TWI263681B - Method of manufacturing magnesium alloy products - Google Patents

Description

1263681 ⑴ 玖 '發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關鎂合金之成形方法，係將鎂合金鑄造 並將該鑄造品鍛造成所欲形狀者。 【先前技術】 由於鎂（Mg )之比重1 . 8，較作爲輕量金屬代表其比 重爲2.7之銘（A1 )更小’因此鎂合金非常輕。而且鍾合 金之比鋼性較銘合金爲尚’熱傳導性亦優越，因此可作爲 電器、電子機器之外框、零件之構成材料廣泛使用。 然而，由於鎂合金爲難加工性之物，有不易成形爲所 欲形狀之缺點。亦即因鎂合金之凝固潛熱小凝固速度快而 鑄造困難，且所得鑄造品有容易產生巢紋或水紋般缺陷之 缺點。因此，特別是重視外觀之製品其良率降低，且由於 必須將缺陷施予油灰處理而有成本提高之問題。由於鎂合 金爲最密六方晶型而延性低，將板材或棒材施予壓力或鍛 造加工之際必須於3 00-5 00 °C之高溫下進行，因此有加工 速度遲緩、步驟增多、鑄模壽命短等問題。 爲解決此種鎂合金難加工性之問題，日本特開平7-2 24 3 44號公報揭示於將其組成爲鋁含量6.2-7.6重量％之AZ 系鎂合金連續鑄造而獲得小合金塊之步驟中，藉由添加微 細化劑及/或控制冷卻速度而使小合金塊之平均結晶粒徑 成爲200 μιη以下，並將該小合金塊鍛造而製造大型零件之 方法。該公報亦揭示加工成爲最終製品形狀後，藉由組合 -7- (2) 1263681 溶體化處理與T6熱處理，使平均結晶粒徑成爲50 μηι以下 而提局耐触性。 另一方面，日本特開200 1 -294966號公報揭示藉由壓 鑄法或觸變模鑄成形機使鎂合金成形爲板狀，將該板材於 常溫壓延賦予應變性後，於3 5 0 - 4 0 0 °C加熱使結晶再結晶 化，藉由使結晶粒徑微細化至0. 1-30 μηι而提昇延性，並 將延性提昇之板材施予加壓加工或鍛造而成形之方法。又 ，曰本特開200 1 - 1 70734號公報及同公報1 7073 6號揭示， 將鎂合金之板材鍛造成型，藉粗鍛造與最後加工鍛造之多 個步驟使成形爲其高度爲主要部分厚度之7倍或10倍以下 之iff造品之方法 ° 然而，以鎂合金成形爲複雜且形狀精密之零件時，如 曰本特開平7-2243 44號公報所揭示，由小合金塊鍛造之方 法其形狀、厚度方面有其限度，另一方面，如日本特開 200 1 -294966號公報、同公報1 7073 4號及同公報1 70 73 6號 所揭示，由鎂合金之板材成形之方法，雖可製造較薄零件 ，但欲將該板材施予加壓加工或鍛造而獲得複雜且形狀精 密之成形品則甚爲困難。 近年來對有關鎂合金與鋁合金同樣之超塑性之表現機 制已很淸楚，顯示藉由使結晶粒徑微細化而可在高應變速 度下加工之可能性（例如「鎂技術便覽」第1 1 9- 1 25頁） 〇 一般而言，將合金成形爲複雜且精密之形狀時，以使 用如壓鑄法之射出速度，亦即充塡速度快之鑄造法爲佳。 -8- (3) 1263681 然而’如如述般由於錢合金易凝固’使用壓纟尋法等纟尋造法 易產生水紋，且因視形狀而難以充塡至鑄模之各角落，而 使成形品之大小、厚度受限。此外，若射出速度增快則鑄 液中易捲入空氣或氣體而產生巢紋，而有物性可性度之問 題。 另一方面，將該板材加壓加工時雖可成形爲與板材寬 度同大之製品，但由於鎂合金爲延性低且難加工性者，欲 形成複雜之形狀，例如欲同樣鑄造形成鑄造品甚爲困難。 就合金組成方面而言，鎂合金之鑄造性與展延性爲表 裡關係’鑄造材可選擇因鋁含量多其融熔溫度降低而容易 鑄造之AZ9 1、AM50、AM60材等使用，又，壓鑄•鍛造材 可選擇鋁含量少而延性高之AZ 3 1材使用。耐蝕性方面則 鋁含量多者耐蝕性優越。因此與AZ 9 1材相較AZ 3 1材之耐 鈾性較差，此亦爲AZ3 1材用途狹窄理由之一。 【發明內容】 本發明有鑑於上述以往之實況，其目的在提供鎂合金 之成形方法，係於可鑄造且鍛造性優越之鎂合金組成中， 藉由組合鑄造與鍛造使鎂合金成形，並以高良率製造具有 複雑而精密之形狀，且物性可信度高，耐蝕性亦充分足夠 之製品 ° 本發明係有關： 1 . 一種鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含量爲2-1 〇質量。/Q之鎮合金鑄造而獲得結晶粒徑3 〇 μ m以下之鑄造 (4) 1263681 品，將該鑄造品以其組成之固溶溫度與固相線範圍之溫度 進行溶體化處理後，鍛造而得結晶粒徑1 〇 μ m以下之鍛造 品，再將該鍛造品進一步鍛造成所欲之形狀者。 2-上述項1之鎂合金之成形方法，其中，該鎂合金之 鋁含量爲2.5 - 6質量％者。 3 ·上述1或2項之鎂合金之成形方法，其中，該鑄造 係以壓鑄法或觸變模鑄法進行者。 4. 上述1至3項中任一項之鎂合金之成形方法，其中 ，該溶體化處理係於3 8 0至4 4 0 °C下進行1 - 2 4小時者。 5. 上述1至4項中任一項之鎂合金之成形方法，其中 ，係於Z値爲109-1013之應變速度及溫度條件下進行鍛造而 得結晶粒徑1 〇 μιη以下之結晶粒微細化鍛造品者。 6. 上述1至5項中任一*項之錶合金之成形方法，其中 ，結晶粒微細化鍛造品係於Ζ値爲1 013之應變速度及溫度 條件下锻造成爲所欲形狀者。 7. —種鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含量爲2_ 1 〇質量％之鎂合金鑄造而獲得結晶粒徑1 Ο μ m以下之鑄造 品，將該鑄造品以其組成之固溶溫度與固相線範圍之溫度 進行溶體化處理後，鍛造成所欲之形狀者。 8 ·上述桌7項之鎂合金之成形方法，其中，該鎂合金 之銘含量爲2-6質量％者。 9.上述第7或8項之鎂合金之成形方法，其中，該鏡 造係以壓鑄法進行者。 10·上述第7至9項中任一項之鎂合金之成形方法，其 -10- (5) 1263681 中’該溶體化處理係於38〇至44〇°c下進行1-24小時者。 1 1.上述第7至1 0項中任一項之鎂合金之成形方法， 其中’係於Z値小於1 0 3之應變速度及溫度條件下進行鍛 造者。 如上述第1項之鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含 量爲2_10質量％之鍾合金鑄造而得結晶粒徑30 μιη以下之 f尋造品’再將該鑄造品於其組成之固溶溫度與固相線範 圍之溫度進行溶體化處理後，鍛造而得結晶粒徑0 μιηΗ 下之鍛造品，然後再將該鍛造品進一步鍛造成所欲之形 狀。 將藉由鑄造作成結晶粒徑3 0 μιη以下之鑄造品施予溶 體化處理時，則鑄造時原來形成之粗大且脆弱晶界之第2 相粒子消失而伸展性增大，塑性加工性提昇。藉由此種溶 體化處理而鍛造塑性加工性提昇之鑄造品，可藉由鍛造使 動態再結晶而使結晶粒徑微細化至1 0 μιη以下，而進一步 提高其鍛造成形性。因此，以第1項之方法，將藉由鑄造 而成爲結晶粒徑3 0 μιη以下之鑄造品施予溶體化處理，然 後藉由鍛造使結晶粒徑成爲10 μιη以下，再進一步鍛造成 所欲之形狀。 於該方法中，鎂合金之鋁含量以2.5 - 6質量％爲佳，而 鑄造係以壓鑄法或觸變模鑄法進行爲佳。又，溶體化處理 以於3 80至440°C下進行1-24小時爲佳，溶體化處理後爲使 結晶粒微細化之鍛造及其後爲成形之鍛造以於Z値1 〇 9 - 1 〇13 之應變速度及溫度條件下進行爲佳。 -11 - (6) 1263681 上述第7項之鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含量 爲2_ 10質量％之鎂合金鑄造而獲得結晶粒徑10 μιη以下之 鑄造品，再將該鑄造品以其組成之固溶溫度與固相線範圍 之溫度進行溶體化處理，然後鍛造成所欲之形狀。 將藉由鑄造而成爲結晶粒徑1 0 μιη以下之鑄造品施予 溶體化處理時，雖結晶粒粗大化，但鑄造時形成之粗大且 脆弱晶界之第2相粒子消失而伸展性增大，塑性加工性提 昇。藉由鍛造此種經溶體化處理而塑性加工性提昇之鑄造 品，可成形爲所欲之形狀。因此，以上述第7項之方法’ 將藉由鑄造而製得之結晶粒徑1 0 μ m以下之鑄造品施予 溶體化處理，然後藉由鍛造製成所欲之形狀。 於該方法中，鎂合金之鋁含量以2 - 6質量％爲佳，而 鑄造係以壓鑄法或觸變模鑄法進行爲佳。又，溶體化處理 以於3 8 0至4 4 0 °C下進行1 - 2 4小時爲佳，而其後爲了成形之 鍛造以於Z値小於1 〇 13之應變速度及溫度之條件下進行爲 佳。 Z値係指表示溫度與應變速度之關係之溫度補償應變 速度，係一般常用於表示達到流動應力之溫度與應變速度 之效果關係式之吉諾·霍落蒙（Zener-Hollomon )參數， 可以下述式（I)定義之。 Ζ= ε fexp ( Q/RT ) ........ ( I ) 此處， £ \應變速度（sec·1 ) Q :晶格擴散活性化能 -12 - (7) 1263681 R:氣體常數 T :絕對溫度 Q値因無法求得錢合金之値一*般係使用純錢之1 j 5千 焦耳/莫耳。 【實施方式】 下文詳細說明本發明鎂合金成形方法之實施方式。 首先說明上述第1項之鎂合金成形方法之實施方式。 以上述第1項之方法，先將鋁含量爲2- 1 0質量％之鎂 合金鑄造而獲得結晶粒徑3 Ο μιη以下之鑄造品。 該鎂合金之鋁含量若小於2質量％則成爲耐鈾性低劣 之物，且因融熔溫度變高而不適宜鑄造。鎂合金之鋁含量 若大於1 〇質量％則藉由後續之溶體化處理無法充分提高塑 性加工性，而無法獲得鍛造性優越之溶體化處理品。因此 ，鍾合金之錦含量爲2-1〇質量％，較好爲2.5-6質量％。 此種錶合金之鏡造法並無特別限制，但爲獲得結晶粒 徑3 Ο μηι以下之鑄造品，以採用冷卻•凝固速度較快，且 可將結晶粒微細化之壓鑄法或觸變模鑄法佳。 亦即，重力鑄造法一般係視產品厚度而融熔鎂合金之 凝固緩慢，因此於冷卻•凝固期間結晶成長而結晶粒徑粗 大達20 0 μηι，而如壓鑄法或觸變模鑄法，則係將鑄模內融 熔或半融熔狀態之鑄液射出之鑄造法，其冷卻•凝固速度 快因此結晶粒微細化，而可鑄造成爲結晶粒徑3 0 μιη以下 -13- (8) 1263681 鑄造品以結晶粒徑小者爲佳，3 Ο μιη以下即佳，視採 用之鑄造法及合金組成一般係鑄造成爲結晶粒徑1 5 -3 0 μ m 者。 藉由鑄造而得之結晶粒徑3 0 μιη以下之鑄造品，繼續 進行溶體化處理。 溶體化處理溫度係於其組成之固溶溫度與固相線範圍 之溫度即可，最適溫度爲38〇至43 〇°C。溶體化處理溫度小 於固溶溫度或小於3 8 〇 °c，則因析出鋁或鎂之巨大化合物 而妨礙塑性加工性，若超過其組成之固溶溫度或超過43 0 °C，則產生液相而妨礙塑性加工性。溶體化處理時間以1 -24小時爲宜，溫度低時以較長時間，溫度高時以較短時間 爲佳。藉由溶體化處理則析出於母相α相之結晶晶界的/5 相溶解於母相，雖母相之結晶粒粗大化但藉由減少阻礙塑 性加工性之晶界滑動之/5相可獲得提高加工性之效果。 溶體化處理後’進行鍛造而獲得結晶粒徑1 〇 μπι以下 之鍛造品（下文，亦將此用於結晶粒微細化之鍛造稱爲「 結晶粒微細化鍛造」），再將該锻造品锻造成爲所欲之形 狀而獲得製品（下文’亦將此用於鍛造成形爲所欲形狀之 鍛造稱爲「成形鍛造」）。 結晶粒微細化鍛造係藉由動態再結晶化將鑄造品之結 晶粒微細化者，該結晶粒微細化鍛造或成形鍛造均需視鎂 合金之組成而於可鍛造加工之條件範圍內進行。 結晶粒微細化鍛造之條件雖視鎂合金之組成而異，但 以ζ値爲1 〇9 -1 〇13之範圍，較好爲1 〇1 ^ -1 〇13之範圍的應變速 -14- (9) 1263681 度及溫度條件下進行爲佳。 又，成形鍛造之條件雖亦視鎂合金之組成而異， Z値爲1 013以下，較好爲1 08 -1 0 13，更好爲1 〇9 -1 012之 的應變速度及溫度條件下進行爲佳。 結晶粒微細化鍛造及成形鍛造之任一者其鍛造條 爲上述較佳Z値之範圍以外，則有產生破損、裂痕等 而不能鍛造之情況。 一般情況，結晶粒微細化鍛造係視合金組成而設 件，以應變速度lO^-lOdsec·1、溫度200-5 00 °C之範 上述Z値之適當範圍，成形鍛造係視合金組成而設定 ，以應變速度lO — LlOisec·1、溫度200-400 t之範圍 述Z値之適當範圍。 藉由結晶粒微細化鍛造使結晶粒徑成爲1 0 μ m以 並藉由鍛造改善塑性加工性，而可成形鍛造。該結晶 爲1 0 μιη以下即可，一般而言係施行結晶粒徑成爲約 μπι之結晶粒微細化鍛造。 繼之說明上述弟7項之鎂合金成形方法之實施方3 上述第7項之方法係先將鋁含量爲2-1 0質量％之 金鑄造而獲得結晶粒怪1 0 μ m以下之鑄造品。 該鎂合金之銘含量若小於2質量％則成爲耐蝕性 之物。鎂合金之鋁含量若大於1 0質量％則藉由後續之 化處理無法充分提高塑性加工性，而無法獲得鍛造性 之溶體化處理品。因此，鎂合金之鋁含量爲2-10質量 較好爲2 - 6質量％。 但以 範圍 件若 缺陷 定條 圍爲 條件 爲上 下， 粒徑 1-10 鎂合 低劣 溶體 優越 %， -15- (10) 1263681 又，所用鎂合金之鋁以外之其他成分含量係與上述第 1項之方法中所述者相同。 此種鎂合金之鑄造法爲獲得結晶粒徑〗〇 μηι以下之鏡 造品，以採用冷卻•凝固速度非常迅速，可將結晶粒微細 化之壓鑄法較佳。 鑄造品之結晶粒徑雖以小者爲佳，而1 〇 μ 1Ή以下即可 ’視採用之合金組成，一般係鑄造成爲5 - 1 〇 μ m之結晶粒 徑。 藉由鑄造而獲得之結晶粒徑1 0 μηι以下之鑄造品，在 於其組成之固溶溫度與固相線範圍之溫度進行溶體化處王里 ，以提高加工性。該溶體化處理條件係與上述第1項方法 之溶體化處理同樣理由，以3 8 0至4 3 0 °C，1 - 2 4小時爲佳， 溶體化處理後再鍛造成爲所欲之形狀而獲得製品。 該鍛造亦與上述第1項之方法同樣，必須視鎂合金之 組成而於可鍛造加工之條件範圍進行。 鍛造之條件雖亦視鎂合金之組成而異，但以Z値小於 1 0 13之範圍，較好於z値爲1 0 6 -1 0 12之範圍的應變速度及溫 度條件下進行’ Z値爲1013以上則有產生破損、裂痕等缺 陷而不能鍛造之情況。 一般情況，上述鍛造係視合金組成而設定條件，以應 變速度lO-llO^secT1、溫度200-500 °C之範圍可使上述z値 爲適當範圍。 〔實施例〕 -16- (11) 1263681 下文列舉實施例具體說明本發明 又’於下列貫施例中所使用之鏡合金紅’係於市售之 AZ 9 1合金錠中添加鎂與鋅進行成分調整而製作者，據此 製作AZ8 1-AZ2 1組成之鎂合金錠。所使用之ΑΖΘ1合金錠與 所製作之合金錠之成分分析結果示於表1 ° 表1 合金錠之成分分析結果 （質量％) _ 合金 錠 A1 Zn Μη Si C u Fe Ni Be AZ9 1 8.9 0.70 0.2 1 0.3 10 0.0400 0.0020 0.0004 0.0008 AZ8 1 7.6 0.70 0.30 0.025 0.0010 0.0017 t r 0.0034 AZ7 1 6.9 0.72 0.24 0.024 0.0011 0.0003 tr 0.0019 AZ6 1 5.7 0.79 0.30 0.024 0.0010 0.0029 tr 0.0026 AZ5 1 4.8 0.78 0.29 0.018 0.0009 0.0013 tr 0.0022 AZ4 1 3 . 6 0.68 0.27 0.013 0.0008 0.0012 t r 0.0014 AZ3 1 2.6 0.60 0.28 0.010 0.0004 tr t r 0.0016 AZ2 1 2.1 0.83 0.28 0.003 0.0052 tr t r 0.0030 實施例1 (:1 )鑄造及溶體化處理 將AZ 9 1 - AZ 2 1之合金錠硏削作成觸變模鑄用晶圓以供 鑄造。以日本製鋼所製觸變模鑄成形機45 0 ’設定於 空打條件下射出速度最高爲4m/sec，以鑄模溫度設定爲 250 °C之縱181mm X寬255mm X高l〇mm有底無盡之箱型隹《 模製得厚度1.5 mm之鑄造品。又，鑄造時’因各合金淀之 -17- (12) 1263681 融點不同，係於調整機筒與噴嘴溫度，同時探討成形可能 之條件下進行鑄造。各合金鑄造時之機筒先端溫度示於表 2 〇 表2 觸變模鑄藥造之機筒先端温度 合金 __ 溫度（°C ) AZ9 1 620 AZ8 1 6 18 AZ7 1 _ 6 19 AZ6 1 624 AZ5 1 63 7 AZ4 1 640 AZ3 1 63 8 其結果爲AZ9 1至AZ3 1可進行鑄造，而AZ21熔點爲 64 5 °C，於成形機之加熱界線內不融熔而無法鑄造。因此 ’咸認AZ系合金之觸變模鑄成形機之鑄造界線爲鋁含量 2.5% 〇 觸變f吴__造所得纟尋造品結晶粒徑之測定，係自各鑄 造品之中央部位採樣，包埋於樹脂並硏磨後，視樣品組成 以古液酸或乙酸系蝕刻劑進行飩刻，以5 00倍電子顯微鏡 攝影’依據JIS GO522之「鋼塊結晶粒度試驗法」之切片 法測定，求得之粒徑爲1 . 7 4倍。 又’爲確認溶體化處理之效果，將各鑄造品於4 3 0 °C 熱處理1小時後，同樣測定結晶粒徑。 -18- 1263681 (13) 此等結果示於表3或第1圖 觸變^造之，結晶_立平签 合金 --- 結晶粒徑（tum) -----~" 溶體化處理_ 溶體化處理後 — AZ9 1 13.1 28.3 — AZ8 1 12.3 19.1 — AZ7 1 10.2 16.4 一 AZ6 1 13.1 24.6 — AZ5 1 10.1 13.7 — AZ4 1 12.4 20.2 — AZ3 1 10.5 17.9 由表3及第1圖可知，溶體化處理前之結晶粒徑雖組成 不同差異並不大，經溶體化處理而結晶粒徑粗大化。此係 進行溶體化處理時，存在於晶界之Θ相溶解於母相之α相 而使結晶粒粗大化。咸認該結晶粒徑係鑄液急冷而凝固速 度快者粒徑小，結果如下。亦即，鋁含量由ΑΖ9 1至ΑΖ 3 1 減少而熔點上升。因此，由於提高成形機先端之機筒溫度 ’藉由鑄液溫度與鑄模之溫度差可達到急冷效果，而有自 該溫度差小之AZW之結晶粒徑28μηι，至溫度差大之ΑΖ51 之結晶粒徑1 4 μιη，結晶粒徑有變小之傾向。然而，若爲 ΑΖ 4 1、ΑΖ 3 1時貝[J相反的由於高溫之鑄液具有延遲冷谷ρ之 作用’而成爲結晶粒徑較大之1 8 - 2 Ο μ m。 又，爲檢視溶體化處理品之塑性加工性，自各鑄造品 -19- 1263681 (14)

切割拉伸試驗片，於4 2 0 °c溶體化處理1小時後，以3 Ο 0 °C 、應變速度]·〇 x 1 進行拉伸試驗，結果示於第2圖 〇 由第2圖可知，鋁含量多之AZ91至AZ71之伸展度較低 爲1 5 - 2 4 %，A Z 6 1至A Z 3 1之伸展度則爲4 0 %以上，塑性加 工性特別提高。 因此供鍛造之鑄造品之銘含量範圍，就鑄造性而言以 2.5質量％以上，就加工性而言以6質量％以下爲佳。 (2 ) 鍛造 於上述（1 )中，將以觸變模鑄法鑄造之A Z 6 1至A Z 3 1 之鏡造品於4 2 0 C ί谷體化處理1小時後，切割2 0 m m X 2 0 m m 之樣品以電爐均勻加熱，並置於預先在依表4所示之規定 鍛造溫度下保溫之鑄模內，以應變速度3 · 3 X 1 (Γ2 s e c·】之 一定條件進行鍛造。自锻造後之樣品切出試驗片，以與上 述（1 )中之相同方法測定結晶粒徑，結果示於表4。又， 將前述應變速度代入上述（I )式中求得之Z値如表4所示 。此處適用於計算之Q値爲135仟焦耳/莫耳。表4一倂記載 各樣品鍛造則（溶體化處理後）之結晶粒徑。 -20- 1263681 寸m 卜溶體化處理後(鍛造前) 結晶粒徑(μηι) 24.6 13.7 20.2 17.9 鍛造後之結晶粒徑(μιη) 350 3.3xl0'2 6.9χ109 12.9 10.0 18.8 r—H iri t—H 300 3.3xl0_2 6.7χ1010 r-H cn 卜· 10.4 14.2 250 3.3xl0_2 l.OxlO12 * <N ο 寸 寸 200 3.3χ10_2 2.7χ1013 * 关 * o f-H !' < 3.3xl0'2 1.5χ1015 * * * * 鍛造溫度(°c) Ν ω c/) 倒 Μ jM Ν ΑΖ61 AZ51 ΑΖ41 AZ31 鍛造 條件

-21 - (16) 1263681 由表4可明瞭下列各點。 亦即，發現在同一鍛造溫度下，鋁含量多之合金經 鍛造結晶有容易微細化之現象。另一方面，鋁含量多之 金在較低溫度時鍛造加工中會破損，以實驗之應變速度 相對於AZ 6 1可於3 0 0 °C以上鍛造，AZ 3 1亦可於2 0 0 °C以 鍛造，而獲得結晶粒微細化之效果。 由該結果可知’可使結晶粒徑進彳了結晶粒微細化成 可超塑性鍛造之10 μιη以下之鍛造條件爲，AZ61至AZ3] 合金爲Ζ値109-1013之範圍，較好爲101Q-1013之範圍。 選擇藉由上述鍛造，將結晶粒微細化之樣品與未充 微細化之樣品，切割2 0 m m X 2 0 m m X 1 . 5 m m厚之板狀樣 ，將該樣品插入鍛造鑄模之下模20mm x 20 mm空模中， 表5所不條件至真應變-1 . 1，以直徑3 m m、高1 0 m m之具 圓筒形凹部之上模鍛造成形爲鑄造品之形狀，鍛造加工 之鍛造性是否良好不於表5。 由 合 5 上 爲 之 分 品 依 有 時 - 22- 1263681 进'_驩^0§绷驢驢鹚飄襲 Lo^ OsJ 1 1 1 500 3.3x10'2 4.4χ107 〇 X 〇 〇 〇 〇 < 〇 〇 〇 400 3.3x10'2 9·9χ108 〇 X 〇 〇 〇 〇 X 〇 〇 <] 350 3.3x1 Ο·2 6.9χ109 〇 X 〇 〇 < 〇 X 〇 〇 X ill gg 槪 300 3.3x10'2 6.7χ1010 <] X 〇 〇 < 〇 X 〇 〇 X 200 3.3x10'2 2·7χ1013 X < < <] 〇 X 〇 〇 X 150 3.3x10'2 1·5χ1015 X X X X X X X X X X 鍛造溫度(°C) Ο C/D m m 粼 m Ν Γ Γ Γ CNJ 00 Γ CO 卜· Γ Γ ο 寸 Τ— Γ Γ Γ *τ— (£> 12.9 ο 18.8 ο Τ— CD 寸· 14.2 鍛造 條件 ΑΖ81 ΑΖ51 ΑΖ41 ΑΖ31 ^^i§nDni ^ is—1^ πππ^^ιι^^^ιό s^i-Γ -23- (18) 1263681 由表5可認知下列事實。 於晶界/3相易析出，而易阻礙晶界滑動之鋁含量多之 組成者必須以較高加工溫度，亦即以較大之Z値才能形成 鑄造品。另一方面，結晶粒徑即使超過1 〇 μ m，其合金以 較局之加工溫度亦可形成鑄造品。 然而，工業上若鑄模溫度達4 0 0 °C以上，則鑄模耐久 性不佳並不實用。雖使用耐熱性材料或經表面處理亦可改 善鑄模之高溫耐久性，但鑄模成本提高而不理想。 由此結果可知，欲成形爲所欲形狀之鍛造條件， AZ61至AZ31之合金爲Z値1013以下之範圍，而以1〇8-1〇13 之範圍爲佳。 實施例2 (1 )鑄造及溶體化處理 以壓鑄法替代實施例1之觸變模鑄法進行鑄造試驗。 使用與觸變模鑄法成形時相同成形品形狀之鑄模，合金係 直接使用於觸變模鑄成形機中所使用之同樣進料之合金錠 ’並不先作成晶圓者。使用日本東芝機械製DC650 tCLS 冷室壓鑄成形機，設定鑄液溫度70(TC，高速時之射出速 度5.0m/sec，鑄模溫度25〇 之條件依序進行鑄造。各鑄 造品之尺寸、形狀係與實施例1相同。 觸變模鑄法無法成形之ΑΖ2 1材以壓鑄法亦可進行鑄 造°此係因壓鑄法並非如觸變模鑄成形機般於成形機之機 筒內將材料熔融’而係於與成形機分開設置之給液裝置中 -24- (19) 1263681 將材料熔融，因而熔融溫度可高達7 0 (TC，而可使熔點高 之AZ2 1亦融熔之故。 各鑄造品係與實施例1同樣操作並測定溶體化處理前 後之結晶粒徑，結果示於表6及第3圖。又，溶體化處理係 於4 3 0 °C進行1小時。 表6 壓鑄鑄造品之結晶粒徑 合金 結晶粒徑（μ m ) 溶體化處理前 溶體化處理後 ΑΖ9 1 7.3 14.9 ΑΖ8 1 6.4 13.1 ΑΖ7 1 7.0 13.8 ΑΖ6 1 7.8 15.2 ΑΖ5 1 6.9 10.4 ΑΖ4 1 6.1 11.3 ΑΖ3 1 5.7 9.5 ΑΖ2 1 5.8 9.7

由表6及第3圖可知，壓鑄鑄造品之結晶粒徑較觸變模 鑄鑄造品之結晶粒徑爲小，即使不經結晶粒微細化之鍛造 處理，在溶體化處理前已小於1 〇 μπι。推論此係因成形機 之充塡速度快而有急冷效果之故。 (2 )鍛造 -25- (20) 1263681 所得之鑄造品由於結晶粒 之鍛造容易，以與實施例1中f 微細化之鍛造相同之條件進行 痕之鍛造。對溶體化處理前之 於晶界析出之相甚厚，不易 痕。此種傾向以鋁含量多者更 理後之樣品進行試驗。結果示 鑄鑄造品切割20mm X 20mm X 品以一定之應變速度成形。鍛 既已微細，因此爲使鑄造品 歸變模鑄之鑄造品之結晶粒 锻造，試驗是否可進行無裂 樣品進行預備鍛造試驗則因 產生晶界滑動，而易產生裂 爲顯著。因此僅以溶體化處 於表7。此時之樣品係自壓 1 , 5 m m厚之板狀，並將該樣 造之真應變爲-1 . 1。 -26- (21)1263681

-27- (22) 1263681 由表7可認知下列事實。 亦即，與溶體化處理前之樣品同樣，若鋁含量多則有 鍛造性惡劣之傾向，於應變速度3.3 X 之條件下 ，AZ 9 1至AZ 7 1即使將加工溫度提高至3 5 0 °C以上，進行鍛 造時亦會產生缺陷。但若鋁含量減低則锻造變佳’雖然 AZ 9 1在任何溫度下其鍛造品均會產生破損，但AZ 8 1在3 0 0 °C以上（：亦即Z値小於6.7xl01() ) ，AZ71在250 °C以上（亦 即Z値小於1 . 0 X 1 0 1 2 )則不會產生裂痕，但產生小破損。 此外，若鋁含量減低則可鍛造而不會產生缺陷’ AZ6 1、AZ5 1 及 AZ4 1 在 2 5 0 °C 以上（亦即 Z 値小於 1 . 〇x 1 〇 12 )，AZ3 1與AZ2 1在200 °C以上（亦即Z値小於l.OxlO13) 則鍛造品不會產生缺陷而呈現優良之鍛造成形性。 由上述結果可謂將結晶粒徑繪造成爲1 〇 km以下之壓 鑄鑄造品之鍛造適宜組成爲鋁含量2-6質量％，而適宜之鍛 造條件爲Z値小於l.OxlO13者。 〔發明之效果〕 如上述，依據本發明之鎂合金之成形方法，於可鑄造 且鍛造性優越之鎂合金組成中，藉由組合鑄造與锻造使鎂 合金成形，而能以高良率製造具有複雜而精密之形狀，且 物性之可信度高，耐鈾性亦充分足夠之製品。 【圖式簡單說明】 第1圖係示實施例1之觸變模鑄鑄造品（溶體化處理後 -28 - (23) 1263681 )之結晶粒徑圖示。 第2圖係示實施例1之溶體化處理品於3 0 0 °C，ε ’= 1 . 0 χ 1 Ο _ 2 s e c_ 1之拉伸試驗結果。 第3圖係示實施例2之壓鑄鑄造品（溶體化處理後）之 結晶粒徑圖示。

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Claims (1)

1263681 拾、申請專利範圍 第9 2 1 0 5 3 7 9號專利申請案 中文申請專利範圍修正本 民國95年6月21臼修正 1 β 一種鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含量爲2_ 10質量°/。之鎂合金經鑄造得到結晶粒徑30 以下之鑄造 品，將該鑄造品以其組成之固溶溫度與固相線範圍之溫度 進行溶體化處理後，經鍛造形成結晶粒徑10卜❿以下之鍛 造品，再將該鍛造品進一步鍛造成所欲之形狀者。 2 .如申請專利範圍第1項之鎂合金之成形方法，其中 該錶合金之銘含量爲2.5-6質量％者。 3 ·如申請專利範圍第1或2項之鎂合金之成形方法， 其中該鑄造係以壓鑄法或觸變模鑄法進行者。 4 ·如申請專利範圍第1項之鎂合金之成形方法，其中 該溶體化處理係於380至440 °C下進行1-24小時者。 5 ·如申請專利範圍第1項之鎂合金之成形方法，其中 係於Z値爲109-10 13之應變速度及溫度條件下進行鍛造而得 結晶粒徑1 〇 μηι以下之結晶微細化鍛造品者。 6 ·如申請專利範圍第1項之鎂合金之成形方法，其中 結晶微細化锻造品係於Ζ値爲1 〇 1 3之應變速度及溫度條件 下鍛造成爲所欲形狀者。 7· —種鎂合金之成形方法，其特徵爲將鋁含量爲厂 I 〇質量％之鎂合金經鑄造得到結晶粒徑1 〇 μηι以下之鑄造 品，將該鑄造品以其組成之固溶溫度與固相線範圍之溫度 1263681 進行溶體化處理後，鍛造成所欲之形狀者。 8. 如申請專利範圍第7項之鎂合金之成形方法’其中 該鎂合金之鋁含量爲2-6質量％者。 9. 如申請專利範圍第7或8項之鎂合金之成形方法’ 其中該鑄造係以壓鑄法進行者。 10. 如申請專利範圍第7項之鎂合金之成形方法’ # 中該溶體化處理係於38〇至44〇°C下進行卜24小時者。 1 1 .如申請專利範圍第7項之鎂合金之成形方法，其 中係於Z値小於1013之應變速度及溫度條件下進行锻造考 -2-