镁合金材料的制造方法 本 申 请 是 中 国 发 明 专 利 申 请 ( 申 请 日： 2005 年 6 月 28 日 ； 申 请 号： 200580022310.2( 国际申请号 ： PCT/JP2005/011850) ； 发明名称 ： 镁合金材料的制造方法 ) 的分案申请。技术领域
本发明涉及镁合金材料制造方法， 其能够稳定制造机械性能和表面质量优异的镁 合金材料如镁合金铸造材料或镁合金压延材料， 以及由上述制造方法得到的镁合金材料如 镁合金铸造材料或镁合金压延材料。 本发明还涉及用具有上述优异特性的压延材料得到的 镁合金成型制品， 以及其制造方法。 背景技术
比重 (20℃时的密度 g/cm3) 为 1.74 的镁是用于构造用途的金属材料中最轻的金 属， 而且可以通过与多种元素形成合金来提高强度。此外具有相对低的熔点和回收中需要 有限能源的镁合金从回收的观点是合乎需要的， 而且期望作为树脂材料的替代物。 因此， 在要求减轻重量的小型移动设备如移动电话或移动式仪器以及汽车部件中， 镁合金的应用近 来在增加。
然而， 由于镁及其合金具有塑性加工性能差的 hcp 结构， 目前商业化的镁合金制 品主要通过利用注塑的铸造方法如模铸法 (die casting) 或触融模制 (thixomolding) 法 制造。然而， 经由注塑的铸造具有以下缺点 ：
1. 机械性能如抗拉强度、 延展性和韧性差 ；
2. 由于大量的对成型制品不必要的部分如将熔融金属 (molten metal) 导入模具 中的流槽 (runner) 而导致材料收率差 ；
3. 成型制品可能在其内部包含例如由铸造操作时气泡卷入而造成的气孔， 以及因 此可能在铸造后进行热处理 ；
4. 由于铸件缺陷如流痕 (flow line)、 孔隙和毛口 (burs)， 需要修正或清除操作 ；
5. 由于涂布在模具上的脱模剂粘在成型制品上， 需要清除操作 ； 和
6. 由于昂贵的制造设备、 不必要部件的存在以及为此所需的清除操作而与高的制 造成本联系在一起。
另一方面， 通过对铸造所得的材料进行塑性加工如压延或锻造而制成的精制材料 (wrought material) 在机械特性上优于铸造材料。然而， 由于镁合金在上述塑性加工性能 方面差， 研究在受热状态下进行塑性加工。例如， 专利文献 1 和 2 公开了， 通过向配备有一 对辊的活动模具 (movable mold) 供给熔融金属来进行连续铸造并对所得的铸造材料施加 热压延， 可以得到压延材料。
专利文献 1 ： WO02/083341 小册子
专利文献 2 ： 日本专利 No.3503898发明内容 本发明将要解决的问题
随着镁合金制品的应用领域的新近扩展， 要求的质量水平变得更为严格， 特别是 对于更轻的重量、 改善的耐腐蚀性和改进的外观而言。例如， 为了获得更轻的质量， 意欲利 用形状上的复杂化诸如利用肋式形状 (ribbedshape) 或局部地改变厚度， 或者提高制品自 身的强度。 此外， 为了实现改善的耐腐蚀性， 意欲使添加的元素最优化以及使成型制品的表 面处理最优化。另外在通过先前的铸造方法制成的镁合金制品中， 尽管采用一般的涂料作 为表面处理， 但是为了提高材料的质感， 希望利用所谓透明涂料充当保护膜。然而， 这些要 求难以满足上述的现有技术。
因此， 本发明的主要目的在于提供能够稳定制造机械特性和表面质量优异的镁合 金材料的镁合金材料制造方法， 以及由上述制造方法得到的镁合金材料、 特别是镁合金铸 造材料和镁合金压延材料。 本发明的另一目的在于提供用所述压延材料制成的镁合金成型 制品， 以及其制造方法。
解决问题的手段
根据本发明， 通过在连续的铸造操作中规定构成熔融镁合金与之接触的部分的材 料， 可以实现上述目的。
更具体地， 本发明的镁合金制造方法包括 ：
在熔炉中熔化镁合金以得到熔融金属的熔化步骤，
将所述熔融金属从所述熔炉转移至熔融金属池 (reservoir) 的转移步骤 ； 和
经过浇注口 (pouring gate) 从所述熔融金属池向活动模具供给所述熔融金属， 以 及凝固所述熔融金属以连续制造厚度为 0.1-10mm 的铸造材料的铸造步骤， 其中在从所述 熔化步骤到所述铸造步骤的过程中， 所述熔融金属接触的部分由氧含量为 20 质量％以下 的低氧材料 (low-oxygen material) 形成。
在先前的用于铝、 铝合金、 铜或铜合金的连续铸造装置中， 熔炉的坩埚、 存储来自 坩埚的熔融金属用的熔融金属池 (tandish)、 将熔融金属引入活动模具用的浇注口等用耐 热性和绝热性优异的陶瓷形成， 如二氧化硅 ( 硅氧化物 (SiO2)， 氧含量 ： 47 质量％ )、 氧化铝 ( 铝氧化物 (Al2O3)， 氧含量 ： 53 质量％ ) 或氧化钙 (CaO， 氧含量 ： 29 质量％ )。另一方面， 在用于铝等的连续铸造装置中， 活动模具例如由具有优异强度的不锈钢形成。 因此， 镁合金 的连续铸造利用构造上与用于连续铸造铝等的连续铸造装置相似的装置。然而， 作为由本 发明人所进行的研究的结果， 发现在镁合金的连续铸造中， 由上述氧化物构成的部件当用 于镁合金接触的部分中时导致氧化镁的形成， 这使得在对所得铸造材料进行二次加工如压 延时， 降低表面质量或产生裂缝。
构成镁合金主要成分的镁是非常活泼的金属， 其氧化物或者氧化镁 (MgO) 的标准 生成自由能为 -220kcal/mol， 这小于用作实用材料的氧化物如氧化铝的标准生成自由能。 因此， 在与熔融金属接触的部分如坩埚、 熔融金属池或浇注口中采用主要由氧构成的高氧 材料如氧化铝或二氧化硅的情况下， 作为熔融金属主要成分存在的镁将上述高氧材料还 原， 因而生成氧化镁。 没有被再溶解的氧化镁可能在铸造材料中沿着熔融金属的流动混合， 从而导致缺陷如不均匀凝固， 造成降低铸造材料表面质量， 或者构成异物， 它在铸造材料的 二次加工如压延时导致裂缝由此降低其表面质量， 或者在最不利的情况下它本身就抑制二
次加工。此外， 失去氧的材料可能碎裂 (chipped) 并且溶解在熔融的镁合金中， 由此局部降 低其温度而且导致不均匀凝固， 从而降低铸造材料的表面质量。基于上述发现， 本发明规 定， 在条带状的 (web-shaped) 铸造材料的连续制造中， 采用低氧含量的材料作为熔融金属 接触部分中的构成材料。以下将进一步阐述本发明。
为了获得基本上无限长的镁合金材料 ( 铸造材料 )， 本发明利用进行连续铸造的 连续铸造装置。该连续铸造装置例如包括用于熔化镁合金以得到熔融金属的熔炉， 用于暂 时存储来自该熔炉的熔融金属的熔融金属池 (tandish)， 设置在熔炉和熔融金属池之间的 传送槽 (transfer gutter)， 向活动模具供给来自该池的熔融金属的浇注口， 以及用于铸造 所供给的熔融金属用的活动模具。此外， 可在浇注口附近设置熔融金属封板 (dam)( 侧封 板， side dam) 以防止浇注口与活动模具之间的熔融金属泄漏。例如， 熔炉配备有用于储存 熔融金属的坩埚和为熔化镁合金而围绕坩埚设置的加热装置以便熔化镁合金。 在包括传送 槽和浇注口的供给部件的外边缘上， 优选设置加热装置以便维持熔融金属的温度。活动模 具例如可以是 (1) 如双辊法所代表的由一对辊构成的模具， (2) 如双带法所代表的由一对 带子构成的模具， 或 (3) 如轮带法所代表的由多根辊 ( 轮 ) 与带的组合形成的模具。在这 种利用辊和 / 或带的活动模具中， 容易维持恒定的模具温度， 而且由于与熔融金属接触的 表面连续显现， 在铸造材料中容易保持光滑和恒定的表面状态。 特别地， 活动模具优选具有 下述构造， 其中在彼此不同的方向上旋转的一对辊以相对关系配置， 即由上述 (1) 代表的 构造， 这是因为模具制造的精度高以及因为模具表面 ( 与熔融金属接触的表面 ) 能够容易 地维持在恒定位置。 此外在上述构造中， 由于接触熔融金属的表面随着辊的旋转连续显现， 可以在用于铸造的表面再次与熔融金属接触之前的期间内进行涂敷脱模剂和清除附着物 的操作以及简化用于进行上述涂敷和清除操作的装置。
上述连续铸造装置容许提供理论上无限长的铸造材料， 由此使大规模生产变得 可能。在本发明中， 为了减少在进行上述连续铸造时镁合金与氧的结合， 所有与熔融金属 接触的部分由氧含量 20 质量％以下的低氧材料形成。在上述连续铸造装置中所有与熔 融金属接触的部分例如包括至少构成部件的表面部分， 如熔炉的内部 ( 特别是坩埚 )、 包 括传送槽的供给部件、 熔融金属池和浇注口、 活动模具和熔融金属封板。自然地， 这些构 成部件可以完全由氧含量为 20 质量％以下的低氧材料形成。在本发明中， 通过用上述低 氧材料形成从熔化到铸造步骤中的与熔融金属接触的部分， 可以减少氧化镁或失氧材料 (oxygen-deprived material) 的碎片的形成， 这导致表面质量的劣化以及在铸造材料的二 次加工如压延中加工性能的劣化。
所述低氧材料优选具有尽可能低的氧含量， 并且为了实现上述预期目的， 本发明 规定 20 质量％作为上限。更优选氧含量是 1 质量％以下。特别地， 优选为基本上不含氧的 材料。具体实例包括选自碳系材料、 钼 (Mo)、 碳化硅 (SiC)、 氮化硼 (BN)、 铜 (Cu)、 铜合金、 铁、 钢和不锈钢中的至少一种。铜合金的实例包括通过添加锌 (Zn) 形成的黄铜。钢的实例 包括耐腐蚀性和强度优异的不锈钢。碳系材料的实例包括碳 ( 石墨 )。
活动模具优选由具有除了低氧含量以外， 还具有优异导热性的材料形成。在这种 情况下， 由于从熔融金属传递至活动模具的热量可以在模具中足够快地得到吸收， 可以有 效耗散熔融金属 ( 或凝固部分 ) 的热量， 由此用稳定方式以令人满意的生产率制造在纵向 上均一质量的铸造材料。由于导热性和导电性通常是线性相关的， 所以导热性可以由导电性替代。因此， 对于形成活动模具用的材料， 提出满足下列电导率关系的材料 ：
( 电导率条件 )
100 ≥ y ＞ x-10
其中 y 代表活动模具的电导率， 而 x 代表镁合金材料的电导率。
满足上述电导率关系的材料的实例包括铜、 铜合金和钢。
此外通过在活动模具表面 ( 接触熔融金属的表面 ) 上形成具有优异导热性的覆盖 层 (over layer)， 能够得到与通过用导热性优异的材料形成活动模具本身的情况类似的效 果。更具体地， 提出形成满足下列电导率关系的覆盖层 ：
( 电导率条件 )
100 ≥ y’ ＞ x-10
其中 y’ 代表构成覆盖层的材料的电导率， 而 x 代表镁合金材料的电导率。
满足上述电导率关系的材料的实例包括铜、 铜合金和钢。 这种覆盖层可如下形成 ： 例如通过涂布上述材料的粉末、 转移上述材料的膜、 或安装上述材料的环形部件。 在通过涂 布或通过转移形成覆盖层的情况下， 其适宜地具有 0.1μm-1.0mm 的厚度。小于 0.1μm 的 厚度难以为熔融金属或凝固部分提供散热作用， 而超过 1.0mm 的厚度导致覆盖层自身的强 度降低或对活动模具的附着降低， 由此难以达到均匀冷却。 在安装环形构件的情况下， 考虑 到强度， 优选具有约 10-20mm 的厚度。 此外为了形成覆盖层， 也可以采用含有占铸造材料 50 质量％以上的镁合金的合 金组成的金属材料。 例如， 可以采用组成与构成铸造材料的镁合金相似的材料， 或者构成镁 合金主要成分的镁。利用与构成铸造材料的镁合金相似或接近组成的材料的金属覆盖层， 满足上述具有优异导热性的覆盖层中的电导率条件， 因此可以在熔融金属和凝固部分中实 现有效的热消散。 此外， 它可以提高熔融金属对活动模具的润湿性， 从而提供抑制铸造材料 上表面缺陷的作用。
铸造操作时， 活动模具优选具有低于或等于构成该活动模具的材料熔点的 50％的 表面温度。上述温度范围容许防止活动模具变软和损失强度， 由此容许得到稳定形状的长 制品。此外在所述温度范围内， 所得到的铸造材料具有足够低的表面温度， 从而减少咬合 (seizure) 等以及提供具有令人满意的表面质量的铸造材料。尽管活动模具的表面温度优 选尽可能地低， 但是选择室温作为下限， 因为过低的温度由于结露现象在表面上生成湿气 附着。
如上所述， 通过用低氧材料形成从熔化到铸造步骤中与熔融金属接触的部分， 可 以抑制这些步骤中镁合金与氧的结合。为了进一步减少镁合金与氧的这种结合， 优选将 熔炉内部、 熔融金属池内部以及熔炉与池之间的传送槽内部中的至少之一保持在低氧氛围 中。 在高温条件如熔融金属状态下与氧结合时的镁合金可能会剧烈地与氧反应以及可能引 起燃烧。因此， 在存储熔融金属的熔炉 ( 特别是坩埚 ) 和熔融金属池中以及在传送槽中， 优 选使氧浓度降低以及优选使其变得至少低于空气中的氧浓度。 有利的是将熔炉内部和熔融 金属池内部都保持在低氧氛围下。特别地， 所述氛围优选包含少于 5vol％的氧， 而 95vol％ 以上的 ( 除氧以外的 ) 其余气体包含氮气、 氩气和二氧化碳中的至少一种。优选氧尽可能 少地存在。因此其可以是氮气、 氩气和二氧化碳三种气体的气体混合物， 或者具有氮气、 氩 气和二氧化碳中任意两者的气体混合物， 或者具有氮气、 氩气和二氧化碳中任一种的气体。
此外上述氛围还可以包括普通阻燃气体如 SF6 或氟代烃 (hydrofluorocarbon)， 由此进一步 提高阻燃效果。阻燃气体优选含在 0.1-1.0vol％的范围内。
为了便于控制上述氛围以及避免加工环境因从熔融镁合金生成的金属烟雾而恶 化， 熔炉 ( 特别是坩埚 ) 和熔融金属池可以设置有用于引入氛围气体用的引入管 ( 入口 ) 和用于排出上述气体用的排气管 ( 出口 )。上述构造允许简单地控制氛围， 例如利用含 50vol％以上的氩气或二氧化碳的吹扫气体， 或者含总计 50vol％以上的氩气和二氧化碳的 吹扫气体。
在向活动模具供给熔融金属的情况下， 熔融金属可能由于镁合金与空气中氧气 的反应而引起燃烧， 特别是在浇注口附近。此外， 镁合金在铸造成模型同时可能被部分氧 化从而在铸造材料表面上显示黑色着色。因此象熔炉和熔融金属池一样， 希望围住浇注 口和活动模具附近并向其中注入低氧气体 ( 可以包含阻燃气体 )。在没有气体屏障 (gas shielding) 的情况下， 可以将浇注口构造成与活动模具的截面形状相同的封闭结构， 由此 熔融金属在浇注口附近不会与外部空气接触， 从而防止燃烧或氧化以及能够提供具有令人 满意的表面状态的铸造材料。
优选在熔融金属的流动倾向于停滞的位置上搅拌熔融金属， 例如在熔炉 ( 特别是 坩埚 )、 用于将熔融金属从熔炉传送到熔融金属池的传送槽和熔融金属池的至少之一中进 行。 本发明人发现， 当使后面将要叙述的包含添加元素的熔融镁合金静置时， 由于与铝等相 比镁具有较小的比重， 所以所述添加元素成分可能会沉降。也发现搅拌有效防止铸造材料 中的偏析以及获得金属间化合物的细微均匀分散。在对上述防止沉降和偏析的预期中， 提 出在熔融金属于熔炉或熔融金属池中时的保持静置之处搅拌熔融金属。 搅拌方法的实例包 括例如通过在熔炉中设置翅片 (fin) 或通过引入气泡的直接搅拌熔融金属的方法， 以及通 过从外部提供振动、 超声波或电磁力来间接搅拌熔融金属的方法。
熔融金属在从浇注口供给至活动模具时的压力 ( 该压力以下称为供给压力 ) 优 选为 101.8kPa 以上和小于 118.3kPa(1.005atm 以上和小于 1.168atm)。在 101.8kPa 以上 的供给压力下， 熔融金属被有效地压至模具中， 由此实现在模具和浇注口之间所形成的弯 液面 (meniscus)( 在从浇注口前端到熔融金属最初接触活动模具的位置的区域中形成的 熔融金属的表面 ) 的容易形状控制以及提供阻碍波痕形成的作用。尤其在用一对辊形成 活动模具的情况下， 弯液面形成区域的距离 ( 从浇注口的前端到熔融金属最初接触活动模 具的位置的距离 ) 基本上小于包含辊旋转轴的平面与浇注口前端之间距离 ( 以下称为位 移 (offset)) 的 10 ％， 以使得熔融金属经过较宽的范围与构成模具的辊接触。由于熔融 金属主要通过与模具接触来冷却， 弯液面的较短区域提高熔融金属的冷却效果， 由此容许 得到在横向和纵向上具有均匀凝固结构的铸造材料。另一方面， 过高的供给压力， 具体地 118.3kPa 以上的供给压力造成缺陷如熔融金属泄漏， 所以上限选为 118.3kPa。
向熔融金属施加供给压力可以如此进行， 例如在熔融金属利用泵从浇注口供给至 活动模具的情况下通过控制该泵来进行， 以及在熔融金属通过其重量从浇注口供给至活动 模具的情况下通过控制池中熔融金属的液面来进行。 更具体地， 活动模具由一对辊构成， 所 述辊被设置成辊间间隙的中心线为水平的 ； 而将熔融金属池、 浇注口和活动模具如此设置 以使得熔融金属在水平方向上从熔融金属池经由浇注口供给至辊间间隙中以及在水平方 向上形成铸造材料。在上述情形中， 通过将熔融金属池中熔融金属的液面保持在比辊间间隙的中心线高 30mm 以上的位置， 可以对熔融金属赋予在上述范围内的供给压力。有利地调 整液面以使得供给压力为 101.8kPa 以上和小于 118.3kPa， 而上限是约 1000mm。优选的是 选择比辊间间隙的中心线高 30mm 以上的高度作为熔融金属池中熔融金属液面的设定值， 以及通过熔融金属池中熔融金属的液面正好满足上述设定值或者在 ±10％误差内来控制 所述液面。上述控制范围提供稳定的供给压力， 由此稳定弯液面区域以及提供在纵向上具 有均一的凝固结构的铸造材料。
在上述供给压力下供给至辊间间隙的熔融金属在位移区域中具有高的填充率 (fill rate)。因此， 在由从浇注口供给的熔融金属最初接触的活动模具 ( 辊 ) 的部分、 浇 注口前端以及需要的话熔融金属封板所形成的封闭空间中， 可能发生从铸造材料排出部分 以外的部分泄漏熔融金属。因此， 优选通过活动模具 ( 辊 ) 与浇注口的外边缘前端之间的 间距为 1.0mm 以下、 特别是 0.8mm 以下来设置浇注口。
浇注口处的熔融金属优选保持在熔点 (liquid curve temperature)+10℃以上和 熔点 +85℃以下的温度。熔点 +10℃以上的温度降低了从浇注口流出的熔融金属的粘度， 从而允许容易地稳定弯液面。此外熔点 +85℃以下的温度不会过度增加在熔融金属与模具 接触到凝固开始的期间内模具从熔融金属夺取的热量， 从而提高冷却效果。因此得到优异 的效果， 诸如减少铸造材料中的偏析， 在铸造材料中形成更细微的结构， 阻碍铸造材料表面 上纵向流痕的形成， 以及防止模具中过度的温度增加由此稳定在铸造材料纵向上的表面质 量。在某些合金类型中， 尽管为了使熔融金属中固相率为 0， 熔化时的熔融金属温度可能最 大提高至约 950℃， 但是在熔融金属从浇注口供给至活动模具时， 不管其合金类型， 在上述 温度范围内的控制是优选的。 除了在浇注口处熔融金属的温度控制以外， 在浇注口的横截面方向上熔融金属 优选控制在 10 ℃以内的温度波动。温度波动很少的状态允许将熔融金属充分填入铸造 材料横向上的侧面端部 (lateral edge portion)， 由此能够形成横向上均匀的凝固壳体 (solidification shell)。从而可以提高铸造材料的表面质量和成品收率。可以通过在浇 注口附近为了温度管理而设置温度测量装置以及需要时由加热装置加热熔融金属来进行 温度控制。
当熔融金属与活动模具接触而凝固时， 冷却速率优选为 50-10,000K/s。铸造时低 的冷却速率可能会产生粗大的金属间化合物， 从而阻碍二次加工如压延。因此优选用上述 冷却速率进行快速冷却， 以便抑制金属间化合物的生长。 通过调整铸造材料的目标厚度、 熔 融金属和活动模具的温度以及活动模具的驱动速度， 或者通过将优异冷却能力的材料用于 模具材料、 特别是熔融金属接触的模具表面的材料， 可以调整冷却速率。
在用一对辊来形成活动模具的情况下， 包含辊旋转轴的平面与浇注口前端之间的 距离 ( 位移 ) 优选是辊整个圆周长度的 2.7％以下。在这种情况下， 在包含辊旋转轴 ( 辊的 半径 ) 的平面与浇注口前端之间于辊旋转轴附近形成的角度 ( 辊面角 ) 为 10°以下， 由此 减少了铸造材料上的裂缝。更优选地， 所述距离是辊整个圆周长度的 0.8-1.6％。
另外， 在用一对辊形成活动模具的情况下， 浇注口的外边缘前端之间的距离优选 是最小辊间间隙的 1-1.55 倍。特别地， 熔融金属最初接触的辊部分之间的距离 ( 以下称为 起始间隙 ) 优选为最小间隙的 1-1.55 倍。由构成活动模具的对辊的相对设置形成的间隙 ( 间隔 ) 朝着铸造方向从浇注口逐渐变小以及在辊设置得最为靠近的最小间隙之后逐渐变
大。 从而， 使用于向活动模具供给熔融金属的浇注口的外边缘前端的距离、 或者优选地包括 熔融金属开始接触活动模具的地点的起始间隙保持在上述范围内， 由此， 由于在凝固过程 中辊间间隙减小， 在熔融金属 ( 包括凝固部分 ) 与模具之间几乎不会形成间隙和得到高的 冷却效果。当浇注口的外边缘前端之间的距离 ( 或起始间隙 ) 超过最小间隙的 1.55 倍时， 从浇注口供给的镁表现出与活动模具的较大接触部分。在这种情况下， 在熔融金属凝固开 始之后于起始的凝固相中生成的凝固壳体在该过程中可能会经受活动模具的变形力直到 凝固完成为止。作为不易加工材料的镁合金由于上述变形力可能产生裂缝， 由此难以得到 满意表面质量的铸造材料。
熔融金属的凝固优选在其从活动模具中排出时已完成。例如， 在用一对辊形成活 动模具的情况下， 当熔融金属经过辊设置得最为靠近的最小间隙时完成其凝固。 更具体地， 进行凝固以致于凝固的完成点存在于包含辊旋转轴的平面与浇注口前端之间的区域 ( 位 移段 ) 中。在上述区域内完成凝固的情况下， 从浇注口引入的镁合金与模具接触并且由模 具夺取热量， 由此可以防止中心线偏析。 另一方面， 在经过位移段之后最终包含在镁合金的 中心部分的未凝固区域构成中心线偏析或逆偏析的原因。
特别地， 在铸造方向上从位移段的后端 ( 最小间隙处 ) 起， 凝固优选在位移距离 15-60％的范围内完成。当凝固在上述范围内完成时， 凝固部分经受活动模具的压缩。所述 压缩使得消除或减少最终存在于凝固部分中的空隙， 以及容许在二次加工如压延中获得具 有足够加工性能的高密度的铸造材料。此外， 由于完全凝固之后通过活动模具的减量小于 30％， 由活动模具的减量所造成的缺陷如裂缝很少或根本不会发生。 此外， 即使在完全凝固 之后凝固部分也仍然在辊之间夹紧以及在由辊形成的封闭空间中被模具 ( 辊 ) 夺取热量， 由此从模具排出 ( 放出 ) 的铸造材料具有充分冷却的表面温度以及防止了例如由于快速氧 化而损失表面质量。 例如通过相对于所需的合金组成和所需的片材厚度适当地选择模具材 料， 通过利用足够低的模具温度以及调节活动模具的驱动速度， 可以实现在位移段中完成 上述的凝固。
在通过从活动模具排出之际完成凝固来控制凝固状态的情况下， 从活动模具中排 出的镁合金材料 ( 铸造材料 ) 的表面温度优选是 400℃以下。当铸造材料从活动模具如辊 之间的封闭部分中释放出到含氧氛围 ( 如空气 ) 中时， 上述情形允许防止引起变色的铸造 材料的快速氧化。此外在镁合金包含高浓度 ( 具体地约 4-20 质量％ ) 的添加元素 ( 稍后 将描述 ) 的情况下， 可以防止铸造材料的渗出 (exudation)。 例如通过相对于所需的合金组 成和所需的片材厚度适当地选择模具材料， 通过利用足够低的模具温度以及调节活动模具 的驱动速度， 可以达到 400℃以下的表面温度。
此外在通过从活动模具排出之际完成凝固来控制凝固状态的情况下， 当凝固材 料被活动模具压缩， 直至从中放出为止时， 由材料对活动模具在材料的横向上施加的压 缩 荷 载 优 选 为 1,500-7,000N/mm(150-713kgf/mm)。 直 到 凝 固 完 成 点 (solidification completion point) 为止， 由于在材料中残留有液相， 几乎没有荷载施加于活动模具。 因此， 小于 1,500N/mm 的荷载表明最终的凝固点存在于从活动模具放出之后的位置中， 而在这种 情况下， 倾向于产生纵向流痕等由此导致表面质量降低。另外超过 7,000N/mm 的荷载可能 会在铸造材料中造成裂缝， 从而同样降低质量。通过调节活动模具的驱动速度可以控制所 述压缩荷载。为了提高机械性能， 本发明利用包含镁作为主要成分以及包含后面将要描述的添 加元素 ( 第一添加元素、 第二添加元素 ) 的镁合金。更具体地， 采用含镁 (Mg)50 质量％以 上的组成。所述组成和添加元素的更具体的实例如下所示。杂质可能由并非有意添加的元 素构成， 或者可能包括有意添加的元素 ( 添加元素 ) ：
组成 1， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上和小于 20 质量％ ； 以及由镁和杂质构成的余量 ；
组成 2， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上和小于 20 质量％ ； 0.001 质量％以上和小于 16 质量％的 Ca、 以及由镁和杂质构成的余量 ；
组成 3， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上和小于 20 质量％ ； 选自 Ca、 Ni、 Au、 Pt、 Sr、 Ti、 B、 Bi、 Ge、 In、 Te、 Nd、 Nb、 La 和 RE 的至少一种第二添加元素， 其量为 0.001 质量％以上和小于 5 质量％ ； 以及由镁和杂质构成的余量。
尽管第一添加元素有效提高镁合金的特性如强度和耐腐蚀性， 但是超过上述范围 的添加是不理想的， 因为会导致合金的熔点提高或者半固体相 (solidphase) 的增加。尽管 Ca 具有为熔融金属提供耐燃性的作用， 但是超过上述范围的添加是不理想的， 因为会产生 粗大的 Al-Ca 型金属间化合物和 Mg-Ca 型金属间化合物， 从而降低二次加工性能。尽管预 期第二添加元素通过更细微的晶体颗粒形成能够有效提高机械特性以及为熔融金属提供 耐燃性， 但是超过上述范围的添加是不理想的， 因为会导致合金的熔点提高或熔融金属的 粘度增加。
利用上述连续铸造的制造方法容许得到具有优异表面性能的镁合金铸造材料。 可 对所得铸造材料进行热处理或时效处理 (aging treatment)， 以便得到均质化。具体的优 选条件包括 200-600℃的温度和 1-40 小时的时间。根据合金组成可以适当地选择温度和 时间。在本发明中， 通过上述连续铸造得到的铸造材料或者在连续铸造之后经受热处理的 铸造材料具有 0.1-10.0mm 的厚度。厚度小于 0.1mm 时， 难以用稳定的方式供给熔融金属以 及获得条带状制品。另一方面， 超过 10.0mm 的厚度倾向于在所得铸造材料中造成中心线偏 析。 厚度特别优选 1-6mm。 通过调整活动模具， 例如在用对置设置的一对辊形成活动模具的 情况下通过调整辊间的最小间隙， 可以控制铸造材料的厚度。 在本发明中， 上述获得的厚度 为平均值。 例如通过在铸造材料的纵向上于任意的多个位置测量厚度并且用这些数值得到 厚度的平均值。在后面将要描述的压延材料中方法也一样。
所得镁合金铸造材料优选具有 0.5-5.0μm 的 DAS( 枝晶臂间距 (dendritearm spacing))。上述范围内的 DAS 提供优异的二次加工性能如压延， 以及对在二次加工材料进 一步进行塑性加工如冲压或锻造的情况下优异的加工性能。获得上述范围内的 DAS 的方法 例如是将凝固时的冷却速率保持在 50-10,000K/s。在这种情况下， 更优选在铸造材料的横 向和纵向上保持均匀的冷却速率。
此外所得镁合金铸造材料包括大小为 20μm 以下的金属间化合物， 这容许进一步 提高二次性能如压延、 以及在对二次加工材料进一步进行塑性加工如冲压或锻造的情况下 提高加工性能。此外， 10μm 以下的金属间化合物大小不仅容许改善铸造材料在二次加工 和后续加工步骤中的变形能力， 而且容许改善耐热性、 抗蠕变性、 杨氏模量和伸长率。 此外，在实现上述特性进一步改进方面更优选 5μm 以下的大小。在进一步增加的冷却速率下获 得和包含以细微分散在晶体颗粒中的 3μm 以下金属间化合物的材料在上述特性和机械性 能方面得到改进并且是优选的。此外， 1μm 以下的金属间化合物使得进一步提高所述特性 以及是优选的。超过 20μm 的粗大金属间化合物构成上述二次加工或塑性加工中的破裂 起始点。获得 20μm 以下的金属间化合物大小的方法例如是将凝固时的冷却速率保持在 50-10,000K/s。在这种情况下， 更优选在铸造材料的横向和纵向上保持均匀的冷却速率。 除了控制冷却速率以外， 更有效的是在熔炉中或在熔融金属池中搅拌熔融金属。在这种情 况下， 优选控制熔融金属温度， 使其不成为造成部分金属间化合物生成的温度或更低。 例如 通过在光学显微镜下观察铸造材料的截面， 然后确定该截面中金属间化合物的最大截面长 度作为该截面上的金属间化合物大小， 类似地确定在任意的多个截面上金属间化合物的大 小， 以及例如在 20 个截面中取金属间化合物的最大值， 从而得到金属间化合物的大小。可 以适当改变所观察的截面数量。
在所得铸造材料的镁合金组成包含上述第一添加元素和第二添加元素的情况下， 为了在二次加工如压延中或在对二次加工材料进行塑性加工如冲压或锻造时获得优异的 加工性能， 在所述第一和第二添加元素中， 在含量为 0.5 质量％以上的每种元素中， 在铸造 材料的表面部分和中心部分， 设定含量 ( 质量％ ) 与实际含量 ( 质量％ ) 之间的差 ( 绝对 值 ) 优选较小， 具体地 10％以下。在调查镁合金中含 0.5 质量％以上的元素的偏析对二次 加工如压延或在对该材料进一步进行塑性加工如冲压时的加工性能的影响时， 本发明人发 现在铸造材料的表面部分和中心部分处设定含量与实际含量之间的差超过 10％， 则会引起 表面部分与中心部分之间机械性能的不平衡， 由此从相对易碎的部分开始容易产生破裂以 及因此降低成形极限。因此， 对于含量 0.5 质量％以上的每种元素， 使铸造材料的表面部分 处的设定含量与实际含量之间的差、 以及在铸造材料的中心部分处的设定含量与实际含量 之间的差为 10％以下。铸造材料的表面部分指的是在铸造材料截面的厚度方向上， 对应于 从表面起 20％铸造材料厚度的区域 ； 而中心部分指的是在铸造材料截面的厚度方向上， 对 应于从中心起 10％铸造材料厚度的区域。构成成分例如可以通过 ICP 分析。设定含量可以 是用于获得铸造材料的混合量， 或者通过分析整个铸造材料而得到的值。 例如， 如下获得表 面部分的实际含量 ： 通过切削或抛光表面以露出表面部分、 在上述表面部分中的 5 个或多 个不同位置的截面上进行分析、 并取分析值的平均值。 例如， 可以如下获得中心部分的实际 含量 ： 通过切削或抛光表面以露出中心部分、 在上述中心部分中的 5 个或多个不同位置的 截面上进行分析、 并取分析值的平均值。可以适当改变分析的位置数量。得到 10％以下差 异的方法例如是利用够快的铸造速度， 或者在 200-600℃的温度下对铸造材料施加热处理。
此外， 所得铸造材料的表面缺陷的深度优选小于该铸造材料厚度的 10％。在调查 表面缺陷深度对于二次加工性能和塑性加工性能的影响时， 本发明人发现深度小于铸造材 料厚度 10％的表面缺陷几乎不会变成破裂的起始点， 特别是在通过冲压的折叠加工的情况 下， 从而提高加工性能。 因此， 如上限定表面缺陷的深度。 为了获得小于铸造材料厚度 10％ 的表面缺陷深度， 例如可以采用较低的熔融金属温度以及采取加高的冷却速率。也可以利 用具有导热性和熔融金属对活动模具润湿性优异的金属覆盖层的活动模具， 或者将浇注口 横截面方向上的熔融金属温度的温度波动保持在 10℃以下。通过在铸造材料纵向上长 1m 的区域内选择任意两点， 得到该两点的截面， 用 #4000 或更细的砂纸和粒径 1μm 金刚石研磨颗粒将各截面抛光， 在 200× 放大倍率的光学显微镜下观察整个长度的表面， 并且将最 大的值定义为表面缺陷的深度， 从而可以确定表面缺陷的深度。
另外， 为了减少经受二次加工的镁合金材料的塑性加工性能损失， 存在于铸造材 料表面上的波痕， 对于最大宽度 rw 与最大深度 rd 的关系而言， 优选满足 rw×rd ＜ 1.0。例 如通过将熔融金属在从浇注口供给至活动模具时的压力 ( 供给压力 ) 保持在 101.8kPa 以 上和小于 118.3kPa(1.005atm 以上和小于 1.168atm)， 或者通过调整活动模具的驱动速度， 可以满足 rw×rd ＜ 1.0 的关系。过低的模具驱动速度倾向于扩大波痕， 而过高的驱动速度 可能会引起表面破裂等。通过对存在于铸造材料表面上的波痕用三维激光测量装置， 对预 定测量半径的任意 20 个波痕测量最大宽度和最大深度， 从而得到波痕的最大宽度和最大 深度。在铸造材料上限定多个测量范围， 在每一测量范围中以相似方法确定最大宽度和最 大深度， 以及在所有测量范围中所述最大宽度和最大深度都满足上述关系， 在这种情况下， 这样的铸造材料具有减少塑性加工性能损失的更好效果。测量范围的数量优选为 5-20。
此外所得的铸造材料优选具有 150MPa 以上的抗拉强度和 1 ％以上的断裂拉伸 率， 因为它可以减少经受二次加工的镁合金材料的塑性加工性能的损失。为了提高强度 和延展性， 优选形成更细微的结构以及降低表面缺陷的大小， 由此使铸造材料能够压下 (depressed)。更具体地， 例如通过选择 0.5-5.0μm 范围内的 DAS， 20μm 以下范围内的金 属间化合物大小， 材料厚度 10％以下范围内的表面缺陷的深度， 以及将凝固完成点设定在 位移距离 15-60％的范围内， 可以得到具有上述机械特性的铸造材料。 通过连续铸造得到的铸造材料或在连续铸造后经受热处理的铸造材料在压延等 中具有优异的二次加工性能， 因此最适宜作为二次加工材料。此外通过使上述铸造材料进 行塑性加工如通过一对压延轧辊压延可以得到更好强度的镁合金材料。
压延优选在总压延减量 (reduction rate) 为 20％以上的条件下进行。在总压延 减量小于 20％的压延中， 残留下构成铸造材料结构的柱状晶体， 由此倾向于显示不均一的 机械特性。特别地， 为了将铸造结构转换成实质上压延结构 ( 再结晶结构 )， 总压延减量优 选为 30％以上。总压延减量 C 定义为 C(％ ) ＝ (A-B)/A×100， 铸造材料厚度为 A(mm) 而压 延材料厚度为 B(mm)。
压延可以在一个道次或多个道次中进行。在进行多道次压延的情况下， 优选包括 一道次压延减量为 1-50％的压延道次。当一道次压延减量小于 1％时， 为获得所需厚度的 压延材料 ( 压延片材 )， 重复压延道次的数量增加， 从而导致较长的时间和较低的生产率。 此外在 1 道次的压延减量超过 50％的情况下， 由于加工度大， 需要在压延之前充分加热材 料， 由此增加塑性加工性能。然而， 所述加热产生更粗大的晶体结构， 从而可能在冲压或锻 造中降低塑性加工性能。压延减量 c 定义为 c(％ ) ＝ (a-b)/a×100， 压延前材料厚度为 a(mm) 而压延后材料厚度为 b(mm)。
另外所述压延过程可以包括以下压延步骤， 其中作为压延前材料的温度 t1(℃ ) 和压延时材料的温度 t2(℃ ) 中较高者的温度 T(℃ ) 与压延减量 c(％ ) 满足关系 100 ＞ (T/c) ＞ 5。在 (T/c) 为 100 以上的情况下， 尽管事实上该材料由于高温而具有足够的压延 性能并且允许采取高加工度， 但是压延操作以低的加工度进行， 以致于该操作在经济上是 浪费的。在 (T/c) 为 5 以下的情况下， 尽管事实上该材料由于低温而具有低的压延性能， 但 是压延操作以高的加工度进行， 以致于压延时在材料内部或表面上容易产生裂缝。
此外， 压延过程优选包括以下压延步骤， 其中即将进入压延轧辊时的材料表面温 度为 100℃以下以及压延轧辊的表面温度是 100-300℃。材料通过与如此加热的压延轧辊 接触而间接加热。 在下文中， 其中将压延之前的材料保持在 100℃以下的表面温度而实际压 延操作中的压延轧辊被加热至 100-300℃表面温度的压延方法称作 “非预热压延” 。所述非 预热压延可以在多个道次中进行， 或者在多个道次中在进行除了所述非预热压延以外的压 延之后仅在最后道次中施用。换句话说， 可以利用除了所述非预热压延以外的压延作为粗 轧 (crude rolling) 而非预热压延作为精轧 (finish rolling)。 至少在最后道次中进行非 预热压延， 这容许得到具有足够强度和塑性加工性能优异的镁合金压延材料。
在所述非预热压延中， 即将进入压延轧辊时的材料的表面温度在下限方面没有特 别限制， 室温下的材料不需要加热或冷却， 对于能效是有利的。
在所述非预热压延中， 低于 100℃的压延轧辊温度造成对材料的加热不足， 从而最 终在压延过程中产生裂缝以及阻碍压延操作。此外在压延轧辊具有超过 300℃的温度的情 况下， 压延轧辊需要大规模的加热设备， 而且压延过程中材料的温度变得过高从而形成更 粗大的晶体结构， 因此倾向于降低冲压或锻造中的塑性加工性能。
除了所述非预热压延以外的压延优选是热压延 (hot rolling)， 其中材料被加热 至 100-500℃、 特别优选 150-350℃温度。每道次的压延减量优选是 5-20％。
继连续铸造之后连续地进行时， 压延加工可以利用铸造材料中的余热， 在能效方 面是优异的。在温轧 (warm rolling) 的情况下， 材料可以通过向压延轧辊设置加热装置如 加热器而间接加热， 或者通过在材料附近设置高频加热装置或加热器来直接加热。利用润 滑剂有利地进行压延加工。 润滑剂的使用容许在一定程度上提高所得镁合金压延材料中的 韧性如弯曲能力。对于润滑剂， 可以使用一般的压延用油。通过在压延之前涂布在材料上， 有利的使用润滑剂。在没有继连续铸造之后进行压延加工或者进行精轧的情况下， 材料优 选在压延之前于 350-450℃的温度下进行溶体处理 (solution treatment)1 小时以上。所 述溶体处理容许除去由压延之前的加工如粗轧所引入的残余应力或应变， 以及减少上述在 先加工中所形成的织构化结构 (textured structure)。在随后的压延操作中， 它还可防止 材料中不期望的破裂、 扭曲或变形。 在低于 350℃的温度下进行或者进行少于 1 小时的溶体 处理， 对充分除去残余应力或减少织构化结构的效果小。另一方面， 超过 450℃的温度导致 例如清除残余应力的效果饱和， 并且造成溶体处理所需能源的浪费。溶体处理的上限时间 是约 5 小时。
另外， 对经受上述压延加工的镁合金压延材料优选进行热处理。此外在多个道次 中进行压延的情况下， 可以对每一道次或者每多个道次施加热处理。热处理的条件包括 100-600℃的温度以及约 5 分钟 -40 小时的时间。为了通过除去由压延加工而引入的残余 应力或应变来提高机械特性， 热处理可以在上述温度范围内的低温 ( 例如 100-350℃ ) 下 进行以及在上述时间范围内的短时间 ( 例如约 5 分钟 -3 小时 ) 中进行。过低的温度或过 短的时间造成不充分的再结晶由此残存着应变， 而过高的温度或过长的时间产生过度粗大 的晶体颗粒， 从而降低塑性加工性能如冲压或锻造。 在进行溶体处理的情况下， 热处理可以 在上述温度范围内的高温 ( 例如 200-600℃ ) 下以及在上述时间范围内的长时间 ( 例如约 1-40 小时 ) 中进行。
经受上述压延加工以及此后特别地进行热处理的镁合金压延材料具有微细晶体结构， 在强度和韧性方面优异， 以及如在冲压或锻造中的塑性加工性能优异。更具体地， 得 到平均结晶粒度为 0.5μm-30μm 的微细晶体结构。尽管小于 0.5μm 的平均结晶粒度提高 强度， 但是在韧性提高的效果上已饱和， 而超过 30μm 的平均结晶粒度由于构成破裂等起 始点的粗大颗粒存在而降低塑性加工性能。通过对压延材料的表面部分和中心部分由 JIS G0551 规定的切割方法确定结晶粒度并得到平均值， 可以获得平均结晶粒度。 压延材料的表 面部分指的是在压延材料截面的厚度方向上对应于从表面起 20％压延材料厚度的区域， 而 中心部分指的是在压延材料截面的厚度方向上对应于从中心起 10％压延材料厚度的区域。 通过调整压延条件 ( 如总压延减量和温度 ) 或热处理条件 ( 如温度和时间 ) 可以改变平均 结晶粒度。
压延材料表面部分的平均结晶粒度与其中心部分平均结晶粒度的差值 ( 绝对值 ) 在 20％以下， 这使得进一步提高塑性加工性能如在冲压或锻造中的加工性能。在上述差值 超过 20％的情况下， 不均匀的结构造成不均匀的机械特性， 从而导致降低的成形极限。 20％ 以下的平均结晶粒度的差值可以通过至少在最后道次中进行非预热压延而达到。 因而优选 通过低温下的压延均匀地引入应变。
此外在所得到的镁合金压延材料中， 20μm 以下的金属间化合物的大小使得进一 步提高塑性加工性能如在冲压或锻造中的加工性能。超过 20μm 的粗大金属间化合物构成 塑性加工中破裂的起始点。20μm 以下的金属间化合物的大小可以例如通过采用具有金属 间化合物大小为 20μm 以下的铸造材料来得到。
在所得压延材料的镁合金组成包含上述第一添加元素和第二添加元素的情况下， 为了得到优异的塑性加工性能如在冲压或锻造中的加工性能， 所述第一和第二添加元素中 含量为 0.5 质量％以上的每种元素， 在压延材料的表面部分和中心部分处， 设定含量 ( 质 量％ ) 与实际含量 ( 质量％ ) 之间的差 ( 绝对值 ) 优选较小， 具体地 10％以下。设定含量 (set content) 与实际含量之间的差超过 10％引起表面部分与中心部分之间机械特性的不 平衡， 由此从相对易碎的部分开始容易产生破裂以及因此降低成形极限。组成成分的分析 可以用在铸造材料的情况下相同的方法进行。此外， 为了使设定含量与实际含量之间的差 为 10％以下， 可以利用其中铸造材料表面部分处设定含量与实际含量之间的差和中心部分 设定含量与实际含量之间的差都为 10％以下的铸造材料。
此外， 所得压延材料的表面缺陷的深度优选小于该压延材料厚度的 10％。深度小 于压延材料厚度 10％的表面缺陷几乎不会变成破裂的起始点， 特别是在通过冲压的折叠加 工的情况下， 从而提高加工性能。 为了获得小于压延材料厚度 10％的表面缺陷深度， 例如可 以利用其中表面缺陷的深度小于铸造材料厚度 10％的铸造材料。 表面缺陷的深度可以用在 铸造材料情况下相同的方法测量。
另外所得到的压延材料优选具有 200MPa 以上的抗拉强度和 5％以上的断裂拉伸 率， 因为它可以减少塑性加工性能如冲压或锻造中的加工性能的损失。为了获得所述强度 和韧性， 例如可以利用具有 150MPa 以上的抗拉强度和 1％以上的断裂拉伸率的铸造材料。
上述压延材料在塑性加工如冲压或锻造中具有优异的加工性能， 因此最适宜作为 塑性加工用材料。 另外塑性加工如冲压对上述压延材料的施用使得能够在要求轻质的各种 领域中应用。
至于塑性加工的具体条件， 优选在通过将压延材料加热至室温以上和低于 500℃的温度来提高塑性加工性能的状态下进行。塑性加工的实例包括冲压和锻造。在塑性加工 之后， 优选施加热处理。该热处理的条件包括 100-600℃的温度和约 5 分钟 -40 小时的时 间。 在除去由加工造成的应变、 除去加工时引入的残余应力或提高机械特性的情况下， 热处 理可以在上述温度范围内的低温 ( 例如 100-350℃ ) 下进行以及在上述时间范围内的短时 间 ( 例如约 5 分钟 -24 小时 ) 中进行。在进行溶体处理的情况下， 热处理可以在上述温度 范围内的高温 ( 例如 200-600℃ ) 下以及在上述时间范围内的长时间 ( 例如约 1-40 小时 ) 中进行。 通过上述塑性加工和热处理得到的镁合金成型制品可以在涉及家用电器、 运输、 航 空 - 宇宙、 运动 - 休闲、 医疗 - 福利、 食品和建筑的领域内用于构造部件和装饰制品中。
发明效果
如上所述， 本发明的镁合金材料制造方法提供优异效果， 即以稳定的方式低成本 地提供机械特性如强度和韧性以及表面性能优异的镁合金材料。 此外所得到的镁合金铸造 材料是二次加工性能如压延加工性能优异的材料， 以及采用该铸造材料得到的镁合金压延 材料是塑性加工性能如冲压或锻造中的加工性能优异的材料。 另外采用该压延材料得到的 镁合金成型制品具有高强度和轻重量， 可用作各种领域中的构造部件。 附图说明 图 1 是镁合金用连续铸造装置的示意图。
图 2(A) 是显示在浇注口附近的结构的部分放大图， 表明凝固完成点处于位移段 内的状态。
图 2(B) 是显示在浇注口附近的结构的部分放大图， 表明凝固完成点没有处于位 移段内的状态。
图 3(A) 是沿着图 2(A) 中线 X-X 的截面图， 显示其中浇注口具有矩形截面的实例。
图 3(B) 是沿着图 2(A) 中线 X-X 的截面图， 显示其中浇注口具有梯形截面的实例。
图 4(A) 是活动模具的部分示意图， 显示在活动模具的表面上具有覆盖层的实例， 其中覆盖层与活动模具的表面接触并固定于其上。
图 4(B) 是活动模具的部分示意图， 显示在活动模具的表面上具有覆盖层的实例， 其中覆盖层可移动地设置在活动模具的表面上。
图 5 是镁合金用连续铸造装置的示意图， 其中熔融金属通过其重量而被供给至活 动模具。
具体实施方式
本发明具体涉及以下方面 ：
1. 镁合金材料制造方法， 其包括 ：
在熔炉中熔化镁合金以得到熔融金属的熔化步骤 ；
将所述熔融金属从所述熔炉传送至熔融金属池的传送步骤 ； 和
经过浇注口从所述熔融金属池向活动模具供给所述熔融金属以及凝固该熔融金 属以连续制造厚 0.1-10.0mm 的铸造材料的铸造步骤， 其中
在从所述熔化步骤到所述铸造步骤的过程中， 所述熔融金属所接触的部分由氧含 量 20 质量％以下的低氧材料形成。2. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述熔融金属所接触的部分包括所述熔炉中的表面部分、 在所述熔炉与所述熔融 金属池之间的传送槽的表面部分、 所述熔融金属池的表面部分、 在所述熔融金属池与活动 模具之间的供给部件的表面部分、 和所述活动模具的表面部分。
3. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述低氧材料是选自碳系材料、 钼、 碳化硅、 氮化硼、 铜、 铜合金、 铁、 钢和不锈钢中 的一种。
4. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具由满足下列电导率条件的材料形成 ：
100 ≥ y ＞ x-10
其中 y 代表所述活动模具的电导率， 而 x 代表所述镁合金材料的电导率。
5. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具在其表面上包括满足下列电导率条件的覆盖层 ：
100 ≥ y’ ＞ x-10
其中 y’ 代表构成所述覆盖层的材料的电导率， 而 x 代表所述镁合金材料的电导 率。
6. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具在其表面上包括金属覆盖层， 其由含有所述镁合金材料的合金组成 50 质量％以上的材料形成。
7. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
在所述铸造步骤中， 所述活动模具的表面温度为构成该活动模具的材料熔点的 50％以下。
8. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述熔炉内部、 所述熔融金属池内部和所述熔炉与所述熔融金属池之间的传送槽 内部中的至少之一保持在低氧氛围下 ； 和
所述氛围的氧浓度小于空气中的氧浓度。
9. 项 8 的镁合金材料制造方法， 其中
所述氛围包含少于 5vol％的氧， 和
95vol ％以上的其余气体， 所述其余气体包含氮气、 氩气和二氧化碳中的至少一 种。
10. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述镁合金包含选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的一种或多种元素， 每种元素 的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％， 和
由 Mg 和杂质构成的余量， Mg 的存在量为 50 质量％以上。
11. 项 10 的镁合金材料制造方法， 其中
所述镁合金还包含 0.001 质量％以上以及小于 16 质量％的 Ca。
12. 项 10 的镁合金材料制造方法， 其中
所述镁合金还包含选自 Ca、 Ni、 Au、 Pt、 Sr、 Ti、 B、 Bi、 Ge、 In、 Te、 Nd、 Nb、 La 和 RE 的一种或多种元素， 每种元素的量为 0.001 质量％以上以及小于 5 质量％。13. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
在所述熔炉、 将所述熔融金属从所述熔炉传送至所述熔融金属池用的传送槽和所 述熔融金属池的至少之一中搅拌该熔融金属。
14. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述熔融金属在从所述浇注口供给至所述活动模具时具有 101.8kPa 以上以及小 于 118.3kPa 的压力。
15. 项 14 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具由一对辊构成， 其在彼此不同的方向上旋转以及进行设置以使得所 述辊间间隙的中心线成水平 ；
所述熔融金属在水平方向上通过所述浇注口从所述熔融金属池供给至所述辊间 的间隙 ；
所述熔融金属向所述辊间间隙的供给通过该熔融金属的重量进行 ； 和
所述熔融金属池中熔融金属的液面是在比所述辊间间隙的中心线高 30mm 以上的 位置。
16. 项 15 的镁合金材料制造方法， 其中
选择离所述辊间间隙的中心线高 30mm 以上的高度作为所述熔融金属液面的设定 值； 和
控制所述熔融金属池中熔融金属的液面以使得处于所述设定值 ±10％的范围内。
17. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述浇注口处的熔融金属的温度保持在熔点 +10 ℃以上和熔点 +85 ℃以下的温 度。
18. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述熔融金属的温度在所述浇注口的横截面方向上具有 10℃以内的温度波动。
19. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
凝固时的冷却速率是 50-10,000K/s。
20. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具对置设置有在彼此不同的方向旋转的一对辊。
21. 项 20 的镁合金材料制造方法， 其中
包括所述辊的旋转轴的平面与所述浇注口的前端之间的距离是所述辊整个圆周 长度的 2.7％以下。
22. 项 20 的镁合金材料制造方法， 其中
所述浇注口外边缘的前端之间的距离是所述辊间最小间隙的 1-1.55 倍。
23. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其中
所述熔融金属的凝固在其从所述活动模具排出时已完成。
24. 项 23 的镁合金材料制造方法， 其中
所述活动模具对置设置有在彼此不同的方向旋转的一对辊 ； 和
所述熔融金属的凝固在从包括所述辊的旋转轴的平面到所述浇注口前端的距离 的 15-60％范围内完成。
25. 项 23 或 24 的镁合金材料制造方法， 其中从所述活动模具排出的镁合金材料的表面温度是 400℃以下。
26. 项 23-25 中任一项的镁合金材料制造方法， 其中
由所述凝固的镁合金材料对所述活动模具在该镁合金材料的横向上施加的压缩 荷载为 1,500-7,000N/mm。
27. 项 1-26 中任一项的镁合金材料制造方法， 其进一步包括 ：
对通过所述铸造步骤得到的铸造材料施加热处理的热处理步骤。
28. 通过项 1-27 中任一项的制造方法得到的镁合金铸造材料。
29. 通过向活动模具供给镁合金的熔融金属随后凝固的连续铸造所得到的镁合金 铸造材料， 其中
所述连续铸造通过其中所述熔融金属所接触的部分用氧含量 20 质量％以下的低 氧材料形成的连续铸造装置来进行 ； 和
所述镁合金铸造材料的厚度是 0.1-10.0mm。
30. 项 29 的镁合金铸造材料， 其中
DAS 是 0.5μm-5.0μm。
31. 项 29 的镁合金铸造材料， 其中 金属间化合物的大小为 20μm 以下。
32. 项 29 的镁合金铸造材料， 其中
所述镁合金具有以下任一的组成 ：
组成 1， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％； 以及由 Mg 和杂质构成的余量 (Mg 的存在 量为 50 质量％以上 ) ；
组成 2， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％ ； 0.001 质量％以上以及小于 16 质量％的 Ca ； 以及由 Mg 和杂质构成的余量 ； 和
组成 3， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％ ； 选自 Ca、 Ni、 Au、 Pt、 Sr、 Ti、 B、 Bi、 Ge、 In、 Te、 Nd、 Nb、 La 和 RE 的至少一种第二添加元素， 其量为 0.001 质量％以及小于 5 质量％ ； 以 及由 Mg 和杂质构成的余量 (Mg 的存在量为 50 质量％以上 )， 其中
在所述第一和第二添加元素中， 在含量为 0.5 质量％以上的各元素中， 所述元素 的设定含量与其在所述铸造材料表面部分的实际含量之间的差为 10％以下， 以及所述元素 的设定含量与其在所述铸造材料中心部分的实际含量之间的差为 10％以下。
33. 项 29 的镁合金铸造材料， 其中
表面缺陷的深度小于所述铸造材料厚度的 10％。
34. 项 29 的镁合金铸造材料， 其中
所述铸造材料表面上存在的波痕满足最大宽度 rw 和最大深度 rd 的关系 rw×rd ＜ 1.0。
35. 项 1 的镁合金材料制造方法， 其进一步包括 ：
用压延轧辊对通过所述铸造步骤得到的铸造材料施加压延加工的压延步骤。
36. 项 35 的镁合金材料制造方法， 其中
总压延减量为 20％以上， 所述总压延减量 C 由 C(％ ) ＝ (A-B)/A×100 表示， 其中 A(mm) 代表所述铸造材料的厚度而 B(mm) 代表所述压延材料的厚度。
37. 项 35 的镁合金材料制造方法， 其中
所述压延步骤包括一道次压延减量 c 为 1-50％的压延， 所述一道次压延减量 c 由 c(％ ) ＝ (a-b)/a×100 表示， 其中 a(mm) 代表压延前材料的厚度而 b(mm) 代表压延后材料 的厚度。
38. 项 35 的镁合金材料制造方法， 其中
所述压延步骤包括其中即将进入所述压延轧辊时所述材料的表面温度是 100℃以 下， 和
所述压延轧辊的表面温度是 100-300℃的压延。
39. 项 35-38 中任一项的镁合金材料制造方法， 其进一步包括 ：
对进行所述压延加工的压延材料施加热处理的热处理步骤。
40. 通过项 35-39 中任一项的制造方法得到的镁合金压延材料。
41. 项 40 的镁合金压延材料， 其中
平均结晶粒度是 0.5μm-30μm。
42. 项 40 的镁合金压延材料， 其中
所述压延材料表面部分中的平均结晶粒度与其中心部分中的平均结晶粒度的差 异是 20％以下。
43. 项 40 的镁合金压延材料， 其中
金属间化合物的大小为 20μm 以下。
44. 项 40 的镁合金压延材料， 其中
所述镁合金具有以下任一的组成 ：
组成 1， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上和小于 20 质量％； 以及由 Mg 和杂质构成的余量 (Mg 的存在量 为 50 质量％以上 ) ；
组成 2， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％ ； 0.001 质量％以上以及小于 16 质量％的 Ca ； 以及由 Mg 和杂质构成的余量 ； 和
组成 3， 包含 ： 选自 Al、 Zn、 Mn、 Y、 Zr、 Cu、 Ag 和 Si 的至少一种第一添加元素， 每种 元素的量为 0.01 质量％以上以及小于 20 质量％ ； 选自 Ca、 Ni、 Au、 Pt、 Sr、 Ti、 B、 Bi、 Ge、 In、 Te、 Nd、 Nb、 La 和 RE 的至少一种第二添加元素， 其量为 0.001 质量％以及小于 5 质量％ ； 以 及由 Mg 和杂质构成的余量 (Mg 的存在量为 50 质量％以上 )， 其中
在所述第一和第二添加元素中， 在含量为 0.5 质量％以上的各元素中， 所述元素 的设定含量与其在所述压延材料表面部分的实际含量之间的差为 10％以下， 以及所述元素 的设定含量与其在所述压延材料中心部分的实际含量之间的差为 10％以下。
45. 镁合金成型制品的制造方法， 其包括 ：
对项 40-44 中任一项的镁合金压延材料施加塑性加工的塑性加工步骤 ； 和
对进行所述塑性加工的材料施加热处理的热处理步骤。
46. 项 45 的镁合金成型制品制造方法， 其中所述塑性加工步骤在室温以上以及小于 500℃的温度范围内对所述压延材料进行 冲压加工或锻造加工。
47. 由项 45 或 46 的制造方法得到的镁合金成型制品。
在下文中， 将参照附图描述本发明的实施方式。 在附图中， 相同部件由相同符号表 示而将不再重复描述。图中的尺寸比例并非必然地与说明书中的匹配。
图 1 是镁合金用连续铸造装置的示意图。该连续铸造装置包括一对辊 14 作为活 动模具， 并且通过利用泵 11b 和泵 12e 向该活动模具供给镁合金的熔融金属 1 来制造铸造 材料。该装置配备有用于熔化镁合金以形成熔融金属 1 的熔炉 10， 用于暂时存储来自熔炉 10 的熔融金属 1 的熔融金属池 12， 设置在熔炉 10 和熔融金属池 12 之间用于将熔融金属 1 从熔炉 10 传送到熔融金属池 12 的传送槽 11， 包括将熔融金属 1 从熔融金属池 12 供给至对 辊 14 之间间隙的浇注口 13 的供给部件 12d， 以及用于铸造所供给的熔融金属 1 由此形成铸 造材料 2 的对辊 14。
在图 1 所示实例中， 熔炉 10 包括用于熔化镁合金并存储熔融金属 1 的坩埚 10a， 设 置在坩埚 10a 外周上以将熔融金属 1 保持在恒定温度的加热器 10b， 以及容纳坩埚 10a 和加 热器 10b 的外壳 10c。此外， 配置温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 ) 以调节 熔融金属 1 的温度。另外， 为通过后面所要叙述的气体控制坩埚 10a 的内部氛围， 坩埚 10a 配备有气体引入管 10d， 排气管 10e 和气体控制器 ( 未示出 )。另外， 坩埚 10a 配备有搅拌 熔融金属 1 用的翅片 ( 未示出 ) 由此能够进行搅拌。
在图 1 所示实例中， 传送槽 11 将其一端插入坩埚 10a 中的熔融金属 1 内， 而另一 端与熔融金属池 12 相连， 以及在外周上配备有加热器 11a 以便在传送熔融金属 1 时熔融金 属 1 的温度不会降低。另外， 设置将熔融金属 1 供应至熔融金属池 12 用的泵 11b。在传送 槽 11 的外周上， 设置超声搅拌装置 ( 未示出 )， 由此能够在传送期间搅拌熔融金属 1。
在图 1 所示实例中， 熔融金属池 12 在其外周上配备有加热器 12a， 温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 )。加热器 12a 主要在操作起始时用于加热熔融金属池 12 以便从熔炉 10 传送的熔融金属 1 至少保持在非凝固温度。 在稳定的操作期间， 考虑到由 传送自熔炉 10 的熔融金属 1 的热量输入以及从熔融金属池 12 消散的热量输出来适当地使 用加热器 12a。 另外如同在坩埚 10a 中那样， 为了通过气体来控制氛围， 熔融金属池 12 配备 有气体引入管 12b， 排气管 12c 和气体控制器 ( 未示出 )。另外， 如同在坩埚 10a 中那样， 熔 融金属池 12 配备有搅拌熔融金属 1 用的翅片 ( 未示出 ) 由此能够进行搅拌。
在图 1 所示实例中， 将供给部件 12d 一端插入熔融金属池 12 的熔融金属 1 中， 而 另一端 ( 在构成活动模具的辊 14 一侧 ) 设置有浇注口 13。在浇注口 13 附近， 设置温度测 量装置 ( 未示出 )， 以用于对供给至浇注口 13 的熔融金属 1 进行温度管理。设置该温度测 量装置以便不会阻碍熔融金属 1 的流动。浇注口 13 单独地设置有加热装置如加热器以及 优选在操作开始之前加热至熔融金属 1 不会凝固的温度范围。此外为了减少在浇注口 13 的横截面方向上熔融金属 1 的温度波动， 可以适宜地用温度测量装置确定温度以及通过加 热装置加热浇注口 13。 通过用具有优异导热性的材料形成浇注口 13 也可以减少温度波动。 为了将熔融金属 1 从浇注口 13 供给至活动模具 ( 辊 14 之间的间隙 )， 供给部件 12d 包括位 于熔融金属池 12 和浇注口 13 之间的泵 12e。从浇注口 13 供给至辊 14 之间间隙的熔融金 属 1 的压力可以通过调整泵 12e 的输出来调节。在图 1 所示实例中， 活动模具由对辊 14 构成。辊 14 以其间有间隙地相对设置， 以 及通过未经图示的驱动机构在彼此不同的方向上 ( 一个顺时针而另一个逆时针 ) 可旋转。 将熔融金属 1 供给至辊 14 之间的间隙中， 在辊 14 的旋转下， 从浇注口 13 供给的熔融金属 1 在与辊 14 接触时凝固， 并作为铸造材料 2 排出。在本实例中， 由于铸造方向是垂直向上 的， 为了熔融金属不会从活动模具与浇注口 13 之间的空隙向下泄漏而设置熔融金属封板 17( 参见图 3(A) 和 3(B))。 每根辊 14 包括任意调整表面温度的加热 - 冷却机构 ( 未示出 )， 以及配备有温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 )。
然后， 本发明的特征在于采用氧含量为 20 质量％以下体积比的低氧材料， 作为形 成在从熔化步骤到连续铸造的过程中熔融金属 1 所接触部分用的材料。作为上述材料， 本 实例将铸铁 ( 氧浓度 ： 重量比例 100ppm 以下 ) 用于坩埚 10a， 不锈钢 (SUS 430， 氧浓度 ： 重 量比例 100ppm 以下 ) 用于传送槽 11、 熔融金属池 12、 供给部件 12d、 浇注口 13 和熔融金属 封板 17( 参见图 3(A) 和 3(B))， 以及铜合金 ( 组成 ( 质量％ ) ： 铜 99％， 铬 0.8％和余量的 杂质， 氧浓度 ： 重量比例 100ppm 以下 ) 用于辊 14。
由于用上述连续铸造装置制造铸造材料容许使熔融金属与氧的结合减少， 可以减 少会导致铸造材料表面性能劣化的氧化镁形成或失氧材料的碎裂。 另外由于熔融金属较少 受氧化镁或失氧材料的污染， 也可以减少由这些异物存在所引起的二次加工性能的劣化。
特别地在图 1 所示的连续铸造装置中， 通过将氧浓度低的气体密封在其内， 可以 使坩埚 10a 内部和熔融金属池 12 内部保持在低氧氛围下。在这种状态下， 可以更有效地减 少熔融金属与氧的结合。构成低氧氛围的气体的实例包括氧含量少于 5vol％的氩气， 以及 二氧化碳和氩的混合气体。另外可以混合阻燃气体如 SF6。
另外在图 1 所示的连续铸造装置中， 考虑到所需的合金组成和所需的片材厚度以 及构成模具的材料， 通过进行控制以有效降低模具温度和调整活动模具的驱动速度， 可以 将凝固完成点设置在由活动模具排出为止的区域中。图 2(A) 和 2(B) 是显示在浇注口附近 的结构的部分放大图， 图 2(A) 表明凝固完成点处于位移段内的状态， 而图 2(B) 表明凝固 完成点没有处于位移段内的状态。包括辊 14 的中心轴的平面 ( 该平面以下称为模具中心 15) 和浇注口 13 前端之间的部分称作位移 16。如图 2(A) 中所示， 经过浇注口 13 从供给部 件 12d 供给至辊 14 之间间隙的熔融金属 1 在由浇注口 13、 辊 14 和未图示的熔融金属封板 所包围的封闭空间中放出， 并且在弯液面 20 形成下通过接触辊 14 而冷却， 由此开始凝固。 沿着铸造方向 ( 在图 2(A) 和 2(B) 中向上 )， 辊 14 设置得更为接近， 以致于辊 14 之间的间 隙变得更小。更具体地， 当在铸造的初始阶段中从浇注口 13 供给的熔融金属 1 开始最初接 触辊 14 时， 在熔融金属 1 最初所接触的部分之间的起始间隙 m1 处间隙最大， 当凝固材料通 过模具中心 15， 间隙变成辊 14 设置得最近的最小间隙 m2。因此， 在由凝固形成的固化壳体 (solidification shell) 与辊 14 之间没有因凝固收缩而产生空隙的情况下， 固化壳体与 辊 14 保持紧密接触以及保持其冷却效果直到在凝固完成点 21 处完成凝固为止。另外在从 凝固完成点 21 到模具中心 15 的部分中， 辊 14 之间的间隙变得更小。因此， 该固化的镁合 金通过来自辊 14 的压延力 (reducing force) 而受到压缩变形， 并且从辊 14 之间的间隙中 排出， 由此提供具有如同在压延材料中一样光滑表面的铸造材料 2。优选通过使凝固完成 点 21 处于位移 16 的区域内来控制凝固状态。另外通过选择起始间隙 m1 的距离为最小间 隙 m2 的 1-1.55 倍来获得高的冷却效果。另一方面， 在没有进行上述凝固控制的情况下， 如图 2(B) 所示经过浇注口 13 从供 给部件 12d 供给至辊 14 之间间隙的熔融金属 1 在由浇注口 13、 辊 14 和未图示的熔融金属 封板所包围的封闭空间中放出， 并且在弯液面 20 形成下通过接触辊 14 而冷却， 由此开始凝 固。然而， 在其经过模具中心 15 时， 大量未凝固部分残留在中心部分。从而， 凝固完成点 23 位于位移 16 区域之后的位置。由于通过模具中心 15 之后的镁合金与辊 14 分离， 凝固不是 通过由辊 14 冷却来进行， 而是经过由铸造材料 2 表面的热辐射冷却来进行。因此在铸造材 料 2 中心部分处凝固速率变得较慢， 从而造成中心线偏析。
图 3(A) 和 3(B) 是沿着图 2(A) 中线 X-X 的截面图， 其中图 3(A) 显示浇注口具有 矩形截面的实例， 而图 3(B) 显示其中浇注口具有梯形截面的实例。另外在图 1 所示的连续 铸造装置中， 通过调节经由泵 12e 从浇注口 13 供给至辊 14 之间间隙的熔融金属 1 的压力， 可以使形成弯液面 20 的区域 ( 参见图 2(A) 和 2(B)) 足够小。另外通过控制以使得浇注口 13 的横截面方向上熔融金属 1 的温度波动最小化， 熔融金属 1 立即填入弯液面形成区域中， 由此提供令人满意的铸造材料 2。例如， 图 3(A) 中所示的温度测量装置 13a 用于调整单独 的加热装置如加热器的温度， 如此在浇注口 13 的横截面方向上熔融金属 1 中的温度波动变 成 10℃以下， 以及调节泵 12e( 参见图 1)， 以使得供给至辊 14 之间间隙的熔融金属 1 的压 力变成 101.8kPa 以上和小于 118.3kPa(1.005atm 以上和小于 1.168atm)。以这种方式， 能 够充分填充熔融金属 1， 如图 3(A) 所示。图 3(B) 中所示实例仅在浇注口 13 的形状方面不 同， 而如同图 3(A) 中所示实例那样， 通过调整经由泵 12e( 参见图 1) 从浇注口 13 供给至辊 14 之间间隙的熔融金属 1 的压力， 以及通过控制在浇注口 13 的横截面方向上熔融金属 1 的 温度波动， 能够充分填充熔融金属 1。
在图 1 所示的连续铸造装置中， 为了进一步提高冷却速率可以在活动模具上设置 覆盖层。图 4(A) 和 4(B) 是活动模具的部分示意图， 其显示在活动模具的表面上具有覆盖 层的实例， 其中图 4(A) 显示覆盖层与活动模具的表面接触并固定于其上的实例， 而图 4(B) 显示覆盖层可移动地设置在活动模具的表面上的实例。图 4(A) 中所示的活动模具 30 在辊 14a 的外圆周上设置有氧含量低和导热性优异的材料的覆盖层 14b。设置覆盖层 14b， 以使 得从浇注口 13 供给的熔融金属 1 和通过凝固得到的铸造材料 2 不会与辊 14a 接触。用于 形成所述覆盖层 14b 的材料的实例包括铜和铜合金。用于形成覆盖层 14b 的材料是仅要求 如上所述具有低氧含量和导热性优异的材料， 强度不足以用作辊 14a 的材料的材料也可以 使用。具有优异导热性的覆盖层 14b 在与熔融金属 1 接触时有效地使熔融金属 1 的热量消 散， 由此有助于提高熔融金属 1 的冷却速率。另外由于优异的导热性， 它也具有防止辊 14a 因受到来自熔融金属 1 的热量而变形所引起的尺寸变化的作用。另外在覆盖层 14b 由与辊 14a 相似的材料形成的情况下， 当在操作中受到损伤时， 可以经济地仅仅替换覆盖层 14b。
如上所述覆盖层 14b 可以与辊 14a 接触并固定， 但是如图 4(B) 所示， 可以设置覆 盖层 19 以使得可在辊 14a 的外圆周上移动。覆盖层 19 用如同覆盖层 14b 中那样具有低氧 含量以及导热性优异的材料制成带状部件， 并且构造成图 4(B) 中所示的闭合回路结构。所 述闭合回路覆盖层 19 由辊 14a 和张紧轮 18 支撑， 以使得覆盖层 19 在辊 14a 的外圆周上可 移动。 如同在覆盖层 14b 中那样具有优异导热性的覆盖层 19 充分提高熔融金属 1 的冷却速 率并且抑制辊 14a 由于热变形的尺寸变化。此外在覆盖层 19 由与辊 14a 相似的材料形成 的情况下， 在操作中受到损伤时可以仅仅替换覆盖层 19。另外， 覆盖层 19 构造成在辊 14a和张紧轮 18 之间移动， 可在接触熔融金属 1 之后而在下一次接触之前， 进行表面清洁或校 正热应变引起的变形。另外可以在辊 14a 和张紧轮 18 之间设置加热覆盖层 19 用的加热装 置。
图 5 是镁合金用连续铸造装置的示意图， 其中利用熔融金属的重量将其供给至活 动模具。该连续铸造装置在基本构造上与图 1 所示装置类似。更具体地， 其配备有熔化镁 合金以形成熔融金属 1 的熔炉 40， 用于暂时存储来自熔炉 40 的熔融金属 1 的熔融金属池 42， 设置在熔炉 40 和熔融金属池 42 之间用于将熔融金属 1 从熔炉 40 传送到熔融金属池 42 的传送槽 41， 用于包括将熔融金属 1 从熔融金属池 42 供给至对辊 44 之间间隙的浇注口 43 的供给部件 42d， 以及用于铸造所供给的熔融金属 1 由此形成铸造材料 2 的一对辊 44。区 别在于事实上熔融金属 1 通过其重量供给至辊 44 之间的间隙。
在图 5 所示装置中， 如同图 1 所示的熔炉 10 中那样， 熔炉 40 包括坩埚 40a、 加热器 40b 和外壳 40c， 温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 )。另外坩埚 40a 设置有 气体引入管 40d， 排气管 40e 和气体控制器 ( 未示出 )。另外坩埚 40a 配备有用于搅拌熔融 金属 1 的翅片 ( 未示出 ) 由此能够进行搅拌。传送槽 41 在其一端与坩埚 40a 相连， 而在另 一端与熔融金属池 42 相连， 以及在中间部分设置有加热器 41a 和用于将熔融金属 1 供给至 熔融金属池 42 阀 41b。在传送槽 41 的外周上， 配置超声搅拌装置 ( 未示出 )。 在图 5 所示实例中， 熔融金属池 42 在其外周上配备有加热器 42a， 温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 )。另外熔融金属池 42 设置有气体引入管 42b， 排气管 42c 和气体控制器 ( 未示出 )。另外熔融金属池 42 配备有搅拌熔融金属 1 用的翅片 ( 未示 出 ) 由此能够进行搅拌。供给部件 42d 在其一端与熔融金属池 42 相连， 而另一端 ( 在构成 活动模具的辊 44 一侧 ) 具有浇注口 43。在浇注口 43 附近， 配备温度测量装置 ( 未示出 )， 以用于对供给至浇注口 43 的熔融金属 1 进行温度管理。设置该温度测量装置以致于不会 阻碍熔融金属 1 的流动。为了利用熔融金属 1 的重量将熔融金属 1 从浇注口 43 供给至辊 44 之间的间隙， 将后面会叙述的辊 44 之间间隙的中心线 50 水平设置， 而且设置熔融金属 池 42、 浇注口 43 和辊 44， 以使得熔融金属 1 在水平方向上经过浇注口 43 从熔融金属池 42 供给至辊 44 之间的间隙， 并且在水平方向上形成铸造材料 2。另外， 设置供给部件 42d 低 于熔融金属池 42 中的熔融金属 1 的液面。配备检测液面用传感器 47， 以便进行调整， 使熔 融金属池 42 中熔融金属 1 的液面达到离辊 44 之间间隙的中心线 50 的预定高度 h。传感 器 47 连接至未图示的控制器， 其响应传感器 47 的检测结果来调节阀 41b， 从而控制熔融金 属 1 的流速， 由此调整从浇注口 43 供给至辊 44 之间间隙中的熔融金属 1 的压力。更具体 地， 选择距离中心线 50 有 30mm 远的点的高度作为熔融金属 1 的液面的设定值， 优选控制 该液面以处于上述设定值 ±10％。另外期望使熔融金属 1 的压力为 101.8kPa 以上和小于 118.3kPa(1.005atm 以上和小于 1.168atm)。
在图 5 所示实例中， 活动模具由一对辊 44 构成。辊 44 以其间有间隙地相对设置， 以及通过未经图示的驱动机构在彼此不同的方向上 ( 一个顺时针而另一个逆时针 ) 可旋 转。特别地， 设置辊 44 以使得辊间间隙的中心线 50 水平设置。熔融金属 1 被供给至辊 44 之间的间隙中， 在辊 44 的旋转下， 从浇注口 43 供给的熔融金属 1 在与辊 44 接触时凝固， 并 作为铸造材料 2 排出。在本实例中， 铸造方向是水平的。每根辊 44 包括任意调整表面温度 的加热 - 冷却机构 ( 未示出 )， 以及具有温度测量装置 ( 未示出 ) 和温度控制器 ( 未示出 )。
在本实例中， 石墨 ( 氧浓度 ： 重量比例 50ppm 以下， 不包括孔中的氧 ) 用作形成坩 埚 40a、 传送槽 41、 熔融金属池 42、 供给部件 42d 和浇注口 43 的氧含量为 20 质量％以下的 低氧材料。另外作为形成辊 44 用的材料， 采用铜合金 ( 组成 ( 质量％ ) ： 铜 99％， 铬 0.8％ 和余量的杂质， 氧浓度 ： 重量比例 100ppm 以下 )。
如同在图 1 所示装置中那样， 用上述连续铸造装置制造铸造材料， 这容许减少由 熔融金属与氧结合造成的缺陷， 即铸造材料表面性能的劣化和二次加工性能的损失。另外 在图 5 所示装置中， 在坩埚 40a 内部和熔融金属池 42 内部保持低氧氛围， 从而有效减少熔 融金属与氧的结合。
( 试验例 1)
用图 5 所示连续铸造装置进行连续铸造以制造铸造材料 ( 片材 )。调查所得铸造 材料的特性。经调查的镁合金的组成、 铸造条件和特性示于表 1-5 中。表 1-5 仅显示模具 的材料， 除模具以外其他部件的材料与实施例 5 中所示相同 ( 碳 )。在表 1-5 中， 熔融金属 的最高温度、 最低温度和波动指的是在浇注口处的温度以及在浇注口的横截面方向上的波 动。位移指的是图 5 中包括辊 44 的中心轴的平面 ( 以下称为模具中心 45) 和浇注口 43 前 端之间的距离 ( 位移 46)。氛围由含量如表 1-5 所示的氧以及余量的氩和氮的混合气体组 成。浇注口处的间隙指的是从浇注口供给的熔融金属最初接触的辊部分之间的间隙。模具 中心的辊间隙指的是辊设置得最为靠近时的最小间隙。压延减量定义为 ( 浇注口处的间隙 / 最小间隙 )×100。供给压力指的是从熔融金属 ( 包括固化部分 ) 对辊施加的压缩荷载。 铸造材料温度指的是立即从辊放出之后的镁合金材料的表面温度。成分波动基于表 1-5 所 示的各实施例组成相应的设定含量来确定。
[ 表 1]
[ 表 2]
[ 表 3]
[ 表 4]
[ 表 5]结果， 可以进行铸造而不会造成破裂等， 而且如表 1-5 中所示， 发现所得到的铸造 材料具有均匀的组成， 优异的表面质量， 微细的金属间化合物和优异的机械特性。
( 试验例 2)
对如此获得的铸造材料进行压延加工以制造压延材料。在压延加工后， 对每一 压延材料进行热处理 ( 约 1 小时， 在根据组成于 100-350℃的温度范围内适当选择的温度 下 )。在热处理后得到的压延材料试验其特性。压延条件和特性示于表 6-10 中。在 1 道次 的压延减量为 1-50％以及 150-350℃的温度下， 通过多个道次进行压延加工， 并且在最后
道次中在表 6-10 所示条件下进行压延。将市售的压延用油用作润滑剂。
[ 表 6]
[ 表 7]
[ 表 8]
[ 表 9]
[ 表 10]如表 6-10 中所示， 所得到的压延材料在表面质量上以及在强度和韧性方面优异。 另外材料具有微细的晶体结构以及呈现微细的金属间化合物。此外当 Nos.1-20 的铸造材 料在 300-600℃的温度范围内适于每一组成的温度下进行溶体处理 1 小时以上， 进一步在 上述相似条件下进行压延和热处理时， 用相似方法调查其特性。 结果， 在压延中完全没有出 现意外的破裂、 应变或变形， 并且能够以更稳定的方法进行压延加工。
( 试验例 3)
对所得到的压延材料在 250℃进行冲压加工 ( 冲压成一般的壳状 ) 以制造镁合金 成型制品。结果， 采用上述压延材料的成型制品具有优异的尺寸精度而没有破裂。此外在 压延材料中， 选择某些试样 ( 选择 Nos.1-4， 9-13， 15， 16， 18 和 20) 并在 250℃进行各种形状 的冲压加工。这些压延材料能够以任意形状冲压， 而且在外观和尺寸精度上优异。作为对 该 AZ 31 合金材料由于 比， 市售的 AZ 31 合金材料类似地进行各种形状的冲压加工。结果， 破裂而不能冲压， 或者即使在可以冲压加工时但提供外观差的制品。
( 试验例 4)
另外在压延材料中， 选择某些试样 ( 选择 Nos.5 和 6) 并研究耐腐蚀性。这些试样 被证实具有耐腐蚀性， 比得上通过一般的触融模制法制造的 AZ 91 合金材料。
( 试验例 5)
另外在压延材料中， 选择某些试样 ( 选择 Nos.1， 6， 7， 13 和 18) 并评价弯曲量。在 间隔 150mm 设置的、 高 20mm 并且具有锋利上端的两个平行突起物上， 将宽 30mm、 长 200mm 和
厚 0.5mm 的试样垂直放在突起物上， 当在突起物中央施加预定的荷载时， 中央处高度的减 少量除以用同样方法对 0.5mmt 的市售 AZ 31 合金片材所测得的高度减少量， 并且用百分数 表示。结果， 如表 12 中所示， 通过双辊铸造制造的试样被证实具有等于或高于市售 AZ 31 合金的抗弯曲性。
( 试验例 6)
此外， 在压延材料中， 选择某些试样 ( 选择 Nos.1， 6， 7， 13 和 18)， 并且将相同的组 成用碳坩埚在氩氛围下熔化， 然后在涂布有石墨脱模剂的 SUS316 模具中以 1-10K/s 的冷却 速率铸造以便得到 100mm×200mm×20mmt 的形状， 然后在 400℃和空气中进行均质化处理 24 小时， 并进行切削加工以获得厚 4mmt 的试验片， 在表面和内部没有缺陷 ( 表 11 中， 表示 为 Nos.1_M1、 6_M1、 7_M1、 13_M1 和 18_M1)。 制成的试验片进行压延加工至 0.5mmt 以便满足 关系 100 ＞ (T/c) ＞ 5， 其中 c(％ ) 是一道次压延减量， T(℃ ) 是压延前材料的温度 t1(℃ ) 和压延操作时材料温度 t2(℃ ) 中的较高者。结果， 如表 11 中所示， 在 1-10K/s 的冷却速率 下铸造的镁合金在压延过程中显示裂纹， 除了 No.1 组成的合金以外无法进行压延。
( 试验例 7)
此外， 在压延材料中， 选择某些试样 ( 选择 Nos.1， 6， 7， 13 和 18)， 并且将相同的组 成用碳坩埚在氩氛围下熔化， 然后在涂布有石墨脱模剂的 SUS316 模具中以 1-10K/s 的冷却 速率铸造以便得到 100mm×200mm×20mmt 的形状， 然后在 400℃和空气中进行均质化处理 24 小时， 并进行切削加工以获得厚 0.5mmt 的试验片， 在表面和内部没有缺陷 ( 表 11 中， 表 示为 Nos.1_M2、 6_M2、 7_M2、 13_M2 和 18_M2)。 在如此制成的试样和上述压延材料中， 研究某 些试样 ( 选择 Nos.1、 6、 7、 13、 18 和 1_M1) 在室温、 200℃和 250℃的机械特性以及在 150℃ 的蠕变性能。在将试验片在 150° ±2℃的环境中保持 20 小时后评价蠕变性能， 并且由相 对市售 AZ 31 合金片材的蠕变应力 ( 在恒定温度下产生 0.1％ /1000h 的蠕变速率的应力 (MPa)) 的百分数来表示。结果， 如表 12 中所示， 通过双辊铸造制成的试样被证实显示优异 的耐热性。
[ 表 11]
[ 表 12]工业应用性
本发明的镁合金材料制造方法能够稳定制造机械特性、 表面质量、 抗弯曲性、 耐腐 蚀性和蠕变性能优异的镁合金材料如镁合金铸造材料和镁合金压延材料。 所得到的压延材 料具有优异的塑性加工性能如在冲压或锻造中的加工性能， 以及最适宜作为上述成型工艺 用的材料。 此外所得到的镁合金成型制品可以在涉及家用电器、 运输、 航空 - 宇宙、 运动 - 休 闲、 医疗 - 福利、 食品和建筑的领域内用于构造部件和装饰制品中。