镁基合金粉末及镁基合金成形体的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种镁基合金粉末及镁基合金成形体。该镁基合金粉末其特征在于：由含有0.2质量%以上5质量%以下的钙的镁基合金所构成；平均粒径在100μｍ以上1500μｍ以下；粒子的平均纵横比在0.5以上1以下；表观密度在0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下；在粒子截面的10处所测得的显微维氏硬度的最大值与最小值之差除以所述最大值所得的值、即硬度差异指标的平均值在0.3以下。
【专利说明】镁基合金粉末及镁基合金成形体
【技术领域】
[0001]本发明涉及镁基合金粉末及镁基合金成形体。
【背景技术】
[0002]镁，其克拉克值(存在于地表附近的元素的比例)是镍、铜的100倍以上，资源丰富。另外，因镁的比重约为铝的三分之二、铁的四分之一，所以在使用镁来制造各种结构体时，可以实现结构体的大幅度的轻量化。在此背景下，镁合金制造的部件被开始应用于汽车、飞行机器、手机、笔记本电脑等产品领域。
[0003]而且，镁在电磁波屏蔽性、振动的衰减能力、可切削性、生物体安全性方面还具有良好的性质。
[0004]在制造镁材质的结构体时，可以使用重力铸造或拉模铸造等铸造法、坯料的热挤压、冷挤压、滚轧、锻造等塑性加工法、通过粉末的热压或热挤压而成形的粉末冶金法等。其中，使用粉末冶金法 的话，因其可以抑制局部的组成变化，所以可以制造更为均质化的结构体。
[0005]另一方面，存在的有待解决的课题是镁在大气中容易燃烧这一问题。特别是镁粉末游走在空气中等，存在引发所谓的尘末爆炸的危险性。因此，单纯地用镁来替代一般的金属材料或金属粉末是不可能的，由此便妨碍了作为结构体用材料的镁的普及。
[0006]鉴于该课题，有关于镁的不可燃性的研究一直在进行中。而且，发现了通过添加钙可以赋予镁以不可燃性这一现象。例如，专利文献I中公开了含有4~8质量％的钙的Mg合金挤制材料。这样的具有不可燃性的镁中，与既有的相比，其燃烧温度高达200°C以上，毫无疑问其使结构体本身的不可燃性得以提高，同时也使制造结构体时的安全性得以提高。因此，通过使用该不可燃性的镁，我们认为会推动今后镁材质的结构体的普及。
[0007]但是，不可燃性镁还存在的有待解决的课题是机械强度低这一问题。因此，开发出可以用于制造具备更良好的机械特性的不可燃性镁基金属成形体的材料的必要性日益迫切。
[0008]【现有技术文献】
[0009]【专利文献】
[0010]专利文献1:日本特开2010-82693号公报
【发明内容】
[0011]本发明的目的在于提供可以用于制造成形时的紧实性优及机械特性高的成形体的镁基合金粉末、及使用该镁基合金粉末制造的机械特性高的镁基合金成形体。
[0012]通过下述本发明来达成上述目的。
[0013]本发明所涉及的镁基合金粉末其特征在于:由含有0.2质量％以上5质量％以下的钙的镁基合金所构成；平均粒径在100 μ m以上1500μ m以下；粒子的平均纵横比在0.5以上I以下；表观密度在0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下；硬度差异指标的平均值在0.3以下，其中，所述硬度差异指标是在粒子截面的10处所测得的显微维氏硬度的最大值与最小值之差除以所述最大值所得的值。
[0014]由此，由于该粉末在维持优异的不可燃性的同时，还具有成形时的良好的紧实性，因此，可以得到可用于制造机械特性高的成形体的镁基合金粉末。
[0015]在本发明所涉及的镁基合金粉末中，理想的是所述钙偏析于该镁基合金粉末的各粒子的表面。
[0016]由此，各粒子中镁的氧化得以缓和，可以避免最终得到的成形体的机械特性低下的发生。其结果便可得到机械特性优异的成形体。另外，在做成成形体时，容易使成形体整体中钙的分布比较均匀，从而在实现不可燃性的均一化的同时，结果实现不可燃性的上行效应。
[0017]本发明所涉及的镁基合金粉末中，理想的是所述镁基合金还含有2.5质量％以上12质量％以下的招。
[0018]由此，因析出钙和铝的金属间化合物，从而可以提高镁基合金粉末的不可燃性，也可以提高成形体的耐热性。
[0019]本发明所涉及的镁基合金粉末中，理想的是所述镁基合金粉末的结晶组织的平均枝晶间距(DAS)在0.05 μ 111以上5 4 m以下。
[0020]由此，结晶组织的大小与镁基合金所占的体积率的平衡达到最优化，从而在抑制结晶组织内的错位移动的同时，也可以抑制晶界滑移而导致的变形，从而可以得到镁基合金原有的机械特性。
[0021]本发明所涉及的镁基合金粉末理想的是通过高速旋转水流雾化法来制造。
[0022]由此，可以得到粒径相对较大且保持一致的镁基合金粉末。
[0023]本发明所涉及的镁基合金成形体其特征在于使用本发明的镁基合金粉末而制造。
[0024]由此，可以得到具备优异的不可燃性及优异的机械特性的镁基合金成形体。
[0025]在本发明所涉及的镁基合金成形体中，理想的是所述镁基合金成形体经由将所述镁基合金粉末供于热挤压的工序而制造。
[0026]由此，可以得到整体来看结晶组织均一且微细的镁基合金成形体。
【专利附图】
【附图说明】
[0027]图1是表示通过高速旋转水流雾化法来制造镁基合金粉末的装置的一例的纵截面图。
[0028]符号说明
[0029]I——冷却用筒体2——盖体3——开口部4——冷却液喷出管5——吐出口7――泵8――贮液池9――冷却液层10层厚调节用环11排液用网筛12粉末回收容器13冷却液回收盖14排液口 15坩埚23空间部24喷嘴25熔融金属26-—液体射流27-—气体供给管100-—粉末制造装置
【具体实施方式】
[0030]以下，对于本发明所涉及的镁基合金粉末及镁基合金成形体，根据附图中示出的优选实施方式进行详细地说明。[0031][镁基合金粉末]
[0032]本发明所涉及的镁基合金粉末满足以下条件:由含有0.2质量％以上5质量％以下的钙的镁基合金所构成；平均粒径在100 μ m以上1500μ m以下；粒子的平均纵横比在0.5以上I以下；表观密度在0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下；在粒子截面的10处所测得的显微维氏硬度的最大值及最小值之差除以所述最大值而算得的值、即硬度差异指标的平均值在0.3以下。
[0033]这样的镁基合金粉末在具有优异的不可燃性的同时，金属间化合物的偏析少，成形时的紧实性优异。由此，可以得到机械特性优异的成形体(镁基合金成形体)。
[0034]以下，对镁基合金粉末进行更为详尽的说明。
[0035]构成镁基合金粉末的镁基合金以镁为主要成分，钙含量在0.2质量％以上5质量％以下。以该比例含有钙的镁基合金不会使机械特性大幅降低且具有充分的不可燃性。钙可以以任何状态存在，例如可以以单体、氧化物、金属间化合物等状态存在。另外，它们也可以均匀分散(固溶)在合金中，或在晶界上偏析。
[0036]而且，在钙的含有率低于前述下限值的情况下，镁基合金便不被赋予充分的不可燃性，制造的成形体的不可燃性低劣 。另一方面，在钙的含有率高于前述上限值的情况下，与镁相比钙的比例变大，制造的成形体的机械特性降低。
[0037]另外，钙含有率优选在0.5质量％以上4质量％以下的程度，更为优选在0.8质量％以上3.5质量％以下的程度。
[0038]镁基合金也可以含有除镁及钙以外的其它成分。作为其它成分，可以列举出例如锂、铍、铝、硅、锰、铁、镍、铜、锌、锶、钇、锆、银、锡、金、稀土元素(例如铈)等，可以添加这些中的一种或两种以上。
[0039]在这其中，特别优选从由铝、锰、钇、锶及稀土元素所组成的组中选择的至少一种来作为其它成分加以使用。
[0040]对于其它成分的含有率，理想的是在0.01质量％以上10质量％以下的程度，更为理想的是在0.1%质量％以上5质量％以下的程度。
[0041]而且，镁基本上以单体的状态存在，但是也可以一部分以氧化物或金属间化合物等的状态存在。
[0042]镁基合金粉末的平均粒径在100 μ m以上1500 μ m以下，理想的是在300 μ m以上1300μ m以下，更为理想的是在500 μ m以上Ι100μ m以下。通过将平均粒径设定在前述范围内，可以抑制粉末中常见的凝聚现象(因粉末形状引起的凝聚)，且可以实现成形时填充性的提高。另外，也可以实现成形体中形成的结晶粒径的小径化。这是因为考虑到通过将平均粒径设定在前述范围内，加热时粒子的温度上升会比较均匀，结果防止局部的结晶粒径的肥大化，同时也使结晶粒径的粒径分布变窄。通过上述，可以提高成形时的紧实性，可以得到机械特性优异的成形体。
[0043]另外，可以使钙比较均匀地分散，从而得到具有高度不可燃性的成形体。其原因为:通过将平均粒径设定在前述范围内，从而即使在析出含有钙的金属间化合物时，在成形体中该金属间化合物也容易均匀地分布，其结果实现不可燃性的均一化。通过实现不可燃性的均一化，局部地不可燃性低的部位会变少，从而实现整体的不可燃性的提高。另外，通过金属间化合物分布的均一，可以防止伴随着金属间化合物的偏析而出现的局部机械强度的降低，因此仍然可以得到机械特性优异的成形体。
[0044]另外，因可以将粒子表面积控制得较小，从而可以将成形体中的氧化物的析出控制在比较少的范围。其结果是可以得到机械特性格外优异的成形体。
[0045]而且，镁基合金粉末的平均粒径是指，对于使用光学显微镜或电子显微镜等所拍摄的粒子图像，具有与其面积(粒子的投影面积)相同面积的圆的直径的平均值，为了算出平均值，使用了任意选择的100个以上的粒子。
[0046]另外，在平均粒径低于前述下限值的情况下，镁基合金粉末的凝聚性变高，成形时的紧实性变低。另一方面，平均粒径高于前述上限值的情况下，粉末的填充性下降，成形时的紧实性变低。
[0047]另外，关于镁基合金粉末的最大粒径，理想的是在4000 μ m以下，更为理想的是在3000μ m以下。通过将最大粒径设定在前述范围内，从而实现粒径分布的合理化，实现成形时填充性的提高。总之，通过将最大粒径设定在前述范围内，加热时粒子的温度上升更为均匀，其结果在防止局部的结晶粒径的肥大化的同时，可以缩窄结晶粒径的粒径分布。
[0048]而且，上述最大粒径是指，任意选出的100个以上粒子的粒径中最大的粒径。
[0049]再者，理想的平均粒径是在最大粒径的0.1倍以上0.7倍以下，更为理想的是在0.15倍以上0.6倍以下，甚为理想的是在0.2倍以上0.5倍以下。通过满足平均粒径与最大粒径之间的这样的关系，便可以特别地提高成形时的紧实性，得到机械特性尤为优异的成形体。 [0050]另外，理想的镁基合金粉末的平均圆形度在0.5以上I以下，更为理想的是在0.6以上I以下。具有如此平均圆形度的镁基合金粉末在流动性方面优异的同时，成形时的填充性的提高方面也有很大改善。其结果可以提高成形时的紧实性，得到机械特性优异的成形体。
[0051]而且，镁基合金粉末的平均圆形度是指，在使用光学显微镜或电子显微镜等所拍摄的粒子图像中，根据(具有与粒子的投影面积相同的面积的圆的圆周)/ (粒子图像的轮廓长度)而算得的圆形度的平均值，为了算出平均值，使用了任意选取的100个以上的粒子。
[0052]另外，对于镁基合金粉末的平均纵横比，理想的是在0.5以上I以下，更为理想的是在0.6以上0.9以下。具有该平均纵横比的镁基合金粉末在流动性方面仍然优异的同时，成形时的填充性的提高方面也有很大的改善。其结果，可以提高成形时的紧实性，得到机械特性优异的成形体。
[0053]而且，镁基合金粉末的平均纵横比是指，在使用光学显微镜或电子显微镜等所拍摄的粒子图像中，根据短径/长径而算出的纵横比的平均值，为算出平均值，使用了任意选取的100个以上的粒子。另外，长径是指粒子图像中能取得的最长长度，短径是指与该最长长度正交方向上的最长长度。
[0054]另外，平均纵横比高于前述上限值的情况下，粉末的填充性降低，成形时的紧实性变低。另一方面，平均纵横比低于前述下限值的情况下，成形时的保形性降低，成形体的尺寸精度降低。
[0055]另外，镁基合金粉末的表观密度设为0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下，理想的是设为0.3g/cm3以上0.8g/cm3以下。通过将表观密度设在前述范围内，可以得到成形时的紧实性特别高的镁基合金粉末。[0056]而且，表观密度也称为体比重，是通过将粉末以一定的状态放入一定容积的容器中时，测量放入容器内的粉末量，算出每单位体积的质量而求得的。作为测量方法的标准，可以使用例如J I S Z 2504。
[0057]另外，在表观密度低于前述下限值的情况下，粉末的填充性下降，成形时的紧实性变低。另一方面，在表观密度高于前述上限值的情况下，粉末的填充性变高，而流动性下降。因此，成形时反而紧实性下降。
[0058]另外，本发明所涉及的镁基合金粉末具备如下一个特征:在对其粒子截面上均等分配着的10处测量显微维氏硬度并算出10个测量值中的最大值与最小值之差除以前述最大值而算得的值、即硬度差异指标时，该硬度差异指标的平均值在0.3以下。如此的镁基合金粉末可以实现I个粒子中结晶组织的充分的均一性。因此，在成为成形体时，可以得到几乎不含有肥大的结晶组织等的成形体，如此的成形体在机械特性方面特别强。换言之，包含局部硬度低的部位的粉末在成为成形体时会产生以该部位为起点的破坏等，有可能成为使成形体整体机械特性降低的要因，本发明人发现通过将粒子截面上的显微维氏硬度的差异控制在前述范围内，从而即使存在有可能成为破坏起点的部位，也可以确实地抑制破坏的进一步发展。
[0059]另外，上述显微维氏硬度是对I个粒子截面上均等分散的10处的硬度分别用显微维氏硬度计进行测量后的测量值。然后，从得到的10个测量值中求得硬度差异指标。对50个以上的粒子算出这样的硬度差异指标，其平均值在0.3以下即可。测量时，施加在压头上的负荷为25 g f (0.245N)。而且，为了求得该硬度差异指标，首先要测量粒子的截面的最长长度L。为求得硬度差异指标的50个以上的粒子是从该最长长度L包含在前述平均粒径±20%的范围内的粒子中任意提取的50个以上的粒子。另外，在I个粒子截面上确定10处测量点时，先对在粒子截面上任意选择的第I点进行硬度测量之后，从与第I点的测量点距离前述最长长度L的5%以上的位置中选择第2点的测量点。之后，重复如此操作，来确定10处的测量点。例如，最长长度LSlOOy m的粒子的情况下，将第I点的测量点与第2点的测量点间分开的距离设定为5μ m以上，第3点及其之后的测量点只要也选择与前一个测量点距离5μ m以上的点即可。
[0060]另外，对于该硬度差异指标的平均值，理想的是在0.2以下，更为理想的是在0.15以下。
[0061]综上所述，满足下述条件的本发明所涉及的镁基合金粉末在维持优异的不可燃性的同时，具备与成形相宜的硬度分布，满足的条件为:由含有0.2质量％以上5质量％以下的钙的镁基合金所构成；平均粒径在100 μ m以上1500 μ m以下；粒子的平均纵横比在0.5以上I以下；表观密度在0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下；硬度差异指标的平均值在0.3以下。因此，通过使用本发明所涉及的镁基合金粉末，可以获得成形时的紧实性优异、且机械特性优异的成形体(镁基合金成形体)。
[0062]另外，本发明所涉及的镁基合金粉末中，理想的是钙偏析于各粒子的表面。由此，可以使各粒子中镁的氧化得以缓和，可以避免最终得到的成形体的机械特性的下降。换言之，通过使钙在粒子的表面偏析，可以得到机械特性优异的成形体。另外，通过钙偏析于粒子表面，在做成成形体时，容易使成形体整体中钙的分布比较均匀，从而在实现不可燃性的均一化的同时，结果实现不可燃性的上行效应。[0063]而且，偏析于粒子表面的钙可以以单体、氧化物、金属间化合物等状态存在。另外，上述“偏析”并非指粒子内部不存在钙，是指与粒子内部相比，粒子表面中的钙浓度更高的状态。为了测量钙浓度，可以使用例如火花光源发射光谱法(放電発光分析；0ES)、X射线光电子能谱分析(X線光電子分光分析；XPS)、二次离子质谱测定法(2次^才>質量分析；SMS)、电子探针显微分析(電子線^ ^ ” π分析；ΕΡΜΑ)、俄歇电子能谱分析(才一 -7'工電子分光分析；AES)、卢瑟福背散射分析(^吁7才一 F後方散乱分析；RBS)
坐寸ο
[0064]具体来说，理想的是粒子表面的钙浓度按质量比计为粒子内部钙浓度的2倍以上，更为理想的是在3倍以上1000倍以下的程度，甚为理想的是在5倍以上800倍以下的程度。钙浓度的差在前述范围内的话，可以使优异的不可燃性及成形后的优异的机械特性
高度并存。
[0065]另外，理想的是钙及氧化镁一同存在于粒子表面。由此，因氧化镁更易于屏蔽氧，从而粒子内部的镁变得更难氧化。其结果，可以抑制粒子整体中的氧气含有率的上升，也可以抑制最终得到的成形体的机械特性的降低。
[0066]再者，理想的是氧化钙及氧化镁并存于粒子表面。由此，使得粒子内部的镁的氧化进一步得以缓和的同时，钙所偏析的表面更难从其内侧部位剥离。其结果，可以稳定地保持抑制粒子内部氧化的效果。
[0067]而且，粒 子表面是指，从粒子的表面至IOOnm深度的区域。
[0068]另外，将镁基合金粉末用于通过X射线衍射进行的结晶结构解析时，所得到的X射线衍射光谱中，优选源于氧化镁的最强峰的强度为源于镁单体的最强峰的强度的5%以上45%以下，更优选为7%以上40%以下。通过这样地相对于镁单体含有一定量的氧化镁，可以使镁基合金粉末维持不可燃性的同时，进一步提高镁基合金粉末成形时的机械特性。得到该效果的理由考虑为是:通过使氧化镁的含量最优化，从而使抑制前述粒子内部的氧化的效果变得更为显著。
[0069]另外，如前所述，镁基合金也可以含有镁、钙以外的其它成分，特别是含有2.5质量％以上12质量％以下的铝是理想的。通过添加如此程度的铝，使得析出钙及铝的金属间化合物。因该金属间化合物为高熔点，从而可以特别地提高镁基合金粉末的不可燃性，且可以提高成形体的耐热性。另外，因金属间化合物对母相的固溶度低，所以有可能带来成形体的延性等机械特性的下降。因此，添加铝的情况下，通过将其添加量设定在上述范围内，可以将机械特性的降低抑制在最小限度，同时，也可以充分地确保镁基合金粉末的不可燃性及成形体的耐热性。
[0070]而且，理想的铝含量在3质量％以上11质量％以下，更为理想的是在4质量％以上10质量％以下。
[0071]另外，将镁基合金粉末用于通过X射线衍射进行的结晶结构解析时，所得到的X射线衍射光谱中，优选源于由钙及铝所构成的金属间化合物的最强峰的强度在源于镁单体的最强峰的强度的3%以上40%以下，更为优选在4%以上35%以下，甚为优选在5%以上30%以下。通过这样地相对于镁单体含有一定量的金属间化合物，镁基合金粉末可以在维持不可燃性的同时，进一步提高成形时的机械特性。得到如此效果的理由不明，但其中一个可举出:金属间化合物带来钉扎效应(pinning effect)(抑制因变形产生的错位移动)，由此使机械特性得以提闻。
[0072]而且，作为金属间化合物，可以列举出:例如AlCa、A12Ca等。
[0073]另外，例如还可以通过使用扫描型电子显微镜等观察镁基合金粉末的粒子截面来确认金属间化合物的存在。具体来说，观察由金属间化合物所构成的粒子分散在镁基体(matrix)中的形态,优选该粒子的平均粒径在50nm以上500nm以下的程度，更为优选在IOOnm以上300nm以下的程度。
[0074]而且，在得到的关于镁基合金粉末的X射线衍射光谱中，优选源于氧化镁的最强峰的强度比源于由钙及铝所构成的金属间化合物的最强峰的强度小。具体来说，优选后者的峰强度为I时，前者的峰强度为0.01以上0.5以下，更优选为0.02以上0.4以下。由此，通过氧化镁所带来的抑制粒子内部氧化及紧实性提高的效果、及金属间化合物所带来的钉扎效应，可以使成形时的机械特性得到特别的提高。
[0075]另外，对于镁基合金粉末的粒子中结晶组织的平均枝晶间距(DAS)，理想的是在0.05 μ 111以上5 4 m以下，更为理想的是在0.3 μ 111以上4 4 m以下，甚为理想的是在
0.5μ m以上3.5μ m以下。结晶组织的平均DAS在前述范围内的话，可以得到机械特性特别优异的成形体。 [0076]换言之，在结晶组织的平均DAS低于前述下限值的情况下，因晶界所占体积过多，镁基合金所占体积相对变少，根据镁基合金的组成，有可能损害镁基合金原有的机械特性。另一方面，在结晶组织的平均DAS高于前述上限值的情况下，容易发生结晶组织内的错位移动(滑移变形)，根据镁基合金的组成，仍然有可能损害镁基合金原有的机械特性。
[0077]而且，关于DAS的测量，可以根据例如《枝晶间距测量手则》(轻金属学会铸造/凝固委员会)中记载的程序来进行，可以使用任意选择的100个以上的粒子来进行平均值的计算。然后，针对在粒子截面的中心部所观察的枝晶，求得臂间距，对其进行平均计算所得到为平均DAS。
[0078]而且，与此相同，在对粒子截面的10处测量DAS时，其最大值与最小值之差优选在该最大值的30%以下，更优选在20%以下，甚为优选在15%以下。由此，可以得到结晶组织均一且机械特性特别高的成形体。
[0079]如此的本发明所涉及的镁基合金粉末可以通过各种方法来制造，可以列举的制造方法有:雾化法(例如水雾化法、气体雾化法、高速旋转水流雾化法等)、还原法、羰基法、粉碎法等各种粉末化方法。其中，理想的是使用雾化法来制造，更为理想的是使用高速旋转水流雾化法来制造。与用其它粉末化方法制造的相比，这样的镁基合金粉末的粒径相对较大且容易保持一致。由此，粉末流动性变高，成形时的填充性也优异。再者，可以将整个粉末中的氧化镁的量抑制在较少范围。另外，因可以将熔融状态的原材料在非常短的时间内急速冷却，可以使各粒子中的结晶组织的细微化更为显著。其结果，可以得到可用于制造机械特性优异的成形体的粉末。
[0080]其中，在高速旋转水流雾化法中，通过沿着冷却用筒体的内周面喷出供给冷却液并使其沿着冷却用筒体内周面旋转，从而在内周面形成冷却液层。另一方面，熔融镁基合金原材料，使得到的熔融金属(高温金属)自然落下，同时，对其喷射液体或者气体喷流。由此，熔融金属飞散，进入冷却液层。其结果，飞散并细粉化的熔融金属急速冷却并固化，得到镁基合金粉末。[0081]图1是表示通过高速旋转水流雾化法来制造镁基合金粉末的装置的一例的纵截面图。
[0082]图1表示的粉末制造装置100具备:冷却用筒体1，用于在内周面形成冷却液层9 ；坩埚15，是用于将熔融金属25流下供给至冷却液层9内侧的空间部23的供给容器；泵7，作为将冷却液供给至冷却用筒体I的手段；以及喷嘴24，其喷出液体射流26，该液体射流将流下的细流状的熔融金属25分成液滴并将其供给冷却液层9。
[0083]冷却用筒体I为圆筒状，设置成筒体轴线沿着竖直方向或者相对于竖直方向以30°以下的角度倾斜。而且，图1表示的是相对于竖直方向倾斜的状态。冷却用筒体I的上端开口由盖体2封闭，在盖体2上形成有开口部3，用于将流下的熔融金属25供给至冷却用筒体I的空间部23。
[0084]另外，在冷却用筒体I的上部设有冷却液喷出管4，其构成为能够在冷却用筒体I的内周面的切线方向喷出供给冷却液。而且，沿着冷却用筒体I的圆周方向等间隔地设有多个冷却液喷出管4的吐出口 5。另外，冷却液喷出管4的管轴方向被设置成相对于与冷却用筒体I的轴线正交的平面向下方倾斜0°C以上20°C以下的程度。
[0085]冷却液喷出管4通过泵7与贮液池8管道相连，泵7吸上的贮液池8中的冷却液通过冷却液喷出管4喷出供给至冷却用筒体I内。由此，冷却液沿着冷却用筒体I的内周面一边旋转一边徐徐地流下，与之相随地形成沿着内周面的冷却液的层(冷却液层9)。而且，在贮液池8内、循环流路的中途，可以根据需要设置冷却器。作为冷却液，除水以外，也可以使用油(硅油等)，甚至也可以添加各种添加物。另外，通过预先除去冷却液中的溶解氧，可以抑制伴随所制造粉末的冷却而产生的氧化。 [0086]另外，冷却用筒体I的内周面的下部设有可自由装卸的用于调整冷却液层9的层厚的层厚调节用环10。通过设置该层厚调节用环10，可以抑制冷却液的流下速度，确保冷却液层9的层厚，并实现层厚的均一化。
[0087]另外，在冷却用筒体I的下部连设有圆筒状的排液用网筛11，该排液用网筛11的下侧设有漏斗状的粉末回收容器12。在排液用网筛11的周围以覆盖排液用网筛11的方式设有冷却液回收盖13,在该冷却液回收盖13的底部形成的排液口 14通过配管与忙液池8相连。
[0088]另外，在空间部23内插入有喷嘴24，其用于喷出空气、惰性气体等。该喷嘴24安装在气体供给管27的前端，经由盖体2的开口部3而插入，其喷出口被配置为指向细流状的熔融金属25及冷却液层9。
[0089]这样的粉末制造装置100中，为了制造镁基合金粉末，首先使泵7启动，在冷却用筒体I的内周面上形成冷却液层9，接着，使坩埚15内的熔融金属25向下流至空间部23。将液体射流26喷向该熔融金属25，熔融金属25飞散，细粉化的熔融金属25被卷入冷却液层9。其结果，细粉化的熔融金属25被冷却固化，得到镁基合金粉末。
[0090]在高速旋转水流雾化法中，因连续供给冷却液而可以稳定地维持一定条件的冷却液层9，从而使制造的镁基合金粉末的粒径、纵横比、结晶组织等也保持稳定。其结果，可以特别高效率地制造上述本发明所涉及的镁基合金粉末。
[0091]而且，可以通过分别调整制造条件来控制镁基合金粉末的粒径、纵横比、表观密度、结晶组织的DAS、显微维氏硬度、圆形度等。例如，通过提高冷却速度，从而即便是更大的粒径，也可以使结晶组织的DAS变小，或使显微维氏硬度变高，还可以使一个粒子内的DAS的差异或显微维氏硬度的差异变得更小。另外，通过提高冷却液喷出时的压力，可以使镁基合金粉末的粒径变得更小。
[0092]更具体地说，优选将向冷却用筒体I供给的冷却液喷出时的压力设置在50 M Pa以上200 M Pa以下的程度，将液温设置在-10°C以上40°C以下的程度。由此，可以实现冷却液层9的流速的最优化，还可以使细粉化的熔融金属25适度且均匀地冷却。换言之，在冷却液的压力低于前述下限值或者液温高于前述上限值的情况下，有可能出现冷却能力不足、大粒径的粒子中结晶组织肥大化。另一方面，冷却液的压力高于前述上限值的情况下，有可能出现细粉化的熔融金属25因冷却液的流动而伸长、粒子形状不规则化。另外，在液温低于前述下限值的情况下，维持该液温会变得困难，有随着时间变化而液温上升的可能性，所以有可能出现所制造的镁基合金粉末的特性出现差异。
[0093]另外，熔融镁基合金的原材料时，优选将其熔融温度相对于镁基合金的熔点Tm设在Tm+20°C以上Tm+200°C以下的程度，更优选设在Tm+50°C以上Tm+150°C以下的程度。由此，在通过液体射流26将熔融金属25细粉化之际，可将粒子间特性的偏差抑制在特别小的范围，并可以得到粒径、纵横比、表观密度、硬度等在前述范围内的粒子。
[0094]另外，通过调整喷嘴24喷出的液体射流26的喷出压力，可以控制镁基合金粉末的粒径。例如，通过提高液体射流26的喷出压力，可以使镁基合金粉末的粒径变得更小。
[0095]而且，根据需要可以设置喷嘴24，也可以省略该喷嘴24。这种情况下，将冷却用筒体I设置成轴线相对于竖直方向倾斜，使细流状的熔融金属25直接流下至冷却液层9。由此，通过冷却液层9的流动，熔融金属25被细粉化，并被冷却固化，从而得到粒径较大的镁基合金粉末。另外，因该方法中每单位时间的冷却幅度非常大，从结晶组织的细微化、均一化等观点来看非常有用。
[0096]【镁基合金成形体】
[0097]本发明的镁基合金成形体通过将本发明的镁基合金粉末用热压烧结法、热等静压烧结法(HIP法)、脉冲电流烧结法、借助电炉或者燃气炉等的常压烧结法等各种烧结法成形、煅烧，或热挤压等而制造。
[0098]就热压而言，将镁基合金粉末填充到成形模具内，一边加压一边加热。由此，可以得到镁基合金成形体(烧结体)。此时，通过在减压气氛下及惰性气体气氛下进行加压、加热，从而抑制镁基合金的氧化，得到氧化镁的含有率低的成形体。减压时的压力没有特别限定，一般设在95kPa以下的程度，理想的是设在0.1kPa以上90kPa以下的程度。
[0099]热压中的成形温度可以根据镁基合金粉末的组成、粒径、成形体的形状等来适当设定，例如理想的是设定在100°C以上800°C以下，更为理想的是设定在200°C以上700°C以下。
[0100]另外，热压中的成形压力也可以根据镁基合金粉末的组成、粒径、成形体的形状等而适当设定，例如理想的是设定在300Mpa以上1500Mpa以下，更为理想的是设定在400Mpa以上IlOOMpa以下。
[0101]另一方面，在热挤压中，加热粉末或者生压胚(坯料)的同时进行挤出。由此，可以得到镁基合金成形体。通过该方法制造的镁基合金成形体容易实现制造时的均一化，从而使得整体分布着大小均一的结晶组织。其原因在于:随着热挤压加工，向粉末施加剪应力，从而即使假设在含有较大的结晶组织的情况下，也可以使该结晶组织更为细微化。其结果，在整体上实现结晶组织大小的均一化。另外，只需适当地选择挤压模的形状，即使是复杂形状或者中空形状的成形体也可以高效制造，在这一点上是有用的。
[0102]热挤压中的挤压温度可以根据镁基合金粉末的组成、粒径、成形体的形状等来适当设定，但是理想的是设定在例如250°C以上500°C以下，更为理想的是设定在300°C以上450°C以下。
[0103]另外，热挤压中的挤压压力也可以根据镁基合金粉末的组成、粒径、成形体的形状等来适当设定，理想的是设定在例如300Mpa以上1000Mpa以下，更为理想的是设定在400Mpa 以上 800Mpa 以下。
[0104]该镁基合金成形体可以使用于任何目的，例如除汽车用零部件、铁路车辆用零部件、船舶用零部件、飞行机器用零部件这样的运输机器用零部件以外，还可以应用于电脑用零部件、手机终端用零部件这样的电子设备用零部件、装饰品、人造骨、人造齿根等各种结构体。
[0105]以上，基于优选实施方式，对本发明的镁基合金粉末及镁基合金成形体进行了说明，但本发明并不限于此。例如也可以在上述实施方式所涉及的粉末的粒子表面形成任意的覆膜。
[0106]实施例
[0107]接着，对本发明的具体的实施例进行说明。
[0108]1.镁基合金 成形体的制造
[0109](样本号I)
[0110][I]首先，用高频感应炉熔融原材料，通过高速旋转水流雾化法将其粉末化后得到镁基合金粉末。得到的镁基合金粉末的合金组成如下所示:
[0111]Al:5.699 质量 ％、Zn:0.057 质量 ％、Mn:0.271 质量 ％、Fe:0.002 质量 ％、Si:0.025质量％、Cu:0.005质量％、N1:0.002质量％、Ca:1.880质量％、Mg:剩余部分
[0112]另外，高速旋转水流雾化装置(粉末制造装置)的设定条件如下所示:
[0113]?冷却液的喷出压力:100MPa
[0114].冷却液的温度:30 °C
[0115]?熔融金属的温度:Tm+20°C
[0116][2]接着，将得到的镁基合金粉末的一部分加压成形(热压)为圆柱状，得到生压胚(坯料)。此时，成形温度为300°C、成形压力为350MPa、成形气氛为减压气氛。
[0117][3]接着，使用得到的生压胚进行热挤压加工，得到镁基合金成形体。此时，挤压温度为300°C、挤压压力为700MPa。
[0118][4]在此，使用扫描型电子显微镜对得到的镁基合金粉末进行拍摄。然后，对于拍摄到的粒子图像，算出具有与其面积相同的面积的圆的直径。像这样地对100个粒子算出圆的直径，对其进行平均而作为镁基合金粉末的平均粒径。另外，将100个粒径数据中的最大值作为最大粒径。
[0119][5]另外，对于拍摄到的粒子图像，求得根据短径/长径而算出的纵横比。然后，针对100个粒子算出纵横比，并对其进行平均而作为镁基合金粉末的平均纵横比。
[0120][6]再者，对于得到的镁基合金粉末，按照JIS Z2504中规定的方法测量表观密度。
[0121][7]另外，对于得到的镁基合金粉末，切断其粒子，对其切断面上的10处用显微维氏硬度计进行硬度测量。然后，求得10个测量值中的最大值及最小值，算出其差，并算出该差相对于最大值的比例(硬度差异指标)。对100个粒子进行该计算，以求得其平均值。而且，在测量时，施加于压头上的负荷为25gf (0.245N)。
[0122][8]再者，对于得到的镁基合金粉末，通过电子显微镜观察粒子截面，求得在其中心部观察的枝晶间距(DAS)。然后，针对100个粒子算出臂间距，对其进行平均而作为镁基合金粉末的平均DAS。而且，DAS的测量适用于《枝晶间距测量手则》(轻金属学会铸造/凝固委员会)中所记载的程序。
[0123]通过以上测量及算出的平均粒径、平均纵横比、表观密度、硬度差异指标(硬度M爸指標)的平均值及平均DAS如表1所示。
[0124](样本号2~4、9~11)
[0125]如表1所示，除变更镁基合金粉末的特性以外，分别与样本I同样地得到镁基合金成形体。
[0126]而且，如下所述一样变更高速旋转水流雾化装置的设定条件。并且，通过对每个样本变更喷嘴喷出的液体射流的喷出压力，从而制造平均粒径不同的粉末。
[0127].冷却液的喷出压力:150MPa
[0128]?冷却液的温度:10°C
[0129].熔融金属的温度:T m+ 100°C
[0130](样本号5~8)
[0131]如表1所示，除变更镁基合金粉末的特性以外，分别与样本I同样地得到镁基合金成形体。
[0132]而且，如下述一样地变更高速旋转水流雾化装置的设定条件。并且，通过在下述范围内对每个样本变更冷却液的喷出压力，从而制造平均粒径不同的粉末。另外，高速旋转水流雾化装置中省略了喷嘴。
[0133].冷却液的喷出压力:120MPa以上200MPa以下
[0134].冷却液的温度:20 °C
[0135].熔融金属的温度:T m+ 150°C
[0136](样本号12、13、14、15)
[0137]如下所示，除变更了镁基合金的组成以外，与样本号1、4、5、8同样地得到镁基合金成形体。
[0138]Al:6.161 质量 %、Zn:0.074 质量 ％、Mn:0.228 质量 %、Fe:0.006 质量 %、Si:0.003质量％、Cu:0.001质量％、N1:0.002质量％、Ca:2.020质量％、Mg:剩余部分
[0139](样本号16、17)
[0140]如下所示，除变更了镁基合金的组成以外，同样本号4、5 —样地得到镁基合金成形体。
[0141]Al:6.810 质量 ％、Zn:0.964 质量 ％、Mn:0.011 质量 ％、Fe:0.008 质量 ％、Ca:1.031质量％、La:2.961质量％、Mg:剩余部分
[0142](样本号18)[0143]除了代替热压及热挤压加工而使用铸造挤压法(鋳造押出法)得到成形体以外，与样本号I同样地得到镁基合金成形体。
[0144]另外，在表1中，各样本号的镁基合金粉末及镁基合金成形体中，相当于本发明的标为“实施例”，与本发明不相当的标为“比较例”。
[0145]2.镁基合金粉末的评价
[0146]2.1镁基合金粉末的元素分布
[0147]对于各样本号的镁基合金粉末的截面，通过电子探针微分析进行元素分析。然后，算出相对于粒子内部的钙浓度、粒子表面的钙浓度的倍率，并示于表1。
[0148]2.2镁基合金粉末的结晶结构解析
[0149]针对于各样本号的镁基合金粉末，通过X射线衍射进行结晶结构解析。而且，在得到的X射线衍射光谱中，算出源于氧化镁(MgO)的最强峰的强度相对于源于镁单体的最强峰强度的比例。同样地，在得到的X射线衍射光谱中，算出源于铝和钙的金属间化合物的最强峰的强度相对于源于镁单体的最强峰强度的比例。算出的各个结果示于表1。
[0150]3.镁基合金成形体的评价
[0151]3.1镁基合金成形体的拉伸强度
[0152]对于各样本号的镁基合金成形体，按照JIS Z2241中规定的方法测量拉伸强度。并且，求出将针对样 本号18的镁基合金成形体测量的拉伸强度作为I时的相对值，并示于表
1
[0153]3.2镁基合金成形体的0.2%耐力
[0154]对于各样本号的镁基合金成形体，根据JIS Z2241中规定的方法测量0.2%耐力。并且,求出将针对样本号18的镁基合金成形体测量的0.2%耐力作为I时的相对值，并示于表1。
[0155]3.3镁基合金成形体的伸张度
[0156]对于各样本号的镁基合金成形体，按照JIS Z2241中规定的方法测量伸张度(％)。并且，求出将针对样本号18的镁基合金成形体测量的伸张度(％)作为I时的相对值，并示于表1。
[0157]以上，评价结果如表1所示。
[0158]表1
【权利要求】
1.一种镁基合金粉末，其特征在于: 由含有0.2质量％以上5质量％以下的钙的镁基合金所构成； 平均粒径在100 μ m以上1500 μ m以下； 粒子的平均纵横比在0.5以上I以下； 表观密度在0.2g/cm3以上1.2g/cm3以下； 硬度差异指标的平均值在0.3以下，其中，所述硬度差异指标是在粒子截面的10处所测得的显微维氏硬度的最大值与最小值之差除以所述最大值所得的值。
2.根据权利要求1所述的镁基合金粉末，其特征在于:所述钙偏析于该镁基合金粉末的各粒子的表面。
3.根据权利要求1或2所述的镁基合金粉末，其特征在于:所述镁基合金还含有2.5质量％以上12质量％以下的招。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的镁基合金粉末，其特征在于:所述镁基合金粉末的结晶组织的平均枝晶间距在0.05μ m以上5μ m以下。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的镁基合金粉末，其特征在于:所述镁基合金粉末通过高速旋转水流雾化法而制造。
6.一种镁基合金成形体，其特征在于:所述镁基合金成形体使用权利要求1至5中任一项所述的镁基合金粉末而制造。
7.根据权利要求6所述的镁基合金成形体，其特征在于:所述镁基合金成形体经由将所述镁基合金粉末供于热挤压的工序而制造。
【文档编号】C22C23/00GK104018048SQ201410067277
【公开日】2014年9月3日 申请日期:2014年2月26日 优先权日:2013年2月28日
【发明者】大塚勇, 大高启义 申请人:精工爱普生株式会社