镁复合材料 【技术领域】
本发明涉及具有优异机械特性、例如高抗拉强度和高硬度、根据需要具有高刚性以及优异耐腐蚀性的镁复合材料及其制造方法。
背景技术
很久以来，有关分散有硅化镁(Mg2Si)粒子的镁复合材料的研究开发就极力推进。例如，特开平6-81068号公报揭示了将含有高硅的镁合金在半熔融状态下进行注射成形时，通过基体镁和硅的反应合成Mg2Si，制得分散有Mg2Si粒子的镁复合材料的方法。
另外，特开平8-41564号公报揭示了分散有通过铸造法制得的Mg2Si粒子及SiC粒子的镁复合材料。特开2000-17352号公报揭示了分散有球状Mg2Si粒子的镁复合材料及基于上述铸造法的制造方法。
发明的揭示
但是，上述镁复合材料的制造方法都是以铸造法或浸渍法等熔融法为基础的。也就是说，这些方法都是要将构成基体的镁或镁合金先熔融，然后经过凝固和固化工序。因此，可以看到基体镁的结晶粒径以及Mg2Si粒子的成长，而且可以看到因此造成地强度和硬度等机械特性的下降。
另外，以上述熔融法为基础的制造方法本身也避免不了能耗高和成本大的问题。
另外，由于要求双轮车、汽车部件、家电部件等机械结构部件以及轮椅和看护用床等福利看护用品更轻便，所以都在试用镁合金。但是，为了使镁合金实际应用到这些部件和产品中去，必须改善镁合金的耐腐蚀性及机械特性，尤其要大幅度改善抗拉强度、硬度、刚性(杨氏模量)等。
本发明的目的在于抑制基体镁的结晶粒径以及Mg2Si粒子的成长，籍此提供强度、硬度等机械性能高和耐腐蚀性好的镁复合材料。
除了上述目的之外，本发明的目的还在于提供比上述熔融法成本更低的镁复合材料的制造方法。
本发明的目的还在于提供上述镁复合材料的前体及其制造方法。
本发明的目的还在于提供具有更高机械特性，特别是强度和硬度，所需刚度(杨氏模量)以及良好耐腐蚀性的镁复合材料及其制造方法。
本发明者们经过认真研究后发现，不用以往的铸造熔融法，而利用以粉末冶金法为基础的镁复合材料的制造方法可达到上述目的。
本发明者们发现在对含Mg的基体粉末和Si粉末的混合粉末进行压粉成形的过程中，如果采用机械方法破坏、切断Mg基体粉末表面的氧化膜(MgO)，增加有活性的Mg新生面与Si粉末的接触面积，可以看到在Mg熔点以下的固相温度领域，Mg与Si两者发生反应。根据这一发现，通过把Si粉末分散到含Mg的基体粉末的表面和/或内部，不让Si粉末和含Mg的基体粉末之间存在MgO，使两者形成粘合状态，Mg和Si的反应便可更容易进行。
本发明者们对上述在Mg熔点以下的固相温度领域下反应得到的产物进行热塑性加工处理，能够得到具有更高机械特性，特别是强度和硬度、所需刚性(杨氏模量)以及良好耐腐蚀性的镁复合材料。
具体来说，本发明者们完成了以下发明：
(1)具有如下工序的镁复合材料的制造方法，包括混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制混合粉末的工序，将该混合粉末充填到容器内并加压制得空孔率在35％以下的压粉成形体的工序，将该压粉成形体置于惰性气体氛围气或真空中加热保温，利用基体粉末中的Mg和Si粉末的反应生成硅化镁(Mg2Si)的工序。
(2)在上述方法(1)中，Mg2Si分散在镁复合材料中。
(3)在上述(1)或(2)的方法的调制工序中，(Si粉末的重量)/(基体粉末中Mg的重量)一般在36.6/63.4以下，较好的是在10/90以下。
(4)在上述(1)～(3)的任何一种方法中，加热在350℃以上进行。
(5)在上述(1)～(4)的任何一种方法中，设定镁复合材料为100wt/％时，Mg2Si一般在3wt/％以上，较好的是在5wt/％以上。
(6)镁复合材料前体，它由含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制而成，该前体的空孔率在35％以下。
(7)在上述(6)中，用差示扫描热量分析法(DSC)对前体进行测定，在150～650℃出现来自Mg2Si的放热峰，更好的是在350～650℃出现。
(8)在上述(6)或(7)中，前体中的(Si粉末的重量)/(基体粉末中的Mg重量)一般在36.6/63.4以下。
(9)镁复合材料前体，它由含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制而成，用差示扫描热量分析法(DSC)对前体进行测定，在150～650℃出现来自Mg2Si的放热峰，更好的是在350～650℃出现。
(10)在上述(6)中，前体中的(Si粉末的重量)/(基体粉末中的Mg重量)一般在36.6/63.4以下。
(11)具有如下工序的镁复合材料前体的制造方法，包括混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制混合粉末的工序，以及将该混合粉末充填到容器内并加压制得空孔率在35％以下的镁复合材料前体的工序。
(12)在上述(11)的方法的调制工序中，(Si粉末重量)/(基体粉末中的Mg重量)一般在36.6/63.4以下，较好的是在10/90以下。
(13)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，具有选自以下A)和B)中的至少一种特性：
A)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下、最好在40以上95以下，和/或上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)比上述镁复合材料中除去了硅化镁后的基体材料的洛氏硬度(E标度)大20以上80以下、最好大20以上40以下；
B)上述镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下、最好在100Mpa以上280MPa以下，和/或上述镁复合材料的抗拉强度比上述基体材料的抗拉强度大20Mpa以上100MPa以下、最好大20Mpa以上50MPa以下。
(14)在上述(13)中，设定镁复合材料为100wt/％时，Mg2Si一般在3wt/％以上、较好的是在5wt/％以上。
(15)具有如下工序的镁复合材料的制造方法，包括混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制出在基体粉末中分散有Si的复合粉末的工序；将该复合粉末置于惰性气体氛围气或者真空中加热保温，生成硅化镁(Mg2Si)的工序。
(16)在上述(15)中，最好在调制工序之后，还有将上述复合粉末充填到容器内并加压制得压粉成形体的工序；以及将该压粉成形体加热保温生成硅化镁(Mg2Si)的工序。
(17)在上述(15)或(16)中，Mg2Si分散在镁复合材料中。
(18)在上述(15)～(17)的任一方法中，调制工序最好包括a)混合上述Si和上述基体粉末调制出混合粉末的工序；以及b)将混合粉末进行粉碎和/或压合和/或破碎的工序。
(19)在上述(18)中，调制工序以多次重复上述b)工序为佳。
(20)在上述(18)或(19)中，调制工序的上述b)工序以使用粉碎机进行为佳。
(21)在上述(20)中，粉碎机最好具有利用了球磨介质的冲击能量的机械性粉碎处理能力。
(22)在上述(20)或(21)中，粉碎机最好选自旋转球磨机、振动球磨机或行星式球磨机。
(23)在上述(15)～(22)的任一方法中，在调制工序中，(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)在36.6/63.4以下为佳。
(24)在上述(15)～(23)的任一方法中，加热在150℃～650℃进行、最好在150℃以上350℃以下进行。
(25)在上述(15)～(24)的任一方法中，设定镁复合材料为100wt/％时，Mg2Si一般在3wt/％以上、最好在5wt/％以上。
(26)镁复合材料前体，所述前体由含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调配而成，且基体粉末中分散有Si粉末。
(27)在上述(26)中，用差示扫描热量分析法(DSC)对前体进行测定，在150～650℃出现来自Mg2Si的放热峰、最好在150～350℃出现。
(28)在上述(26)或(27)中，前体中的(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)一般在36.6/63.4以下。
(29)镁复合材料前体，所述前体由含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调配而成，用差示扫描热量分析法(DSC)对前体进行测定，在150～650℃出现来自Mg2Si的放热峰、最好在150～350℃出现。
(30)在上述(29)中，前体中的(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)一般在36.6/63.4以下。
(31)具有如下工序的镁复合材料前体的制造方法，包括混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调配出基体粉末中分散有Si的复合粉末的工序；将该复合粉末充填到容器内并加压制得镁复合材料前体的工序。
(32)在上述(31)中，调制工序最好包括a)混合Si粉末和基体粉末得到混合粉末的工序；以及b)将混合粉末进行粉碎和/或压合和/或破碎的工序。
(33)在上述(32)中，调制工序以多次重复b)工序为佳。
(34)在上述(32)或(33)中，调制工序的b)工序以使用粉碎机进行为佳。
(35)在上述(34)中，粉碎机最好具有利用了球磨介质的冲击能量的机械性粉碎处理能力。
(36)在上述(34)或(35)中，粉碎机最好选自旋转球磨机、振动球磨机或行星式球磨机。
(37)在上述(31)～(36)的任一方法中，调制工序中的(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)一般在36.6/63.4以下。
(38)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，具有选自以下A)和B)中的至少一种特性：
A)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下、最好在40以上95以下，和/或上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)比上述镁复合材料中除去了硅化镁后的基体材料的洛氏硬度(E标度)大20以上80以下、最好大20以上40以下；
B)上述镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下、最好在100Mpa以上280MPa以下，和/或上述镁复合材料的抗拉强度比上述基体材料的抗拉强度大20Mpa以上100MPa以下、最好大20Mpa以上50MPa以下。
(39)在上述(38)的方法中，设定镁复合材料为100wt/％时，Mg2Si一般在3wt/％以上、较好的是在5wt/％以上。
(40)镁复合材料，它是在含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)的镁复合材料，在100重量份镁复合材料中，Si量在2重量份以上10重量份以下，最好在2.5重量份以上6重量份以下，Mg2Si量在3重量份以上27.5重量份以下，最好在6.8重量份以上15重量份以下，且该镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上500MPa以下。
(41)在(40)中，Mg2Si粒子分散在该复合材料中，而且Mg2Si的粒径一般在10nm以上30μm以下。
(42)在(41)中，Mg2Si的粒径一般在100nm以上10μm以下。
(43)在(40)～(42)中，镁复合材料中最好还包含氧化镁(MgO)和/或二氧化硅(SiO2)。
(44)在(40)～(43)中，镁复合材料的显微维氏硬度(Hv)为80～125，较好为80～110，更好为85～105。
(45)在(40)～(44)中，镁复合材料的洛氏硬度(E标度)(HRE)为40～120、最好为80～105。
(46)在(40)～(45)中，镁复合材料的刚度为47～65GPa、最好为48～55GPa。
(47)镁复合材料，它是在含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)的镁复合材料，在100重量份镁复合材料中，Si量在2重量份以上10重量份以下，最好在2.5重量份以上6重量份以下，Mg2Si量在3重量份以上27.5重量份以下，最好在6.8重量份以上1 5重量份以下，且该镁复合材料的抗拉强度在350Mpa以上500MPa以下，更好为380～450MPa。
(48)在(47)中，Mg2Si粒子分散在该复合材料中，而且Mg2Si的粒径一般在10nm以上30μm以下。
(49)在(48)中，Mg2Si的粒径一般在100nm以上10μm以下。
(50)在(47)～(49)中，镁复合材料中最好还包含氧化镁(MgO)和/或二氧化硅(SiO2)。
(51)在(47)～(50)中，镁复合材料的显微维氏硬度(Hv)为80～125，较好为80～110，更好为85～105。
(52)在(47)～(51)中，镁复合材料的洛氏硬度(E标度)(HRE)为40～120、最好为80～105。
(53)在(47)～(52)中，镁复合材料的刚度为47～65GPa、最好为48～55GPa。
(54)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，具有选自以下A)和B)中的至少一种特性：
A)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下，和/或上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)比上述镁复合材料中除去了硅化镁后的基体材料的洛氏硬度(E标度)大20以上80以下；
B)上述镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下，和/或上述镁复合材料的抗拉强度比上述基体材料的抗拉强度大20Mpa以上100MPa以下。
(55)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，该镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下。
(56)在(55)中，镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下。
(57)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，该镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下。
(58)在上述(54)～(57)中，设定镁复合材料为100wt/％，Mg2Si在3wt/％以上。
(59)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，具有选自以下A)和B)中至少一种特性：
A)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上95以下，和/或上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)比上述镁复合材料中除去了硅化镁后的基体材料的洛氏硬度(E标度)大20以上40以下；
B)上述镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上280MPa以下，和/或上述镁复合材料的抗拉强度比上述基体材料的抗拉强度大20Mpa以上50MPa以下。
(60)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，该镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上280MPa以下。
(61)在(60)中，镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上95以下。
(62)镁复合材料，所述材料的含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)，该镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上95以下。
(63)在(59)～(62)中，设定上述镁复合材料为100wt/％时，Mg2Si在3wt/％以上。
(64)在(54)～(63)中，Mg2Si作为粒子分散在该复合材料中，且Mg2Si的粒径在10nm以上30μm以下。
(65)在(64)中，Mg2Si的粒径在100nm以上10μm以下。
(66)在(54)～(65)中，100重量份镁复合材料中，Si量在2重量份以上10重量份以下，最好在2.5重量份以上6重量份以下。
(67)在(54)～(66)中，100重量份镁复合材料中，Mg2Si量在3重量份以上27.5重量份以下，最好在6.8重量份以上15重量份以下。
(68)在(54)～(67)中，镁复合材料中最好还包含镁(MgO)和/或二氧化硅(SiO2)。
(69)在(54)～(68)中，镁复合材料的显微维氏硬度(Hv)为80～125，更好为80～110，最好为85～105。
(70)在(54)～(69)中，镁复合材料的刚度为47～65GPa、最好为48～55Gpa。
(71)具有用上述(40)～(70)的任一镁复合材料制得的产品。
(72)(71)中的产品选自原材料、中间品、最终产品及其组装体；运输机械用部件；电器制品用部件；住宅用品；精密机械用部件；体育用品及武器；医疗器械及福利看护器具。原材料、中间品、最终产品和组装体选自经过电焊、融焊、锡焊、接合、热切断、热加工、锻造、挤压、冷拔、压延、剪断、板材成形、滚压成形、滚轧成形、赶形加工(冷压)、弯曲加工、矫正加工、高能速度加工、粉末加工、各种切削加工以及研磨加工等各种加工工艺制得的原材料、中间产品、最终产品及其组装体以及与其他原材料品组合制得的复合品；施加金属覆膜处理、化成处理、表面硬化处理、非金属覆膜处理以及涂装等表面处理工艺的原材料、中间品、最终产品及其组装体以及与其他原材料品组合制得的复合品。运输机械用部件选自传动部件、例如阀槽和轴承等，发动机部件、例如挺杆、升降杆和止动器等汽车和双轮车部件；手柄等内装部件；以及大型螺丝、大型螺栓等铁路车两用部件。电器产品部件选自放大器、录象机、收录机、CD播放机、LD播放机的部件，例如，调节旋钮、底脚、机架、圆锥型扩音器等视听器材用部件；洗衣机部件、例如外壳、洗衣槽等家电产品部件；以及缝纫机曲臂等缝纫机、编织机部件。住宅用品选自居室用品、例如枝型吊灯架部件、照明部件、装饰物部件等；家具部件、例如椅子腿、桌子腿、桌面板、合页、拉手、导轨棚板调节螺丝等内装饰品。精密机械用品选自照相机、望远镜、显微镜和电子显微镜的部件、例如镜筒、支架、镜头盖等光学仪器以及测定计量仪器部件；以及手表、挂钟和座钟部件、例如机体、铸件、齿轮、钟摆等钟表部件。体育用品及武器选自轴、头、轴踵、齿踵、底板等高尔夫用品部件；以及变速齿轮、支架、把手等自行车部件。医疗器械选自床架治疗器具部件。福利看护器具及其部件选自轮椅、看护病床及其部件等。
(73)镁复合材料的制造方法，所述材料的含镁(Mg)基体中分散有硅化镁(Mg2Si)，该制造方法包括如下工序：(a)将含有Mg的第1试料和含有Si的第2试料按规定比例进行混合得到混合体的工序；(b)将所得混合体进行塑性加工制得固化体的固化体制作工序；(c)加热该固化体使Mg和Si进行反应，得到含有Mg2Si的加热固化体的加热工序；(d)对上述加热固化体进行热塑性加工的热塑性加工工序。
(74)在(73)中，复合材料的抗拉强度在100Mpa以上500MPa以下。
(75)在(73)中，复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下。
(76)在(73)中，复合材料的抗拉强度在350Mpa以上500MPa以下、最好是380Mpa～450MPa。
(77)在(73)～(76)中的任一(b)固化体制作工序中，混合体是第1试料和第2试料的混合粉末，将该混合粉末充填到容器内并加压制得空孔率在35％以下的作为压粉成形体的固化体。
(78)在(73)～(76)中的任一(b)固化体制作工序中，混合体是在含镁体粉末中分散Si而制得的复合粉末的集合体，将该复合粉末的集合体充填到容器内并加压制得作为压粉成形体的固化体。
(79)在(73)～(76)中的任一(b)固化体制作工序中，将混合体充填到金属模或容器内之后，对该混合体进行压缩变形、挤压变形或后方挤压变形或任意组合上述方法进行变形，使混合体的各试料混合和/或粉碎，然后加压得到固化体。
(80)在(73)～(79)中的任一(b)固化体制作工序中，对混合体进行塑性加工，制得含有粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子的固化体，或含有粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子和粒径在10nm以上30μm以下、最好在3μm以下的第2试料的固化体。
(81)在(73)～(80)的任一种方法中，在热塑性加工工序后，最好还有对(e)得到的物质进行再加热的再加热工序。
(82)在(73)～(81)的任一种方法中，热塑性加工工序最好通过热挤压或热锻造来完成。
(83)在(73)～(81)的任一种方法中，热塑性加工工序最好通过热挤压来完成。
(84)在(73)～(81)的任一种方法中，热塑性加工工序最好通过热锻造来完成。
(85)在(73)～(84)的任一种方法中，加热工序的加热温度一般在150℃以上未满650℃，较好的是在150℃以上600℃以下，更好的是在150℃以上520℃以下。
(86)在(73)～(84)的任一种方法中，加热工序的加热温度一般在350℃以上未满650℃，较好的是在350℃以上600℃以下，更好的是在350℃以上520℃以下。
(87)在(73)～(84)的任一种方法中，加热工序的加热温度在150℃以上未满350℃。
(88)在(81)～(87)的任一种方法中，再加热工序的加热温度一般在150℃以上未满650℃，较好的是在150℃以上600℃以下，更好的是在150℃以上520℃以下。
(89)在(81)～(87)的任一种方法中，再加热工序的加热温度一般在350℃以上未满650℃，较好的是在350℃以上600℃以下，更好的是在350℃以上520℃以下。
(90)在(81)～(87)的任一种方法中，再加热工序的加热温度在150℃以上未满350℃。
(91)在(73)～(90)的任一种方法中，镁复合材料的显微维氏硬度(Hv)为80～125，较好的是80～110，更好的是85～105。
(92)在(73)～(91)的任一种方法中，镁复合材料的洛氏硬度(E标度)(HRE)一般为40～120，更好为80～105。
(93)在(73)～(92)的任一种方法中，镁复合材料中所含的Mg2Si的粒径以在10nm以上30μm以下。
(94)在(93)中，镁复合材料中所含的Mg2Si的粒径在100nm以上10μm以下。
(95)在(73)～(94)的任一种方法中，100重量份镁复合材料中所含的Si量在2重量份以上10重量份以下、更好的是在2.5重量份以上6重量份以下。
(96)在(73)～(95)的任一种方法中，100重量份镁复合材料中所含的Mg2Si量在3重量份以上27.5重量份以下、更好的是在6.8重量份以上15重量份以下。
(97)在(73)～(96)的任一种方法中，镁复合材料中最好还含有氧化镁MgO和/二氧化硅(SiO2)。
(98)在(73)～(97)的任一种方法中，镁复合材料的刚度以47～65GPa为佳，最好为48～55GPa。
对附图的简单说明
图1是含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末均匀混合而成的混合粉末(由本发明的固化体制作工序得到的一种固化体)的模拟图。
图2是表示由本发明的固化体制作工序得到的作为一种固化体的具有一定空孔率的压粉成形体的差示热量分析(DSC)测定结果的图谱。
图3是Si粉末分散到含镁(Mg)基体粉末而形成的本发明的复合粉末(由本发明的固化体制作工序得到的一种固化体)的模拟图。
图4是用光学显微镜对本发明的固化体制作工序得到的作为一种固化体的本发明的复合粉体进行观测得到的图像。
图5表示3个试料的DSC测定结果。
图6是表示本发明的一种固化体制作工艺的原理图。
图7是表示本发明的一种固化体制作工艺的原理图。
图8是表示用于本发明的一种固化体制作工艺的冲压原理图。
实施发明的最佳方式
以下详细说明本发明。
如上所述，本发明的特征之一是使存在于基体粉末所含的Mg表面的氧化膜，即MgO不存在，将Mg和粉末Si调整成粘附状态，使Mg和Si的反应容易进行。
本发明中按照镁复合材料前体的制造方法、所得前体、从前体制造镁复合材料的方法以及所得镁复合材料的顺序进行说明。另外，本发明的其他方面也按上述顺序说明。但本发明的固化体制作工序的情况以及加热后的热塑性加工的情况(热锻造或热挤压)有所不同。
(镁复合材料前体的制造方法)
本发明的镁复合材料前体(以下只要没有特别限定，都简称为“前体”)的制造方法，具有混合粉末的调制工序和将该混合粉末加压制成前体的工序。
在混合粉末的调制工序中，混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末，调制混合粉末。
从粉尘爆炸等防爆观点考虑，含镁(Mg)基体粉末最好使用粒径10μm以上的粉末。如果能满足这一点，则对含Mg基体粉末的形态没有特别的限定，但以粉末、切削片或块状小片等为佳。
含Mg基体粉末中包含Mg合金或只含镁。
另外，在含Mg基体粉末是合金的情况下，除Mg之外的元素包括Al、Zn、Mn、Zr、Ce、Li和Ag等，但并不限于这些元素。
在压粉成形体或前体的制作工序中，为了提高Si粉末与含Mg基体粉末的机械结合力，Si粉末的粒径以10～500μm为佳，最好为10～200μm。
在调制工序中，Si重量和基体粉末中所含的Mg的重量之比，即(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)以在36.6/63.4以下为佳。Si的添加量如果超过36.6重量％，理论上基体粉末中的Mg全部转变成Mg2Si(即，没有作为基体的Mg残留)。在此情况下得到的材料的强度显著降低，没有所期望的特性。因此，(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)以在36.6/63.4以下为佳，从机械特性和切削性观点看，最好在10/90以下。
将上述含Mg基体粉末和Si粉末混合，调制出混合粉末。进行混合的时候，可以使用以往常用的混合粉碎机。例如，V型混合机或球磨机等，但并不限于此。
混合可以在各种环境下，例如在大气中进行。最理想的是在使用微粒子的情况下，通过在混合容器中充填氮气或氩气等惰性气体，防止混合过程中粉末表面的氧化。
通过进行上述混合工序，如图1所示，可以得到含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末均匀混合的混合粉末。
然后，将所得混合粉末充填到容器内并加压，制得空孔率在35％以下的镁复合材料前体或压粉成形体。
作为获得前体或压粉成形体的压粉固化方法，可以应用以往粉末冶金用工艺。例如，把混合粉末充填到容器内进行冷等静压成形(CIP)法；或者把粉末充填于金属模型内，通过上下冲杆压缩来制得压粉体的方法等，但并不限于此。
所得前体或压粉成形体的空孔率以在35％以下为佳，最好在20％以下。把空孔率确定为该值是因为基体粉末的表面一般都被氧化膜(MgO)覆盖。该MgO比其他氧化物的生成自由能小，比较稳定，所以该MgO的表面膜可以抑制Mg和Si的反应。因此，设置按以往方法加热到Mg的熔点(650℃)以上生成Mg的液相的工序，然后促进基体粉末中的Mg和Si粉反应，合成Mg2Si。在该升温工序中，产生过与铸造熔融法同样的问题，即基体和Mg2Si的粒径较大。
另一方面，本发明的制作前体或压粉成形体的工序中，为了使空孔率达到35％以下对混合粉末进行加压处理。在此工序中，由于粉末粒子之间再配列形成的表面磨擦和塑性变形，会造成MgO表面膜机械性分断和破坏，在该部分出现具有活性的Mg基体新生面。这种Mg基体新生面，在其后由于升温加热与Si粉反应，合成Mg2Si。因此空孔率的值越低，Mg新生面的面积越大，Mg2Si的合成温度越向低温侧移动。因此，前体或压粉成形体的空孔率越低越好，在20％以下更好。与此相反，如果前体或压粉成形体的空孔率太大，MgO表面膜的破坏不充分，Mg新生面的生成区域变小。其结果是，Mg2Si的合成温度不得不向更高温侧、例如Mg的熔点以上的液相区移动，伴随形成粗大的Mg2Si粒子。
(镁复合材料前体或压粉成形体A)
本发明的镁复合材料前体或压粉成形体具有上述空孔率。该空孔率可以按下述方法测定。
首先，从构成上述前体或压粉成形体的元素的密度和组成、成分求出真密度(A)。再按照JIS R1643的方法测定上述前体或压粉成形体的密度(B)。由该A和B按以下公式I，可以求得空孔率(V)。
V＝100-{100×(B/A)} (式I)
只要在本说明书中对所谓的“空孔率”没有特别的说明，都是按此测定方法求得的值。
另外，用差示扫描热量分析法(DSC)对本发明的镁复合材料前体或压粉成形体进行测定时，在150～650℃出现放热峰，但最好在350～650℃出现放热峰。
作为一例，在使空孔率发生变化的条件下调制的本发明的前体或压粉成形体用差示扫描热量分析法(DSC)进行测定的结果示于图2。空孔率为9％、19％和32％的前体在上述范围，即150～650℃、最好在350～650℃出现放热峰，但未出现吸热峰。如后所述，该放热峰是由于Mg和Si的固相反应合成Mg2Si而产生的。
空孔率为52％的前体在Mg熔点(650℃)因Mg液相的出现而出现吸热峰。这种情况下，以液相状态合成Mg2Si。
随着前体或压粉成形体的空孔率降低，伴随最高放热量的温度(放热峰的温度)，即Mg2Si的合成起始温度向低温侧移动。伴随最高放热量的温度(放热峰的温度)比Mg的熔点(650℃)还要低，这意味着合成反应是在固相状态下完成的。
(从前体制造镁复合材料的方法A)
通过加热上述前体或压粉成形体，基体粉末中的Mg和Si的粉末发生反应生成Mg2Si，得到本发明的镁复合材料。
对加热氛围气没有特别的限定，但是为了抑制基体(前体或压粉成形体)中的Mg或含Mg合金的氧化，最好在氮气或氩气等惰性气体氛围气下或在真空中进行。
如图2的结果所示可知，加热温度以在150℃以上为佳，较好的是在350℃以上，更好的是在450℃以上。另外，为了在比较短的时间内合成Mg2Si，加热温度最好提高到450℃以上。
据此，本发明在压粉成形时，通过机械方法分断和/或破坏表面氧化膜(MgO)，其结果是能够在比以往的制法的温度范围更低的温度，即低于650℃的温度范围内合成Mg2Si。
(镁复合材料A)
以上得到的Mg2Si具有如下特性。
Mg2Si的粒径为10～200μm，该Mg2Si粒子在分散于所得镁复合材料的状态下形成。
Mg2Si的热膨胀率一般比镁小，具有高刚性、高硬度，且比重小，耐热性和耐腐蚀性优良。
因为具有上述Mg2Si特性，所以得到的本发明的镁复合材料具有优异的特性，例如具有优异的机械特性和耐腐蚀性。具有这些优异特性的复合材料，如果复合材料以100wt％计，则包含在其中的Mg2Si一般在3wt％以上，更好的是在5wt％以上。
本发明的复合材料具有下述A)和B)中的任何一种特性或同时具有这2种特性。
即，A)i)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)在40以上105以下，最好在40以上95以下，及/或ii)上述镁复合材料的洛氏硬度(E标度)比从上述镁复合材料中除去了硅化镁后的基体材料的洛氏硬度(E标度)大20以上80以下、最好大20以上40以下；
B)i)上述镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上350MPa以下、最好在100Mpa以上280MPa以下，及/或ii)上述镁复合材料的抗拉强度比上述基体材料的抗拉强度大20Mpa以上100MPa以下、最好大20Mpa以上50MPa以下。
更具体来说，本发明的复合材料分别满足A-i)、A-ii)或同时满足A-i)和A-ii)的特性；或分别满足B-i)、B-ii)或同时满足B-i)和B-ii)的特性。另外，本发明的复合材料还能同时A的任一特性和B的任一特性。
(镁复合材料前体的制造方法B)
本发明的镁复合材料前体(以下，只要没有特别说明，都简称“前体”)的制造方法，具有复合粉末的调制工序和将该复合粉末加压制得前体的工序。
在复合粉末的调制工序中，混合含镁(Mg)基体粉末和硅(Si)粉末调制出基体粉末中分散有Si的复合粉末。
对含镁(Mg)基体粉末和Si粉末的粒径和形状没有特别的限定。如后所述，如果设置把两种粉末反复进行机械粉碎、混合和粘附的工序，即便是粗大的粉末或小片试料，Mg和Si粉末也能形成粘附状态。但是，从粉尘爆炸等因素的防爆观点考虑，含镁(Mg)基体粉末还是以使用粒径在10μm以上的粉末为佳。另外，从流动性和/或形成具有均匀密度分布的压粉成形体(前体)的方面考虑，含镁(Mg)基体粉末的粒径以在50μm以上700μm以下为佳，更好的是在150μm以上500μm以下。对含Mg基体粉末的形态没有特别的限定，可以制成粉末、切削片或块状小片等形态。
含Mg基体粉末中包含Mg合金或只含Mg。
在含Mg基体粉末是合金的情况下，除了含有Mg以外，还可包含其他金属，例如，Al、Zn、Mn、Zr、Ce、Li和Ag等，但并不限于这些元素。
更具体来说，含Mg基体粉末可以使用AZ31、AZ91等。
如上所述，对Si粉末的粒径和形状没有特别的限定。但是，其粒径还是以10～500μm为佳，最好是10～200μm。另外，其形状除球状、粉末状之外，还可以是切削片或块状小片。
在调制工序中，Si的重量和基体粉末中所含的Mg重量之比，即(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)以在36.6/63.4以下为佳。Si的添加量如果超过36.6重量％，理论上基体粉末中的Mg全部转变成Mg2Si(即，没有作为基体的Mg残留)。在此情况下得到的材料的强度显著降低，没有所期望的特性。因此，(Si粉末重量)/(基体粉末中Mg的重量)以在36.6/63.4以下为佳，从机械特性和切削性观点看，最好在10/90以下。
混合上述含Mg基体粉末和Si粉末，调制出基体粉末中分散有Si的复合粉末。
调制工序最好包括a)Si粉末和基体粉末混合得到混合粉末的工序；以及b)将所得混合粉末进行粉碎和/或压合和/或破碎的工序。另外，该b)工序最好多次重复进行。
b)工序最好使用粉碎机进行。粉碎机最好具有利用了球磨介质的冲击能量的机械性粉碎处理能力。粉碎机可选自旋转球磨机、振动球磨机或行星式球磨机。通过进行这种机械粉碎、混合、压合、破碎，可以对Si粉末进行微粉碎，并使之分散到基体粉末中。另外，Si粒子的比表面积可以籍此增加，而且与Mg的接触区域也能增加，这样更能促进Si和Mg的反应。
图3是由上述调制工序得到的复合粉末试样的模拟图。图4是由调制工序实际得到的复合粉末试样用光学显微镜观察到的图像。
图3表示Si粒子分散到基体中的情况。从图4也同样可知Si粒子(白色)分散到基体(黑色的背景)中的情况。
另外，调制工序可以在各种环境下进行，例如在大气中进行。从抑制氧化的观点考虑，最好在氮气和氩气等惰性气体氛围气下进行。
然后，将所得复合粉末充填到容器内并加压，制得压粉成形体或镁复合材料前体。
作为得到前体或压粉成形体的压粉固化的方法，可以采用以往的粉末冶金法所采用的工艺。例如，把混合粉末充填到容器内，进行冷等静压成形(CIP)的方法；把粉末充填到金属模型内，通过上下冲杆进行压缩制得压粉体的方法。但并不限于此。
充填加压工序的压力以4t/cm2以上8t/cm2以下为佳。将压力的上限值定为8t/cm2的理由是，即便提高压力，最终所得到的复合材料的密度的上升也小。另外，如果提高压力，则会在所使用的金属模型和成形体之间产生粘附现象，缩短金属模型的使用寿命，所以不理想。
(镁复合材料前体或压粉成形体B)
通过上述调制工序和充填、加压工序，可以形成本发明的镁复合材料前体或压粉成形体。
用差示扫描热量分析法(DSC)对本发明的镁复合材料前体或压粉成形体进行测定时，伴随Mg2Si的合成反应在150～650℃出现放热峰、最好在350～650℃出现放热峰。
作为一例，把以下3个试料的DSC测定结果示于图5。1)将作为含镁(Mg)基体粉末的纯Mg(粒径：111μm)63.4g和Si粉末(粒径：38μm)36.6g装入球磨机中，经过2小时的粉碎、混合、粘附和破碎，得到Mg基体粉末中分散有微细的Si粒子的复合粉末。不对该粉末进行压粉成形处理，保留其粉末状态，作为本发明的试料。2)把与1)相同的成分单独混合，在5.8t/cm2的压力下，得到的试料(空孔率：9％)。3)把与1)和2)相同的成分单独混合，在1.8t/cm2的压力下，得到的试料(空孔率：52％)。
图5中，试料1)尽管是未压粉成形的粉末状态，但从150℃附近到200℃附近，可以观察到伴随Mg2Si的合成反应出现的放热峰。另一方面，试料2)在500℃附近观察到伴随Mg2Si的合成反应出现的放热峰。试料3)在650℃(Mg的熔点)观察到伴随Mg的熔点出现的吸热峰。由此可知，试料1)在Mg的熔点以下，在比试料2)更明显的低温侧合成了Mg2Si。
(从前体制取镁复合材料的方法B)
通过加热上述前体或压粉成形体，通过基体粉末中的Mg和Si粉末反应生成Mg2Si，可以得到本发明的镁复合材料。
对加热氛围气没有特别的限定，但从抑制基体(前体或压粉成形体)中的Mg或含Mg合金的氧化考虑，还是以采用氮气或氩气等惰性气体氛围气或在真空中进行为佳。
从上述图5的DSC结果也可知，加热温度最好在150℃以上350℃以下。要在比较短的时间内合成Mg2Si，加热温度最好在200℃以上。
另外，根据前体或压粉成形体的形状和尺寸，最好在某一温度下保持一定时间。特别是在加热工序中，最好不要出现因前体或压粉成形体的表层部和内部间的温度差引起的Mg2Si粒子的不均匀。另一方面，最好抑制因延长保温时间引起的Mg2Si以及Mg结晶粒子的成长。保温时间取决于前体或压粉成形体的形状和尺寸，但以1分钟以上30分钟以下为佳。
本发明的镁复合材料的制造方法中，根据需要最好还包括热锻造法和热挤压法这样的塑性加工工序。籍此可以使材料中的空孔锁闭，增加复合材料的密度，提高机械特性。具体来说，就是将上述加热工序后的复合材料直接进行热塑性加工的方法以及将加热工序后的复合材料再度加热后进行热塑性加工的方法。但是，从成本考虑，还是以前者的方法为佳。
(镁复合材料B)
以上得到的Mg2Si具有如下特性。
Mg2Si的粒径为10～200μm，该Mg2Si粒子以分散在所得镁复合材料中的状态下形成。
一般Mg2Si的热膨胀率比镁小，具有高刚性、高硬度，且比重小，耐热性和耐腐蚀性优良。
因为具有上述Mg2Si的特性，所以得到的本发明的镁复合材料具有优异的特性，例如具有优异的机械特性和耐腐蚀性。具有这些优异特性的复合材料，如果复合材料以100wt％计，则包含在其中的Mg2Si一般在3wt％以上，最好在5wt％以上。
如上所述，本发明的复合材料同样具有上述A)和B)中的任一种特性或同时具有这2种特性。
在本发明中，抗拉强度可以按照JIS标准的方法进行测定。抗拉强度在实施例中也可以按后述方法进行测定。即，抗拉强度可以按照以下方法测定。准备直径φ3.5mm、平行部14mm的试片作为试验的试料，将此试片装在10吨万能精密材料试验机中，以0.5mm/分的变位速度赋予其拉伸负荷进行拉伸试验，试片破断时的荷重除以试料的破断面积所得之值即为抗拉强度。
本发明的制造方法，即通过采用粉末冶金法，可以不出现Mg液相，而在固相状态下合成Mg2Si。其结果是，基体Mg中包含微细的结晶粒，而Mg2Si也以微细状态分散在基体中，能够以低成本制得具有上述优异特性，例如优异的机械特性及耐腐蚀性的镁复合材料。
另外，所得复合材料和前体或压粉成形体，因为不经过Mg液相状态的工序制作等制得，所以其尺寸变化小。因此，也可以把前体和复合材料(即最终产品)的尺寸变化小这一点作为与以往方法不同的一个优点。
(镁复合材料的制造方法C及镁复合材料C)
以下对本发明的镁复合材料C及其制造方法C进行说明。
本发明的镁复合材料C是一种在含镁(Mg)基体粉末中分散有硅化镁(Mg2Si)的镁复合材料，在100重量份镁复合材料中，Si量在2.5重量份以上10重量份以下，Mg2Si量在3重量份以上27.5重量份以下，且该镁复合材料的抗拉强度在100Mpa以上500MPa以下。
该镁复合材料包含硅化镁(Mg2Si)和作为基体的镁(Mg)。可以仅包含这2种成分，也可以包含其他成分。其他成分包括氧化镁(MgO)、二氧化硅(SiO2)以及制造过程中出现的各种成分。但是，在包含其他成分的情况下，不能对上述特性造成不良影响，例如抗拉强度。而且，最好对后述的硬度(显微维氏硬度和/或洛氏硬度(E标度))、刚性及耐腐蚀性等也不会造成不良影响。
100重量份本发明的镁复合材料中，Si含量在2重量份以上10重量份以下，最好在2.5重量份以上6重量份以下。在复合材料中还含有SiO2的情况下，Si的含量也同样多。复合材料中含有的Si量如果太少，会出现复合材料所希望的特性尤其是机械特性不能发挥的倾向。另一方面，复合材料中含有的Si量如果太多，也会出现特性值饱和的倾向。另外，Si量如果太多，所得复合材料的韧性会出现下降的倾向。
100重量份本发明的镁复合材料中，Mg2Si含量在3重量份以上27.5重量份以下，最好在6.8重量份以上15重量份以下。
本发明的镁复合材料最好由Mg2Si粒子分散形成。Mg2Si的粒径以在10nm以上30μm以下为佳，最好在100nm以上10μm以下。一般Mg2Si的粒径越小，镁复合材料的机械特性越好。
依赖所含成分，本发明的镁复合材料的抗拉强度一般在100Mpa以上500MPa以下，较好的是在350Mpa以上500MPa以下，更好的是在380Mpa以上450MPa以下。
另外，其显微维氏硬度(Hv)一般为80～125，较好为80～110，更好为85～105，和/或洛氏硬度以40～120为佳，更好为80～105。其刚度一般为47～65GPa、最好为48～55Gpa。由于具有上述机械特性，所以适用于上述制品中。以往的工业用Mg合金，因为抗拉强度是200～350Mpa，所以相比之下，本发明的镁复合材料具有优异的机械特性。尤其是在刚性方面，以往的Mg合金中的元素成分量多少不同，以往的Mg合金的刚性值为44～45Mpa，与此相反，本发明的镁复合材料，由于含有Mg2Si粒子，该值可以得到显著的提高。而且，关于基体硬度，本发明的镁复合材料，由于具有上述粒径范围的Mg2Si粒子均匀地分散在材料中，所以比以往的Mg合金的硬度(50～75Hv)显著增大。
以下，说明本发明的镁复合材料中所含的成分。
(硅化镁(Mg2Si))
Mg2Si单独存在的情况下，比Mg具有高刚性和高硬度，而且具有优异的耐腐蚀性和耐热性。本发明者发现，当Mg2Si在Mg合金中作为分散粒子存在时，尤其是其粒径为10nm～30μm的范围的情况下，所得镁复合材料的抗拉强度、刚性和硬度以及耐腐蚀性和耐热性都显著提高。但是，考虑到实际应用，兼顾到优异的特性和经济性，比较理想的Mg2Si的粒径是100nm～10μm。另外，Mg2Si的粒径控制可以通过后述的对充填于金属模型内的原料混合体反复进行的塑性加工量和与其连续加热条件(加热温度)来进行。
(氧化镁(MgO))
MgO是分散于镁复合材料中的成分，它与Mg2Si同样，可以提高复合材料的机械特性。与此同时，MgO还有改善所受攻击性的效果。也就是说，MgO比Mg合金硬，而且比Mg2Si的硬度低，所以与其他材料相互摩擦时，还具有不明显影响到其他材料的特性。因此，本发明的镁复合材料，由于均匀分散了与Mg2Si粒径相同的MgO粒子，即粒径为10nm～30μm，最好为100nm～100μm，所以可以减少对其他材料的影响。
(二氧化硅(SiO2))
作为氧化物的SiO2，与MgO同样，是分散于镁复合材料中的成分，可以改善对其他材料的影响。如后所述，用SiO2作为本发明的镁复合材料的初始原料的情况下，该SiO2与MgO反应生成Mg2Si和MgO时，也可以被还原分解。另外，通过调整反复塑料加工量及其后的固化体的加热温度，可以使一部分的SiO2不反应而残存于复合材料之中。
本发明还提供了镁复合材料的制造方法C。
本发明的制法C是在含镁(Mg)基体中分散有硅化镁(Mg2Si)的镁复合材料的制造方法，具有如下工序：(a)把含Mg第1试料和含Si第2试料按规定比率混合得到混合体的工序；(b)对所得混合体进行塑性加工制得固化体的固化体制造工序；(c)加热该固化体使Mg和Si反应得到含有Mg2Si的加热固化体的加热工序；以及(d)对该加热固化体进行热塑性加工的热塑性加工工序。采用上述方法及以下详述的方法，可以得到具有上述特性的镁复合材料。
含Mg第1试料只要含Mg即可，对其没有特别的限定，可以采用纯镁、以Mg为主成分的Mg合金、例如AZ31、AZ91、AM50、AM60等及ZK系合金等工业用镁合金等。尤其是使用Mg合金粉末的情况下，从避免粉尘爆炸等防爆观点看，其粒径一般在10μm以上，最好在50μm以上。另外，用于第1试料的形状，只要满足上述形状即可，对其没有特别的限定，切削片状、粉末状、块状小片等都可以。例如，所谓“触模”用原料等也可以使用。
含Si第2试料只要含Si即可，对其没有特别的限定，例如Si单体、二氧化硅、SiO2等。另外，对其粒径也没有特别的限定，例如数厘米单位的块状粗大的试料以及进行了机械粉碎处理后的数微米的微细粒子这样大范围粒径的试料都可以利用。
进行第1及第2试料的混合包括各种试料的称量及混合。这些工序可以按照以往在粉末冶金技术领域采用的方法进行。混合第1及第2试料的时候，可以采用以往公知的手段，例如V型混合器以及球磨机等混合粉碎机械。混合在大气中进行也没有问题，但为了防止第1试料例如纯Mg粉末表面的参加，最好在氮气或氩气等氛围气下进行。更具体来说，在使用微粒子的情况下，最好在把该微粒子充填到混合容器中的同时，充填氮气或氩气等进行混合。
然后，进入固化体制作工序，对所得混合体进行塑性加工制得固化体。
塑性加工可以采用各种手段，例如，可以使用上述制法A及B记载的方法。也就是说，A)混合体是第1试料第2试料的混合粉末，通过把该混合粉末充填到容器内，可以进行塑性加工，获得空孔率在35％以下的作为压粉成形体的固化体。B)混合体是含Mg基体粉末中分散有Si的复合粉末的集合体，把该复合粉末的集合体充填到容器并加压进行塑性加工，获得作为压粉成形体的固化体。C)把混合体充填到金属模型或容器之后进行塑性加工，将该混合体进行压缩变形、挤压变形或后方挤压以及任意组合上述方法多次反复进行，将混合体的各试料混合和/或粉碎，最终将其压缩得到固化体。
通过固化体的制造工序制得的固化体含有粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子，或粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子和粒径在10nm以上30μm以下、最好在3μm以下的第2试料。
现参照图6，对固化体制造工序中的上述C)的具体例子进行说明。
图6的a)是在金属模型1和下冲杆3形成的器皿中充填了混合体5的模拟图。
然后，对混合体5进行塑性加工(b)～(f)。塑性加工(b)～(f)是使用具备压缩用上冲杆7和挤入用上冲杆9的压力加工机来进行的。这里所用的压力加工机可以使用现有的油压式、机械式、螺旋式等任何驱动方式的压机。但是，当后述挤入用上冲杆9插入压缩体8的情况下，冲杆的下降速度希望快，例如采用螺旋式压机等，下降速度最好控制在50～500mm/秒左右。
工序b)中，把压缩用上冲杆7下降到金属模型内，混合体被压缩固化，得到压缩体。提升压缩用上冲杆7(工序c))之后，在工序d)中挤入用上冲杆9下降到金属模型1内。此时，如工序d)所示，通过把压缩体8挤压到后方(箭头B的方向)进行塑性加工，把含Mg第1试料和含Si第2试料进行粉碎，实现微细化。
然后，在提升挤入用上冲杆9(工序e))之后，再次把压缩用上冲杆7下降到金属模型1内，在图5(f)中，再次压缩成U字型的压缩体。借此，沿金属模型1内面存在的固化体转入金属模型1的内侧(箭头C的方向)。通过多次重复这一连串的操作(b)～(f)，使混合体5的第1及第2试料混合、搅拌和微细化更加充分。
将一连串的操作(b)～(f)，即压缩过程(由压缩用上冲杆7进行的加压、压缩加工)和由挤入用上冲杆9进行的后方挤压塑性加工作为1个循环，通过重复规定的循环数，经过第1及第2试料的均匀混合及微细化，籍循环数和固相扩散现象，Mg2Si得以合成。
通过控制混合体的塑性加工量，可以调整最终得到的复合材料中的Mg2Si的粒径，例如控制在10～50nm的范围内。
通过变化各种参数，可以控制塑性加工量。具体参数包括在此工序的最终阶段的压缩得到的固化体的相对密度、(b)～(f)的循环数、(b)的挤入用上冲杆9的荷重及速度、金属模型1的内径和挤入用上冲杆9的外径的关系、(f)的压缩用上冲杆7的荷重及速度等。
另外，为了消除金属模型1底部的混合体停滞，根据需要，采用以某一循环数间隔上下反转金属模型1或在取出混合体后上下反转混合体，再度进行压缩后方挤压加工等方法也是很有效的。
将操作(b)～(f)重复规定循环之后，通过进行操作b)可以得到圆筒状的固化体(图1(g))。如上所述，固化体a)中含有粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子或b)含有粒径在10nm以上30μm以下、最好在1μm以下的Mg2Si粒子和粒径在10nm以上30μm以下、最好在3μm以下的第2试料(例如，Si粒子或SiO2粒子)。通过控制上述参数，可以调制a)或b)。
如图7所示，不用图6所示的挤入用上冲杆9，可使用2根挤入用上冲杆11，还可以使用3根挤入用上冲杆。
另外，对使用的挤入用上冲杆的形状和材质等没有特别的限定，但插入时的后方挤压过程中，为了不产生混合体与冲杆端部的粘附和烘熔现象，也可以具有图8(a)～(c)所示的形状。即，在挤入用上冲杆的前端部附近可以设置(a)半球状的曲率、(b)仅四角部曲率、(c)锥部及四角部曲率。另外也可以对冲杆表面进行耐磨性、自润滑性好的镀膜处理、例如进行Ni-P镀和镀Cr、DLC、氮化处理等。
因为由固化体制作工序得到的固化体的相对密度在75～95％左右，而且，第1试料之间的结合不充分，所以最好对固化体再进行加热工序和热塑性加工工序，进行致密化处理。
通过加热工序，(1)进行其后的热塑性加工时，第1试料易变形；(2)未反应的第2试料，例如含有Si或SiO2时，可以使它们和镁进行固相反应。
固化体的加热温度一般在150℃以上600℃以下，最好在350℃以上520℃以下。加热温度不到150℃的情况下，不能得到上述(1)的效果，而会出现得不到第1试料间的充分结合力的倾向。其结果是，出现镁复合材料的相对密度或机械特性下降的倾向。另一方面，加热温度如果超过600℃，则构成基体的第1试料(尤其是Mg)中的结晶粒粗化成长，其结果是，出现镁复合材料的机械特性下降的倾向。
只要加热到250℃以上，未反应的Si或SiO2和Mg就能够进行固相反应，但为了使固相反应稳定进行，且能够抑制固相合成所得到的Mg2Si粒子的粗化，抑制镁复合材料的机械特性下降，固化体的加热温度希望在350℃以上520℃以下。另外，为了抑制固化体中的Mg成分的氧化，加热氛围气最好是氮气、氩气等惰性气体氛围气或真空氛围气。
热塑性加工工序可以应用热锻造、热挤压、热压延、旋转锻造、拉拔等。
实施例
以下通过实施例进一步详细说明本发明，但本发明并不仅限于这些实施例。
(实施例1)
准备纯Mg粉末(平均粒径：112μm)90重量份和Si粉末(平均粒径：64μm)10重量份作为初始原料。将两者混合后，用球磨机均匀混合，得到混合粉末。将所得混合粉末充填到直径34mm的圆形金属模型内，以面压2～7t/cm2施加荷重，制得压粉成形体A-1～A-7。
分别准备如下管状炉。即准备导入了氮气(气体流量：3dm3/min)的管状炉，该炉内温度控制在580℃。在该管状炉内插入以上得到的压粉成形体A-1～A-7，加热保温15分钟之后，马上用粉末锻造法进行固化，获得相对密度达到99％以上的镁复合材料B-1～B-7。粉末锻造法的条件是金属模型温度：250℃，面压：8t/cm2，为了防止固化体和金属模型之间的粘附，在金属模型的壁面涂布水溶性润滑剂。
表1所示为以上得到的压粉成形体A-1～A-7以及镁复合材料B-1～B-7的特性。在表1中，“空孔率”是按上述方法计算得到的值。表1还示出了用DSC测定得到的Mg2Si的反应合成开始温度(表1中记为“反应开始温度”)、Mg液相的有无及镁复合材料B-1～B-7的机械特性(硬度、抗拉强度和破断拉伸强度)。
Mg液相的有无可以通过DSC测定结果中，在650℃附近有无吸热峰进行判断。即，吸热峰是由于Mg的液相出现时的潜热形成的，因此有吸热峰时有Mg液相。
另外，硬度、抗拉强度和破断拉伸强度的测定，分别按如下方法进行。
(硬度的测定)
在荷重0.49N下，用显微维氏硬度计进行硬度的测定。
(抗拉强度的测定)
准备直径：φ3.5mm、平行部：14mm的试片作为试验试料。将该试片装在10吨万能材料试验机中，以0.5mm/分的变位速度，施加拉伸荷重，进行拉伸试验。把试片破断时的荷重除以试料的破断面积，所得到的值即为抗拉强度。
(破断延伸强度的测定)
破断延伸强度是在拉伸试验过程中，在图纸上采取的荷重-变位曲线上，由偏离具有一定斜率的直线的区域(塑性变形区域)下的最大变形量算出来的。
表1压粉成形体A-1～7及复合材料B-1～7的特性 No. 压粉 成形 体 空孔 率(％) 反应 开始 温度 (℃)Mg液相的有无复合材料 机械特性 Hv HRE 拉伸 强度 (MPa) 破断延 伸率 (％) 1 A-1 9.2 423无B-1 123 92 267 4.4 2 A-2 15.3 452无B-2 120 91 262 4.8 3 A-3 24.8 484无B-3 118 90 260 4.9 4 A-4 29.5 496无B-4 114 88 258 4.2 5 A-5 33.2 511无B-5 112 84 251 3.8 6 A-6 38.9 535有B-6 107 72 202 2.1 7 A-7 42.2 541有B-7 104 70 197 1.7
压粉成形体A-1～5具有本发明定义的空孔率，利用它可以不出现Mg液相，在固相状态下形成Mg2Si。其结果是得到微细的Mg2Si分散到镁体中的复合材料B-1～5，该材料如表1所示，已确认具有优异的机械特性。
另一方面，压粉成形体A-6和7具有本发明规定以外的空孔率，如果用它形成复合材料，则Mg2Si不仅在固相状态、甚至在液相状态下也能形成。因此，得到形成了粗大Mg2Si的复合材料B-6及7，因此，复合材料B-6和7的机械特性如表1所示，显著下降。
(实施例2)
准备AZ91D镁合金粉末(平均粒径：61μm，公称组成Mg-9Al-1Zn/质量％)85重量份和Si粉末(平均粒径：64μm)15重量份作为初始原料。将两者混合后用球磨机均匀混合，得到混合粉末。将得到的混合粉末充填到直径11.3mm的圆形金属模型内，以面压5t/cm2施加荷重，制得压粉成形体A-8。测定其空孔率，得到在本发明规定的数据范围内值，为12.3％。
把得到的压粉成形体A-8置于导入了氮气(气体流量：2dm3/min)的管状炉，在表2所示的各加热温度下加热保温30分钟，其后在炉内冷却到常温，得到复合材料B-8～B-14。用光学显微镜对复合材料B-8～B-14进行组织观察和X射线衍射分析，确认有无Mg2Si合成及Si的残存状况。其结果也列于表2。
表2压粉成形体A-8及复合材料B-8～14的特性 No. 压粉 成形体 加热温度 (℃) 复合材料 Mg2Si 的有无 Si的残 存情况 8 A-8 375 B-8 有 无 9 A-8 430 B-9 有 无 10 A-8 500 B-10 有 无 11 A-8 565 B-11 有 无 12 A-8 600 B-12 有 无 13 A-8 200 B-13 无 有 14 A-8 330 B-14 无 有
由复合材料B-8～B-12可确认，在适当温度范围内加热，使Mg和Si的反应能够合成Mg2Si。同时确认在这些材料中添加的Si粉末全部都参与与Mg的反应，其结果是，Si粉末在Mg2Si合成反应后也不会残存于材料中。
另一方面，由复合材料B-13及B-14可确认，如果在低于适当温度范围的温度下加热，Mg和Si的反应不能进行，这样就不能够合成Mg2Si。同时确认在复合材料B-13及B-14中残存有Si粉末。
(实施例3)
准备纯镁粉末(平均粒径：112μm)和Si粉末(平均粒径：64μm)作为初始原料。如表3所示组成将两者混合，得到混合粉末。将所得混合粉末充填到直径11.3mm的圆形金属模型内，以面压6t/cm2施加荷重，制作压粉成形体A-9～A-15。测定A-9～A-15空孔率，都得到在本发明规定范围内的值，为8.9～11％。
把所得压粉成形体A-9～A-15插入导入了氮气(气体流量：2dm3/min)、温度控制在580℃的管状炉中，加热保温30分钟，其后在炉内冷却到常温，得到复合材料B-15～B-21。
在观察材料B-15～B-21的外观的同时，进行了X射线衍射分析，鉴定构成材料的元素和化合物。其结果如表3所示。
表3压粉成形体A-9～15及复合材料B-15～21的特性 No.配比组成(质量％)压粉成形体复合材料 X射线 衍射结果外观 Si Mg 15 5 95 A-9 B-15 Mg2Si，Mg良好的固化体 16 12 88 A-10 B-16 Mg2Si，Mg良好的固化体 17 18 82 A-11 B-17 Mg2Si，Mg良好的固化体 18 27 73 A-12 B-18 Mg2Si，Mg良好的固化体 19 34 66 A-13 B-19 Mg2Si，Mg良好的固化体 20 39 61 A-14 B-20 Mg2Si，Si运输时受损 21 44 56 A-15 B-21 Mg2Si，Si运输时受损
从表3可知，通过将初始原料的Mg和Si的配比调整到适当的值(A-9～13)，能够得到具有良好的形状和外观的含有Mg2Si和Mg的复合材料(B-15和19)。另一方面，当配比不适当(A-14和15)时，所得到的材料虽然含有Mg2Si和Mg，但没有足够的强度，运输时容易受损(B-20和21)。
(实施例4)
准备纯镁粉末(平均粒径：223μm)和Si粉末(平均粒径：105μm)作为初始原料。如表4所示组成将两者混合，得到混合粉末。将所得到的混合粉末充填到直径34mm的圆形金属模型内，以6t/cm2的面压施加荷重，制得压粉成形体A-16～A-22。压粉成形体A-16～A-22的空孔率为8.3～10.7％，在本发明规定的数值范围内。
把得到的压粉成形体A-16～A-22插入通有氮气(气体流量：3dm3/min)、温度控制在580℃的管状炉中，加热保温15分钟，其后立即用粉末锻造法进行固化，得到相对密度在99％以上的复合材料B-22～B-28。粉末锻造法的条件是金属模型温度：250℃、面压：8t/cm2。为了防止固化体和金属模型的粘附，在金属模型的壁面涂布水溶性润滑剂。
(平均腐蚀速度)
测定所得复合材料B-22～B-28的平均腐蚀速度。用机械加工方法从材料B-22～B-28得到立方体(10mm×10mm×厚度10mm)后，用金刚砂纸打磨得到试片。对该试片用5％盐水喷雾试验(100hr)进行耐腐蚀性试验。由试验前后的重量变化量算出平均腐蚀速度，作为耐腐蚀性评价的指标。该结果也列于表4。另外，表4中，还示出Mg2Si量(从配比组成得到的计算值)。
表4压粉成形体A-16～22及
复合材料B-22～28的特性 No.配比组成(质量％)压粉成形体复合材料Mg2Si(质量％)平均腐蚀速度(g/m2/hr) Si Mg 22 2 98 A-16 B-22 5.4 0.07 23 3 97 A-17 B-23 8.2 0.05 24 5 95 A-18 B-24 13.6 0.03 25 10 90 A-19 B-25 27.3 0.02 26 20 80 A-20 B-26 54.6 0.01 27 0 100 A-21 B-27 0 0.19 28 1 99 A-22 B-28 2.7 0.16
由表4可知，复合材料B-22～26具有优异的耐腐蚀性。另一方面，Mg2Si量少的材料B-27和28的耐腐蚀性差。
(实施例101)
准备纯镁粉末(平均粒径：168μm)85重量份和Si粉末(平均粒径：58μm)15重量份作为初始原料。将两者混合后，用旋转球磨机进行粉碎、混合和压合处理5小时，得到混合粉末X-101。将所得混合粉末X-101充填到直径34mm的圆形金属模型内，以6t/cm2的面压施加荷重，制作压粉成形体A-101。
另外，制备组成与压粉成形体A-101相同但不用旋转球磨处理5小时的压粉成形体A-102。
另外准备一台下述的管状炉。即，准备通有氮气(气体流量：3dm3/min)的管状炉。炉内温度如表1所示控制在100～500℃附近。将上述得到的压粉成形体A-101或A-102插入该管状炉内，加热保温5分钟，其后立即用粉末锻造法进行固化，得到相对密度99％以上的镁复合材料B-101～B-110。粉末锻造法的条件是，金属模型温度：250℃、面压：8t/cm2，为了防止固化体和金属模型的粘附，在金属模型的壁面涂布水溶性润滑剂。
在表101中，列出上述所得压粉成形体A-101或A-102以及镁复合材料B-101～B-110的特性。在表101中，Mg2Si的有无用X射线衍射分析法测定。硬度是通过标度E的洛氏测定仪测定的值。抗拉强度则按上述方法测定。
表101压粉成形体A-101～102
及复合材料B-102～110的特性 No.旋转球磨机处理压粉成形体加热温度(℃)复合材料Mg2Si的有无硬度HRE拉伸强度(MPa) 101有A-101 150 B-102有113 253 102有A-101 205 B-102有110 271 103有A-101 262 B-103有108 288 104有A-101 300 B-104有105 304 105有A-101 343 B-105有102 315 106有A-101 415 B-106有90 -- 107有A-101 500 B-107有81 223 108有A-101 95 B-108无45 45 109无A-102 157 B-109无42 89 110无A-102 342 B-110无44 188
No.101～105使用本发明制备的复合粉末，在150℃～343℃的加热温度下得到高硬度的复合材料。No.106～107虽然使用了本发明制备的复合粉末，能确认有Mg2Si产生，但其硬度低于所希望的值。一般认为这是由于加热温度太高Mg2Si粒子长大了所致。No.108也是使用本发明制备的复合粉末，但由于加热温度太低，不能确认有Mg2Si产生，其硬度也不高。No.109～110不是使用本发明制备的复合粉末，由于加热温度太低，不能确认有Mg2Si产生，其硬度也不高。
(实施例102)
准备AZ91D镁合金粉末(平均粒径：61μm，公称组成Mg-9Al-1Zn/mass％)90重量份和Si粉末(平均粒径：64μm)10重量份作为初始原料。将两者混合后用旋转球磨机进行粉碎、混合和压合处理4小时，得到复合粉末。把所得到的复合粉末充填到直径34mm的圆形金属模型内，以6t/cm2的面压施加荷重，制得压粉成形体A-103。
另外，制备组成与压粉成形体A-103相同，但不用旋转球磨处理4小时的压粉成形体A-104。
准备一台下述的管状炉。即，准备通有氮气(气体流量：3dm3/min)、炉内温度如表1所示控制在80～530℃附近的管状炉。将上述得到的压粉成形体A-103或A-104插入该管状炉内，加热保温5分钟，其后立即用粉末锻造法进行固化，得到相对密度99％以上的镁复合材料B-111～B-120。粉末锻造法的条件是，金属模型温度：250℃、面压：8t/cm2，为了防止固化体和金属模型的粘附，在金属模型的壁面涂布水溶性润滑剂。
表102中列出了上述所得到的压粉成形体A-103或A-104以及镁复合材料B-111～B-120的特性。表102中的Mg2Si的有无用X射线衍射分析法测定。硬度采用上述通过标度E的洛氏测定仪测定的值。
表102压粉成形体A-103～104
及复合材料B-111～120的特性 No.振动球磨机处理压粉成形体加热温度(℃)复合材料Mg2Si的有无硬度HRE拉伸强度(MPa) 111有A-103 160 B-111有107 214 112有A-103 197 B-112有106 230 113有A-103 248 B-113有103 251 114有A-103 302 B-114有101 272 115有A-103 346 B-115有98 288 116有A-103 422 B-116有83 - 117有A-103 525 B-117有75 155 118有A-103 80 B-118无66 47 119无A-104 159 B-119无64 84 120无A-104 338 B-120无62 162
No.111～115使用本发明制备的复合粉末，且在150℃～343℃的较低加热温度下得到高硬度的复合材料。No.116～117使用了本发明制备的复合粉末，所以能确认有Mg2Si产生，但其硬度低于所希望的值。一般认为这是由于加热温度太高Mg2Si粒子长大了所致。另外，No.118也是使用了本发明制备的复合粉末，但由于加热温度太低，所以不能确认Mg2Si的产生，其硬度也不高。No.109～110没有使用本发明制备的复合粉末，由于加热温度太低，不能确认Mg2Si的产生，其硬度也不够高。
(实施例103)
准备纯镁(纯度99.85％)圆板(直径50mm、厚度3mm)以及实施例101的复合粉末X-101。把复合粉末X-101调制成载于圆板一面的状态，将其插入通有氮气(气体流量：3dm3/min)、炉内温度控制在160℃的炉中。其后用油压机施以面压8t/cm2，制得镁复合粉末与金属镁圆板粘附的复合板材。将其再度插入氮气氛围气炉内，进行温度为250℃、保温时间为10分钟的热处理。
用X射线衍射分析确认所得复合材料中是否有Mg2Si产生，同时用金刚砂纸打磨，再采用5％盐水喷雾试验(100hr)进行耐腐蚀性评价。由试验前后的重量变化量算出平均腐蚀速度，作为耐腐蚀性评价的指标。
对载有复合粉末X-101被包覆一侧的表面用X射线衍射进行分析，其结果确认了Mg2Si的峰。另外，据光学显微镜观察得知，镁复合材料和基材镁呈良好的结合状态。另一方面，对不载复合粉末X-101一侧的表面用X射线衍射进行分析，其结果是未观测到Mg2Si的峰，只见到镁的峰。
耐腐蚀性试验的结果确认，包覆侧表面的平均腐蚀速度为0.014g/m2/hr，而未包覆的板材的速度为0.21g/m2/hr。即，通过包覆化可以显著提高镁复合材料的耐腐蚀性。
(实施例201)
准备AZ31镁合金粉末(平均粒径：252μm)和Si粉末(平均粒径：42μm)作为初始原料。将AZ31镁合金和Si粉末按表201所示比率混合后，用旋转球磨机均匀混合，得到混合粉末。接着，把各混合粉末25g充填到装于100吨螺旋式压机中内径35mm的圆筒状金属模型(超硬合金制)内。如图6所示，对充填的混合粉末用压入用上冲杆(SKD11钢制)的后方挤压法，反复进行塑性加工，最终得到固化体。
另外，压入用上冲杆的直径为28mm，冲杆前端部具有半径为14mm的半圆形状。用压缩用冲杆加压时的固化体的相对密度为88％，该固化体的全长(高度)为30mm。在重复进行塑性加工工序中，采用了如表201所示的循环次数。所谓循环次数是将压缩用上冲杆进行的1次加压和压入用上冲杆插入进行的1次后方挤压加工设定为1个循环。
把所得到的各固化体插入到通有氮气(气体流量：3dm3/min)的管状炉中，加热保温10分钟后，从炉内取出成形体，立刻用热挤压法得到直径7mm的棒状镁挤压复合材料M-1～M-13。热挤压工艺的条件是：挤压模温度300℃，挤压比37。
对所得到的镁挤压复合材料M-1～M-13，采用1)X射线衍射分析和2)光学显微镜、电子扫描显微镜(SEM)、电子透射显微镜(TEM)进行了组织观察。关于2)组织观察，在观察的10个视野进行基于双值化处理的图象解析，算了Mg2Si的粒径，其结果列于表201。另外，对镁挤压复合材料M-1～M-13，还测定了抗拉强度σ、显微维氏硬度Hv、洛氏硬度(E标度)HRE以及刚性(杨氏模量)。其结果列于表201中。
表201镁复合材料M-1～M-13的调制和特性 No.Si量(质量％)循环(次)材料 Mg2Si 粒径 材料的机械特性拉伸强度(MPa) Hv HRE刚性(GPa) I-1 2.0 400 M-1 230nm ～2.4μm 355 83 89 47 I-2 4.0 500 M-2 110～ 430nm 372 87 94 49 I-3 6.0 500 M-3 120～ 705nm 386 90 97 50 I-4 8.0 500 M-4 135～ 870nm 402 93 100 51 I-5 10.0 600 M-5 100～ 510nm 411 95 103 52 I-6 12.0 600 M-6 125～ 560nm 424 97 104 53 I-7 5.0 400 M-7 110～ 650nm 377 85 95 48 I-8 5.0 600 M-8 75～ 390nm 405 89 96 48 I-9 5.0 800 M-9 15～ 280nm 438 92 98 48 I-10 0 400 M-10 无 295 72 80 44 I-11 1.0 400 M-11 320nm ～3.1μm 322 77 82 45 I-12 13.0 600 M-12 180～ 680nm 394 98 108 54 I-13 5.0 0 M-13 35～ 52μm 339 81 91 48
镁复合材料M-1～M-9，在所得到的镁复合材料中有Mg2Si粒子分散存在，这是用光学显微镜、电子扫描显微镜(SEM)、电子透射显微镜(TEM)进行组织观察时证实的。
另外，由表201可知，镁复合材料M-1～M-9具有作为该复合材料所希望的抗拉强度、维氏硬度及刚性等机械特性。这些机械特性取决于调制复合材料时所用的Si量、塑性加工的循环次数以及所得到的材料中的Mg2Si粒子等。
例如，若比较M-7～M-9，可以知道即便具有同一Si含量，通过增加塑性加工的循环数、可以使所得到的Mg2Si粒径变小，镁挤压复合材料的机械特性值增大。
镁复合材料M-10，因为其初始原料不含Si粉末，所以没有生成Mg2Si粒子。因此，所得到的镁复合材料M-10的抗拉强度、维氏硬度及刚性等机械特性低，没有所希望的特性。
镁复合材料M-11，因为其初始原料含有Si粉末量很少，才1％，所以所得到的镁复合材料M-11的机械特性低，没有所希望的特性。
镁复合材料M-12，因为其初始原料虽然含有多达13％的Si粉末，所以其机械特性(抗拉强度、维氏硬度及刚性)具有所希望的特性，但出现了在韧性(延伸率)显著下降到0的同时，由工具磨损带来的挤压材料的可切削性问题。
镁复合材料M-13是不进行反复塑性加工，在混合AZ31合金粉末和Si粉末之后，单纯进行压缩加工得到的材料。因此，未进行Si粒子的微细化，所得到的镁挤压复合材料M-13中的Mg2Si的粒径(35～52μm)，与初始原料Si粉末的粒径(平均粒径：42μm)几乎相同，而且非常大，没有得到所希望的机械特性。
(实施例202)
准备AM60镁合金屑(长度：2～5mm)和SiO2粉末(平均粒径：68μm)作为初始原料。按表202所示比例将两者混合后，用球磨机均匀混合，得到混合体。接着，把各混合粉末25g充填到装于100吨螺旋式压机中的内径35mm的圆筒状金属模型(超硬合金制)内。如上述图6所示，使用压入用上冲杆(SKD11钢制)的后方挤压法，反复进行塑性加工，最终得到固化体。
压入用上冲杆的直径为28mm，冲杆前端部具有半径为14mm的半圆形状。用压缩用冲杆加压时的固化体的相对密度为88％，该固化体的全长(高度)为30mm。表202所示的循环数与实施例201同样定义。
把所得到的各固化体插入到通有氮气(气体流量：3dm3/min)的管状炉(炉内温度：520℃)中，加热保温10分钟后，从炉内取出成形体，立刻用热挤压法得到直径7mm的棒状镁挤压复合材料M-14～M-23。
热挤压工艺的条件是：挤压模温度300℃，挤压比37。
对所得到的镁挤压复合材料M-14～M-23，采用ICP法分析其中的Si成分的含量。另外，采用X射线衍射分析(XRD)确认Mg2Si/MgO/SiO2的生成和残存的有无。还对镁挤压复合材料M-14～M-23，测定了抗拉强度σ、维氏硬度Hv、洛氏硬度(E标度)HRE以及刚性(杨氏模量)。其结果列于表202中。用与实施例201同样的方法算出的Mg2Si的粒径数据也记于表202中。
表202镁复合材料M-14～M-23的调制和特性 No.循环(次)材料Si量(质量％) XRD结果Mg2Si粒径 材料的机械特性Mg2Si MgO SiO2拉伸强度(MPa) Hv HRE刚性(GPa) II-1 500 M-14 2.3 ○ ○ - 230～ 580nm 362 82 91 47 II-2 500 M-15 4.4 ○ ○ - 135～ 650nm 381 86 95 49 II-3 600 M-16 7.5 ○ ○ ○ 155～ 740nm 397 90 98 50 II-4 600 M-17 9.8 ○ ○ - 165～ 580nm 406 93 101 51 II-5 700 M-18 11.5 ○ ○ ○ 150～ 480nm 438 96 103 52 II-6 900 M-19 9.8 ○ ○ - 35～ 225nm 468 98 104 51 II-7 500 M-20 0.8 ○ ○ - 165～ 660nm 312 75 81 45 II-8 600 M-21 1.3 ○ ○ - 145～ 590nm 338 78 83 46 II-9 0 M-22 4.4 ○ ○ ○ 51～ 95μm 333 80 89 49 II-10 35 M-23 4.4 ○ ○ ○ 41～ 72μm 338 80 89 49
镁挤压复合材料M-14～19具有所希望的机械特性。分散于复合材料中的Mg2Si的粒径为10nm～30μm，较好为100～800nm。另外，由表202所知，复合材料即使含有MgO或MgO及SiO2，也具有所希望的机械特性。
与镁挤压复合材料M-17和M～19比较得知，即使具有相同的Si量，但通过增加塑性加工的循环次数，使固相反应生成的Mg2Si粒子微细化，因此所得到的复合材料的机械特性也显著增大。
另一方面，镁挤压复合材料M-20～M-23都没有所希望的抗拉强度。这可以做如下考虑。
复合材料M-20及M-21材料中所含的Si都与Mg2Si反应，这一点从表202可以得知，但因为其量少，所以没有所希望的机械特性。
镁挤压复合材料M-22是对初始原料不进行反复塑性加工，只进行单纯压缩加工而得到的。所得到的镁挤压复合材料中的Mg2Si的粒径(51～95μm)与初始原料中的SiO2的粒径(平均粒径：68μm)几乎相同。因此，不进行SiO2粉末的微细化，不能够得到所希望的机械特性。
镁挤压复合材料M-23，虽然进行了反复塑性加工，但其循环次数少，与复合材料M-22一样，未进行SiO2粉末的微细化，没有得到所希望的机械特性。
(实施例203)
准备AZ31镁合粉末(平均粒径：252μm)和Si粉末(平均粒径：42μm)作为初始原料，使Si含量按重量基准达到5％，将AZ31粉末和Si粉末混合后用球磨机均匀混合，得到混合体。接着，把各混合粉末25g充填到装于100吨螺旋式压机中的内径35mm的圆筒状金属模型(超硬合金制)内。如上述图6所示，使用压入用上冲杆(SKD11钢制)的后方挤压法，反复进行塑性加工，最终得到固化体S-1～S-10。
压入用上冲杆的直径为28mm，冲杆前端部具有半径为14mm的半圆形状。调整压缩用压杆的压力，使最终得到的固化体的相对密度达到表203所示的值。表203所示的循环数与实施例201定义的相同。
对按所定的循环数进行反复塑性加工所得到的混合固化体的组织，采用光学显微镜、电子扫描显微镜(SEM)和电子透射显微镜(TEM)进行了观察。对观察到的10视野，进行了基于双值化处理的图象解析，算出了固化体S-1～S-10的Si和Mg2Si粒子的粒径。其结果列于表203中。
表203固化体S-1～S-10的调制和特性 No.相对密度(％)循环(次)固化体 Si粒径 Mg2Si粒径 III-1 78 400 S-1 320～850nm 180～450nm III-2 85 400 S-2 275～765nm 160～475nm III-3 90 400 S-3 260～740nm 165～425nm III-4 93 400 S-4 240～660nm 125～380nm III-5 89 600 S-5 135～350nm 105～330nm III-6 89 800 S-6 95～140nm 30～110μm III-7 89 1000 S-7 无 10～90μm III-8 89 0 S-8 36～66μm 39～69μm III-9 89 25 S-9 28～48μm 29～52μm III-10 89 50 S-10 22～37μm 24～40μm
通过充分进行反复塑性加工所得到的固化体S-1～S-7具有微细化的Mg2Si粒子。由此可知，采用反复塑性加工工艺通过固相合成能够得到微细化的Mg2Si粒子。另外，固化体S-1～S-6具有微细化的Si粒子。具有未反应的Si粒子的固化体S-1～S-6，通过其后的加热工序和热塑性加工工序，使所有未反应的Si粒子合成为Mg2Si粒子。一般认为，由这些工序得到的Mg2Si粒子的粒径都取决于未反应的Si粒子的粒径，所以可以认为，对固化体S-1～S-7实施加热工序和热塑性加工工序得到的镁复合材料的Mg2Si粒子已经微细化。
另一方面，固化体S-8～S-10，因为没有进行反复塑性加工(S-8)或者反复塑性加工量不够(S-9及S-10)，所以得到的Mg2Si粒子的粒径约为30μm或者在30μm以上。固化体S-8～S-10中未反应的Si粒子也为30μm或者在30μm以上。因此可以认为，其后即使对固化体S-8～S-10实施加热工序和热塑性加工工序，所得到的Mg2Si粒子的粒径取决于未反应的Si粒子的粒径，约为30μm或者在30μm以上。
产业上利用的可能性
本发明的镁复合材料，除了轻量化之外，还具有高强度、高耐磨损性、高耐腐蚀性，可以利用于同时要求上述特性的汽车零部件、家电部件、结构部件材料以及看护用病床、轮椅、手杖、步行车等医疗用福利用具或看护用具等各种用途。
另外，采用本发明的制造方法得到的镁复合材料可以应用如下。即，以置于镁合金板的状态进行常温或者热加压、压缩/压延等塑性加工，然后通过设置本发明的加热工序，便可以制得在镁合金板上粘附有本发明的镁复合粉末的板材。即，制得仅在镁合金板表面分散有Mg2Si粒子的包覆板材，该板材中的Mg2Si粒子与镁合金板牢固结合。由于这种包覆板材中的Mg2Si粒子均匀分散，可以用作为具有优异耐腐蚀性、耐磨损性且需轻量配管的结构部件。
另外，本发明的镁复合材料还根据需要进行切削、锻造、弯曲、接合等2次加工、3次加工，用于如下产品。例如，使用本发明的镁复合材料的产品如下所示，范围极其广泛，可以取代以往用铝合金的产品。
(1)原材料、中间品、最终制品和组装体
通过焊接、融接、锡焊、接着、热切断、热加工、锻造、挤压、拉扒、压延、剪断、板材成形、滚压成形、滚轧成形、赶形加工(冷压)、弯曲加工、矫正加工、高能速度加工、粉末加工、各种切削加工以及研削加工等各种加工工艺制得的原材料、中间品、最终制品及其组装体以及与其他原材料组合而成的复合品。通过金属覆膜处理、化成处理、表面硬化处理、非金属覆膜处理以及涂装等施行各种表面处理的原材料、中间品、最终制品和组装体以及与其他原材料组合而成的复合品。
(2)运输机器用部件
(2-1)汽车及双轮车用部件：传动部件，例如，阀轴、轴承等；发动机部件，例如，推杆、升降杆、挡杆等；内装部件，例如，手柄等。
(2-3)铁路车辆用部件：大型螺丝、大型螺栓等。
(3)电气制品用部件
(3-1)视听觉机器用部件：放大器、摄象机、收录机、CD播放机及LD播放机的部件，例如，调节旋钮、支腿、底脚、机架、圆锥型扩音器等。
(3-2)家庭电化制品用部件：洗衣机部件，例如，外壳、洗衣槽等。
(3-3)缝纫机、编织机部件：例如，缝纫机曲臂等。
(4)住宅用品
(4-1)内装饰品：居室用品，例如，枝型吊灯架部件、照明部件、装饰物部件等；家具部件，例如，椅子腿、桌子腿、桌面板、合页、拉手、导轨棚板调节螺丝等。
(5)精密机械用品
(5-1)光学仪器与测定、计量仪器部件：照相机、望远镜、显微镜和电子显微镜的部件，例如镜筒、支架、镜头盖等。
(5-2)钟表挂用部件：手表、挂钟和座钟部件，例如，机体、铸件、齿轮、钟摆等。
(6)体育用品及武器
高尔夫俱乐部部件，例如，轴、头、轴踵、齿踵、底板等；自行车用品，例如，变速齿轮、支架、把手等。
(7)医疗器械
床架、治疗器具部件等。
(8)福利看护器具和福利看护器具用部件
轮椅、看护病床及其部件等。