专利名称：易加工性镁合金及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种易加工性镁合金及其制造方法，更具体地说，涉及应用于飞机、汽车、家电、电动工具等的易加工性镁合金及其制造方法。
背景技术：
因为镁合金在工业用金属材料之中是质量最轻的，所以作为飞机或汽车用的构造材料、笔记本电脑、MD播放器、移动电话等信息产品的壳体用材料而被注目。镁合金通常使用压铸、沙模/金属模铸造、挤压、轧制等方法，加工成各种形状。另外，为了得到目标材料特性，在镁合金中添加各种合金成分(例如Al、Zn、Mn、稀土类元素等)。
作为JIS所规定的镁合金(ASTM标准)，具体地说，包括(1)含有Al及Zn作为主要添加元素，强度相对较低但加工性能高的AZ类合金(例如AZ21X、AZ31B、AZ31C、AZ61A、AZ80A等)(2)含有Zr及Zn作为主要添加元素，与AZ类相比加工性差，但可以得到高强度的ZK类合金(例如ZK21A、ZK40A、ZK60A等)(3)含有Zn及Mn作为主要添加元素，加工性能高的M1A(4)含有Zn及Cu作为主要添加元素的ZC71(5)含有Al及Mn作为主要添加元素，主要用于压铸的AM类合金(例如AM50、AM60等)。
镁合金不仅质量轻，还具有以下等优良特征(1)比强度、比刚性优于钢、铝等；(2)吸振性好；(3)电磁波屏蔽性好；(4)抗凹性(物体碰撞时产生的凹陷的程度)优于铝、软铁；(5)再加工时的能量低，循环性好；(6)散热性好；(7)尺寸稳定性好；(8)机械切削性好。
但是，因为镁合金是六方最密堆积构造，所以存在冷加工性差的问题。
因此，为了解决该问题，目前为止提出了各种方案。例如，在参考文献1中，提出一种塑性加工用高强度镁合金，其由Al1.0～10.0wt％、Zn0.1～2.0wt％、Mn0.05～1.0wt％、其他主要为Mg及不可避免的杂质构成，由金属间化合物构成的第2相粒子的大小为小于或等于30μm，金相组织的大部分为微细的等轴晶体，其平均粒径小于或等于200μm。该文献中记载有，通过使金相组织为微细的等轴晶体而改善机械性质，通过限定第2相粒子的大小，在进行塑性加工时促进相同的变形。
另外，在参考文献2中提出了一种塑性加工用镁合金铸造原材料，其含有Al、Mn、Zn作为主要合金元素，Al在6.2～7.6wt％的范围内，金相组织的平均结晶粒径小于或等于200μm。该文献中记载有，通过添加微细化剂(例如CaNCN)且加快冷却速度，可以将结晶粒微细化。
并且，在参考文献3中提出了一种延展用镁合金，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％、杂质小于或等于1.0wt％、其余部分为Mg构成。该文献中记载有，如果在延展用镁合金中添加铝，则可以提高镀层粘合性。
参考文献1特开昭63-282232号公报参考文献2特开平7-224344号公报参考文献3特开昭54-67508号公报当前，在使镁合金成为规定形状的情况下，主要是使用压铸或热挤压成型。在高温下进行挤压成型是因为，一般的镁合金为六方最密堆积构造，因此在低温下成为活性的滑动系少，加工性差。为了提高加工性，需要在相对高的温度下进行塑性变形，使其他的滑动系活性化。另外，微细化结晶粒、增大晶界滑动也有效。
另一方面，为了使用镁合金制造具有各种形状的构造材料或电子产品壳体这种板材，最好使用轧制方法作为镁合金的加工方法。但是，因为镁合金加工性差，所以轧制必须在高温下且分为几次来进行。其结果，因为将加热到规定温度的材料经过多次进行轧制，所以材料的温度在加工中逐渐降低。也就是说，与可以控制加工温度的挤压成型不同，轧制存在加工温度范围变大的缺点。
在上述的各种镁合金中，因为AZ21X、AZ31B、AZ31C等加工性良好，所以一直用于轧制。但是，现有的延展用镁合金(AZ类合金等)在铸造状态下，原材料的结晶粒径以及偏析大，且存在低熔点化合物(β、Mg-Al-Zn类化合物等)，所以不能确保在大于或等于350℃的温度区域的加工性，在铸造状态下不易加工。
为了解决该问题，通常进行保持在350～450℃的温度区域的均质化热处理。低熔点化合物的固溶在1小时左右完成，小于或等于400℃的温度区域中的加工性得到提高。但是，在均质化热处理的处理时间相对较短的情况下，大于或等于400℃的温度区域的延展性不充分。这考虑是由于Al的扩散速度低而存在Al稠化部，该Al稠化部在较低的温度(当超过400℃时)下软化、熔融。另一方面，如果为了将Al稠化部均质化，进行更长时间的均质化处理，则结晶粒粗大，反而延展性降低。
而且，为了将镁合金应用于各种构造材料，不仅要加工性要优良，机械特性优良也是非常重要的。
发明内容
本发明要解决的课题是，提供一种高温下的加工性优良的易加工性镁合金及其制造方法。
另外，本发明要解决的另一个课题是，提供一种在大于或等于350℃的温度区域内也具有良好的加工性的易加工性镁合金及其制造方法。
另外，本发明要解决的另一课题是，提供一种机械特性优良的易加工性镁合金及其制造方法。
本发明人认真研究了前述课题，发现通过以下所示的镁合金及其制造方法可以实现上述目的，进而完成本发明。即，本发明的目的可以以下述方式实现。
1.一种易加工性镁合金，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％，以及作为其他部分的Mg及不可避免的杂质，基体的平均结晶粒径小于或等于500μm，金属间化合物的平均粒径小于或等于20μm。
2.如技术方案1所述的易加工性镁合金，前述基体的平均结晶粒径为50～500μm。
3.如技术方案2所述的易加工性镁合金，粒径小于或等于3μm的前述金属间化合物的数量相对于前述金属间化合物的总量的比例大于或等于75％。
4.如技术方案2所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
5.如技术方案3所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
6.如技术方案2所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
7.如技术方案3所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
8.如技术方案4所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
9.如技术方案5所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
10.如技术方案2～9中任意一项所述的易加工性镁合金，拉伸强度大于或等于180MPa。
11.如技术方案1所述的易加工性镁合金，前述基体的平均粒径不足50μm。
12.如技术方案11所述的易加工性镁合金，粒径小于或等于3μm的前述金属间化合物的数量，相对于前述金属间化合物的总量的比例大于或等于80％。
13.如技术方案11所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
14.如技术方案12所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
15.如技术方案11所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
16.如技术方案12所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
17.如技术方案13所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
18.如技术方案14所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
19.如技术方案11～18中任意一项所述的易加工性镁合金，拉伸强度大于或等于250MPa。
20.一种易加工性镁合金的制造方法，具有以下工序熔化工序，其将为了得到技术方案1所述的易加工性镁合金而配比的原料熔化；铸造工序，其将由该熔化工序得到的熔融金属，在600～900℃的温度下，在金属模中进行铸造；以及均质化处理工序，其将由该铸造工序得到的铸块，在空气中或非活性气氛中，在350～500℃的温度下，进行1～1000小时的热处理。
21.如技术方案20所述的易加工性镁合金的制造方法，还具有以下工序轧制工序，其在150～500℃的温度范围内对均质化处理工序后的铸块进行轧制；以及退火工序，其将由该轧制工序得到的材料，在150～450℃的温度下保持1～6000秒。
在铸造阶段，与基体相比，Ca大多固溶在β、Mg-Al-Zn类化合物这种低熔点化合物中，当均质化热处理时，成为微细的粒状的Ca类化合物而残存在粒界。因此，如果对具有规定组成的镁合金添加适量的Ca，则可以抑制均质化热处理时的结晶粒的粗大化，得到良好的加工性。另外，如果Ca类化合物的大小及量适当，也不会有损机械特性。
而且，如果使铸造条件以及均质化热处理条件最优化，或者在适当的条件下进一步轧制或退火，则可以使得组织进一步微细化，以提高机械特性。
图1是表示实验例1中的金属间化合物的平均粒径d和极限拉深率之间的关系的图。
图2是表示实验例2中的小于或等于3μm的金属间化合物的比例n/n0与极限拉深率之间的关系的图。
图3是表示实验例3中的金属间化合物的面积比A/A0与极限拉深率之间的关系的图。
图4是表示实验例4中的Al的显微偏析比与极限拉深率之间的关系的图。
图5(a)是表示实验例6中的刚铸造之后及均质化热处理后(400℃×1hr或者400℃×100hr)的合金1-1Q(0wt％Ca)的试验温度与极限拉深率之间的关系的图，图5(b)是表示实验例6中的刚铸造之后及均质化热处理后(400℃×1hr或者400℃×100hr)的合金1-1C(0.05wt％Ca)的试验温度与极限拉深率之间的关系的图。
图6是表示实验例6中的均质化热处理后(400℃×100hr)的合金1-1Q(0wt％Ca)、合金1-1C(0.05wt％Ca)及合金1-1A(0.4wt％Ca)的试验温度与极限拉深率之间的关系的图。
图7是表示实验例7中的金属间化合物的平均粒径d与极限拉深率之间的关系的图。
图8是表示实验例8中的小于或等于3μm的金属间化合物的比例n/n0与极限拉深率之间的关系的图。
图9是表示实验例9中的金属间化合物的面积比A/A0与极限拉深率之间的关系的图。
图10是表示实验例10中的Al的显微偏析比与极限拉深率之间的关系的图。
具体实施例方式
下面，对本发明的一个实施方式详细进行说明。
本发明所涉及的易加工性镁合金含有以下的添加元素，其余部分由Mg及不可避免的杂质构成。各种添加元素的种类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会影响机械强度和抗腐蚀性。通常，Al的添加量越多，机械强度越高，和/或抗腐蚀性越高。为了得到比现有的AZ31B合金更高的机械强度，Al的添加量优选大于或等于3.60wt％，更优选大于或等于4.50wt％。
另一方面，Al的过量添加会使低熔点化合物即β(Mg17Al12)化合物的生成量增加，有损热加工性。因此，Al的添加量优选小于或等于8.50wt％，更优选小于或等于7.50wt％。
(2)Zn大于或等于0.05wt％而小于或等于2.50wt％Zn和Al同样地，会影响机械强度和抗腐蚀性。通常，Zn的添加量越多，机械强度越高，和/或抗腐蚀性越好。为了确保相对较高的机械强度，Zn的添加量优选大于或等于0.05wt％，更优选大于或等于0.50wt％。
另一方面，Zn的过量添加会增加比β化合物的熔点更低的Mg-Al-Zn类化合物的生成量，由热加工时的局部熔融而有损加工性。因此，Zn添加量优选小于或等于2.50wt％。Zn的添加量更优选小于或等于1.50wt％。
(3)Mn大于或等于0.01wt％而小于或等于0.80wt％。
Mn通常是为了铸造组织微细化和抗腐蚀性改善的目的而添加的。由于为了获得良好的加工性就要得到充分的微细组织，因此Mn添加量优选大于或等于0.01wt％。利用比通常少的Mn添加量来得到微细组织，是为了在本发明中尽量降低铸造温度，促进由于过冷度引起的结晶核生成。Mn的添加量更优选大于或等于0.05wt％。
另一方面，Mn的过量添加会使粗大的Al-Mn类化合物生成，在热加工时可以成为空隙形成起点。因此，Mn添加量优选小于或等于0.8wt％。Mn添加量更优选小于或等于0.3wt％。
(4)Si小于或等于0.03wt％Si几乎不固溶于基体，在铸造时会在晶界中生成粗大的Mg2Si。Mg2Si与作为基体的Mg的粘合性差，并且是硬质且脆性，因此在加工时该化合物本身脆性破坏、或由于与基体界面剥离而形成空隙。因此，为了改善加工性，优选Si尽量少。但是，过分减少Si量会伴随成本的增加。为了改善加工性且抑制成本增加，Si添加量优选小于或等于0.03wt％。Si添加量更优选小于或等于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％适量的Ca对铸造材料的结晶粒径几乎不产生影响，但具有抑制均质化热处理时的结晶粒生长的效果。这考虑是因为，Ca在铸造时固溶于β化合物、Mg-Al-Zn类化合物这种低熔点化合物，在均质化热处理时，作为微细的粒状的Ca类化合物残留于晶界中。为了维持铸造材料的结晶组织，Ca的添加量优选大于或等于0.01wt％。
另一方面，Ca的过量添加使得铸造时在晶界和/或结晶粒内生成粗大的Ca类化合物，均质化热处理后也有残留，使得热加工性恶化。因此，Ca添加量优选小于或等于0.50wt％，更优选小于或等于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都是不利于抗腐蚀性的成分，优选尽量减少。另一方面，这些元素的不必要的减少会造成成本增加。因此，Fe、Ni、Cr、Co的含量优选小于或等于0.005wt％，Cu的含量优选小于或等于0.008wt％。
此外，Fe、Ni、Cr、Cu、Co的含量的下限值为0wt％。
本发明所涉及的易加工性镁合金，除了添加元素处于上述范围内，还优选使组织满足以下条件。
第1，基体的平均结晶粒径优选小于或等于500μm。通常，基体的平均结晶粒径越小加工性越提高。为了得到实用上充分的加工性，优选使平均结晶粒径小于或等于500μm。另一方面，如果基体的平均结晶粒径一定程度微细化，则可以得到实用上充分的加工性。因此，从提高加工性的角度，优选使基体的平均结晶粒径大于或等于50μm而小于或等于500μm。
此外，在过度进行结晶粒微细化的情况下，部分结晶粒生长容易，会损坏结晶粒的均匀性。因此，优选使基体的平均结晶粒径大于或等于1μm。
另外，通常基体的平均结晶粒径越小，加工性越好，因此机械特性也高。为了在实用上充分的加工性的基础上，得到高的机械特性，更加优选使基体的平均结晶粒径小于50μm。
此外，在这里所谓“平均结晶粒径”，是指拍摄0.4mm×0.4mm×50视场的照片，由所得的照片利用图像分析软件计算出的各个结晶粒径的平均值。
第2，金属间化合物的平均粒径优选小于或等于20μm。在这里，所谓“金属间化合物的平均粒径”，是指将试样放在显微镜面上之后，利用SEM进行1000倍、50视场的组织照片拍摄，利用图像分析软件导出的等效圆直径的平均值。
在本发明中，因为含有Ca作为添加元素，所以在铸造后及热处理后，生成熔点相对较高的Ca类的金属间化合物。该金属间化合物具有抑制热处理中的结晶粒的粗大化的效果。但是，如果金属间化合物的粒径过大，则反而会使加工性降低。为了在热处理时保持铸造组织，且得到良好的加工性，优选使金属间化合物的平均粒径小于或等于20μm。
另外，通过提高铸造时的冷却速度可以进行金属间化合物的微细化，但随着冷却速度的提高铸块内外的温度差增大，金属间化合物的粒度分布不均匀。因此，优选使金属间化合物的平均粒径大于或等于0.1μm。
第3，粒径小于或等于3μm的金属间化合物的数量n相对于金属间化合物的总量n0的比例(＝n×100/n0(％))，优选大于或等于75％，更优选大于或等于80％。
在这里，所谓“粒径小于或等于3μm的金属间化合物的比例”，是指通过上述同样的SEM观测，包含在1000倍、50视场范围内的等效圆直径小于或等于3μm的金属间化合物的数量(n)，相对于金属间化合物的总量(n0)的比例(百分比)。
如上所述，熔点相对较高且适量的金属间化合物，具有抑制结晶粒粗大的效果，但粗大的金属间化合物反而会成为降低加工性的原因。因此，粗大的金属间化合物优选尽量少。为了在热处理时保持铸造组织，且得到良好的加工性，优选使粒径小于或等于3μm的金属间化合物的比例大于或等于75％。
第4，金属间化合物的面积比优选大于或等于0.1％而小于或等于5.0％。在这里，所谓的“金属间化合物的面积比”，是指将试样放在显微镜面上后，利用SEM进行1000倍、50视场的组织照片拍摄，利用图像分析软件导出的金属间化合物的面积比(＝金属间化合物的总面积×100/视场面积的合计)。
如上所述，熔点相对较高且适量的金属间化合物具有抑制结晶粒的粗大化的效果。为了抑制结晶粒的粗大化、得到良好的加工性，优选将金属间化合物的量换算为面积比后，大于或等于0.1％，更优选大于或等于0.5％。另一方面，因为过量的金属间化合物降低加工性，且没有束缚晶界的效果，所以会造成结晶粒的粗大化。因此，金属间化合物的面积比优选小于或等于5.0％，更优选小于或等于4.0％。
第5，Al的显微偏析比优选小于或等于1.8。在这里，所谓“Al的显微偏析比”，是指利用EMPA将1mm×1mm大小的视场进行10视场平面分析并对各个视场进行测定出的、除了夹杂物及金属间化合物的部位的浓度中的Al的最大浓度(Cmax)与Al的最小浓度(Cmin)的比(Cmax/Cmin)的平均值。
如上所述，熔点相对较高、适量且适当大小的金属间化合物具有提高加工性的效果。但是，即使将金属间化合物的组成、数量及大小最优化，也存在大于或等于400℃温度区域内的延展性不足的情况。这考虑是因为，Al稠化部在较低的温度下软化、熔融。为了确保大于或等于400℃的温度区域内的延展性，优选使Al的显微偏析比小于或等于1.8。
另外，更优选使Al的显微偏析比小于或等于1.3。
并且，因为多余的成分分布的均质化(热处理)会造成制造成本增加，所以优选使Al的显微偏析比大于或等于1.05。
而且，为了减少Al的显微偏析比，必须充分地进行均质化处理。另一方面，过度的均质化处理通常会使得结晶粒粗大化，使加工性降低。但是，在本发明中，因为金属间化合物的种类、数量及大小被最优化，所以不会使结晶粒粗大化，还可以减少显微偏析比。
另外，仅通过均质化热处理来降低Al的显微偏析比有局限，但如果在均质化热处理后进行轧制及退火，则在组织细化的同时促进Al的扩散，所以可以简单地降低显微偏析比。
下面，对本发明所涉及的易加工性镁合金的制造方法进行说明。
本发明所涉及的易加工性镁合金的制造方法具有熔化工序、铸造工序和均质化处理工序。
另外，本发明所涉及的易加工性镁合金的制造方法还可以具有轧制工序和退火工序。
熔化工序是将为了得到本发明所涉及的易加工性镁合金而配比的原料熔化的工序。
镁合金的熔化通常将主原料(例如Mg块、Mg碎屑等)及成分调整原料(例如Al铸块、粒状Zn、Al-Mn合金铸块等)加入熔炉中，在规定的温度下熔化。熔化温度及熔化时间并不特别限定，对应于合金组成选择最佳条件。通常，在600～900℃的范围内熔化。
铸造工序是在大于或等于600℃而小于或等于900℃范围内，将由熔化工序得到的熔融金属进行金属模铸造的工序。
在本发明中，铸模使用金属模。这是因为，通过使用导热性和散热性好的金属模，冷却速度增大，会得到组织微细且致密的铸块。金属模的材质并不特别限制，可以使用Fe、Cu等或它们的合金。
因为Mg合金的熔点在600℃左右，所以铸造温度优选大于或等于600℃。另一方面，如果铸造温度提高则不能充分过冷却，使结晶粒粗大。因此，铸造温度优选小于或等于900℃。
另外，通常如果铸造时的冷却速度减缓，则会生成粗大的金属间化合物而成为使强度及加工性降低的原因。为了得到强度及加工性优良的镁合金，冷却速度优选大于或等于0.17℃/sec。
均质化处理工序是在空气中或非活性气氛下，以大于或等于350℃而小于或等于500℃的温度，将由铸造工序得到的铸块进行大于或等于1小时而小于或等于1000小时的热处理的工序。
进行均质化热处理的主要目的是(1)通过扩散去除低熔点化合物，以及(2)使Al稠化部均质化。如果热处理温度过低，则不易在实际的处理时间内使元素充分扩散。因此，热处理温度优选大于或等于350℃。另一方面，如果热处理温度过高，则结晶粒会粗大化。因此热处理温度优选小于或等于500℃。
通常，如果热处理温度适当，则使加工性下降的低熔点化合物会在相对较短的时间内被去除。为了得到在小于或等于400℃的温度下的良好的加工性，热处理时间优选大于或等于1小时。并且，为了改善大于或等于400℃的温度下的加工性，热处理时间优选大于或等于4小时。
另一方面，过度的热处理没有实际意义。另外，长时间的热处理有时候会使金属间化合物或结晶粒粗大化。因此，热处理时间优选小于或等于1000小时。
如果使得上述铸造条件及均质化热处理条件最优化，则可得到下述镁合金，其在厚度小于或等于200mm下，具有基体的平均结晶粒径在50～500μm范围内的微细组织。
此外，进行了均质化热处理的铸块可以根据需要进行轧制及退火。此时，如果使轧制及退火条件最优化，则可以使组织进一步微细化。
轧制工序是在大于或等于150℃而小于或等于500℃的温度范围内，将均质化处理后的铸块进行轧制的工序。镁合金的轧制通常是将铸块加热到规定温度，分多次进行轧制。在加工中铸块的温度降低，当低于一定的温度时中断轧制，进行材料的再加热。并且，将这种轧制→再加热反复进行必要的次数，直至铸块成为所需的形状。
轧制温度优选大于或等于150℃而小于或等于500℃。如果轧制温度超过500℃，则因为金属间化合物的平均粒径增大，或平均结晶粒径增大而不优选。另一方面，如果轧制温度未达到150℃，则因为加工性降低而不优选。
每一个循环的下压率及总下压率，为了得到所需的形状及平均结晶粒径，选择最佳的条件。通常，下压率越大则越能得到平均结晶粒径小的镁合金。
退火工序是在大于或等于150℃而小于或等于450℃的温度下，将由轧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。如果在规定的条件下加热轧制后的材料，则可以去除加工变形，得到加工性优良的镁合金。
退火温度及退火时间会影响轧制后的材料的加工性。通常，如果退火温度过低，则会使加工变形的去除不充分。因此，退火温度优选大于或等于150℃。另一方面，如果退火温度过高，则会使金属间化合物粗大化或结晶粒粗大化。因此，退火温度优选小于或等于450℃。
另外，如果退火时间过短，则加工变形的去除不充分。因此，退火时间优选大于或等于1秒。另一方面，如果退火时间过长，则会使金属间化合物粗大化或结晶粒粗大化。因此，退火时间优选小于或等于6000秒。
如果使上述各个工序的条件最优化，对上述均质化处理后的铸块进行处理，则可得到厚度小于或等于5mm、具有基体的平均结晶粒径不足50μm的更微细的组织的镁合金。
下面，对本发明所涉及的易加工性镁合金及其制造方法的作用进行说明。
现有的延展用镁合金，因为在铸造的状态下，原材料的结晶粒径及偏析大，且存在低熔点化合物(β、Mg-Al-Zn类化合物等)，所以不能确保大于或等于350℃温度区域的加工性，在铸造状态下不易加工。因此，通常在350℃～450℃的温度区域内进行持续的均质化热处理。但是，在均质化热处理的处理时间相对较短的情况下，在大于或等于400℃温度区域内的延展性不充分。
另一方面，如果进行长时间的均质化处理，则可以抑制高温侧的急剧加工性降低，但会使结晶粒粗大化。因此，塑性加工时的动态再结晶面积比降低，在整个温度区域内延展性降低。因此，为了使在超过400℃的温度区域内也得到良好的加工性，不仅要消除或减少低熔点化合物及Al稠化部，还必须要抑制结晶粒径的粗大化。
与此相对，如果在镁合金中添加Ca，则Ca在铸造阶段固溶于β、Mg-Al-Zn类化合物等中，在均质化热处理时，其作为微细粒状的Ca类化合物残留在晶界内。因此，即使为了消除Al稠化部而进行长时间热处理，也能够抑制结晶粒的粗大化，维持铸造时的组织。另外，不仅在小于或等于400℃的温度区域内，即使超过400℃的温度区域，也表现良好的加工性。而且，Ca类化合物如果适量则对机械特性的不良影响少。因此，在本发明的镁合金中，可以使得其拉伸强度在热处理后的状态下大于或等于180MPa。
另外，如果使铸造条件及均质化热处理条件最优化，或者对被均质化热处理的铸块在适当的条件下进一步进行轧制、退火，则组织更加微细化。因此，可以维持良好的加工性，使其拉伸强度大于或等于250MPa。
而且，通过结晶粒的微细化能够提高拉伸强度，但过度的结晶粒的微细化会增加加工或退火的次数，带来加工成本的增加。因此，优选拉伸强度小于或等于500MPa。
实施例下面，根据实验例详细说明本发明的实施方式，但本发明不限于这些实验例。
实验例1各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃(按照成分适当调整)冷却速度0.2℃/sec铸造后，将铸块进行均质化热处理。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr(但是，对于合金1-1M～1-1O为10000hr)冷却水冷试验方法对于所得到的均质化热处理后的铸块，进行金属间化合物的平均粒径以及基体的平均结晶粒径的测定，并且，进行高温高速拉伸试验。试验方法如下。
(1)金属间化合物的平均粒径在将试样置于显微镜面上后，利用SEM拍摄组织照片。由得到的照片利用图像分析软件导出各个金属间化合物的等效圆直径，并计算出其平均值。视场为1000倍、50视场。
(2)基体的平均结晶粒径微研磨后，由苦味酸乙醇溶液腐蚀，拍摄照片。由得到的照片利用图像分析软件确定各个结晶粒直径，导出其平均值。视场为0.4mm×0.4mm×50视场。
(3)高温高速拉伸试验由均质化热处理后的铸块切出试验片，进行蠕变试验(热高速拉伸试验)。
并且，由断裂后的试验片测定极限拉深率。蠕变试验条件如下。
试验温度常温～500℃直到试验温度为止的升温时间约200秒试验温度下的保持时间20秒十字头速度50.8mm/sec气氛非活性气体结果表1表示本试验所使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金1-1M～1-1O，其成分元素的含量是适当的，但因为均质化处理的保持时间长，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。另外，因为合金1-1P其Ca添加量是过剩的，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。同样地，因为合金1-1R～1-1X，其分别Fe、Ca、Al、Zn、Mn、Si或者Fe、Cu、Ni、Cr及Co过剩，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。
另外，合金1-1M～1O，因为均质化处理的保持时间长，所以平均结晶粒径超过500μm。另外，合金1-1P、1-1Q及1-1S，因为Ca添加量均过剩或过小，所以平均结晶粒径超过500μm。此外，合金1-1V因为Mn添加量过剩，所以平均结晶粒径超过500μm。
因此，合金1-1M～1-1X的极限拉深率在350℃以及430℃的任一个试验温度都是相对较低的值。
与此相对，合金1-1A～1-1L中，因为成分元素的范围适当，且在适当的条件下进行均质化热处理，所以任一个的金属间化合物的平均粒径d都小于或等于20μm，平均结晶粒径都小于或等于500μm。因此，极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下，都是相对较高的值。
图1表示本实验例中的金属间化合物的平均粒径d和极限拉深率之间的关系。根据图1可知，如果金属间化合物的平均粒径d小于或等于20μm，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于40％的极限拉深率。
(表1)
实验例2各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec(但是对于合金1-2E、1-2F，为0.1℃/sec)铸造后，将铸块进行均质化热处理。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr冷却水冷试验方法对于得到的均质化热处理后的铸块，测定小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)。并且，金属间化合物的粒径，使用由图像分析软件导出的等效圆直径。另外，小于或等于3μm的金属间化合物的比例(％)，作为包含在1000倍、50视场中的等效圆直径小于或等于3μm的金属间化合物的数量(n)、相对于与金属间化合物的总量(n0)的比例而求出。
结果表2表示本试验的结果。而且，表2同时表示本试验所使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金1-2E、1-2F分别是与合金1-2A、1-2B相同的组成，但因为铸造时的冷却温度慢，所以与合金1-2A、1-2B相比，金属间化合物的平均粒径d大一些，且小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)小于或等于70％。因此，其极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金1-2A～1-2D，因为任一个的合金元素的成分范围都适当，且在适当的条件下进行铸造，所以小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)大于或等于75％。因此1-2A～1-2D的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下，都是相对较高的值。
图2表示本实验例中的小于或等于3μm的金属间化合物的比例n/n0和极限拉深率之间的关系。根据图2可知，如果小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)大于或等于75％，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于60％的极限拉深率。
(表2)
实验例3各种镁合金的制造及试验方法在与实验例1相同的条件下(但是，均质化热处理的保持时间100hr)，制造具有各种组成的镁合金铸块。对于所得到的各种均质化热处理后的铸块，测定金属间化合物的面积比。
金属间化合物的面积比(％)是这样求出的，即，将试样放在显微镜面上后，利用SEM对组织进行拍摄，由所得到的照片利用图像分析软件导出各个金属间化合物的面积，由测定视场面积(A0)除该总量(A)、再乘以100。视场为1000倍、50视场。
结果表3表示本试验的结果。而且，表3同时表示试验所使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金1-3K～1-3L，因为其Ca过剩，所以金属间化合物及结晶粒粗大化，且金属间化合物的面积比也超过5％。另外，因为合金1-3M～1-3P，其分别Al、Zn、Mn或者Si过剩，所以金属间化合物粗大化，金属间化合物的面积比也超过5％。因此，合金1-3K～1-3P的极限拉深率，在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金1-3A～1-3J，因为其合金元素的成分范围适当，所以金属间化合物的平均粒径d小于或等于20μm，且金属间化合物的面积比也小于或等于5％。因此试样No.3A～3J的极限拉深率，在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较高的值。
图3表示本实验例中的金属间化合物的面积比A/A0和极限拉深率之间的关系。根据图3可知，如果金属间化合物的面积比A/A0小于或等于5％，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于50％的极限拉深率。
(表3)
实验例4各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec铸造后，将铸块进行均质化热处理。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr(但是，对于合金1-4E、1-4F为0.5hr)冷却水冷试验方法对于得到的各种均质化热处理后的铸块，测定Al的显微偏析比。显微偏析比通过下述方法求出利用EPMA将1mm×1mm大小的视场进行10视场拍摄，对于各个视场，求得除了夹杂物及金属间化合物的部位的Al的浓度的最大值(Cmax)和最小值(Cmin)，计算Cmax/Cmin的平均值。
结果表4表示本试验的结果。此外，表4同时表示本试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金1-4E、1-4F分别是与合金1-4A、1-4B相同的组成，但因为均质化热处理的处理时间短，所以显微偏析比超过2。因此，其极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金1-4A～1-4D中，因为合金元素的成分范围都适当且在适当的条件下进行均质化热处理，所以Al的显微偏析比都小于或等于1.8。因此试样No.4A～4D的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下，都是相对较高的值。
图4表示本实验例中的Al的显微偏析比Cmax/Cmin和极限拉深率之间的关系。根据图4可知，如果Al的显微偏析比Cmax/Cmin小于或等于1.8，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于60％的极限拉深率。
(表4)
实验例5各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec(但是，对于合金1-5E、1-5F为0.1℃/sec)铸造后，将铸块进行均质化热处理。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr冷却水冷试验方法对于得到的各种均质化热处理后的铸块，测定拉伸强度、0.2％屈服与拉伸。拉伸强度、0.2％屈服与拉伸的测定遵循JIS Z2241(金属拉伸试验方法)来进行。另外，试验片使用JIS Z22015号试验片。
结果表5表示本试验的结果。而且，表5同时表示本试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金1-5E、1-5F分别是与合金1-5A、1-5B相同的组成，但因为铸造时的冷却速度慢，金属间化合物的平均粒径相对大，所以拉伸强度不足180MPa，伸长为4～5％。另外，合金1-5E、1-5F的极限拉深率都是相对较低的值。
与此相对，合金1-5A～1-5D因为合金元素的成分范围都适当且在适当的条件下进行铸造，所以拉伸强度都大于或等于180MPa，伸长都大于或等于10％。
(表5)
实验例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)构成的铸块。铸造条件与实验例1相同。然后，对铸块进行均质化热处理。均质化热处理条件采用400℃×1hr及400℃×100hr这2个标准。
对得到的刚铸造之后的铸块及均质化热处理后的铸块，进行高温高速拉伸试验，测定极限拉深率。测定条件与实验例1相同。
图5(a)表示对本实验例中的合金1-1Q测定的试验温度和极限拉深率之间的关系。另外，图5(b)表示对本实验例中的合金1-1C测定的试验温度和极限拉深率之间的关系。
在合金1-1Q的情况下，刚铸造之后的极限拉深率在任意试验温度下都小于或等于30％。这是因为在刚铸造后的状态下，材料的结晶粒径及偏析大，且存在低熔点化合物。
与此相对，如果对合金1-1Q进行400℃×1hr的均质化热处理，则大约小于或等于400℃的温度区域内的极限拉深率大幅度提高。这考虑是因为由均质化热处理固溶了低熔点化合物。但是，如果试验温度超过400℃，则极限拉深率迅速降低。这考虑是因为热处理时间相对较短，所以残留有Al稠化部，Al稠化部在试验中软化、熔融。
而且，如果对合金1-1Q进行400℃×100hr的均质化热处理，则可以抑制超过400℃的温度区域内的突然的加工性降低。这考虑是因为由延长热处理时间而促进Al的扩散，去除或减少Al稠化部。但是，小于或等于400℃的温度区域内的极限拉深率与以400℃×1hr进行热处理的情况相比较低。这是因为通过延长热处理时间，基体结晶粒粗大化。
在合金1-1C的情况下，刚铸造之后的极限拉深率以及400℃×1hr的均质化热处理后的极限拉深率，显示出与合金1-1Q大致相同的倾向。但是，如果对合金1-1C进行400℃×100hr的均质化热处理，则不仅可以改善超过400℃的温度区域内的加工性，还可以抑制小于或等于400℃的温度区域内的加工性的降低，其极限拉深率保持为与以400℃×1hr进行均质化热处理的情况大致相同的值。这考虑是因为通过添加Ca，使得微细且粒状的Ca类化合物残存在晶界中，其抑制均质化热处理时的结晶粒的粗大化。
图6表示对本实验例中的400℃×100hr的均质化热处理后的合金1-1Q(0Ca)、合金1-1C(0.05Ca)以及合金1-1A(0.4Ca)进行测定的、试验温度和极限拉深率之间的关系。利用图6可知(1)合金1-1A、1-1C任一个在整个温度区域内的加工性都比合金1-1Q高，(2)合金1-1A与合金1-1C相比，看起来高温侧(大于或等于250℃)的延展性低，但合金1-1A的250℃左右的延展性与合金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。
实验例7各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃(根据成分适当调整)冷却速度0.2℃/sec铸造后，将铸块进行均质化热处理，成为塑性加工用原材料。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr冷却水冷然后，将该塑性加工用原材料在高温下轧制至1～10mm厚。轧制条件如下。
加热温度400℃终止温度150℃并且，将轧制板材退火。退火条件如下。
加热温度400℃(但是，对于合金2-1M～2-1O为450℃)
保持时间60秒(但是，对于合金2-1M～2-1O为60000秒)试验方法对于得到的各种热轧制板材，进行金属间化合物的平均粒径及基体的平均结晶粒径的测定，以及高温高速拉伸试验。试验方法如下。
(1)金属间化合物的平均粒径将试样放在显微镜面上后，利用SEM拍摄组织。由所得到的照片利用图像分析软件导出各个金属间化合物的等效圆直径，计算其平均值。视场为1000倍、50视场。
(2)基体的平均结晶粒经微研磨之后由苦味酸乙醇溶液腐蚀、拍摄照片。由得到的照片利用图像分析软件确定各个结晶粒径，导出其平均值。视场为0.4mm×0.4mm×50视场。
(3)高温高速拉伸试验由得到的热轧制材料切出试验片，进行蠕变试验(热高速拉伸试验)。
而且，由断裂后的试验片测定极限拉深率。蠕变试验条件如下。
试验温度常温～500℃直至试验温度的升温时间约200秒在试验温度下的保持时间20秒十字头速度50.8mm/sec气氛非活性气体结果表6表示本试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒经D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金2-1M～2-1O，因为其成分元素的含量及轧制条件适当，但退火温度高且退火时间长，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。另外，合金2-1P，因为Ca添加量过剩，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。同样地，合金2-1R～2-1X，因为分别Fe、Ca、Al、Zn、Mn、Si或者Fe、Cu、Ni、Cr及Co过剩，所以金属间化合物的平均粒径d超过20μm。
另外，合金2-1M～2-1O，因为退火条件不适当，所以平均结晶粒径超过50μm。另外，合金2-1P、2-1Q及2-1S，因为Ca添加量均过剩或过小，所以平均结晶粒径均超过50μm。此外，合金2-1R、2-1V，因为Fe添加量及Mn添加量均过剩，所以平均结晶粒径都超过50μm。
因此，合金2-1M～2-1X的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金2-1A～2-1L，因为合金元素的成分元素的范围适当，且在适当的条件下进行退火，所以任一个的金属间化合物的平均粒径d都小于或等于20μm，平均结晶粒径都小于或等于50μm。因此极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较高的值。
图7表示本实验例中的金属间化合物的平均粒径d和极限拉深率之间的关系。根据图7可知，如果金属间化合物的平均粒径d小于或等于20μm，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于40％的极限拉深率。
(表6)
实验例8各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec(但是，对于合金2-2E、2-2F是0.1℃/sec)铸造后，将铸块进行均质化热处理，做成塑性加工用原材料。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr冷却水冷然后，将该塑性加工用原材料在高温下轧制至1～10mm厚。轧制条件如下。
加热温度400℃终止温度150℃而且，将轧制板材退火。退火条件如下。
加热温度400℃保持时间60秒试验方法对所得到的各种热轧制板材，测定小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)。并且，金属间化合物的粒径，使用由图像分析软件导出的等效圆直径。另外，小于或等于3μm的金属间化合物的比例(％)通过以下方式求出，即，包含在1000倍、50视场中的等效圆直径小于或等于3μm的金属间化合物的数量(n)，相对于金属间化合物的总量(n0)的比例。
结果表7表示本试验的结果。而且，在表7中同时表示试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金2-2E、2-2F分别是与合金2-2A、2-2B相同的组成，但因为冷却速度慢，所以与合金2-2A、2-2B相比，金属间化合物的平均粒径d大一些，且小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)小于或等于70％。因此，其极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金2-2A～2-2D，因为任一个的合金元素的成分范围均适当且在适当的条件下进行铸造，所以小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)都大于或等于80％。因此，合金2-2A～2-2D的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较高的值。
图8表示本实验例中的小于或等于3μm的金属间化合物的比例n/n0和极限拉深率之间的关系。根据图8可知，如果小于或等于3μm的金属间化合物的比例(n/n0)大于或等于75％，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于70％的极限拉深率。
(表7)
实验例9各种镁合金的制造及试验方法在与实验例7相同的条件下(但是，退火时的加热温度400℃、保持时间60秒)，制造由具有各种组成的镁合金构成的热轧制材料。对于得到的各种热轧制材料测定金属间化合物的面积比。
金属间化合物的面积比(％)通过以下方式求出将试样放在显微镜面上后，利用SEM拍摄组织照片，由得到的照片利用图像分析软件导出各个金属间化合物的面积，用测定视场面积(A0)除该总量(A)再乘以100。视场为1000倍、50视场。
结果表8表示本试验的结果。而且，表8同时表示本试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金2-3K及2-3L，因为Ca过剩，所以金属间化合物粗大，且金属间化合物的面积比超过5％。同样地，合金2-3M～2-3P，因为各个Al、Zn、Mn或者Si过剩，所以金属间化合物粗大，金属间化合物的面积比超过5％。因此，合金2-3K～2-3P的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金2-3A～2-3J，因为任一个的合金元素的成分范围都适当，所以金属间化合物的平均粒径d都小于或等于20μm，且金属间化合物的面积比也都小于或等于5％。因此，试样No.3A～3J的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较高的值。
图9表示本实验例中的金属间化合物的面积比A/A0和极限拉深率之间的关系。根据图9可知，如果金属间化合物的面积比A/A0小于或等于5％，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于50％的极限拉深率。
(表8)
实验例10各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec(但是，对于合金2-4E、2-4F为0.1℃/sec)铸造后，将铸块进行均质化热处理，做成塑性加工用原材料。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr(但是，对于合金2-4E、2-4F为0.5hr)冷却水冷然后，将该塑性加工用原材料在高温下轧制到1～10mm厚。轧制条件如下。
加热温度400℃终止温度150℃而且，将轧制板材退火。退火条件如下。
加热温度400℃保持时间60秒试验方法对于得到的各种热轧制材料，测定Al的显微偏析比。显微偏析比以如下的方式求出利用EPMA将1mm×1mm大小的视场进行10视场拍摄，对于各个视场，求得除了夹杂物及金属间化合物的部位的Al的浓度的最大值(Cmax)和最小值(Cmin)，计算Cmax/Cmin的平均值。
结果表9表示本试验的结果。而且，表9同时表示试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金2-4E、2-4F分别是与合金2-4A、2-4B相同的组成，但因为铸造时的冷却速度慢，且均质化热处理的处理时间短，所以显微偏析比大于或等于1.5。因此，其极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较低的值。
与此相对，合金2-4A～2-4D，因为任一个的合金元素的成分范围都适当且在适当的条件下进行铸造及均质化热处理，所以Al的显微偏析比都小于或等于1.3。因此。试样No.4A～4D的极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度下都是相对较高的值。
图10表示本实验例中的Al的显微偏析比Cmax/Cmin和极限拉深率之间的关系。根据图10可知，如果Al的显微偏析比Cmax/Cmin小于或等于1.3，则无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于70％的极限拉深率。
(表9)
实验例11各种镁合金的制造将成分调整为规定组成的原料在Fe制坩锅中熔化，通过进行金属模铸造，制造各种镁合金铸块。镁合金铸块的制造条件如下。
铸造量50kg金属模形状B120×L400mm铸造温度600～900℃冷却速度0.2℃/sec(但是，对于合金2-5E、2-5F为0.1℃/sec)铸造后，将铸块进行均质化热处理，做成塑性加工用原材料。均质化热处理的条件如下。
加热温度400℃保持时间100hr冷却水冷然后，将该塑性加工用原材料高温下轧制到1～10mm厚。轧制条件如下。
加热温度400℃终止温度150℃而且，将轧制板材退火。退火条件如下。
加热温度400℃保持时间60秒试验方法对于得到的各种热轧制材料，测定拉伸强度、0.2％屈服与拉伸。拉伸强度、0.2％屈服与拉伸的测定遵循JIS Z2241(金属拉伸试验方法)进行。另外，试验片使用JIS Z22015号试验片。
结果表10表示该结果。此外，表10同时表示本试验中使用的试样的组成、金属间化合物的平均粒径d(μm)、基体的平均结晶粒径D(μm)、以及高温高速拉伸试验时的极限拉深率(％)。
合金2-5E、2-5F分别是与合金2-5A、2-5B相同的组成，但因为铸造时的冷却速度慢，金属间化合物的平均粒径相对增大，所以拉伸强度不足250MPa，伸长为4～5％。另外，该极限拉深率在350℃及430℃的任一个试验温度都是相对较低的值。
与此相对，合金2-5A～2-5D，因为任一个的合金元素的成分范围适当且在适当的条件下进行铸造，所以拉伸强度都大于或等于250MPa，伸长都大于或等于10％。此外，该极限拉深率无论试验温度多少，都可以稳定地得到大于或等于70％的值。
(表10)
以上，对本发明的实施方式进行了详细的说明，但本发明并不限于上述实施方式，可以在不脱离本发明主旨的范围内进行各种改变。
本发明涉及的易加工性镁合金及其制造方法，可以作为飞机或汽车用的构造材料、笔记本电脑、MD播放器、移动电话等的信息产品的外壳用材料及其制造方法来使用。
本申请基于2005年9月6日申请的日本专利申请(特愿2005-258556)，及2005年9月6日申请的日本专利申请(特愿2005-258557)，其内容在此作为参考。
权利要求
1.一种易加工性镁合金，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％，以及作为其他部分的Mg及不可避免的杂质，基体的平均结晶粒径小于或等于500μm，金属间化合物的平均粒径小于或等于20μm。
2.如权利要求1所述的易加工性镁合金，前述基体的平均结晶粒径为50～500μm。
3.如权利要求2所述的易加工性镁合金，粒径小于或等于3μm的前述金属间化合物的数量相对于前述金属间化合物的总量的比例大于或等于75％。
4.如权利要求2所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
5.如权利要求3所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
6.如权利要求2所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
7.如权利要求3所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
8.如权利要求4所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
9.如权利要求5所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.8。
10.如权利要求2～9中任意一项所述的易加工性镁合金，拉伸强度大于或等于180MPa。
11.如权利要求1所述的易加工性镁合金，前述基体的平均粒径不足50μm。
12.如权利要求11所述的易加工性镁合金，粒径小于或等于3μm的前述金属间化合物的数量，相对于前述金属间化合物的总量的比例大于或等于80％。
13.如权利要求11所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
14.如权利要求12所述的易加工性镁合金，前述金属间化合物的面积比为0.1～5.0％。
15.如权利要求11所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
16.如权利要求12所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
17.如权利要求13所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
18.如权利要求14所述的易加工性镁合金，Al的显微偏析比小于或等于1.3。
19.如权利要求11～18中任意一项所述的易加工性镁合金，拉伸强度大于或等于250MPa。
20.一种易加工性镁合金的制造方法，具有以下工序熔化工序，其将为了得到权利要求1所述的易加工性镁合金而配比的原料熔化；铸造工序，其将由该熔化工序得到的熔融金属，在600～900℃的温度下，在金属模中进行铸造；以及均质化处理工序，其将由该铸造工序得到的铸块，在空气中或非活性气氛中，在350～500℃的温度下，进行1～1000小时的热处理。
21.如权利要求20所述的易加工性镁合金的制造方法，还具有以下工序轧制工序，其在150～500℃的温度范围内对均质化处理工序后的铸块进行轧制；以及退火工序，其将由该轧制工序得到的材料，在150～450℃的温度下保持1～6000秒。
全文摘要
本发明提供一种易加工性镁合金及其制造方法，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％，以及作为其他部分的Mg及不可避免的杂质，基体的平均结晶粒径小于或等于500μm，金属间化合物的平均粒径小于或等于20μm。
文档编号C22F1/06GK1928139SQ200610126908
公开日2007年3月14日 申请日期2006年9月6日 优先权日2005年9月6日
发明者高林宏之, 清水哲也 申请人:大同特殊钢株式会社