专利名称：：镁合金制筐体的制作方法
技术领域：
：本发明涉及由镁合金制板材的超塑性成形体制成的镁合金制箧体，更详细地说，涉及通过高精度控制镁合金制板材的氧浓度以及材料组成，抑制超塑性成形中的空洞形成的高品质且具有复杂形状的超塑性成形体制成的镁合金制筐体以及其制造技术。本发明提供例如可以在宇宙'航空材料、电子机器材料、汽车构件等的广泛领域中利用的赋予高耐破坏性以及高强度的特性的新型镁合金制筐体。
背景技术：
：镁合金材料在实用构造金属材料的中具有最低的密度(-1.7g/cm3)，金属材料特有的容易回收性，资源存在也丰富，所以作为下一代的构造用轻质材料受到关注。现在，日本的镁制品多数是利用模铸或者触融压铸等的铸造法制作的。通过这些手法能薄壁成形，这是有助于镁合金材料在工业上的利用的最大的原因。特别是在家电制品中，例如个人电脑、移动电话、以及数码照相机等的家电制品筐体利用镁合金铸造材。但是，利用现在的铸造法来生产镁合金材料的方法中，存在下述问题需要为了补充铸造缺陷的后处理，产品合格率低，构件的强度和刚性上存在问题等。塑性加工工艺一般从成品合格率高、在成形的同时能谋求高强度和高韧性化出发，可以说是需要扩大的有效的手段。特别是，由镁合金制板材通过深拉成形、拉伸成形、以及吹塑成形等可以制作成形体的话，通过廉价的方法可以制作薄壁且高强度的成形体，对家电制品的筐体等能期待更多的需要。但是，现在的情况是，直到现在通过塑性加工工艺制作的镁合金制构件在流通中的例子几乎还没有。镁合金的非底面滑动的临界分解剪断应力在常温下与其他的滑动系相比非常大，常温成形性低。进一步，具有镁合金压延材料中形成了{0001}面相对于板面平行地取向的集合组织的特征，不能期待塑性变形时的板厚方向的变形，成为妨碍常温成形性的一个原因。从上述的问题出发，实施冷压制成形本质上有困难，这是不能通过塑性加工工艺制造镁合金构件的很大的理由。作为利用塑性加工对缺乏冷成形性的镁合金成形的手法，现在虽然受到了关注，但是是利用超塑性变形的成形。金属材料如果使结晶粒微细化，则表现超塑性现象。本发明中，所谓的超塑性变形，是指"在多结晶材料的拉伸变形中，变形应力显示出高的变形速度依赖性，不发生局部收缩，显现出数百％以上的巨大伸长"。在该超塑性变形中，结晶本身的形状基本上不变化，通过结晶之间在界面间滑动达到变形。该现象称为粒界滑动。一般地，使材料的结晶粒径微细，将试样加热到相对于液相线温度的约50%以上的温度时，发生超塑性变形。作为关于利用超塑性成形的镁合金板材的成形方法的事例，例如可举出(1)镁合金部件及其制造方法(专利文献l)、(2)镁部件及其制造方法(专利文献2)、(3)镁原材料的轴(spindle)加工方法以及其装置(专利文献3)、(4)镁合金制板材的深拉成形方法以及其成形体(专利文献4)等。在上述的方法中，着眼于利用超塑性成形通过对板材进行凸起成形(求只立t)、轴加工、深拉成形等，通过超塑性成形制造复杂构造构件。专利文献l:特开2004-149841号公报专利文献2:特开2003-311360号公报专利文献3:特开2000-126827号公报专利文献4:特开2004-58111号公报
发明内容作为镁合金的主要的超塑性变形机理，可举出粒界滑动。粒界滑动的原理图如图l所示。所谓的粒界滑动，是指不伴随粒内的变形，通过在粒界间结晶移动，达到变形的机理。另外，在结晶间引起理想的粒界滑动的场合，由于不伴随粒内的变形在粒界间结晶移动，所以在粒界三重点附近不可避免地产生空洞。图2表示各种合金的粒界扩散系数的温度依赖性。(M.Mabuchietal."TensilePropertiesatRoomTemperatureto823KofMg-4Y-3REAlloy"，Mater.Trans.43(2002)，pp.2063-2068)。图2的横轴表示利用融点标准化了的无纲量温度。纵轴1表示无纲量化了的粒界扩散系数。可以得知镁的粒界扩散系数在整个温度区域，与铝、铁相比较，显著地高。认为可能是对于粒界扩散系数大的镁，在超塑性气形中在粒界三重点附近即使产生空洞，通过扩散可以緩和空洞形成。作为镁合金的成形方法，想要积极地利用超塑性成形，是根据上述理由的缘故。另一方面，在把市售的镁合金板材供给超塑性成形的场合，如果成形条件不对，引起空洞形成，板材在成形途中破断。图3中表示对AZ31镁合金(Mg-3质量％Al-l质量％Zn-0.5质量％Mn)压延材以623K、变形速度lxl(T3s_1，施加拉伸变形直到真变形(realstrain)0.9为止时产生的内部空洞的样子。该场合，初期结晶粒径为10pm。根据图3，可以确认小于l)im的微细的空洞和5pm以上的比较粗大的空洞。如图3所见的空洞，在不能通过物质的扩散緩和粒界近傍的空洞形成的时候发生。即，对扩散速度有影响的变形温度、对空洞形成速度有影响的变形速度的控制在超塑性成形中是非常重要的要素。超塑性变形中的空洞形成的起点不只是在粒界，也考虑以内部的杂质作为起点。但是，镁合金的合金规格中，对成形性有根据的杂质的规格皆无，也没有发现使杂质对超塑性变形产生影响无损害化的对策。本发明是鉴于上述问题而进行的发明，通过使镁合金制板材的组成特定，通过使内部的杂质量在适当值以下，可以实现保证作为超塑性成形体的成形性，制作并提供具有复杂形状的镁合制筐体，本发明人基于这样的新的知识完成了本发明。本发明的目的在于提供保证作为超塑性成形体的成形性，高品质且具有复杂形状的镁合金制篋体。为了解决上述问题，本发明涉及一种镁合金制箧体，其特征在于，在镁合金制板材的超塑性成形体中，作为添加合金元素的一部分，含有铝l.0~10.0质量％、锌0.5~3.0质量o/。、锰0.1~0.8质量％，氧浓度在300质量ppm以下的镁合金制板材的超塑性成形体制成的，具有抑制超塑性成形的空洞形成的构造。该镁合金制箧体优选的方式为(1)由氧浓度为100质量ppm以下的镁合金制板材的超塑性成形体制成、(2)镁合金制板材的一部分的部位利用超塑性成形进行成形、(3)超塑性成形是为深拉成形、(4)超塑性成形是拉伸成形、(5)超塑性成形是吹塑成形、(6)镁合金制箧体的一部分的结晶粒在20jLim以下。另外，本发明涉及构造用轻质构件，其特征在于，由上述的镁合金制箧体制成。以下，对本发明进行进一步详细地说明。作为用于实现提供保证作为超塑性成形体的成形性、高品质且具有复杂形状的镁合金制筐体的手段，本发明人着眼于镁合金制板材内部存在的氧化物。镁是实用金属中与氧的亲和力最高的元素，在钢铁精炼等中作为脱酸剂利用。在镁合金的合金调制、铸造工序中，为了使溶融镁不与大气接触，在SF6和C02的混合气体等的保护气体内进行作业，但是直到经过凝固过程之前都不引起溶融镁的氧化在工艺的控制上是困难的。现状是，通过对溶融状态的镁吹氩气，使作为非金属夹杂物的氧化物(MgO或者Al203)凝集，进行上浮、沉降分离。在进行超塑性成形的镁合金制板材的内部过度混入上述氧化物的场合，引起以氧化物作为起点的空洞形成。空洞形成的机理如图4所示。超塑性成形中，通过在氧化物近傍引起应力集中，进一步，通过在氧化物周边位错蓄积，发生以氧化物为起点的空洞形成。图4所示的空洞形成在材料内部频繁发生的场合，引起空洞之间合为一体，形成破坏的起点。本发明人经过深入研究开发，结果得出以下的新知识通过将材料的氧浓度控制在适当值，进一步，在镁中添加适当添加元素，可以抑制空洞形成，同时达到超塑性变形，可以创作采用高品质且具有复杂形状的镁合金制板材的筐体。具体地，通过将镁合金制板材的氧浓度控制在300质量ppm以下、优选100质量ppm以下，利用超塑性成形，可以赋予镁合金复杂形状，这在实验上得到了确认。即，可以得知通过将镁合金制板材内部的氧化物控制在规定量，即使在超塑性成形中发生以氧化物为起点的空洞形成，也不引起空洞的扩大，通过扩散得以緩和。另一方面，如果镁合金制板材的氧浓度增加，提高了作为杂质的氧化物存在于粒界三重点上的概率。氧化物存在粒界三重点上的场合，氧化物成为粒界扩散的屏蔽，阻碍了緩和空洞形成，成形性显著地劣化。因此，氧化物混入镁合金板材内部应该尽可能地避免。即，本发明人确认了通过将氧浓度控制在300ppm以下、优选100ppm,可以抑制氧化物助长空洞形成的现象。镁合金制板材的氧浓度如果超过300ppm，不能抑制上述空洞形成以及空洞的扩大。本发明中，特別地高精度控制该氧浓度在规定的范围，使氧浓度不超过300质量ppm，使用这样的镁合金制板材，制造上述超塑性成形体是;f艮重要的，本发明中，如果镁合金具有20ym以下的微细结晶粒，优选具有15ym以下的微细结晶粒，则在473K以上723K以下的温度区域、在lx10_51/s以上lx10_11/s以下的变形速度区域，可以容易地表现超塑性现象。这里，将镁合金制板材的一部分的变形在l.O以上，或者板材的一部分由于粒界滑动而变形定义为超塑性变形。由于粒界滑动板材变形的场合，板材的结晶粒在成形中不引起粒成长，或者伴随着动态重结晶，结晶粒微细。即，本发明中，成形体中最容易引起变形的部位的结晶粒在20Mm以下、优选15Mm，可以作为超塑性成形的依据。理想地供给超塑性成形的镁合金制板材的结晶粒径预先微细到20nm以下是必要的。另一方面，即便具有40jam左右的比较粗大的粒径的镁合金制板材也可以供给超塑性成形。即使将具有40Mm左右的粗大粒径的镁合金制板材供给超塑性成形，通过利用伴随加工中的动态重结晶，使板材的结晶粒微细化，可以赋予镁合金制板材有效的超塑性成形。为了控制成形中的结晶粒的成长，进一步，为了保证成形后的镁合金制板材的强度、腐蚀特性，需要精密地规定镁合金的其他组成。具体地，作为添加合金元素的一部分，优选含有铝l.0-10.0质量％、锌O.5~3.0质量％、以及锰O.1~0.8质量％。如上述那样，本发明中，作为添加合金的一部分，优选添加铝1.0~10.0质量％。通过添加铝在1质量％以上，可以期待镁合金的固溶强化。如果添加6质量％以上的铝，可以在粒界析出网络状的P相(Mg17Al12)，可以进一步提高材料的强度。另一方面，如果添加铝在10质量％以上，可能显著地恶化成形后的镁合金的延性。因此，铝的添加量优选在l.0质量％以上10质量％以内。另外，本发明中，锌的添加是为了保持再生材的强度所必要的。另一方面，3.0质量％以上的锌的添加有时降低腐蚀特性，故不优选。锰可以緩和作为降低耐腐蚀性的杂质元素的铁的影响，通过添加锰在上述的范围内，能最大地发挥其效果。进一步，本发明中，锰的添加在控制镁合金制板材的结晶粒径上是不可欠缺的。如果不适量添加锰，则在超塑性成形中，材料内部的结晶粒成长，保持能引起粒界滑动的微细结晶是困难的。具体地，优选添加锰在O.1质量％以上。另一方面，如果添加锰在O.8质量％以上，在材料内部形成粗大的锰和铝产生的金属间化合物，对材料的延性和强度有不良影响，所以O.8质量％以上的锰的添加不优选。对本发明的镁合金制板材实施超塑性成形的镁合金制筐体不依赖于超塑性成形的种类。作为利用超塑性成形的镁合金制板材的成形，可举出深拉成形、拉伸成形、以及吹塑成形。本发明基本上通过高精度控制镁合金制板材的材质，可以制作保证作为超塑性成形体的成形性，高品质且具有复杂形状的筐体，本发明也可以以采用任意的手法制作的镁合金制筐体作为对象。本发明的镁合金制筐体由于经过超塑性成形而制作，将特定量的铝、锌以及锰作为添加元素的一部分添加在镁合金制板材中，利用超塑性成形可以保持微细的结晶。具体地，通过高精度控制这些添加元素的添加量和氧浓度，可以制作镁合金制箧体的一部分的结晶粒在20pm以下的超塑性成形体制成的镁合金制筐体。镁合金的屈服强度(硬度)与结晶粒径有很大的相关性，通过使结晶粒微细化为20nm以下，可以实现制作高强度的筐体。作为以前的手法，防止超塑性成形产生的空洞形成以及使结晶粒微细化为20jim以下是困难的，根据本发明制作的镁合金制箧体与采用其他手法制作的箧体相比较，从抑制超塑性成形的空洞形成以及使结晶粒微细化为20pm以下、由此形成具有高耐破坏性以及高强度的制品，通过分析这些性状，可以明确地区别二者。根据本发明，可以实现提供l)通过控制镁合金制板材的氧浓度以及材料组成，可以利用超塑性成形制造具有复杂形状的镁合金制筐体，2)由此，可以提供具有抑制超塑性成形中的空洞形成的构造的、具有高耐破坏性以及高强度的超塑性成形体制成的镁合金制箧体，3)作为下一代的构造用轻最材料所期待的超轻质镁合金制箧体，发挥这样的格外的效果。附图的简单i兌明是表示粒界滑动的原理的图。表示不伴随结晶粒内变形地通过结晶移动于粒界间使材料变形。是表示镁、铁、铝的粒界扩散系数的温度依赖性的图。镁的粒界扩散系数在整个温度区域，显示出比铝、铁显著的高。另外，横轴表示根据融点标准化的无纲量温度，纵轴表示无纲量化的粒界扩散系数。表示在对AZ31镁合金(Mg-3质量。/Ul-l质量。/。Zn-0.5质量。/。Mn)压延材，以623K、变形速度lx1(T3S-、施加拉伸变形直到真变形O.9为止时产生的内部空洞的样子的图，表示形成了小于lMm的微细空洞和5Mm以上的比较粗大的空洞。此外，初期结晶粒径为10um。是表示材料内部存在杂质时的、超塑性成形中的空洞形成的原理的图。超塑性成形中通过在氧化物近傍引起应力集中，进一步，通过在该氧化物周边位错蓄积，发生以氧化物为起点的空洞形成。对吹塑成形后的镁合金板材的外观从侧面观察的图。表示施加气体压力为O.5MPa以及0.2MPa时的结果。表示随着镁合金板材的内部氧浓度的增加，板材的成形性恶化。〖图7]是表示实施例3以及实施例11中供给吹塑成形的试样的板厚变形分布的图。表示出在试样的一部分的部位发现1.O以上的板厚变形。X轴表示变形的测定地点，表示将板材的中央部分规定为Omm,同心圆上的板厚变形分布。Y轴表示在各测定点的板厚变形分布。具体实施例方式接下来，根据实施例对本发明进行具体说明，但是本发明并不受到这些实施例的任何限制。准备具有种种氧浓度的AZ31镁合金压延材，评价其超塑性成形性。人231镁合金的组成为1^-3质量。/。Al-l质量。/。Zn-0.5质量。/。Mn，是代表性的展伸用镁合金。准备内部氧浓度不同的宽度50mm、厚5咖的AZ31镁合金板材。把上述镁合金板材在试样温度673K下供给热压延，由此制作厚lmm的镁合金压延材。在热压延中，不实施辊加热，每l遍的压下率为12%。得到的试验片的氧浓度和试样的平均结晶粒径总结在表1中。另外，氧浓度根据辉光放电质谱仪(GDMS)实施测定，结晶粒径利用光学显微镜观察与压延方向平行的面的组织，利用切片法测定。表l材料氧浓度(质量ppm)成形前粒径(Mm)试样l1414.8试样21517.8试样35216.8试样47319.5试样517316.3试样624814.6试样735014.9试样850014.6由上述压延材切出来竖70咖、横70mm、厚lmm的矩形状的镁合金板材，供给超塑性吹塑成形。吹塑成形中，利用图5记载的压模以及成形模。两模间固定镁合金板材，在把模和试验片加热到673K的状态下，由压模对镁合金板材以O.2MPa或者0.5MPa的压力施加氮气，由此实施吹塑成型。另外，在施加O.2MPa的压力时的材料的变形速度相当于约lx10_5s_1，在施加O.5MPa的压力时的材料的变形速度相当于约lx10Hs—\板材的一部分在破断时点完成成形。表2中总结了把各种AZ31镁合金板材供给吹塑成形的结果。另外，吹塑成形后的板材的代表性的外形表示在图6中。如果注意图6的实施例1以及实施例7的外形，可以确认实施例l中可以成形为完全的杯形状。另一方面，实施例7中虽不能成形为杯形状，但可以成形为圆顶状。实施例1以及实施例7，是内部的氧浓度最低(14质量ppm)板材的结果。此外，根据各种实施例，伴随着氧浓度的增加，成形性有降低的倾向。表2的"成形性"的栏中所示的记号，是目视比较实施例1或实施例7的结果和该实施例的结果的结果。O表示几乎不能根据目视确认差别的条件。A表示根据目视发现一部分成形性的劣化的条件。x表示在同条件下实施多次成形发现成形性的明显劣化的条件。如实施例3以及实施例ll所示，对于O以及厶的部分，几乎不能根据目视确认成形性的劣化。另一方面，如实施例7以及实施例15所示那样，如果氧浓度大于300质量ppm，则发现成形性明显劣化。另外，表2中也总结了吹塑成形后试样的结晶粒径。测定地点是作为板材最变形部分的板材的中央部分。所有的结晶粒均保持在微细(20jum以下)的状态，暗示了通过超塑性成形试样变形。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>图7表示对在实施例3以及实施例11中实施吹塑成形的试样的断面进行观察，测定各部位的板厚变形的结果。X轴表示变形的测定地点，表示以板材的中央部分规定为0咖的同心圆上的板厚变形分布。Y轴表示在各测定点的板厚变形分布。如在图7中所确认那样，可知在任意的变形速度中，1.O以上的板厚变形在一部分的测定地点发现，达到超塑性成形。即，对于高精度控制氧浓度的试样，确认表现超塑性成形。产业上的利用可能性如以上详述，本发明涉及镁合金制筐体，根据本发明，通过精密地规定镁合金制板材的杂质以及组成，可以提供具有即使经过超塑性成形也可抑制空洞形成的构造的、赋予高耐破坏性以及高强度的特性的、具有复杂形状的镁合金制筐体。本发明作为可以积极地利用在例如数码相机、笔记本电脑、PDA等、家电制品的筐体上的、能实现超轻质镁合金制箧体的实用化和产量化的物品中有用。权利要求1.镁合金制筐体，其特征在于，其由镁合金制板材的超塑性成形体制成，具有抑制超塑性成形中的空洞形成的构造，在镁合金制板材的超塑性成形体中，作为添加合金元素的一部分，含有铝1.0～10.0质量％、锌0.5～3.0质量％、锰0.1～0.8质量％，氧浓度在300质量ppm以下。2.权利要求1记载的镁合金制筐体，其由氧浓度在100质量ppm以下的镁合金制板材的超塑性成形体制成。3.权利要求1或2记栽的镁合金制筐体，其中，镁合金制板材的一部分的部位通过超塑性成形进行成形。4.权利要求3记载的镁合金制筐体，其中，超塑性成形是深拉成形。5.权利要求3记载的镁合金制筐体，其中，超塑性成形是拉伸成形。6.权利要求3记载的镁合金制筐体，其中，超塑性成形是吹塑成形。7.权利要求l-6的任一项记载的镁合金制筐体，其中，镁合金制筐体的一部分的结晶粒在20nm以下。8.构造用轻质构件，其特征在于，由权利要求1-7的任一项记载的镁合金制筐体制成。全文摘要本发明通过特定镁合金的组成、使内部的杂质量在适当值以下，提供保证成形性、高品质的具有复杂形状的镁合金制筐体，本发明涉及镁合金制筐体，其由镁合金制板材的超塑性成形体制成，具有抑制超塑性成形中的空洞形成的构造，在镁合金制板材的超塑性成形体中，作为添加合金元素的一部分，含有铝1.0～10.0质量％、锌0.5～3.0质量％、锰0.1～0.8质量％，氧浓度在300质量ppm以下。本发明通过精密地规定镁合金制板材的杂质以及组成，可以制作并提供利用超塑性成形具有复杂形状的镁合金制筐体。本发明的镁合金制筐体可以积极地适用在例如家电制品等的筐体中。文档编号B21D26/021GK101103131SQ20058003758公开日2008年1月9日申请日期2005年1月31日优先权日2004年10月29日发明者千野靖正,樱井俊治,荒木和夫,藤井空之,马渕守申请人:独立行政法人产业技术综合研究所;奂鑫(Bvi)有限公司