镁合金片的制作方法

专利名称：镁合金片的制作方法
技术领域：
本发明涉及适合作为用于壳体和各种部件用材料的镁合金片、通过对所述合金片进行压制成型而制造的镁合金构件、以及用于制造镁合金片的方法。特别地，本发明涉及具有良好压制成型性的镁合金片。
背景技术：
越来越多地将含有镁和各种添加元素的镁合金用作用于移动电子装置如移动电话和膝上型电脑的壳体、以及汽车部件的材料。由于镁合金具有六方晶体结构(六方密堆积(hep)结构)且在常温下具有低塑性加工性，所以镁合金构件如上述壳体主要通过压铸法或触变成型法由铸造材料形成。近来， 已经进行了研究以通过对由根据美国试验和材料协会(ASTM)标准的AZ31合金构成的片进行压制成型而形成壳体。专利文献1提出了一种由与ASTM标准的AZ91合金相当的合金构成的压延片，所述压延片具有良好的压制成型性。引用列表专利文献专利文献1 日本特开2007-098470号公报

发明内容
技术问题期望进一步提高压制成型性。尽管专利文献1公开了一种具有良好压制成型性的片，但是所述文献未充分检验其具体结构。本发明的一个目的是提供一种具有良好压制成型性的镁合金片和用于制造所述片的方法。本发明的另一个目的是提供由本发明的镁合金片得到的镁合金构件。解决问题的手段本申请发明的发明人已经在各种条件下制备了镁合金片，对所得片进行了压制成型以对压制成型之后的状况如断裂进行研究，并对可良好地对其进行压制成型的镁合金片的结构进行了研究。结果，他们发现，具有良好压制成型性的镁合金片含有具有特定组成的结晶相和具有特定组成的沉淀物，所述结晶相和所述沉淀物两者的尺寸和含量都小，且为了获得良好的压制成型性，所述结晶相和所述沉淀物的尺寸和量优选在特定范围内。他们还发现，在制造这种镁合金片中，为了控制结晶相和沉淀物两者的最大直径和数目，优选在特定条件下进行连续铸造并优选在特定条件下对所得铸造片进行压延。基于这些发现而完成了本发明。本发明的镁合金片由含有Al和Mn的镁合金构成。当在所述镁合金片的厚度方向上将从所述合金片的表面起至所述合金片的厚度的30%为止的区域定义为表面区域，且当从这个表面区域中任意选择200 μ m2的子区域(下文中称作“第一子区域”)时，在所述第一子区域中作为含有Al和Mn两者且最大直径为0. 5 5 μ m的沉淀物的粒子的数量为5以下。当从所述表面区域中任意选择50 μ m2的子区域(下文中称作“第二子区域”)时，在所述第二子区域中作为含有Al和Mn两者且最大直径为0. 1 1 μ m的结晶相的粒子的数量为15以下。在所述结晶相的粒子中，Al对Mn的质量比(ΑΙ/Μη)为2 5。例如，通过本发明的如下方法能够制造具有特定结构的本发明的镁合金片。用于制造本发明的镁合金片的方法包括如下的铸造步骤和压延步骤铸造步骤将含有Al和Mn的镁合金铸造成片的步骤。压延步骤对在所述铸造步骤中得到的铸造片进行压延的步骤。特别地，通过双辊连续铸造工艺进行所述铸造。在100°C以下的辊温度下进行所述铸造，使得通过铸造得到的铸造片的厚度为5mm以下。另外，在所述压延步骤中，将所述材料在150°C 250°C的温度范围内保持的总时间长度为60分钟以下。通过对本发明的镁合金片进行压制成型来形成本发明的镁合金构件。这种合金构件具有与镁合金片相同的结构。即，在从表面区域中任意选择的200 μ m2的子区域中作为具有特定尺寸和组成的沉淀物的粒子的数量为5以下，且在从表面区域中任意选择的50 μ m2 的子区域中作为具有特定尺寸和组成的结晶相的粒子的数量为15以下。根据能够实施快速凝固的连续铸造工艺如双辊连续铸造工艺，能够降低氧化物和偏析物的量，能够抑制粗大结晶相的产生，并能够形成微细结晶相。特别地，根据本发明的制造方法，通过将辊温度和铸造片的厚度调节在上述特定范围内，充分提高了冷却速度，由此能够抑制结晶相自身的产生。因此，可以将在压制成型期间易受断裂影响的表面侧区域的结构转变为含有很少或基本不含微细结晶相的结构。大概是因为结晶相的尺寸和量小， 所以由粗大结晶相或大量结晶相造成的在母相中固溶的Al量的下降受到抑制。而且，快速凝固得到了具有平均晶体粒径小的微细结构的铸造片。这种铸造片含有很少或基本不含充当断裂和变形的起点的粗大结晶相并由此具有高塑性加工性如压延。当对铸造片进行压延时，能够提高强度和伸长率。在对铸造片进行压延中，与常规实践相比，通过降低将材料保持在特定温度范围内的总时间长度，能够减少粗大沉淀物的数目。通过上述制造方法得到的本发明合金片含有很少充当断裂等的起点的粗大结晶相和沉淀物，且结晶相和沉淀物的量小。特别地，因为所述结构在压制成型期间易受断裂和破裂影响的表面侧区域中含有很少粗大结晶相和沉淀物以及微量微细结晶相和沉淀物，或者因为所述结构基本不含结晶相和沉淀物，所以在压制成型期间不易发生断裂、破裂等。由于结晶相和沉淀物的量小，所以能够抑制固溶的Al含量的下降，且由于存在充分量的固溶 Al而能够保持高强度。因此，本发明的合金片能够通过压制成型而充分伸长，能够保持高强度，并不易发生断裂和破裂。因此，本发明的合金片具有良好的压制成型性。当得到的本发明的合金构件具有其中与本发明的合金片一样，在表面侧区域中的结晶相和沉淀物的量和尺寸小的结构时，所述合金构件显示了良好的机械性能如强度、伸长率和耐冲击性并可以合适地用作各种壳体和部件。 现在将对本发明进行详细说明。组成构成本发明的镁合金片和本发明的镁合金构件的镁合金的实例包含具有各种组成并含有至少Al和Mn作为添加元素(余量为Mg和杂质)的物质。除了 Al和Mn之外的添加元素的实例为选自Si、Si、Ca、Sr、Y、Cu、Ag、Ce、^ 和稀土元素(除Y和Ce以外)中的至少一种元素。特别地，优选含有5质量％ 12质量％的Al和0. 1质量％ 2.0质量％ 的Mn。当在这些范围内含有Al和Mn时，不仅提高了机械性能如强度和伸长率，而且还提高了耐腐蚀性。然而，如果这些元素的含量过大，则导致塑性加工性如压延和压制成型下降。 除了 Al和Mn之外的添加元素的含量为例如Zn :0. 2 7. 0质量％、Si :0. 2 1.0质量％、 Ca 0. 2 6. 0 质量％、Sr :0. 2 7. 0 质量％、Y :1. 0 6. 0 质量％、Cu :0. 2 3. 0 质量％、 Ag 0. 5 3. 0质量％、Ce :0. 05 1. 0质量％、Zr :0. 1 1. 0质量％和RE (稀土元素(除 Y和Ce之外))1. 0 3.5质量％。当除了 Al和Mn之外还含有这些元素时，能够进一步提高机械性能。以上述范围的量含有Al和Mn以及这些元素的至少一种的合金的组成的实例包括ASTM标准的AZ系列合金(Mg-Al-Si系列合金，Zn :0. 2 1. 5质量％ )和AM系列合金(Mg-Al-Mn系列合金，Mn :0. 15 0. 5质量％ )。特别地，含有的Al的量(下文中称作“Al含量”)优选大，因为机械性能和耐腐蚀性随Al含量的增大而提高，且Al含量更优选为5.8质量％ 10质量％。具有5. 8% 10质量％的Al含量的镁合金的优选实例包括Mg-Al-Si系列合金如AZ61合金、AZ80合金、AZ81合金和AZ91合金、以及Mg-Al-Mn系列合金如AM60合金和AM100合金。特别地，与其他Mg-Al系列合金相比，具有8. 3 9. 5质量％的Al含量的AZ91合金具有更优异的耐腐蚀性和机械性能如强度和耐塑性变形性，由此能够将其制成具有良好机械性能的镁合金构件。镁合金片和镁合金构件的模式本发明的合金片具有第一表面和第二表面，所述第一表面和第二表面为一对相互相反的表面。这两个表面典型地相互平行并在使用期间通常充当正面和背面。所述第一和第二表面可以是平坦或弯曲的。所述第一与第二表面之间的距离为镁合金片的厚度。通过按上述对具有5mm以下厚度的铸造片进行压延而得到本发明合金片；由此，本发明合金片的厚度小于5mm。特别地，因为本发明的合金片是压制成型的并用作用于薄的、轻质壳体和各种构件的材料，所以合金片的厚度为约0. 3mm 3mm并优选0. 5mm 2. Omm0所述合金片当厚度为在该范围内的大值时显示了高强度，且当厚度小时，变得适合用于薄的、轻质壳体等中。通过根据期望用途对铸造条件和压延条件进行控制，可以选择作为最终产品而得到的镁合金片的厚度。本发明合金构件的形状的代表性实例包括通过对镁合金片进行塑性加工如压制成型而形成的各种形状如具有底部和从所述底部向上延伸的侧壁部的方-括弧形或箱形构件。尽管取决于压制成型的条件，但是在基本不经历由塑性加工如压制成型而造成的变形的平坦部分中的镁合金构件的厚度与用作材料的镁合金片的厚度基本相同，且其结构也倾向于相同。换言之，在平坦部分中的表面区域满足每200 μ m2上具有0. 5 5 μ m最大直径的沉淀物的数目为5以下且每50 μ m2上具有0. 1 1 μ m最大直径的Al-Mn结晶相的数目为15以下。本发明合金片的实例包括通过对铸造材料进行压延而制备的压延片、通过对压延片进行热处理而制备的热处理片、通过对压延片或热处理片进行研磨而制备的研磨片、通过利用矫正装置如辊式矫直机对压延片进行矫正而制备的矫正片、以及通过对矫正片进行研磨而制备的研磨片。本发明的合金片可以为压延片或具有通过对压延片进行热处理而产生的重结晶结构的热处理片；然而，在这种情况中，根据构件的形状，在温压制成型(warmpress-forming)期间可能在片中积累应变并因增大的位错密度而可能在片中发生加工硬化，从而可能导致片的破碎。相反，当在压延之后不进行最终热处理的情况下以加热状态对压延片进行矫正处理对材料赋予应变并在温压制成型期间造成重结晶时，在压制成型期间易于发生大的伸长，可抑制断裂，并由此能够提高压制成型性。可以根据构件的形状来选择压延步骤的处理。本发明的合金构件可以为通过对本发明的合金片进行压制成型而制备的构件和对压制成型的合金片进行热处理或研磨而制备的构件。所述合金片和合金构件可还包含防腐蚀层和/或涂层。机械性能本发明的合金片不仅具有良好的压制成型性，还具有良好的机械性能如在常温 (约20°C)下的强度和在温工艺(在约250°C下)中的伸长率。特别地，在常温下的拉伸试验(样品日本工业标准(JIS)13B)中，拉伸强度为300MPa以上，且0.2%弹性极限应力为 250MPa以上。在250°C下的缺口拉伸试验中，伸长率为20%以上。由于在250°C下的温工艺中的伸长率高，所以本发明的合金片当在约250°C下进行温压制成型时能够充分伸长，并显示良好的压制成型性。由于在温工艺中的缺口拉伸试验中的伸长率高，所以即使当存在表面缺陷时本发明的合金片仍能够满意地伸长。因此，通过对本发明的合金片进行压制成型能够制造具有各种形状的镁合金构件。应注意，在本发明的合金构件中，基本不会因塑性加工如压制成型而经历变形(例如因拉伸造成变形)的平坦部分(与材料片的结构基本相同的部分)，还具有显示与本发明合金片相当的机械性能的倾向。结构沉淀物当从本发明合金片的表面侧区域中任意选择子区域并对其结构进行观察时，所述结构基本不含粗大沉淀物和结晶相但包含微量并优选不含微细沉淀物或结晶相。特别地， 在合金片的厚度方向上，将从所述合金片的表面起至所述合金片的厚度的30%为止的区域定义为表面区域，从这个表面区域中任意选择200 μ m2的第一子区域，并对在一个第一子区域中发现的所有沉淀物的粒径进行测量。当从各个沉淀粒子中测量最大直径时，在第一子区域中具有0. 5 μ m 5 μ m最大直径的微细沉淀物的数目为5以下。换言之，本发明的合金片具有其中表面区域基本不含尺寸大于5 μ m的粗大沉淀物的结构，如果存在沉淀物，则那些沉淀物微细且以微量包含在结构中。当存在尺寸大于5 μ m的粗大沉淀物时，其能够充当断裂等的起点，易于发生断裂和破裂，且压制成型性下降。由此，优选仅存在最大直径为 5 μ m以下的沉淀物。而且，即使当沉淀物具有0. 5 5 μ m的最大直径时，如果在200 μ m2 区域中存在超过5处的这种沉淀物，则用于断裂、破裂等的起点的数目会增大且压制成型性会下降。所述压制成型性倾向于随最大直径为0. 5 5 μ m的沉淀物的粒子的数量的增大而提高。理想地，这种沉淀物的数目为零。所述沉淀物典型地为含有Mg和Al两者的金属间化合物如Mg17Al12。应注意，在本发明中，允许存在不太可能造成断裂的超细沉淀物即具有小于0. 5 μ m的最大直径的沉淀物。然而，优选不存在沉淀物。结构结晶相从本发明合金片的表面区域中任意选择50 μ m2的第二子区域并对一个第二子区域中存在的所有结晶相的粒径进行测量。当从结晶相中测量最大直径时，在一个第二子区域中具有0. 1 μ m 1 μ m最大直径的微细结晶相的数目为15以下。换言之，本发明的合金片具有其中本发明合金片的表面区域基本不含尺寸超过1 μ m的粗大结晶相的结构，且如果存在结晶相，则那些结晶相微细且含量微小。当存在大于Iym的粗大结晶相时，易于发生断裂和破裂且压制成型性低。当在第二子区域中存在超过15处具有1 μ m以下最大直径的结晶相时，用于断裂和破裂的起点的数目增大，从而导致强度下降且压制成型性下降。换言之，压制成型性倾向于随具有0. 1 Ιμπι最大直径的结晶相的粒子的数量的下降而提高。在第二子区域中结晶相的数目优选为10以下并理想地为零，即优选不存在结晶相。如果存在结晶相，则其最大直径优选为0. 5μπι以下。结晶相的实例包括含有Al和Mn两者的那些物质。应注意，在本发明中，允许存在不太可能造成断裂的超细结晶相即具有小于 0. Ιμπι的最大直径的结晶相。然而，优选按如上所述不存在结晶相。平均晶体粒径本发明合金片的实例为具有小平均晶体粒径即20 μ m以下的微结构的合金片。如上所述，通过在特定条件下的连续铸造而得到具有微结构的铸造片，且通过在特定条件下对所述铸造片进行压延能够制备具有上述微结构的压延片。具有这种微结构的本发明合金片显示了良好的机械性能如强度和伸长率、以及压制成型性。相反，通过对压延片进行矫正而得到的矫正片具有其中晶粒边界因残余应变(剪切带)而不清晰的结构，但通过在如上所述的压制成型期间的重结晶可显示良好的压制成型性。具有微结构的镁合金片和由矫正的镁合金片制造的本发明合金构件能够具有平均晶体粒径为20 μ m以下的微结构并显示良好的如上所述的机械性能如强度和伸长率。所述平均晶体粒径更优选为0. 1 μ m 10 μ m。制造方法铸造在本发明的制造方法中，使用双辊连续铸造工艺。在这种铸造中，将用作模具的辊的温度调节至100°c以下并将由此得到的铸造片的厚度调节至5mm以下。通过降低铸造片的厚度和辊温度，抑制了由快速凝固造成的结晶相的产生并能够得到含有更少尺寸小的结晶相的铸造片。通过使用能够进行强制冷却如水冷的辊将辊温度调节至100°C以下。所述辊温度越低且所述铸造片越薄，则冷却速度越快并更加抑制了结晶相的产生。因此，辊温度更优选为60°C以下且铸造片的厚度更优选为4. Omm以下。优选在惰性气体气氛中实施这种铸造步骤(包括冷却步骤)以防止镁合金的氧化。溶体化处理优选对铸造片进行溶体化处理以使得组成均勻。优选在350°C以上、更优选 380°C 420°C的保持温度下进行溶体化处理并持续60 MOO分钟。所述保持时间优选随Al含量的增大而增大。特别地，在从保持温度进行的冷却步骤中，将材料在150°C 2500C的温度范围内保持的时间长度优选短。例如，将在这种温度范围内的冷却速度调节至 0. I0C/秒以上(保持时间约16. 6分钟以下)，优选0. 5°C /秒以上(保持时间3. 3分钟以下)。通过强制冷却如水冷和吹风能够实现该冷却速度。当尽可能地缩短在该温度范围内的保持时间时，能够抑制沉淀物的沉淀且即使当已经发生沉淀时，仍能够有效抑制生长为粗粒子。压延
对铸造片或进行了溶体化处理的片进行压延。在对材料进行加热的同时进行压延以提高压延性能。压延性能随加热温度的提高而增强，但在过高的温度下可能发生烧熔且在压延之后得到的压延片的机械性能可能因沉淀物和晶粒的粗大化而下降。因此，材料的加热温度优选为200°C 400°C，更优选380°C以下，还更优选230°C 360°C。通过不仅对材料而且对压延辊进行加热能够进一步提高压延性能。用于压延辊的加热温度优选为 150°C 300°C。每道次压下率优选为5 50%。当进行多次(多道次)压延时，能够将所述片降至期望厚度，能够降低平均晶体粒径，并能够提高压制成型性。还可以以组合的方式使用在专利文献1中公开的受控压延。在上述压延步骤中，将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的总时间长度调节至60分钟以下。例如，通过降低对材料进行加热的持续时间、提高压延速度(辊的圆周速度)、并提高辊的每道次冷却速度，能够将在所述特定温度范围内的保持时间调节至60 分钟以下。Al的含量越大，越可能产生或生长沉淀物。由此，优选根据Al的含量来调节保持时间的总量。总时间长度更优选为45分钟以下，特别优选30分钟以下。在压延道次之间可进行中间热处理。所述中间热处理可降低或消除通过压延直到中间热处理而引入到材料中的应变、残余应力、聚集的纹理等，其后可以平稳地进行压延。 优选在230°C 360°C的保持温度下进行中间热处理。特别地，优选对所述中间热处理进行控制，使得在从中间热处理的保持温度进行的冷却步骤中，将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的时间长度包含在上述60分钟内。在压延之后，例如，可在300°C以上的保持温度下进行最终热处理以消除由压延造成的加工应变并实现完全重结晶。此外，在这种最终热处理中，优选对最终热处理进行控制，使得在从保持温度进行的冷却步骤中，将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的时间长度包含在上述60分钟内。代替在压延之后进行最终热处理，可利用辊式矫直机等对在 100°C 250°C的加热下的压延片进行矫正以对材料赋予应变，从而通过压制成型实现重结晶。此外，在这种矫正处理中，优选对矫正处理进行控制，使得将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的时间长度包含在上述60分钟内。换言之，在压延步骤中在150°C 250°C 的温度范围内的保持时间包括压延、中间热处理、最终热处理和矫正处理。通过进行压延(包括中间热处理、最终热处理、矫正处理等)，能够将结构从通过铸造形成的金属结构转换为压延结构。此外，通过进行压延，能够形成具有20 μ m以下平均晶体粒径的微结构，能够降低由铸造产生的内部和表面缺陷如偏析、缩孔和孔，并能够得到具有优异表面纹理的压延片。由于本发明合金片的缺陷很少，所以其还具有良好的压制成型性。压制成型通过将本发明的合金片(包括进行了上述热处理和/或矫正处理的片)压制成型 (包括冲裁)成期望形状，得到了本发明的合金构件。当通过在200°C ^(TC下的温工艺进行压制成型时，本发明的合金片能够充分伸长且能够变形而不断裂或破裂，并能够得到具有期望形状的镁合金构件。由于以温工艺进行压制成型，所以抑制了构成所得镁合金构件的结构转变为粗大的重结晶结构。因此，本发明的合金构件具有微细重结晶结构并具有良好的机械性能和耐腐蚀性。应注意，在压制成型中，因为将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的时间长度非常短，所以与上述压延工艺不同，不需要对在所述温度范围内的保持时间进行控制。可进行热处理或防腐蚀处理、或者可以在压制成型之后形成涂层。优选对压制成型之后的热处理进行控制，使得不会延长在150°C 250°C的温度范围内的保持时间。发明效果本发明的镁合金片具有良好的压制成型性。本发明用于制造镁合金片的方法能够制造本发明的镁合金片。由本发明的镁合金片形成的镁合金构件具有良好的机械性能。
具体实施例方式现在将对本发明的实施方案进行说明。试验例1在各种条件下使用由表I中所示的镁合金构成的锭(商购可获得的产品)来制造镁合金片。对所得镁合金片的结构进行观察并进行拉伸试验(常温)、缺口拉伸试验 (250°C )和压制成型性的评价。制造条件如下。(条件A双辊铸造一压延)在惰性气氛中将各个镁合金锭加热至700°C以制备熔融金属，并且在惰性气氛中通过双辊连续铸造工艺使用所述熔融金属来形成各自厚度为4. Omm( < 5mm)的多个铸造片。在对辊进行冷却使得辊温度为60°C ( < IOO0C )的同时进行这种铸造。将各个所得铸造片用作材料并在200°C 400°C的材料加热温度、150°C 300°C的压延辊加热温度、5 % 50%的每道次压下率下将其压延多次直至材料的厚度为0. 6mm以制备压延片。特别地，在该试验中，对压延速度(辊的圆周速度)和在每次通过辊时的材料加热温度进行调节，使得将材料在150°C 250°C的温度范围内保持的总时间为表I中所示的时间长度。将所得压延片(镁合金片)用作试样。在进行铸造之后可以实施热处理(溶体化处理)或老化处理以使结构均勻，可在压延期间实施中间热处理，或者可在最终的压延之后实施最终热处理。可对所述压延片进行平整加工或研磨加工以通过矫正而提高平坦度或可对其进行研磨以使得表面光滑。还可将这些应用于下述试验例2。(条件B:挤出一压延)准备商购可获得的挤出材料并在与上面条件A相同的条件下进行压延。将所得压延片用作试样。(条件C商购可获得的片)使用由AZ31合金构成的商购可获得的片(厚度0. 6mm)。结构观察对于各种得到的试样，按如下对金属结构进行观察以对沉淀物和结晶相进行研究。在厚度方向上对各试样进行切割，并利用透射电子显微镜(10000倍率)对截面进行观察。在这种观察范围内，在试样(片)的厚度方向上将从试样(片)的表面起至试样(片) 的厚度的30% (0. 6mmX30%= 0. 18mm)为止的区域定义为表面区域。从表面区域中任意选择五个200 μ m2的第一子区域，并测量了在各个第一子区域中发现的所有沉淀物的尺寸。 基于组成来进行沉淀物的判定。在对截面进行镜面研磨之后，例如，通过定性分析和半定量分析如能量色散X射线光谱(EDX)来确定存在于截面中的粒子的组成，并将含有Al和Mg的粒子判定为沉淀物。关于截面中的各种沉淀物粒子，在截面中绘制了平行线并将越过直线的各粒子的长度的最大值确定为所述粒子的最大直径。将具有0. 5 μ m 5 μ m最大直径的沉淀物的数目定义为第一子区域中沉淀物的数目。将五个第一子区域的平均数定义为在每200μπι2的这种试样中的沉淀物数目。此外，从观察图像中的表面区域中任意选择五个 50 μ m2的第二子区域，并与沉淀物的情况一样测量了在各个第二子区域中存在的所有结晶相的尺寸。与沉淀物一样，基于组成进行结晶相的判定，并将含有Al和Mg的粒子判定为结晶相。关于含有Al和Mn的各种结晶相粒子，测量了 Al的质量对Mn的质量之比(ΑΙ/Μη)。 试样1-1的比率ΑΙ/Μη为2 5。与上述测量沉淀物的最大直径的情况一样，确定了在截面中各个结晶相粒子的最大直径。将具有0. 1 μ m 1 μ m最大直径的结晶相的数目定义为第二子区域中结晶相的数目，并将五个第二子区域的平均数定义为在每50 μ m2的这种试样中的结晶相数目。当在观察图像中对具有超过5 μ m的最大直径的粗大结晶相进行观察时，将子区域的面积改为200 μ m2并对在该200 μ m2中结晶相的最大直径和每200 μ m2上结晶相的数目进行测量。各种子区域的形状可以为任意形状，只要面积满足上述说明即可，但矩形形状(典型地为正方形)易于使用。将测量结果示于表I中。拉伸试验(常温)从各种试样(厚度0. 6mm)中取出JIS 13B片状试验片(JIS Z 2201 (1998))并根据JIS Z 2241 (1998)的金属材料拉伸试验方法(标准长度GL = 50mm，拉伸速度5mm/ 分钟)在常温(约20°C )下进行拉伸试验，从而测量拉伸强度(MPa)和0. 2%弹性极限应力(MPa)(评价数在所有情况中η = 1)。将结果示于表I中。缺口拉伸试验)从各种试样(厚度0. 6mm)中取出具有含45°角的V型缺口(深度1mm)的JIS 13B片状试验片(JIS Z 2201(1998))。根据JIS Z 2241(1998)中所述的金属材料拉伸试验方法在250°C下对试样进行拉伸试验(标准长度GL = 50mm,拉伸速度5mm/分钟)，从而测量拉伸强度(MPa)和伸长率(％ )(评价数在所有情况中η = 1)。将结果示于表I中。压制性能的评价利用#180研磨布使各试样片的两个表面粗糙化以制备具有粗糙表面的片。对所述片进行压制并在压制之后用肉眼进行观察以判断是否发生断裂。将结果示于表I中。更具体地，在250°C下对粗糙化的片进行压制，并制造了模拟膝上型电脑的壳体的具有方-括弧形横截面的箱式构件。当所得压制构件不具有断裂或粗糙的表面时，给予等级0。
权利要求
1.一种包含含有Al和Mn的镁合金的镁合金片，其中当在所述镁合金片的厚度方向上将从所述合金片的表面起至所述合金片的厚度的30%为止的区域定义为表面区域且从这个表面区域中任意选择200 μ m2的子区域时，作为含有Al和Mn两者且最大直径为0. 5 5 μ m的沉淀物的粒子的数量为5以下，当从所述表面区域中任意选择50 μ m2的子区域时，作为含有Al和Mn两者且最大直径为0. 1 1 μ m的结晶相的粒子的数量为15以下，以及在所述结晶相的粒子中，Al对Mn的质量比ΑΙ/Μη为2 5。
2.如权利要求1所述的镁合金片，其中所述镁合金含有5质量％ 12质量％的Al和 0. 1质量％ 2. 0质量％&Μη。
3.如权利要求1或2所述的镁合金片，其中所述镁合金还含有选自Zn、Si、Ca、Sr、Y、 Cu、Ag、Ce、^ 和稀土元素(除Y和Ce以外)中的至少一种元素。
4.如权利要求1 3中任一项所述的镁合金片，其中在常温下的拉伸试验(样品JIS 13B)中，拉伸强度为300MPa以上，且0. 2%弹性极限应力为250MPa以上，以及在250°C下的缺口拉伸试验中的伸长率为20%以上。
5.一种镁合金构件，其通过对根据权利要求1 4中任一项的镁合金片进行压制成型而制得。
6.一种用于制造镁合金片的方法，所述方法包括将含有Al和Mn的镁合金铸造成片的铸造步骤；以及对通过所述铸造步骤得到的铸造片进行压延的压延步骤，其中通过双辊连续铸造工艺在100°C以下的辊温度下进行所述铸造，且所述铸造片的厚度为5mm以下，以及在所述压延步骤中，将所述材料在150°C 250°C的温度范围内保持的总时间长度为 60分钟以下。
全文摘要
本发明公开了一种具有优异压制成型性能的镁合金片。还公开了通过对所述镁合金片进行压制成型而获得的镁合金构件、以及用于制造镁合金片的方法。所述镁合金片由含有Al和Mn的镁合金构成。当在厚度方向上将从所述镁合金片的表面起至30％为止的区域定义为表面区域且从所述表面区域中取出任意的200μm2的小部分时，含有Al和Mn两者且最大直径为0.5～5μm的沉淀粒子的数量为5以下。同时，当从所述表面区域中取出任意的50μm2的小部分时，含有Al和Mn两者且最大直径为0.1～1μm的结晶粒子的数量为15以下。在每一个结晶粒子中，Al对Mn的质量比即Al/Mn为2～5。所述镁合金片具有优异的压制成型性能，因为在所述镁合金片中包含的结晶或沉淀粒子的数目和尺寸小，所述结晶或沉淀粒子是破裂等的原因。
文档编号C22F1/00GK102471838SQ201080028070
公开日2012年5月23日 申请日期2010年6月8日 优先权日2009年7月7日
发明者北村贵彦, 大石幸广, 河部望 申请人:住友电气工业株式会社