CN1965099A - 高强韧性镁基合金、采用它的驱动***部件、及高强韧性镁基合金基体的制造方法 - Google Patents

高强韧性镁基合金、采用它的驱动***部件、及高强韧性镁基合金基体的制造方法 Download PDF

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Abstract

高强韧性镁基合金，包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙，构成基体的镁的最大结晶粒径为30μm以下。稀土类元素以及钙中至少一方的金属间化合物(6)，其最大粒径为20μm以下，并分散在构成基体的镁的晶界(5)以及晶粒(4)的内部。

Description

高强韧性镁基合金、采用它的驱动***部件、及高强韧性镁基合金基体的 制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强韧性镁基合金，尤其涉及一种在常温以及200℃左右以下的高温下，发挥良好的静态拉伸特性、疲劳强度、徐变特性等强度特性，并且断裂伸长率这样的韧性也优良的高强韧性镁基合金。这样的高强韧性镁基合金，对于汽车部件尤其对于在高温下使用的引擎部件或变速部件等有用。
背景技术
可以期待低比重且轻便化效果的镁合金，以移动电话或移动音响机器的筐体为代表，被广泛应用于汽车部件、机械部件或结构用材料等中。尤其，在汽车部件中为了有效利用轻便化效果，在引擎***·运转***部件中的利用是有效的，具体来说期待应用于以活塞为代表的引擎***部件或驱动***部件等中。
但是，这些部件中，除在常温下的强度/韧性之外，还要求在200℃上下的耐热强度特性。在以往的镁合金、例如JIS规格中记载的AZ91D合金等Mg-Al-Zn-Mn系合金或AM60B合金这样的Mg-Al-Mn系合金等中，在超过120℃的温度区域，由于强度降低，因此难以应用于上述部件中。
为了与上述轻便化需求对应，用于改善镁合金的耐热特性的合金开发正在积极进行。例如，镁国际会议(2003年1月26日～30：大阪国际会议)的讲演摘要集[Magnesium Alloys 2003]中，Y.Guangyin等通过铸造法开发Mg-Al-Zn-Si-Sb-RE系合金，显然该合金在150℃时具有178MPa的拉伸强度和14％的断裂伸长率(Materials Science ForumVols.419-422(2003)pp.425-432))。然而，由于该合金的构成基体的镁的平均结晶粒径比较大为70μm，因此常温下拉伸强度为235MPa，断裂伸长率为9％，难以应用于上述部件。
在特开2002-129272号公报中，提出了一种150℃左右的耐高温徐变特性优良的Mg-Al-Zn-Ca-RE-Mn系压铸用镁合金。该公报中记载的镁合金，也与上述Y.Guangyin等发表的一样，由于是采用铸造法制造的，因此可以指出以下问题。
(1)镁的结晶粒为60～150μm之大。
(2)基体中沉淀/分散的Al11RE3、Al2Ca、Mg17Al12等化合物作为长度为20～40μm以上的针状化合物而粗大/成长。
(3)上述针状化合物存在于镁的晶界，当其生成量多时，沿着粒界形成网状。
上述结果为，会产生在常温下的强度或者韧性劣化的问题。进而，为了改善在高温下的拉伸特性，若大量添加各元素，则由于会产生铸造时流动性(热流动性)或热切割性(高热切割)等的问题，因此添加元素的含量受限制，无法进一步提高耐热强度特性。例如，在采用特开2002-129272号公报中记载的压铸法形成的镁合金中，按重量基准在RE成分为1～3％、Ca成分为1～3％、Al成分为0.5～8％等的范围内规定适当的含有量。
在特开平8-41576号公报中公开的高强镁合金以及镁合金铸造物的热处理方法中，记载了按重量基准Al成分为1～4％、RE成分为1～8％、Ca成分为0.3～1.3％、Mn为0.1～2％、剩余部分为Mg的铸造合金具有优良的徐变特性。进而，根据需要通过对该Mg合金施以融化处理或时效处理这样的热处理，从而通过采取Al或Ca的固溶强化以及Mg-Ca系化合物的析出强化以实现特性的提高。
然而，由于在特开平8-41576号公报中公开的镁合金是由铸造法制造的，因此无法避免凝固过程中Mg晶粒的粗大成长。其结果为，常温下的拉伸强度变成200～280MPa左右，难以应用于汽车用部件、机械部件或结构用部件。
本案发明者，为了实现从常温至200℃附近的温度段的镁合金的强度和韧性(伸展)两全，发现以下方面是必需的。
(1)使构成基体的镁合金的结晶粒径较小；
(2)使耐热性优良的化合物为非针状，并作为细微粒子均匀地析出/分散；
(3)使上述化合物粒子尽可能地分散在镁晶粒内；
(4)为了使耐热性优良的微细化合物大量析出/分散，利用粉末或碎片等作为初始原料的塑性加工法的固相(非溶解)制造法较为有效，而非以往的铸造法或者压铸法。
专利文献1：特开2002-129272号公报
专利文献2：特开平8-41576号公报
发明内容
本发明就是基于这些见解而形成的，其目的在于可以提供一种在常温下的拉伸强度、断裂伸长率以及疲劳强度优良，同时在200℃附近具有高耐热强度特性的高强韧性镁基合金。
本发明的另一目的在于，可以提供一种具有上述优良特性的高强韧性镁基合金基体的制造方法。
根据本发明的高强韧性镁基合金，包含按重量基准为1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙，构成基体的镁的最大结晶粒径为30μm以下。
优选，镁基合金包含稀土类元素以及钙中至少一方的金属间化合物，该金属间化合物的最大粒径为20μm以下。金属间化合物的一例为铝和稀土类元素之间的化合物。金属间化合物的其它例为铝和钙的化合物。
若令金属间化合物的最大粒径为D，最小粒径为d，则优选D/d≤5。进一步优选，金属间化合物，分散在构成基体的镁的晶界以及晶粒的内部。在此，作为最大粒径，是指化合物粒子的最大长度，最小粒径使之化合物粒子的最小长度。
优选，构成基体的镁的最大晶粒为20μm以下，进一步优选为10μm以下。
作为一种实施方式，高强韧性镁基合金，包含从由按重量基准的0.5～6％的锌、2～15％的铝、0.5～4％的锰、1～8％的硅、0.5～2％的银组成的元素组中选择的至少一个种类的元素。
若关注于根据本发明的高强韧性镁基合金的机械特性，优选拉伸强度(σ)为350MPa以上，断裂伸长率(ε)为5％以上。并且，根据其它观点看，优选拉伸强度(σ)与断裂伸长率(ε)之积为σ×ε≥4000MPa·％。
稀土类元素，包含从由铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)、镱(Yb)、钆(Gd)、铽(Tb)、钪(Sc)、钐(Sm)、镨(Pr)、钕(Nd)组成的组中选择的至少一个种类的元素。
并且，作为一种实施方式，高强韧性镁基合金，包含按重量基准的1.5～4％的锰、2～15％的铝以及10ppm以下的铁，Al-Mn化合物的最大粒径为20μm以下。在此，所谓“10ppm以下的铁”，应理解为还包括不含铁。
如果采用具备上述结构的高强韧性镁基合金，则由于基体由具有细微的结晶粒径的镁构成，且具有细微的粒子状金属间化合物均匀地析出/分散在该晶粒内部这样的组织结构，因此有利于应用于汽车或自动两轮车的引擎***或者驱动***部件中。
根据本发明的高强韧性镁基合金基体的制造方法，具备以下工序。
(1)通过对包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙的镁基合金粉体进行塑性加工，从而执行构成基体的镁晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物粒子的微细化的工序；
(2)对执行了微细化处理的镁基合金粉体进行压缩成形并制作粉末固体的工序；和
(3)对上述粉末固体进行加热，并立即进行暖挤出加工以得到合金基体的工序。
附图说明
图1为图解表示通过铸造法制造的镁基合金的结晶组织的图。
图2为图解表示通过利用塑性加工法的固相制造法所制造的镁基合金的结晶组织的图。
图3为表示根据本发明的高强韧性镁基合金基体的制造工序的图。
图4为表示对初始原料粉体重复进行塑性加工，直至最终得到粉末固化体为止的工序的一例的图。
图5A为表1所示的实施例9的组织照片。
图5B为表1所示的实施例11的组织照片。
图5C为表1所示的比较例16的组织照片。
图6A为挤压材料(实施例)的组织照片。
图6B为挤压材料(比较例)的组织照片。
具体实施方式
(各添加元素的效果)
(1)稀土类元素(RE：Rare Earth)
稀土类元素(RE)成分，形成作为基体的镁和Mg-RE化合物，同时在与作为添加成分的一例的铝(Al)之间形成Al-RE化合物。由于Al2RE或Al11RE3这样的化合物，与Mg2Al3或Mg17Al12这样的Mg-Al系化合物相比热稳定性优良，因此通过将这些细微粒子均匀地分散在基体中从而便可以提高镁合金的耐热强度特性。
稀土类元素(RE)含量的适当范围为按重量基准的1～8％。当稀土类元素的含量不足1％时，耐热强度特性的提高效果不足。另一方面，即使添加稀土类元素超过8％，也不会增加其效果，相反析出的化合物越多，后续加工中越会产生问题。即，在对所得到的镁合金进一步施以温锻、压延加工或拉拔加工等二次加工时，因韧性不足会产生破裂或龟裂等。为了实现高强度/高韧性和上述二次加工性的两全，优选稀土类元素的含量为3～5％。
如图1所示，采用一般的铸造法或者压铸法，使这些Mg-RE系化合物以及Al-RE系化合物沿着镁的晶界(α晶界)析出，并作为针状化合物或者将针状化合物连接的网状化合物而存在。
图1为图解表示通过制造法所制造的镁基合金的结晶组织。构成基体的各个镁晶粒1是粗大的，且沿着晶界2存在针状的金属间化合物3。由此若针状金属间化合物沿着基地的晶界2而存在，则导致镁基合金的机械特性降低。
根据提高镁基合金的强度/韧性的观点，优选这些金属间化合物作为细微粒子化合物而分散在晶粒内。图2为图解表示通过后述的本发明的方法、即利用塑性加工法的固相制造法所制造的镁基合金的结晶组织的图。构成基体的各个镁晶粒4是细微的，细微的粒子状金属间化合物6，分散在晶界5以及晶粒4的内部。具有这样的组织结构的镁基合金，在强度以及韧性方面发挥优良的特性。
有关上述金属间化合物的大小，根据高强度和高韧性两全的观点，优选最大粒径为20μm以下，更优选10μm以下。若金属间化合物的最大粒径超过20μm，则镁合金在常温下的韧性(例如断裂伸长率或冲击值)降低，尤其，若超过30μm则随着韧性降低会导致强度降低。
有关上述金属间化合物的形状，与为针状相比更优选为粒子状。具体来说，若令化合物粒子的最大粒径为D，令最小粒径为d，则通过使直径比D/d为5以下，从而可以使高强度与高韧性两全。根据提高疲劳强度的观点，更优选D/d为3以下。另一方面，若D/d超过5，则变成镁合金的缺陷，由于在该部分产生应力集中，因此导致韧性降低。
采用铸造法或压铸法由于α晶界析出的针状化合物的D/d为5～20左右，因此难以实现高强度/高韧性，或者也难以实现高疲劳强度。
另外，作为稀土类元素，可以采用铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)、镱(Yb)、钆(Gd)、铽(Tb)、钪(Sc)、钐(Sm)、镨(Pr)、钕(Nd)等。并且，也可以采用包含这些稀土类元素的混合稀土。
(2)钙(Ca)
钙(Ca)，与作为添加成分一例的铝(Al)之间形成Al2Ca这样的Al-Ca系化合物。该金属间化合物，由于与上述Al-RE系化合物同样，与Mg2Al3或Mg17Al12这样的Mg-Al系化合物相比，热稳定性优良，因此通过将这些微细化合物均匀地分散在基体中，从而可以使镁合金的耐热强度特性提高。并且，在含有Zn时，形成Mg-Zn-Ca系化合物，这也与Al2Ca同样，有利于提高耐热强度特性。
适当的钙含量为以重量基准的1～6％。当钙含有量不足1％时，提高耐热强度特性的效果不足。即使添加钙超过6％，也不会增加其效果，相反析出的化合物过多在后续加工中会产生问题。即，在对所得到的镁合金进一步施以温锻、压延加工或拉拔加工等二次加工时，因韧性不足会产生破裂或龟裂等。为了使高强度/高韧性和上述二次加工性两全，更优选的钙含量为2～5％。
如果采用一般的铸造法或压铸法等，Al-Ca系化合物以及Mg-Zn-Ca系化合物也会沿着镁的晶界(α晶界)析出，作为针状化合物或者将针状化合物连接的网状化合物而存在。其结果为，导致镁基合金的机械特性的降低。因此，在本发明中，如上述，在通过塑性加工而使粉末化或者块状化的初始原料固化时，通过施以强加工应力从而将针状或者网状Al-Ca系化合物以及Mg-Zn-Ca系化合物粉碎为细微，如图2所示，使使之均匀地分散在镁的晶界以及晶粒的内部。
有关上述金属间化合物的大小，根据使高强度和高韧性两全的观点，优选最大粒径为20μm以下，更优选为10μm以下。若金属间化合物的最大粒径超过20μm，则镁合金在常温下的韧性(例如断裂伸长率或冲击值)降低，尤其若超过30μm则随着韧性降低会导致强度降低。
有关上述金属间化合物的形状，比针状更优选粒子状。具体来说，在令化合物粒子的最大粒径为D、最小粒径为d时，通过使直径比D/d为5以下，从而可以使高强度和高韧性两全。根据提高疲劳强度的观点，优选D/d为3以下。相反，若D/d超过5，则成为镁合金的缺陷，由于在该部分产生应力集中，因此导致韧性降低。通过铸造法或压铸法由于在α晶界析出的针状化合物的D/d为5～20左右，因此难以实现高强度/高韧性，或者还难以实现高疲劳强度。
(3)铝(Al)
铝(Al)，生成基体的镁和Mg-Al系化合物，并且生成Mg-Zn-Al系化合物。后者由于耐热性优良，因此通过细微地析出/分散在基体中，从而有利于镁合金的耐热强度特性的提高。为了实现这样的效果，需要使Al添加量为按重量基准的2％以上。另一方面，若添加超过15％，则在制作铸块的过程中铸块产生断裂或龟裂导致生产性以及成品率的降低。因此，本发明的镁合金中Al成分的适当含有量为2～15％，根据高强度/高韧性和上述二次加工性两全的观点，优选的范围为6～12％。
(4)锌(Zn)
虽然锌(Zn)生成基体的镁和Mg-Zn化合物，但由于该二元化合物的热稳定性差，因此相反使镁合金的耐热强度特性降低。然而，如上述，通过添加Al从而生成耐热性优良的Mg-Zn-Al系化合物或者Mg-Zn-Ca系化合物，进而因后述的在基体中的固溶强化等而从而有利于镁合金的耐热强度特性以及在常温下机械特性的提高。本发明的镁合金中Zn成分的适当含量为，按重量基准的0.5～6％，不足0.5％时，上述效果不足，另一方，若含量超过6％，则导致镁合金韧性的降低。
(5)锰(Mn)
锰(Mn)，在基体的镁中固溶，因其固溶强化故而有利于机械特性、尤其是耐力的提高。本发明的镁合金中Mn成分的适当含量为按重量基准的0.5～4％。当不足0.5％时，上述效果不足，另一方面，若超过4％，则导致镁合金的韧性降低。
当Mn含量为1.5～4％时，优先镁基合金中Fe的含量为10ppm以下，更优选为3ppm以下，同时Al-Mn化合物的最大粒径为20μm以下，更优选为10μm以下。
通过大量添加Mn从而在铸造镁铸块中，减少使腐蚀性降低的Fe的含量，提高镁合金的耐腐蚀性。然而，当添加大量的Mn(例如1％以上)时，Al-Mn化合物变得粗大化(例如20～80μm左右)，镁合金的机械特性或加工性降低。
然而，通过采用后述的本发明的机械粉碎/微细化工序，从而可实现上述组织、即Al-Mn化合物的最大粒径为20μm以下、更优选为10μm以下的组织，可得到实现耐腐蚀性与机械特性之间的平衡的镁基合金。
(6)银(Ag)
银(Ag)，固溶在基体的镁中，因其固溶强化因而有利于机械特性、尤其是耐力的提高。本发明的镁合金中Ag成分的适当含量为按重量基准的0.5～2％。当不足0.5％时，上述效果不足，另一方面，若超过2％，则导致镁合金的韧性降低。
(7)硅(Si)
硅(Si)，与基体的镁产生反映生成硅化镁(Mg2Si)。该硅化镁，由于具有高刚性/高硬度/高耐腐蚀性，因此通过分散在基体中从而即使在镁合金中也具有提高这些特性的效果。在Si含量按重量基准不足1％时，这些效果不足，另一方面，若超过8％，则镁合金的韧性、例如拉伸特性的伸展等显著降低，同时会产生切削加工时的工具磨耗以及随之产生的基体表面粗糙度降低。
(基体的镁的最大结晶粒径)
在本发明的镁合金中，因构成基体的镁晶粒的微细化，从而不仅可以提高强度，还可以提高韧性。具体来说，如果镁的最大结晶粒径为30μm以下，则发现在常温下具有350MPa以上的拉伸强度和5％以上的断裂伸长率这样的高强韧性镁合金。尤其，当最大结晶粒径为20μm时，则明显发现超过400MPa的高强度。进而，当镁的最大结晶粒径低于10μm时，因在塑性加工Mg原料粉体的过程中，还进行该集合组织的无秩序化，从而明显发现Mg合金的高韧性，同时还提高在低温下的弯曲/压制加工性。
(高强韧性镁基合金基体的制造方法)
图3表示根据本发明的高强韧性镁基合金基体的制造工序。参照该图具体说明本发明的方法。
(1)准备原料粉体
通过铸造法制作具有规定成分组成的镁合金铸块。所谓规定的成分组成，至少包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙，根据需要，包含从由0.5～6％的锌、2～15％的铝、0.5～4％的锰、1～8％的硅、0.5～2％的银组成的元素组中选择的至少一个种类的元素。
从由铸造法所铸造的镁合金铸块中通过切削加工或者粉碎加工等机械加工法取出粉末、块状粒子、碎片等，用作初始原料粉体。
(2)晶粒的微细化以及化合物粒子的微细化
在制作粉末固体之前，通过对初始原料粉体进行压缩成形、挤压加工、锻造加工、压延加工等塑性加工，从而执行构成基体的镁晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物粒子的微细化，得到图2所示的结晶组织。
通过对初始原料施以强加工应力，从而将针状或者网状的金属间化合物(例如Mg-RE系化合物或Al-RE系化合物)粉碎成细微，并均匀地分散在构成基体的镁晶粒的内部。
作为对镁合金原料粉体施以强加工应力的方法，在将粉末填充在模具等中的状态下施以压缩或挤压、或者剪切加工、弯曲加工、旋转剪切加工等方法、或压延粉末的方法、或者通过球磨等进行粉碎加工的方法等较为有效。为了有效地对上述金属间化合物以及镁晶粒进行微细化，优选在100～300℃左右的暖区域内实施这些塑性加工方法。
图4表示对初始原料粉体10反复执行塑性加工，直至最终得到粉末固体20为止的工序一例。参照该图，说明赋予强加工应力的方法一例。
首先，如图4(a)所示，在由模具碾11和下冲杆12形成的器皿中填充初始原料粉体10。接着，如图4(b)所示，使压缩用上冲杆13下降至模具碾11内，对原料粉体10进行压缩。接着，如图4(c)以及(d)所示，在使压缩用上冲杆13退出之后，将挤压用上冲杆14挤压进被压缩后的原料粉体10中。通过该挤压用上冲杆14的挤压，从而将被压缩后的原料粉体10向后方(图中箭头B所示方向)挤出，施以强加工应力。
接着，如图4(e)以及(f)所示，在使挤压用上冲杆14退出之后，再次通过压缩用上冲杆13对剖面U字形状的压缩原料粉体10进行压缩。通过该压缩加工，使沿着模具碾11的内壁面存在的原料粉体10在模具碾1的内侧(图中箭头C所示的方向)移动。
通过反复执行图4(b)～(f)这样的一连串的加工，从而将原料粉体机械粉碎，且将构成基体的镁晶粒微细化。同时，金属间化合物也被细微粉碎，并分散在镁晶粒的内部。
(3)粉末固体的制作
如图4(g)所示，在对镁基合金原料粉体10施以必要的塑性加工并执行微细化处理之后，进行压缩成形并制作粉末固体20。
(4)加压以及暖挤出
在对如上述所得到的粉末固体在例如300～520℃温度下保持30秒并加热之后，立即在例如挤出比37、模具温度400℃的条件下进行热挤出加工，得到棒状基体。通过这样的暖挤出加工，从而更加促进镁晶粒以及化合物粒子的微细化。具体来说，通过采用挤出的塑性加工从而将化合物粒子机械切断，进一步实现微细化，并且通过加工以及热处理使镁晶粒动态再结晶，实现更加细微。
[镁基合金的机械特性]
本发明的镁基合金，由于在常温至200℃左右的温度段内具有优良的强度和韧性，因此可作为汽车或自动两轮车等引擎***部件或者传输***部件利用。在包含上述这样的本发明所规定的适当的成分元素，且基体的镁具有满足适当范围的晶粒的情况下，发现常温下的拉伸强度(σ)为350MPa以上，断裂伸长率(ε)为5％以上。更优选，具有400MPa以上的拉伸强度。并且，拉伸强度(σ)与断裂伸长率(ε)之积为σ×ε≥4000MPa·％的高强韧性的镁合金。
另一方面，如果是满足常温下的拉伸强度(σ)为350MPa以上，断裂伸长率(ε)为5％以上，以及/或者σ×ε≥4000MPa·％的镁基合金，则可利用作为活塞、汽缸套或连杆轴承等汽车或者自动两轮车所采用的驱动***部件。
实施例1
准备具有表1所记载的合金组成的镁基合金粉体(粒径：0.5～2mm)，在模具中填充各粉末之后，通过压缩成形制作粉末固体。通过将该各固体在惰性气体气氛中在400～480℃的温度段中加热保持5分钟之后，立即施以暖挤出加工从而制作挤出基体(直径7.2mmφ)。
关于如上述制作的各基体，在研磨·化学蚀刻之后，进行挤出方向的组织观察，通过图像解析测定基体镁的最大晶粒。或者，从各挤出基体中采取圆棒状试验片(直径3mmφ、平行部15mm)，在常温以及150℃下进行拉伸试验。拉伸速度为恒定0.3mm/min，或者在150℃下的拉伸试验中，事先将试验片在150℃下加热保持100个小时之后以供试验。
表1表示这些特性的评价结果。有关基体的晶粒微细化，在将镁基合金粉体加热保持在100～300℃的温度的状态下，通过压制成形或滚动压延等施以塑性加工(压缩·挤出·剪切加工等)，从而制作具有不同的晶粒的镁基合金粉体。或者，有关比较例19，通过对挤压材料在惰性气体气氛中施以400℃×20h的热处理，从而实现晶粒的粗大化。
在实施例1～11中，为具有本发明规定的适当的合金组成以及Mg最大晶粒的挤出材料，具有在常温下优良的机械特性。尤其，如实施例10以及11所示，若Mg的最大晶粒低于10μm，则不仅提高强度还能改善伸展性(韧性)。
另一方面，在比较例12～18中，由于不具有本发明规定的合金组成，因此挤出材料不具有足够的强度。尤其，在比较例14以及15中，由于RE或者Ca的含量超过适当范围，因此导致韧性降低，其结果为，拉伸强度也降低。在比较例19中，由于Mg最大晶粒较大为66.8μm，因此得不到足够的强度特性。
表1
Figure A20058001844200161
实施例2
图5表示表1所示的实施例9、实施例11以及比较例16的组织照片。如果比较观察这些组织照片，则明确可知实施例9以及实施例11的挤出材料的镁晶粒被微细化。
实施例3
采用铸造法制作按重量基准算由RE：3.5％、Ca：1.5％、Zn：0.8％、Al：7％、Mn：0.5％、Mg：剩余部分组成的铸块，从该基体中通过切削加工而采用镁基合金粉体(粒径：0.5～1.5mm)。通过在将该Mg合金粉体加热成150℃的状态下进行滚动压延从而执行粉体中的Mg晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物的微细化。通过模具成形从而将施以这样的暖塑性加工后的Mg合金粉体固化之后，在惰性气体气氛中执行240℃×5min的加热处理，并立即执行暖挤出加工(挤出比20)。
另一方面，作为比较例，不是施以上述滚动压延加工，而是将通过切削加工所得到的Mg合金粉体直接模具成形，并在同一条件下进行加热/暖挤出加工以制作挤出基体。实施例的挤出材料在常温下的拉伸强度为397MPa，断裂伸长率为11.4％。另一方面，在比较例的挤出材料中，拉伸强度为316MPa，断裂伸长率为6.5％。
图6表示各个挤出材料的组织。在图6(a)的实施例中，分散在基体中的化合物(在此为Al2Ca以及Mg17Al12)呈现球状或者接近球状的形状，均匀地分散在Mg晶粒的粒界以及粒内。图像解析的结果为，这些化合物中最大粒径D与最小粒径d之比(D/d)为1.2～2.4，并且最大粒径为3.8μm。
另一方面，在图6的(b)比较例中，存在沿着Mg晶界而连接的网状化合物(Al2Ca以及Mg17Al12)，同样地进行图像解析的结果为，确认具有D/d值超过10的较高的值，并且长直径超过30μm的粗大的金属间化合物。
实施例4
准备具有表2所记载的样本No.1～4以及8的合金组成的镁基合金粉体(粒径：0.5～2mm)，在使各粉末加热至150℃附近的状态下，施以剪断/压缩加工并对粉体基体中的Mg晶粒以及析出/分散化合物进行微细化之后，填充在模具中通过压缩成形制作粉末固体。通过在400℃下将各固体在惰性气体气氛中加热保持5分钟之后，立即施以暖挤出加工从而制作挤出基体(直径7.2mmφ)。
样本No.5～7的镁基合金，是通过铸造法制作的铸块基体。
对各基体在掩模/化学蚀刻之后进行挤出方向的组织观察，通过图像解析测定Mg基体的最大晶粒以及Al-Mn系化合物的最大粒径。
并且，从各挤出基体中采取圆棒拉伸试验片(直径3mmφ、平行部15mm)，在常温以及150℃下进行拉伸试验。拉伸速度为恒定0.3mm/min。
进而，评价各样本的耐腐蚀性，从挤出材料中采取直径6.8mmφ、长度80mm的圆柱样本，将其浸渍在PH10的浓度5％的NaCl水溶液中(溶液温度：35℃)72个小时之后，根据试验前后的重量减少量计算腐蚀速度(mg/cm2)。表2表示这些特性评价结果。
在实施例1～4中，为具有本发明规定的适当的合金组成以及Mg最大晶粒的挤出材，具有在常温下优良的机械特性和耐腐蚀性。尤其，在Mn含量为1.5％以上的范围内随着其含量的增加，Mg合金中的Fe含量减少，其结果为，耐腐蚀性提高(腐蚀速度降低)。并且，拉伸强度也随着Mn含量的增加而增大，这是由于微细化成10μm以下的Al-Mn系化合物的分散强化所致。
另一方面，在比较例5～7中，为通过铸造法所制作的基体，由于不具有本发明规定的Mg结晶粒径，因此不具有足够的机械特性。同时，由于Al-Mn系化合物的粒径也超过30μm变得粗大化，因此成为导致Mg合金的强度以及韧性降低的原因之一。
一方面，在比较例8中，虽然因具有20μm以下的Mg晶粒而具有优良的机械特性，当由于不含Mn因此Fe含量增大为135ppm，其结果为，Mg合金的耐腐蚀性显著降低。
表2
 No.                   化学组成(重量基准)     基体的最大结晶粒径(μm)  Al-Mn化合物的粒径(μm)    常温下的拉伸特性   σ×ε(MPa.％)   腐蚀速度(mg/cm2)
RE Ca Zn Al Mn Fe Si Ag Mg   UTS(MPa)   伸长率(％)
 实施例  ①  3.0  1.5  0.5  7.0  1.6  10  0.0  0.0 残留     12.2  5.2   397   13.1   5201   11.3
 ②  3.0  1.5  0.5  7.0  2.3  8  0.0  0.0 残留     13.4  8.2   402   11.2   4502   9.6
 ③  3.0  1.5  0.5  7.0  2.9  6  0.0  0.0 残留     12.6  6.4   408   10.8   4406   7.2
 ④  3.0  1.5  0.5  7.0  3.6  3  0.0  0.0 残留     11.5  7.5   418   9.9   4138   5.4
 比较例  ⑤  3.0  1.5  0.5  7.0  1.6  10  0.0  0.0 残留     112.5  36.8   182   4.6   837   12.2
 ⑥  3.0  1.5  0.5  7.0  2.3  8  0.0  0.0 残留     126.6  45.8   412   3.4   1401   10.1
 ⑦  3.0  1.5  0.5  7.0  2.9  6  0.0  0.0 残留     121.8  57.7   418   2.6   1087   7.9
 ⑧  3.0  1.5  0.5  7.5  0.0  135  0.0  0.0 残留     12.4  无   365   13.8   5037   287.0
※仅Fe的单位用ppm表示
以上虽然参照附图对本发明的实施方式作了说明，但本发明并非限于图示的实施方式。对于图示的实施方式，在与本发明相同的范围内或者同等的范围内，还可以加以各种修正或者变更。
工业上的可利用性
本发明作为在常温以及200℃左右的高温下发挥优良的强度特性以及优良的韧性的镁基合金而利用。尤其，根据本发明的高强韧性镁基合金，由于具备具有细微的结晶粒径的镁基体，且在其晶粒内部具有将细微的粒状金属间化合物均匀地析出/分散的组织结构，因此有利于应用于汽车或自动两轮车的引擎***或者驱动***部件。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.(修改后)一种高强韧性镁基合金，是通过对包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙的镁基合金粉体进行塑性加工，从而执行构成基体的镁晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物粒子的微细化，对由该微细化处理后的镁基合金粉体构成的粉末固体进行加热后，并立即进行暖挤出加工而得到的高强韧性镁基合金基体，其特征在于，
构成基体的镁的最大结晶粒径为30μm以下，
包含上述稀土类元素以及上述钙中的至少一方的金属间化合物，
上述金属间化合物的最大粒径设为D，最小粒径设为d，则D/d≤5。
2.(修改后)根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
所述金属间化合物的最大粒径为20μm以下。
3.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物为铝和稀土类元素之间的化合物。
4.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物为铝与钙之间的化合物。
5.(删除)。
6.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物，分散在构成上述基体的镁的晶界以及晶粒的内部。
7.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
构成上述基体的镁的最大结晶粒径为20μm以下。
8.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
构成上述基体的镁的最大结晶粒径为10μm以下。
9.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
包含从由按重量基准的0.5～6％的锌、2～15％的铝、0.5～4％的锰、1～8％的硅、0.5～2％的银组成的元素组中选择的至少一个种类的元素。
10.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，拉伸强度(σ)为350MPa以上，断裂伸长率(ε)为5％以上。
11.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，拉伸强度(σ)与断裂伸长率(ε)之积为σ×ε≥4000MPa·％。
12.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述稀土类元素，包含从由铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)、镱(Yb)、钆(Gd)、铽(Tb)、钪(Sc)、钐(Sm)、镨(Pr)、钕(Nd)组成的组中选择的至少一个种类的元素。
13.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
包含按重量基准的1.5～4％的锰、2～15％的铝以及10ppm以下的铁，Al-Mn化合物的最大粒径为20μm以下。
14.一种汽车或者自动两轮车用驱动***部件，采用权利要求1所述的高强韧性镁基合金。
15.一种高强韧性镁基合金基体的制造方法，包括：
通过对包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙的镁基合金粉体进行塑性加工，从而执行构成基体的镁晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物粒子的微细化的工序；
对执行了上述微细化处理的镁基合金粉体进行压缩成形并制作粉末固体的工序；和
对上述粉末固体进行加热，并立即进行暖挤出加工以得到合金基体的工序。

Claims (15)

1.一种高强韧性镁基合金，包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙，构成基体的镁的最大结晶粒径为30μm以下。
2.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
包含上述稀土类元素以及上述钙中的至少一方的金属间化合物，该金属间化合物的最大粒径为20μm以下。
3.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物为铝和稀土类元素之间的化合物。
4.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物为铝与钙之间的化合物。
5.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物的最大粒径设为D，最小粒径设为d，则D/d≤5。
6.根据权利要求2所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述金属间化合物，分散在构成上述基体的镁的晶界以及晶粒的内部。
7.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
构成上述基体的镁的最大结晶粒径为20μm以下。
8.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
构成上述基体的镁的最大结晶粒径为10μm以下。
9.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
包含从由按重量基准的0.5～6％的锌、2～15％的铝、0.5～4％的锰、1～8％的硅、0.5～2％的银组成的元素组中选择的至少一个种类的元素。
10.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
拉伸强度(σ)为350MPa以上，断裂伸长率(ε)为5％以上。
11.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
拉伸强度(σ)与断裂伸长率(ε)之积为σ×ε≥4000MPa·％。
12.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
上述稀土类元素，包含从由铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)、镱(Yb)、钆(Gd)、铽(Tb)、钪(Sc)、钐(Sm)、镨(Pr)、钕(Nd)组成的组中选择的至少一个种类的元素。
13.根据权利要求1所述的高强韧性镁基合金，其特征在于，
包含按重量基准的1.5～4％的锰、2～15％的铝以及10ppm以下的铁，Al-Mn化合物的最大粒径为20μm以下。
14.一种汽车或者自动两轮车用驱动***部件，采用权利要求1所述的高强韧性镁基合金。
15.一种高强韧性镁基合金基体的制造方法，包括：
通过对包含按重量基准的1～8％的稀土类元素以及1～6％的钙的镁基合金粉体进行塑性加工，从而执行构成基体的镁晶粒的微细化以及分散在基体中的化合物粒子的微细化的工序；
对执行了上述微细化处理的镁基合金粉体进行压缩成形并制作粉末固体的工序；和
对上述粉末固体进行加热，并立即进行暖挤出加工以得到合金基体的工序。
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