状。即，模部件665A、665B具有对圆筒沿长度方向(Z方向)进行半切割(切割成一半)的形状，通过对两者进行组合，在中央部分形成了沿长度方向延伸的内部空间615。

在使用了这样的「分割式」的内部模660的情况下，可容易地将锻造处理后的被加工体从型模中取出。

这里需要说明的是，在图7及图8的例子中，内部模660及内部空间615具有大致圆柱状的形状，但是，也并不一定要如此，内部模660及内部空间615例如也可为沿长度方向从一端向另一端其直径逐渐减少的圆锥台形状(即，具有喇叭形状)。或者，内部模660及内部空间615也可为其他的形状。例如，内部模660的外周可为喇叭形状。在此情况下，锻造处理后，模部件665A、665B、及被加工体可以更容易地从外部框体部650上被取下。

另外，对构成内部模660的模部件的数量也无特别的限定，内部模660可由3个以上的模部件所构成。

再有，压进心轴及/或基底部件的形态也不限定于其与被加工体的上面及底面相接触的接触部具有平坦面的形态。

图9及图10示出了可应用于本发明的压进心轴的其它结构的概要。

如图9所示，该压进心轴940具有上部分942、及与该上部分942相结合的延伸部943。延伸部943沿压进心轴940的中心轴延伸。

这样的压进心轴940在被加工体具有管状形状的情况下很有效。

图10示出了使用了该压进心轴940时的装置结构的概要。

如图10所示，在型模820的内部空间815内设置了圆管状的被加工体710。被加工体710配置在基材830的上部。具有图9所示的形状的压进心轴940以延伸部943贯穿被加工体710的贯通孔的方式被设置在被加工体710的上部。

在此状态下，一旦对压进心轴940的上部分942沿Z方向施加压缩载荷，则被加工体710发生压缩变形。

这里需要说明的是，被加工体710的外周侧面为「约束变形」，仅能向外侧进行被加工体710的外周侧面与内壁825之间的间隙变没了左右的那样的变形。同样，被加工体710的内周侧面也为基于压进心轴940的延伸部943的「约束」变形，也仅能进行被加工体710与压进心轴940的延伸部943之间的间隙变没了左右的那样的变形。

所以，进行锻造处理时，被加工体710的整体都为「约束」变形，就处理后的被加工体710而言，贯通孔不会发生闭塞，并且整体强度被提高了。

图11示出了可应用于本发明的压进心轴及/或基底部件的其它结构的概要。

在图11(a)所示的例子中，压进心轴1041的与被加工体接触的接触面(以下，简称「接触面」)具有凸状部1041P，基底部件1031的接触面具有凹状部1031C。另外，如图11(b)所示，可以是，压进心轴1042的接触面具有凹状部1042C，基底部件1032的接触面具有凸状部1032P。或者，也可以是，压进心轴的接触面为平坦面，仅基底部件的接触面具有凸状部或凹状部。另外，与上述相反，还可以是，基底部件的接触面为平坦面，仅压进心轴的接触面具有凸状部或凹状部。

之外，作为装置的结构，还可具有各种各样的形态。尤其是容纳被加工体的容纳空间，除了具有前述那样的单纯的形状之外，还可具有更复杂的例如与最终产品的形状相近的外轮廓。另外，被加工体的侧面与型模内壁之间的间隔P沿深度方向(锻造方向)也可不同(进行变化)。

[实施例]

以下对本发明的实施例进行说明。

(锻造处理)

使用市场上销售的AZ80镁合金制热挤压圆棒(大阪富士工业株式会社制)制备(准备)棒状样品。样品的尺寸为，直径L是25.5mm，全长是16mm。

图12示出了锻造处理前的样品长度方向上的压缩应力-应变曲线的测定结果。这里需要说明的是，该试验是在初始应变速率为3.0×10^-3/sec并且是在室温的条件下实施的。另外，在该试验中，进行压缩时，样品可向外侧进行自由扩张，变形不受约束。

从图12可知，锻造处理前的样品的在变形不受约束的条件下的压缩破坏强度σf为大约400MPa左右。

接下来，采用图3所示那样的装置，在室温下对样品进行压缩锻造处理。

首先，将样品配置在型模的内部空间。该内部空间贯穿型模，是直径为26mm、全长为6mm的圆板状。在对样品进行配置时，样品侧面与型模内壁之间所产生间隔P为0.25mm，所以，L∶P=25.5∶0.25=102∶1。

接下来，在样品的上部配置压进心轴。心轴的直径为25.5mm。

在此状态下，介由压进心轴，样品被施加压缩载荷σp，沿样品的全长方向对样品进行压缩。初始应变速率为1×10^-3/sec，锻造处理的塑性加工量为3％。

就压缩载荷σp而言，每次试验都对其进行改变，分别为566MPa、754MPa、943MPa、1320MPa、及1509MPa。即，σp/σf之比分别相当于大约1.4、大约1.9、大约2.4、大约3.3、及大约3.8。以下将σp/σf约为1.4的处理后的样品称为样品1，将σp/σf约为1.9的处理后的样品称为样品2，将σp/σf约为2.4的处理后的样品成为样品3，将σp/σf约为3.3的处理后的样品称为样品4，将σp/σf约为3.8的处理后的样品称为样品5。

试验后，通过对样品1～样品5的状态进行目视观察可确认到，无论哪个样品都没有产生破裂或缺陷。

(评价)

对由各锻造处理所得到的样品1～样品5的组织采用光学显微镜进行了观察。在前述的图4中，将样品2及样品5的组织照片与锻造处理前的组织照片一起进行了表示。这里需要说明的是，图中的箭头LA表示各样品的锻造方向。

从该结果可知，锻造处理时压缩载荷σp越大，变形双晶被导入的越多。

图13示出了通过OIM(Orientation Imaging Microscopy)观察所测定的锻造处理前的样品(初始材)及样品5中的集合组织变化的结果。图13(a)示出了初始材的结晶方位分布，图13(b)示出了样品5的结晶方位分布。这里需要说明的是，初始材的观察是在相对于挤压方向垂直的截面上进行的。另外，样品5的观察是在与压缩方向垂直的截面上进行的。图中，颜色较浓的区域表示结晶方位的分布较高。

从图13(a)可知，在初始材的情况下，结晶以与c轴(0001)垂直的方向尤其是结晶方位(1010)为主要方向的方式被进行了配列(排列)。这是热挤压材的典型特征。即，在棒状热挤压材中，就c轴而言，具有与初始棒材的长度方向垂直配向的倾向。

对此，从样品5中可知，结晶以结晶方位(0001)即c轴为主要方向的方式被进行了配列。即，从样品中可知，就c轴(0001)而言，具有与压缩方向平行配列的倾向。这表示c轴沿棒材的长度方向并行排列。

这些结果显示了应用本发明的方法发生了结晶旋转。这样，一般而言，会在加工面(0001)上形成面集合组织。但是，就热挤压棒材而言，如初始棒材那样，具有c轴沿与长度方向垂直的方向被配列的集合组织，但是，就本发明所得到的加工棒材而言，其具有c轴沿与长度方向平行的方向被配列的集合组织这样的特征。

一般而言，这样的结晶旋转是在材料中发生较大塑性变形时的最开始的时候才产生的。为此，在难加工性材料中，这样的举动仅被认为是会破坏样品。但是，从本发明的方法中可知，锻造处理后，被加工体中产生了结晶旋转，并且其不会对被加工体产生破坏。

接下来，为了对样品1～样品5的强度进行评价，采用各样品在室温下进行拉伸试验。试验中使用了Instron型试验机，试验中的初始应变速率为1.0×10^-3/sec。

图14总结性地示出了样品1及样品3～5的真应力-公称应变曲线。这里需要说明的是，在图14中，还示出了锻造处理前的样品的真应力-公称应变曲线。

从该结果可知，即使在σp/σf约为1.9的样品1中，与锻造处理前的样品相比，降伏应力及最大拉伸应力也被有效地提高了。尤其是在样品

～样品

中，与锻造处理前的样品相比，降伏应力及最大拉伸应力得到了显著提高。

另外，还可知，在各样品中，最大拉伸强度超过了400MPa，即，在任一样品中，与处理前的状态(最大拉伸强度为350MPa左右)相比，最大拉伸强度都得到了上升。再有，还可知，在各样品中，降伏应力变为250MPa以上(处理前为100MPa左右)，即，降伏应力也得到了提高。

这样，可确认到，根据本发明的方法制造出了高强度镁合金材料。另外，还可知，在各样品中，拉伸为6％左右，即，由本发明的方法所处理的样品还具有优良的加工性。

本申请主张2011年6月28日申请的日本国专利申请2011-143042号的优先权，并在本申请中引用了该日本国申请的全部内容。

[符号说明]

110    被加工体

112    上面

114    侧面

116    底面

200    装置

215    内部空间

220    型模

225    内壁

230    基底部件

240    压进心轴

310    被加工体

314    侧面

420    型模

415    内部空间

425    内壁

428    底部壁

440    压进心轴

620    型模

615    内部空间

650      外部框体部

660      内部模

665A、665B    模部件

710      被加工体

815      内部空间

820      型模

825      内壁

830      基材

940      压进心轴

942      上部分

943      延伸部

1031     基底部件

1031C    凹状部

1032     基底部件

1032C    凸状部

1041     压进心轴

1041P    凸状部

1042     压进心轴

1042C    状部

P        间隔

Claims (8)

1.一种制造高强度镁合金材料的方法，其特征在于，具有：

(a)制备具有上面及侧面的镁合金制被加工体的步骤；及

(b)从所述被加工体的所述上面侧施加压缩载荷σp(MPa)，对所述被加工体进行一轴锻造处理的步骤，

其中，

所述步骤(b)是在所述被加工体的所述侧面向外侧扩张的变形被抑制的状态下，满足

(i)σp＞σf(这里，σf是所述被加工体的压缩破坏应力(MPa))；

(ii)塑性变形率为10％以下；及

(iii)应变速率为0.1/sec以下的条件而被实施的。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，

σp≥2.4σf。

3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，

在所述步骤(b)中，使用具有容纳所述被加工体的内部空间的型模，

所述内部空间由所述型模的内壁构成，

所述被加工体的上面的最大尺寸为L，所述型模的内壁与所述被加工体的侧面之间的最大间隙为P时，比率(L∶P)为20∶1～600∶1。

4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，

所述型模的内部空间通过对多个模部件进行组合的方式构成。

5.根据权利要求3或4所述的方法，其特征在于，

所述内部空间不贯穿所述型模。

6.根据权利要求3至5的任1项所述的方法，其特征在于，

所述内部空间的尺寸沿深度方向变化。

7.一种镁合金制棒材，其长度方向实质上与c轴方向平行。

8.一种镁合金材料，具有棒、板、块、弹、或管状的形态，并由权利要求1所述的方法所制造。

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