專利名稱：：鎂合金粉體原料、高屈服強(qiáng)度鎂合金、鎂合金粉體原料的制造方法以及高屈服強(qiáng)度鎂合金...的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種鎂合金粉體原料以及使用該粉體原料制造而成的鎂合金及其制造方法，特別是涉及一種同時(shí)具備高的屈服強(qiáng)度及拉伸率的鎂合金及其制造方法。
背景技術(shù)：
：在工業(yè)用金屬材料中，作為最輕量的鎂(下文簡(jiǎn)稱"Mg")合金，靈活運(yùn)用其輕量化效果，被廣泛應(yīng)用于體育用品、家電產(chǎn)品、航空宇宙相關(guān)儀器、其它的機(jī)械零件等。另一方面，要將Mg合金應(yīng)用于汽車等要求高的可靠性的產(chǎn)品、零件，就必須進(jìn)一步增加強(qiáng)度。特別是在零部件設(shè)計(jì)上強(qiáng)烈要求提高重要的屈服強(qiáng)度，同時(shí)還必須可實(shí)現(xiàn)高的拉伸率(韌性)。換言之，就是通過實(shí)現(xiàn)高的屈服強(qiáng)度及高的拉伸率，使與現(xiàn)有的輕量坯料即鋁合金的替代成為可能。在Mg合金的強(qiáng)度提高方面，已知的是晶粒的微細(xì)化及微細(xì)的金屬間化合物的分散強(qiáng)化最為有效。特別是以Mg合金粉體為原料對(duì)其進(jìn)行壓粉、固化的制造方法，與溶解、鑄造法相比可形成微細(xì)的組織，從而在高強(qiáng)度化方面可稱為是更有效的制造工藝。例如，有提案提出使用了淬火固化工藝的高強(qiáng)度Mg合金的制造方法，但該方法因下面的原因還不是實(shí)用性的方法。(A)雖然得到高的強(qiáng)度，但拉伸率只有數(shù)％程度。(B)為了使原料粉體的粒徑小到數(shù)十上百微米程度，存在處理過程中的安全性的問題及低成品率的問題，尤其是通過添加昂貴的元素而存在引發(fā)成本提高這一經(jīng)濟(jì)性的問題。另一方面，還有各種研究、提案提出，在對(duì)Mg合金坯料進(jìn)行切削加工時(shí)，以排出的切削粉體為原料，對(duì)其進(jìn)行壓粉、固化來制造Mg合金的方法。例如，特開平2—182806號(hào)公報(bào)所提出的方法是，利用熱壓使Mg合金固化后進(jìn)行擠壓加工，特開平5—320715號(hào)公報(bào)提出的方法是，對(duì)Mg合金切削粉體進(jìn)行成形、擠壓加工。另外，在特開平5—306406號(hào)公報(bào)上所刊載的"鎂合金質(zhì)構(gòu)件的制造方法"中提出的方法是，在對(duì)進(jìn)行了T6熱處理(固溶熱處理+時(shí)效熱處理)的含鋁Mg合金粉體進(jìn)行了壓粉成形后，再進(jìn)行擠壓加工。在迄今所公開的制造方法中，其特征在于，在使含有適量鋁(Al)的Mg合金切削粉體固化時(shí)，通過發(fā)揮T6熱處理和擠壓加工這兩者的效果，創(chuàng)造出機(jī)械特性優(yōu)良的Mg合金。T6熱處理的效果在于在擠壓成形的Mg合金基體內(nèi)均勻地分散有微細(xì)的金屬間化合物Mg17Al12，擠壓加工的效果在于使構(gòu)成被擠壓得Mg合金的基體的晶粒微細(xì)化。其結(jié)果是，提出，例如對(duì)在ATSTM規(guī)格所刊載的具有A1:7.89.2重量％、錳(Mn):0.120.35重量％、鋅(Zn)0.20.8重量％、Mg:余量這一組成的錳合金進(jìn)行T6熱處理之后，再使用所制作的切削粉體，實(shí)施成形、擠壓加工得到的Mg合金在常溫下的拉伸強(qiáng)度為382MPa，拉伸率為27%，而另一方面，在未實(shí)施T6熱處理時(shí)，拉伸強(qiáng)度為330MPa，拉伸率為15%，可看出拉伸強(qiáng)度的提高效果。但是，特開平5—306404號(hào)公報(bào)所公開的Mg合金制造方法指出，擠壓材料的屈服強(qiáng)度在進(jìn)行了T6熱處理時(shí)為196MPa，在未實(shí)施T6熱處理時(shí)為200MPa，不能確認(rèn)拉伸屈服強(qiáng)度的提高效果。其原因認(rèn)為如下。與用現(xiàn)有的溶解、鑄造法制造的Mg合金的晶粒(50700pm)相比較，通過實(shí)施擠壓加工產(chǎn)生再結(jié)晶時(shí)晶粒微細(xì)化，但考慮到若迄今所公開的數(shù)據(jù)，其大小為102(Him左右。為了提高拉伸屈服強(qiáng)度，就必須使晶粒進(jìn)一步微細(xì)化。根據(jù)迄今的公開數(shù)據(jù)，例如微細(xì)化達(dá)到l5pm或其以下對(duì)屈服強(qiáng)度提高才有效。具有這種微細(xì)的晶粒直徑的Mg合金，僅僅用對(duì)進(jìn)行了T6熱處理的切削粉體進(jìn)行壓粉、擠壓加工的制造方法終究不能實(shí)現(xiàn)。另外，有提案提出一種方法，經(jīng)過擠壓加工使通過T6熱處理而析出、分散于基體內(nèi)的金屬間化合物MgnAlu進(jìn)一步微細(xì)化，但是，利用由擠壓加工進(jìn)行的塑性變形可微細(xì)化的程度也是有限度的，為了提高屈服強(qiáng)度，就必須使金屬間化合物更微細(xì)化及使多個(gè)金屬間化合物微細(xì)、均勻地分散。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提供一種同時(shí)實(shí)現(xiàn)高的屈服強(qiáng)度及高的拉伸率的鎂合金及其制造方法。本發(fā)明的另一目的在于提供應(yīng)用于制造上述的鎂合金的鎂合金粉體原料及其制造方法。本發(fā)明的鎂合金粉體原料，是實(shí)施使具有相對(duì)較大的晶粒直徑的原始原料粉末通過1對(duì)輥之間使其發(fā)生壓縮變形或者剪切變形的塑性加工而形成相對(duì)較小的晶粒直徑，其特征如下原始原料粉末是利用熱處理使微細(xì)的金屬間化合物析出、分散于基體內(nèi)的鎂合金粉末。塑性加工后的鎂合金粉體中，在析出的金屬間化合物的周邊存在有加工應(yīng)變。塑性加工后的鎂合金粉體的最大尺寸為10mm以下，最小尺寸為O.lmm以上，構(gòu)成所述塑性加工后的鎂合金粉體的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為20)im以下。優(yōu)選金屬間化合物為選自Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re:稀土類元素)、AlnRe3及Al6Mn的至少一種化合物。還優(yōu)選金屬間化合物的最大粒徑為5pm以下，更優(yōu)選2pm以下。優(yōu)選構(gòu)成鎂合金粉體的基體的鎂離子的最大晶粒直徑為10pm以下。本發(fā)明的高屈服強(qiáng)度鎂合金，是將具有上述特征的鎂合金粉體原料進(jìn)行壓粉成形后再進(jìn)行擠壓加工而得到的，其特征如下構(gòu)成合金的基體的鎂合金粒子的最大晶粒直徑為l(Hrni以下，在常溫下的拉伸屈服強(qiáng)度為250MPa以上。優(yōu)選構(gòu)成合金的基體的鎂合金粒子的最大晶粒直徑為5pm以下，在常溫下的拉伸屈服強(qiáng)度為350MPa以上。優(yōu)選在鎂合金的基體內(nèi)析出、分散有選自Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re:稀土類元素)、AluRe3及Al6Mn的至少一種金屬間化合物。優(yōu)選鎂合金按重量標(biāo)準(zhǔn)計(jì)含有0.5%以上4%以下的選自鍶(Sr)、鋯(Zr)、鈧(Sc)及鈦(TO的活性金屬元素。本發(fā)明的鎂合金粉體原料的制造方法，是通過對(duì)原料粉體實(shí)施塑性加工，使構(gòu)成該原料粉體的基體的鎂合金粒子的晶粒直徑微細(xì)化的方法，其具備下述特征作為原料粉體，準(zhǔn)備經(jīng)過熱處理使微細(xì)的金屬間化合物析出、分散于基體內(nèi)的鎂合金粉體。塑性加工是使原料粉體通過成對(duì)輥之間而發(fā)生壓縮變形或者剪切變形進(jìn)而在金屬間化合物的周邊帶有加工應(yīng)變的塑性加工。重復(fù)進(jìn)行塑性加工，直至粉體的最大粒度為10mm以下最小粒度為0.2mm以上，且使構(gòu)成粉體的鎂粒子的最大晶粒直徑達(dá)到20pm以下。在一實(shí)施方式中，準(zhǔn)備作為原料粉體的鎂合金粉體的工序包含利用鑄造法制作鎂合金鑄錠的工序；對(duì)所述鎂合金鑄錠進(jìn)行固溶處理，接著進(jìn)行時(shí)效熱處理使微細(xì)的金屬間化合物在鑄錠的基體內(nèi)析出、分散的工序；通過機(jī)械加工從所述鑄錠取得鎂合金粉體的工序。優(yōu)選在進(jìn)行上述塑性加工時(shí)，使投入的原料粉體的溫度以及該原料粉體所接觸的輥的表面溫度在時(shí)效熱處理的溫度以下。本發(fā)明的高屈服強(qiáng)度鎂合金的制造方法，其具備在將具有上述特征的鎂合金粉體原料充填于金屬模具的狀態(tài)下對(duì)其進(jìn)行加壓得到壓粉成形體的工序、用15(TC以上45(TC以下的溫度對(duì)鎂合金壓粉成形體進(jìn)行加熱的工序、加熱結(jié)束后，立即對(duì)鎂合金壓粉成形體進(jìn)行擠壓加工從而制造鎂合金的工序。優(yōu)選構(gòu)成鎂合金的基體的鎂合金的粒子的最大晶粒直徑為lO)im以下，在常溫下的拉伸屈服強(qiáng)度為250MPa以上。另外，優(yōu)選鎂合金壓粉成形體的加熱在200°C以上350'C以下的溫度下進(jìn)行。圖1是表示輥擠壓裝置的圖解圖2是表示金屬間化合物的周邊存在有加工應(yīng)變的狀態(tài)的圖解圖；圖3是AZ91D鑄錠的組織照片，其中(a)是鑄造后的組織照片，(b)是固溶熱處理后的組織照片，(c)是T6熱處理(固溶+時(shí)效熱處理)后的組織照片；圖4是對(duì)T6熱處理后的組織進(jìn)行了放大的組織照片；圖5是實(shí)施了用輥進(jìn)行塑性加工的AZ91D粉體的組織照片，其中(a)表示實(shí)施了T6處理的組織照片，(b)表示實(shí)施了固溶處理的組織照片；圖6表示粉體的微小硬度(顯微維氏硬度)的試驗(yàn)結(jié)果的圖7是關(guān)于擠壓坯料的由光學(xué)顯微鏡拍攝的組織照片，(a)表示使用了T6處理AZ91D粉體時(shí)的組織照片，(b)表示使用了固溶處理AZ91D粉體的組織照片；圖8是對(duì)用輥實(shí)施了3、10、20、30次塑性加工的粉體進(jìn)行擠壓固化而得到的Mg合金的擠壓方向的組織照片；圖9是評(píng)價(jià)了鎂合金的底面的定向性的結(jié)果的極點(diǎn)圖。具體實(shí)施例方式下面，說明本發(fā)明的實(shí)施方式及作用效果。本發(fā)明是為了解決現(xiàn)有的問題而進(jìn)行的，提供一種鎂合金及其制造方法，其以經(jīng)過熱處理使微細(xì)的金屬間化合物析出、分散于基體內(nèi)的鎂合金粉體為原始原料粉末，對(duì)其實(shí)施通過成對(duì)輥之間發(fā)生了壓縮變形及/或剪切變形的塑形加工，制作具有微細(xì)的組織的粗大的鎂合金粉體，通過對(duì)其進(jìn)行壓粉、擠壓加工而具有超過250350MPa的高的拉伸屈服強(qiáng)度。(1)原始原料粉體及其制造方法利用鑄造法制作以Mg為主成分，其它成分為添加了A1、Mn、Zn、Re(稀土元素)、Ca、Si等形成金屬間化合物的元素、及選自鍶(Sr)、鋯(Zr)、鈧(Sc)及鈦(Ti)的組中的活性金屬元素的鎂合金。通過對(duì)該Mg合金鑄錠實(shí)施公知的T6熱處理(固溶熱處理+時(shí)效熱處理)，使由各添加元素生成的微細(xì)的金屬間化合物析出、分散于基體內(nèi)。析出、分散的金屬間化合物，例如為MgnAlu、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re:稀土類元素)、AlRe3、Al6Mn等。這些金屬間化合物由于也均勻地分散于擠壓加工后的Mg合金基體內(nèi)，因而有助于提高屈服強(qiáng)度。另外，由于按重量標(biāo)準(zhǔn)計(jì)含有0.5%以上4%以下的鍶(Sr)、鋯(Zr)、鈧(Sc)及鈦(Ti)等活性金屬元素因而可進(jìn)一步增加強(qiáng)度。熱處理?xiàng)l件由于因所添加的元素的種類及其添加量而異，因而必須通過組織觀察及硬度測(cè)定(時(shí)效應(yīng)劃曲線)等來設(shè)定最佳的條件。然后，通過銑刀等機(jī)械、切削加工，從鎂合金鑄錠提取0.110mm左右的大小的粉體，以此作為本發(fā)明的原料粉體。另外，由于若粉體的粒徑定為O.hnm以下則易于點(diǎn)火，所以基于安全性的考慮而使用定為0.1mm以上優(yōu)選定為0.5mm以上的切削粉體。(2)鎂合金粉體原料及其制造方法以實(shí)施了上述的T6熱處理的Mg合金粉體為原料粉體，將其投進(jìn)如圖1所示的輥擠壓裝置。圖1所示的輥擠壓裝置具備有殼體11、配置于該殼體11內(nèi)的多段式輥旋轉(zhuǎn)體12、破碎裝置13、粉體溫度及供給量控制系統(tǒng)14、承受臺(tái)15。多段式輥旋轉(zhuǎn)體12構(gòu)成對(duì)原料粉體實(shí)施塑性加工的塑性加工部，具有實(shí)施軋制加工的三組輥對(duì)12a、12b、12c。原料粉體在通過成對(duì)的輥間時(shí)，發(fā)生壓縮變形及/或剪切變形。在用粉體溫度及供給量控制系統(tǒng)14調(diào)整到規(guī)定的溫度及規(guī)定的量后，再將原始原料粉體投進(jìn)殼體11內(nèi)。在此，規(guī)定的溫度為下述的時(shí)效熱處理的溫度以下?；诜乐狗垠w表面的氧化的考慮，殼體11的內(nèi)部保持惰性氣體氣氛、非氧化性氣體氣氛或者真空氣氛。另外，多段式輥旋轉(zhuǎn)體12的表面溫度及殼體11內(nèi)的氣氛溫度為下述的時(shí)效熱處理的溫度以下。自輥對(duì)12a送出的粉體接著由破碎裝置13進(jìn)行破碎，形成顆粒狀粉體。該顆粒狀粉體也可以再次返回粉體溫度及供給量控制系統(tǒng)14，重復(fù)由多段式輥旋轉(zhuǎn)體12進(jìn)行的塑性加工。加工后的顆粒狀粉體收容在承受臺(tái)15。通過實(shí)施使粉體經(jīng)過成對(duì)輥之間發(fā)生壓塑變形及/或剪切變形的塑性加工，執(zhí)行下述的組織控制。(a)如圖2所示，析出、分散于鎂合金粉體20的基體中的金屬間化合物粒子21的周邊，帶有更多的加工應(yīng)變22。該加工應(yīng)變22是由塑性加工導(dǎo)入、積蓄于金屬間化合物粒子21的周邊的雙晶及轉(zhuǎn)位等，用透射型電子顯微鏡(TEM)觀察可看到條狀。(b)塑性加工后的粉體的最大粒度達(dá)到10mm以下，粉體的最小粒徑達(dá)到O.lmm以上。(c)相對(duì)于原始原料粉體的鎂的晶粒直徑，形成相對(duì)更小的粒徑。(d)將構(gòu)成粉體的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑定在20pm以下。另外，根據(jù)需要，在將用輥實(shí)施了塑性加工的Mg合金原料進(jìn)行了破碎、粉碎、整粒處理之后，通過再次在同樣的條件下重復(fù)進(jìn)行用輥進(jìn)行的塑性加工，制造出上述的本發(fā)明規(guī)定的具有微細(xì)組織的Mg合金粉體原料。首先，關(guān)于(a)，若通過使粉體穿過輥之間進(jìn)行塑性加工，則粉體全都帶有加工應(yīng)變，但由于基體內(nèi)析出、分散有金屬間化合物，因而與基體相比較，金屬間化合物粒子的周邊帶有更多的加工應(yīng)變。因此，通過重復(fù)該塑性加工，使更多的加工應(yīng)變積蓄于金屬間化合物粒子的周邊。本專利的發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，若加工應(yīng)變多則在后續(xù)工序即擠壓加工時(shí)所產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的生成核位置生成得也多，可形成比在現(xiàn)有的Mg合金的制造方法中可實(shí)現(xiàn)的、更微細(xì)的晶粒。關(guān)于該新的發(fā)現(xiàn)，特開平5—306404號(hào)公報(bào)上也有類似的記述。艮口，該提案提出的方法是，將通過切削加工從實(shí)施了T6處理的含鋁合金構(gòu)件提取的Mg合金粉體用熱壓形成壓粉成形體之后，通過對(duì)該成形體進(jìn)行擠壓加工來制作Mg合金構(gòu)件。但是，在此公開的制造方法，對(duì)于做了T6處理的切削Mg合金粉體，不強(qiáng)制性地施加本發(fā)明提出的強(qiáng)塑性加工，其結(jié)果，是不能形成如上所述的動(dòng)態(tài)的再結(jié)晶的生成核位置，因而得不到微細(xì)的晶粒。而且，例如在使用實(shí)施了T6熱處理的AZ80合金切削粉體時(shí)的Mg合金的拉伸屈服強(qiáng)度表現(xiàn)出約低到200MPa左右的低值。而如上所述，在使用未實(shí)施T6熱處理的AZ80合金粉體時(shí)的擠壓材料的拉伸屈服強(qiáng)度也只有200MPa，與T6熱處理時(shí)沒有很大區(qū)別，因此，本發(fā)明的特征的使加工應(yīng)變優(yōu)先積蓄在析出、分散粒子周邊，與以此作為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的生成核位置的制造方法是有本質(zhì)區(qū)別的。另外，在本發(fā)明中，通過對(duì)粉體重復(fù)執(zhí)行用成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工，在隨機(jī)(無秩序)的方向帶有加工應(yīng)變。其結(jié)果是，在加工后的Mg合金中，結(jié)晶定向也成為無秩序因而提高了拉伸率。即，就通常的擠壓材料而言，通過使Mg的晶格滑移面(0001)底面沿著擠壓方向排列而降低了拉伸率，但對(duì)實(shí)施了由本發(fā)明的成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工的Mg合金粉體進(jìn)行擠壓加工時(shí)，在(0001)底面之外，(10—10)柱面及(10—11)錐面這些非底面上也沿著擠壓方向排列。其結(jié)果是，可制造不僅具有高的屈服強(qiáng)度而且還具有高的拉伸率的Mg合金。相反，對(duì)于未實(shí)施T6熱處理的Mg合金粉體，在利用室內(nèi)模擬碾壓試驗(yàn)裝置實(shí)施了同樣的塑性加工時(shí)，雖然鎂晶粒的微細(xì)化得以確認(rèn)，但是得不到像實(shí)施了T6熱處理時(shí)的微細(xì)結(jié)晶。因此，為了更有效地進(jìn)行使用了用于本發(fā)明的成對(duì)輥進(jìn)行塑性加工的晶粒的微細(xì)化，就必須使金屬間化合物析出、分散于Mg合金粉體原料的基體內(nèi)。另外，金屬間化合物粒子的大小與積蓄于粒子周邊的加工應(yīng)變量密切相關(guān)。金屬間化合物的粒徑越小，則可積蓄更多的加工應(yīng)變，其結(jié)果是，可得到具有高的屈服強(qiáng)度的Mg合金。具體而言，就是通過將析出分散于原料粉體的基體的金屬間化合物的最大粒徑定為5pm以下，可得到具有超過250MPa的高屈服強(qiáng)度的Mg合金。而若將金屬間化合物的最大粒徑定為2pm以下，則可用較少的塑性加工得到更多的加工應(yīng)變。其結(jié)果就是，可得到高屈服強(qiáng)度，同時(shí)可得到在使利用成對(duì)輥的塑形加工次數(shù)變得更少的條件下制造具有微細(xì)的晶粒及高屈服強(qiáng)度的Mg合金這一經(jīng)濟(jì)性的效果。因此，將使由T6熱處理進(jìn)行的微細(xì)的金屬間化合物預(yù)先析出、分散于基體內(nèi)的Mg合金通過成對(duì)輥進(jìn)行塑性加工這一制造方法，其特征在于，所實(shí)現(xiàn)的Mg合金具有本發(fā)明中的微細(xì)晶粒的，且兼得高屈服強(qiáng)度及高韌性。然后，關(guān)于(b)，將由成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工后的Mg合金粉體的最大粒度定為10mm以下而降粉體的最小粒徑定為O.lmm以上。若粉體的最大粒徑超過10mm，則產(chǎn)生下述問題，即或者在后續(xù)工序即在粉體的壓粉成形時(shí)使粉體彼此的結(jié)合性降低，或者在投進(jìn)金屬模具內(nèi)時(shí)由于未向角隅部充填而在成形后的壓粉體的端部產(chǎn)生缺損。另一方面，若使Mg合金粉體的最小粒度降到O.lmm以下，則由于易于點(diǎn)火而在使用上產(chǎn)生安全性的問題。關(guān)于(c)及(d)，通過實(shí)施由成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工，對(duì)原始原料粉體的鎂的晶粒徑，制作具有相對(duì)更小的晶粒的Mg合金粉體。具體而言，就是在由成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工后的Mg合金粉體中，將構(gòu)成基體的鎂粒子的最大晶粒直徑定為20pm以下。通過對(duì)這樣的Mg合金粉體進(jìn)行壓粉成形、擠壓加工，得到具有超過250MPa的屈服強(qiáng)度的Mg合金。相反，在由輥進(jìn)行的塑性加工后的粉體的鎂粒子的晶粒直徑超過2(Him時(shí)，對(duì)于使用那樣的Mg合金粉體制作的Mg合金而言，就難以要得到超過250MPa的高屈服強(qiáng)度。另外，在鎂合金中，為了得到更高的屈服強(qiáng)度，例如為了得到如超過350MPa的特性，就必須將由成對(duì)輥進(jìn)行的塑性加工后的Mg合金粉體的基體晶粒直徑定為l(Him以下。在由輥進(jìn)行的塑性加工中，必須將投入的原始原料粉體的溫度及粉體所接觸的輥的表面溫度控制在在后續(xù)工序的時(shí)效熱處理溫度以下。若用比時(shí)效熱處理溫度高的溫度進(jìn)行塑性加工，則因時(shí)效過度現(xiàn)象而減少積蓄于金屬間化合物粒子周邊的加工應(yīng)變，不能有效地進(jìn)行擠壓加工時(shí)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其結(jié)果是，難以得到具有微細(xì)晶粒的高屈服強(qiáng)度的Mg合金。(3)鎂合金及其制造方法通過對(duì)于實(shí)施了上述的用輥進(jìn)行的塑性加工的鎂合金粉體原料，進(jìn)行壓粉成形及溫?zé)釘D壓加工，得到具有下述特性的高屈服強(qiáng)度的Mg合金。(a)所得到的構(gòu)成鎂合金基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為10pm以下。(b)該合金在常溫下的拉伸屈服強(qiáng)度為250MPa以上。本申請(qǐng)的發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，特別是在使用了將Mg合金粉體基體的鎂粒子晶粒直徑為10pm以下的原料時(shí)，構(gòu)成加工后的Mg合金基體的最大晶粒直徑為5pm以下，該合金在常溫下的拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)到350MPa以上。另外，利用分散于實(shí)施了T6熱處理的投入原料的基體內(nèi)的Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re(Re:稀土類元素)、AluRe3、Al6Mn等金屬間化合物，也提高了擠壓加工后的Mg合金的屈服強(qiáng)度。在將實(shí)施了如上所述的用輥進(jìn)行的塑性加工的鎂合金粉體原料充填于金屬模具的狀態(tài)下，進(jìn)行加壓制作壓粉成形體。在150。C以上450。C以下的溫度范圍對(duì)鎂合金壓粉成形體進(jìn)行加熱之后，立即通過擠壓加工使其致密固化制造鎂合金坯料。若加熱溫度不足150°C，則由于未進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而得不到致密的鎂晶粒。另一方面，若加熱溫度超過450°C，則產(chǎn)生使微細(xì)的再結(jié)晶組織成長(zhǎng)、粗化這一問題。若考慮到擠壓加工時(shí)的加工發(fā)熱量的影響，優(yōu)選將成形體溫度設(shè)在200'C以上35(TC以下。而從致密化的觀點(diǎn)來看，擠壓比為10以上，優(yōu)選為30以上。實(shí)施例1對(duì)由鑄造法制作的AZ91D鑄錠(組成Al:9.1重量°/。、Zn:0.85重量％、Mn:0.23重量％、Mg:余量)進(jìn)行固溶熱處理(在413°CX16小時(shí)的加熱保持后空冷)之后，接著實(shí)施時(shí)效熱處理(在251°CX4小時(shí)的加熱保持后在用氮?dú)鈿夥盏臓t冷)。通過粉碎加工由該鑄錠制作了粉體(T6熱處理AZ91D粉體)。另一方面，作為對(duì)比，在對(duì)鑄造的鑄錠只實(shí)施了固溶熱處理的狀態(tài)下，在同一條件下通過粉碎加工制作了粉體(固溶處理AZ91D粉體)。所有的粉體的粒徑都在0.54mm的范圍。以各AZ91D粉體為原料，實(shí)施用室內(nèi)模擬碾壓試驗(yàn)裝置進(jìn)行的塑性加工。在此，輥直徑為100mm，輥的線速度為100mm/秒，輥之間的間隙為O.lmm，輥的表面溫度及原料粉體溫度都設(shè)為常溫。通過將實(shí)施了用輥進(jìn)行的塑性加工的板狀連接的粉體用切削碾磨裝置粉碎成長(zhǎng)度l5mm左右，制作了規(guī)定的鎂合金粉體(1循環(huán)樣品)。通過重復(fù)進(jìn)行該處理進(jìn)行晶粒的微細(xì)化。在此，將重復(fù)了20次及40次時(shí)的粉體分別設(shè)為N:20、40，將未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工的情況設(shè)為N=0。圖3是AZ91D鑄錠的組織照片，其中(a)表示鑄造后的組織照片，(b)表示固溶熱處理后的組織照片，(c)表示T6熱處理(固溶+時(shí)效熱處理)后的組織照片。正如圖3的組織照片表明的，可以確認(rèn)，通過熱處理鑄造后析出的粗晶MgnAh2化合物固溶于鎂基體內(nèi)，再通過對(duì)其進(jìn)行時(shí)效熱處理，微細(xì)的金屬間化合物均勻地分散于基體內(nèi)。圖4表示對(duì)圖3(c)的T6熱處理后的AZ91D的組織進(jìn)行了放大的組織照片。均勻地分散有500800納米(nm)的微細(xì)粒狀化合物，通過實(shí)施T6熱處理，原料中形成有本發(fā)明作為目的規(guī)定的組織構(gòu)造。圖5表示實(shí)施了用輥進(jìn)行的塑性加工的AZ91D粉體的組織照片，其中(a)表示用本發(fā)明的T6處理后的組織，(b)表示比較例的只進(jìn)行固溶處理時(shí)的組織。在使用了實(shí)施了T6處理的AZ91D粉體時(shí)可以確認(rèn)，通過進(jìn)行20次及40次用輥進(jìn)行的塑性加工，鎂基體表現(xiàn)出均質(zhì)的組織，晶粒直徑微細(xì)化到25微米左右。另一方面，在使用實(shí)施了(b)的固溶熱處理的AZ91D粉體時(shí)，即使進(jìn)行40次塑性加工基體也呈現(xiàn)出非均質(zhì)的混合組織(在照片上為白色和黑色區(qū)域混雜的狀態(tài))，鎂基體由超過20微米的粗大晶粒構(gòu)成。圖6表示各粉體的微小硬度(顯微維氏硬度)的試驗(yàn)結(jié)果。在所有的原始原料粉體內(nèi)，隨著用輥進(jìn)行的塑性加工的次數(shù)的增加硬度也增加，而實(shí)施了T6熱處理的AZ91D粉體的硬度表現(xiàn)出更高的值。另外，兩者的硬度之差隨著加工次數(shù)的增加而增大。即可以確認(rèn)，實(shí)施了T6熱處理的AZ91D粉體一方，使因時(shí)用輥的塑性加工而產(chǎn)生的加工應(yīng)變更有效地積蓄于基體內(nèi)。實(shí)施例2將在實(shí)施例1制作的各AZ91D粉體用液壓壓力機(jī)在常溫下進(jìn)行金屬模具成形，制作圓柱狀的擠壓用坯料。通過對(duì)該坯料在氮?dú)鈿夥罩羞M(jìn)行400°CX5分鐘的加熱之后，立即實(shí)施溫?zé)釘D壓加工(擠壓比r=37)，制作致密的棒狀材料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒10—4進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表1所示。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>通過使用實(shí)施了本發(fā)明例的T6處理的AZ91D粉體，經(jīng)由用輥進(jìn)行的塑性加工的擠壓坯料的抗拉強(qiáng)度及0.2%屈服強(qiáng)度都顯著增大，特別是表現(xiàn)出超過250300MPa的高值。另外，關(guān)于破斷拉伸率也維持在18%左右的高值。由此，通過使用本發(fā)明的制造方法，可制作具有高拉伸屈服強(qiáng)度和高韌性的鎂合金。另一方面，可以看出，在使用作為比較例的只是實(shí)施了固溶處理的AZ91D粉體時(shí)，雖然隨著用輥進(jìn)行的塑性加工的次數(shù)增加，拉伸屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度也都增大，但若與本發(fā)明例的T6熱處理粉體的結(jié)果相比較，這些值都低，特別是拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)不到250MPa。對(duì)于進(jìn)行了40次用輥進(jìn)行的塑性加工時(shí)的擠壓坯料，用光學(xué)顯微鏡作的組織觀察結(jié)果如圖7所示。如(a)所示，在使用了本發(fā)明例的T6熱處理AZ91D粉體時(shí)，通過圖像解析測(cè)量鎂基體的晶粒直徑分布，結(jié)果表明，最大晶粒直徑為4.2pm，平均晶粒直徑為1.5pm，在擠壓加工過程形成有因動(dòng)態(tài)的再結(jié)晶而產(chǎn)生的微細(xì)組織。另一方面，在使用(b)的比較例的固溶處理AZ91D粉體時(shí)，最大晶粒直徑為21pm，平均晶粒直徑為9.6pm，在擠壓加工過程形成有因動(dòng)態(tài)的再結(jié)晶而產(chǎn)生的微細(xì)組織，與(a)所示的T6熱處理AZ91D粉體時(shí)相比較，明顯為粗晶組織。SP，對(duì)于本發(fā)明例的T6熱處理Mg合金粉體，通過實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工，在析出、分散于基體的微細(xì)金屬間化合物析出物的周邊積蓄有更多的加工應(yīng)變，其結(jié)果是，更有效地促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶并形成了微細(xì)晶粒。實(shí)施例3對(duì)由鑄造法制作的ZAXE1713鑄錠(組成Al:7.1重量％、Zn:0.95重量％、Ca:0.93重量％、La:2.87重量％、Mg:余量)進(jìn)行固溶熱處理(在420°CX16小時(shí)的加熱保持后空冷)之后，接著實(shí)施了時(shí)效熱處理(在18(TCX36小時(shí)的加熱保持后在用氮?dú)鈿夥盏臓t冷)。通過粉碎加工由該鑄錠制作了粉體(T6熱處理ZAXE1713粉體)。另一方面，作為對(duì)比，對(duì)鑄造的鑄錠未實(shí)施熱處理，而是在同一條件下通過粉碎加工制作了粉體(未進(jìn)行熱處理ZAXE1713粉體)。所有的粉體的粒徑都在0.64mm的范圍。以每種ZAXE1713粉體作原料，實(shí)施了用輥擠壓裝置進(jìn)行的塑性加工。在此，與實(shí)施例1相同，輥直徑為100mm，輥的線速度為100mm/秒，輥之間的間隙為O.lmm，輥的表面溫度及原料粉體溫度都設(shè)為常溫。通過將實(shí)施了用輥進(jìn)行的塑性加工的板狀連接的粉體用切削碾磨裝置粉碎成長(zhǎng)度15mm左右，制作了規(guī)定的鎂合金粉體(1個(gè)循環(huán)樣品)。通過重復(fù)進(jìn)行該處理進(jìn)行晶粒的微細(xì)化。在此，將用輥進(jìn)行的塑性加工的重復(fù)次數(shù)設(shè)為最大30次，將未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工的情況設(shè)為N=0。將各ZAXE1713粉體用液壓壓力機(jī)在常溫下進(jìn)行金屬模具成形，制作了圓柱狀的擠壓用坯料。通過對(duì)該坯料在氮?dú)鈿夥罩羞M(jìn)行了400°CX5分鐘的加熱之后，立即實(shí)施溫?zé)釘D壓加工(擠壓比r=37)，制作了致密的棒狀材料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒5X10—4進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表2所示。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>通過使用實(shí)施了本發(fā)明例的T6處理的ZAXE1713粉體，經(jīng)由用輥進(jìn)行的塑性加工的擠壓坯料的抗拉強(qiáng)度及0.2%屈服強(qiáng)度都顯著增大，特別是表現(xiàn)出超過250300MPa的高值。另外，關(guān)于破斷拉伸率也維持在16%的高值。由此，通過使用本發(fā)明的制造方法，可制作具有高拉伸屈服強(qiáng)度和高韌性的鎂合金。另一方面，可以看出，在使用作為比較例的只是實(shí)施了固溶處理的ZAXE1713粉體時(shí)，雖然隨著用輥進(jìn)行的塑性加工的次數(shù)增加，拉伸屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度也都增大，但若與本發(fā)明例的T6熱處理粉體的結(jié)果相比較，這些值都低，特別是拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)不到250MPa。對(duì)于實(shí)施了本發(fā)明的ZAXE1713粉體，使實(shí)施3、10、20、30次用輥進(jìn)行的塑性加工時(shí)的粉體進(jìn)行固化而得到的Mg合金的擠壓方向的組織觀察結(jié)果如圖8所示。隨著加工次數(shù)的增加，構(gòu)成基體的鎂合金的晶粒直徑變小，特別是，在20次時(shí)，最大晶粒直徑為9.2pm，平均晶粒直徑為4.8pm，在30次時(shí)，最大晶粒直徑為4.4pm，平均晶粒直徑為1.2nm。實(shí)施例4對(duì)由鑄造法制作的AZ80A鑄錠(組成Al:8.2重量％、Zn:0.51重量％、Mn:0.18重量％、Mg:余量)進(jìn)行固溶熱處理(在410。CX6小時(shí)的加熱保持后空冷)之后，接著實(shí)施了時(shí)效熱處理(在175'CX26小時(shí)的加熱保持后在用氮?dú)鈿夥盏臓t冷)。通過粉碎加工由該鑄錠制作了粉體(T6熱處理AZ80A粉體)。另一方面，作為對(duì)比，對(duì)鑄造的鑄錠未實(shí)施熱處理，而是在同一條件下通過粉碎加工制作了粉體(未進(jìn)行熱處理AZ80A粉體)。所有的粉體的粒徑都在0.64mm的范圍。以每種AZ80A粉體作原料，實(shí)施了用室內(nèi)模擬碾壓試驗(yàn)裝置進(jìn)行的塑性加工。在此，與實(shí)施例1相同，輥直徑為100mm，輥的線速度為100mm/秒，輥之間的間隙為0.1mm，輥的表面溫度及原料粉體溫度都設(shè)為常溫。通過將實(shí)施了用輥進(jìn)行的塑性加工的板狀連接的粉體用切削碾磨裝置粉碎成長(zhǎng)度15mm左右，制作了規(guī)定的鎂合金粉體(1個(gè)循環(huán)樣品)。通過重復(fù)進(jìn)行該處理進(jìn)行晶粒的微細(xì)化。在此，將用輥進(jìn)行的塑性加工的重復(fù)次數(shù)設(shè)為最大50次，將未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工的情況設(shè)為N=0。將在各AZ80A粉體用液壓壓力機(jī)在常溫下進(jìn)行金屬模具成形，制作了圓柱狀的擠壓用坯料。通過對(duì)該坯料在氮?dú)鈿夥罩羞M(jìn)行了400'CX5分鐘的加熱之后，立即實(shí)施溫?zé)釘D壓加工(擠壓比r=37)，制作了致密的棒狀材料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒5X10—4進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表3所示。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>對(duì)實(shí)施了本發(fā)明例的T6處理的AZ80A粉體，在施行了用輥進(jìn)行的塑性加工時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到262317MPa，并且具有17.218.9%的高破斷拉伸率。另一方面，可以看出，在比較例中，即使使用了T6熱處理AZ80A粉體時(shí)，若未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工，拉伸屈服強(qiáng)度就表現(xiàn)出208MPa的低值。就未實(shí)施熱處理的AZ80A粉體而言，即使是進(jìn)行了20次用輥?zhàn)龅乃苄约庸?，拉伸屈服?qiáng)度也只有218MPa，很明顯低于本發(fā)明例。實(shí)施例5使用在實(shí)施例3制作的T6熱處理ZAXE1713粉體(用輥進(jìn)行的塑性加工次數(shù)30次)，通過金屬模具成形制作了擠壓用坯料。通過溫?zé)釘D壓加工(擠壓比F37)使其致密固化時(shí)，以坯料加熱溫度作為如表4所述的條件制作了鎂合金擠壓坯料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒5X10—4進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表4所示。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>在滿足本發(fā)明規(guī)定的合適的坯料溫度時(shí)，拉伸屈服強(qiáng)度表現(xiàn)出超過300MPa的高的值。另一方面，在比較例的坯料溫度為13(TC時(shí)，由于在擠壓加工過程未充分進(jìn)行再結(jié)晶因而得不到高的拉伸屈服強(qiáng)度。另外，在比較例的坯料溫度為48(TC時(shí)，由于擠壓加工過程微細(xì)的再結(jié)晶組織生長(zhǎng)、醋化因而得不到高的拉伸屈服強(qiáng)度。實(shí)施例6使用在實(shí)施例3制作的T6熱處理ZAXE1713粉體，在與實(shí)施例1相同的條件下進(jìn)行用輥所作的塑性加工最大達(dá)30次，使粉體組織構(gòu)造微細(xì)化。此時(shí)，使輥表面及粉體的溫度都為常溫或者設(shè)為200°C。將得到的Mg合金粉體用液壓壓力機(jī)在常溫下進(jìn)行金屬模具成形，制作了圓柱狀的擠壓用坯料。通過對(duì)該坯料在氮?dú)鈿夥罩羞M(jìn)行了40CTCX5分鐘的加熱之后，立即實(shí)施溫?zé)釘D壓加工(擠壓比r=37)，制作了致密的棒狀材料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒5X10爿進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表5所示。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>在設(shè)作為本發(fā)明例的輥表面及粉體的溫度為常溫時(shí)，得到的Mg合金擠壓坯料的拉伸屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率都表現(xiàn)出高值。與此相對(duì)，在設(shè)作為本發(fā)明例的輥表面及粉體的溫度為比時(shí)效處理溫度(175°C)高的20(TC時(shí)，拉伸屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度都同時(shí)明顯低于本發(fā)明例。特別是關(guān)于屈服強(qiáng)度，其與加工次數(shù)的增加無關(guān)，幾乎表現(xiàn)出恒定的值。這是由于，在對(duì)Mg合金粉體加熱到時(shí)效處理溫度以上的狀態(tài)下用進(jìn)行輥進(jìn)行塑性加工時(shí)，因時(shí)效過度現(xiàn)象而未在析出物的周邊充分積蓄加工應(yīng)變，其結(jié)果是，因擠壓加工過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶難以形成微細(xì)組織，造成屈服強(qiáng)度的下降。實(shí)施例7沿著在實(shí)施例4制作的AZ80A擠壓坯料的擠壓方向的截面，對(duì)鎂合金的底面(0001)的定向性進(jìn)行了評(píng)價(jià)，其結(jié)果如圖9的極點(diǎn)圖所示。在此，設(shè)用輥進(jìn)行的塑性加工次數(shù)為5、10、30、50次，若加工次數(shù)達(dá)到IO次，則(0001)面形成有沿著擠壓方向的典型的擠壓坯料所顯示出得集合組織。但是，在30次及50次，底面定向性減弱，換言之，就是在(0001)地面以外的(IO—IO)柱面積(lO—ll)錐面這些非底面上也沿著擠壓方向排列。另一方面，就未實(shí)施熱處理的Mg合金粉體而言，即使在50次塑性加工后也未發(fā)現(xiàn)底面的定向性明顯降低?；谏鲜鼋Y(jié)果，對(duì)T6熱處理Mg合金粉體實(shí)施了本發(fā)明所規(guī)定的、使用輥的塑性加工之后，就由擠壓加工得到的Mg合金坯料而言，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引發(fā)的晶粒微細(xì)化使拉伸屈服強(qiáng)度增加，而且引起因集合組織的無序化而使破斷拉伸率(韌性)提高。實(shí)施例8對(duì)具有表6所示的組成的鑄造鎂鑄錠進(jìn)行固溶熱處理(在420°CX16小時(shí)的加熱保持后空冷)之后，接著實(shí)施了時(shí)效熱處理(在180'CX36小時(shí)的加熱保持后在用氮?dú)鈿夥盏臓t冷)。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>利用粉碎加工由各鑄錠制作了鎂合金粉體。所有的粉體的粒徑都在0.64mm的范圍。以各粉體為原料實(shí)施了用室內(nèi)模擬碾壓試驗(yàn)裝置做的塑性加工。在此，與第一實(shí)施例一樣，設(shè)輥直徑為100mm，輥的線速度為100mm/秒，輥之間的間隙為O.lmm，輥的表面溫度及原料粉體溫度都設(shè)為常溫o通過將實(shí)施了用輥進(jìn)行的塑性加工的板狀連接的粉體用切削碾磨裝置粉碎成長(zhǎng)度l5mm左右，制作了規(guī)定的鎂合金粉體(l個(gè)循環(huán)樣品)。通過重復(fù)進(jìn)行該處理進(jìn)行晶粒的微細(xì)化。在此，將用輥進(jìn)行的塑性加工的重復(fù)次數(shù)設(shè)為最大30次。將作為比較例未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工的情況設(shè)為N-O。接著，將各處理粉體用液壓壓力機(jī)在常溫下進(jìn)行金屬模具成形，制作了圓柱狀的擠壓用坯料。通過對(duì)該坯料在氮?dú)鈿夥罩羞M(jìn)行了400'CX5分鐘的加熱之后，立即實(shí)施溫?zé)釘D壓加工(擠壓比r=37)，從而制作了致密的棒狀材料。從每種鎂合金擠壓坯料中提取出拉伸試驗(yàn)片(平行部20mm)，在常溫下用應(yīng)變速度每秒5X10—4進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。此時(shí)的拉伸屈服強(qiáng)度(0.2%應(yīng)變)、抗拉強(qiáng)度、破斷拉伸率的測(cè)量結(jié)果如表7所示。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>樣品No.l9為本發(fā)明例，樣品No.29為使用從在樣品No.l內(nèi)按適當(dāng)范圍添加了Zr、Sr、Sc、Ti等活性金屬元素的鎂合金中提取的粉體而得到的擠壓坯料。與樣品No.l的特性相比較，通過添加Zr、Sr、Sc、Ti等活性金屬元素，拉伸率(韌性)未同時(shí)明顯降低，而是可提高拉伸屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度。另一方面，在比較例樣品No.lO12中，若未實(shí)施用輥進(jìn)行的塑性加工，則及時(shí)添加了活性金屬元素時(shí)也不能確認(rèn)拉伸屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度的增加，反倒是造成拉伸率的降低。以上是參照了本發(fā)明的最佳實(shí)施方式，但本發(fā)明并非僅局限于所圖示的實(shí)施方式。對(duì)于未圖示的實(shí)施方式，可在與本發(fā)明相同的范圍內(nèi)或者在同等的范圍內(nèi)進(jìn)行各種修正及變形。產(chǎn)業(yè)上的可利用性本發(fā)明可有效地應(yīng)用于得到同時(shí)具備高屈服強(qiáng)度和高拉伸率的鎂合金方面。權(quán)利要求1、一種鎂合金粉體原料，是將具有相對(duì)較大的晶粒直徑的原始原料粉末通過1對(duì)輥間實(shí)施使該原始原料粉末發(fā)生壓縮變形或者剪切變形的塑性加工，從而形成相對(duì)較小的晶粒直徑的鎂合金粉體原料，其特征在于，所述原始原料粉末是通過熱處理使微細(xì)的金屬間化合物析出、分散于基體中的鎂合金粉末，在所述塑性加工后的鎂合金粉體中，在析出的所述金屬間化合物的周邊存在有加工應(yīng)變，所述塑性加工后的鎂合金粉體的最大尺寸為10mm以下，最小尺寸為0.1mm以上，構(gòu)成所述塑性加工后的鎂合金粉體的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為20μm以下。2、如權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料，其中，所述金屬間化合物是從Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re、AluRe3、及Al6Mn中選擇的至少一種化合物，其中Re是稀土類元素。3、如權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料，其中，所述金屬間化合物的最大粒徑為5pm以下。4、如權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料，其中，所述金屬間化合物的最大粒徑為2pm以下。5、如權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料，其中，構(gòu)成所述鎂合金粉體的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為lO^im以下。6、一種權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料的制造方法，其中，所述鎂合金按重量標(biāo)準(zhǔn)計(jì)含有0.5%以上4。/。以下的從鍶(Sr)、鋯(Zr)、鈧(Sc)、及鈦(Ti)中選擇的金屬元素，余量實(shí)質(zhì)上為鎂(Mg)。7、一種高屈服強(qiáng)度的鎂合金，其是在將權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料進(jìn)行壓粉成形后再進(jìn)行擠壓加工而得到，其特征在于，構(gòu)成合金的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為lO^im以下，常溫的拉伸屈服強(qiáng)度為250MPa以上。8、如權(quán)利要求7所述的高屈服強(qiáng)度鎂合金，其中，構(gòu)成所述合金的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為5pm以下，常溫的拉伸屈服強(qiáng)度為350MPa以上。9、如權(quán)利要求7所述的高屈服強(qiáng)度鎂合金，其中，在所述鎂合金的基體中析出、分散有從Mg17Al12、Al2Ca、Mg2Si、MgZn2、Al3Re、AlRe3、及Al6Mn中選擇的至少一種金屬間化合物，其中Re是稀土類元素。10、一種鎂合金粉體原料的制造方法，是通過對(duì)原始原料粉末實(shí)施塑性加工，使構(gòu)成該原始原料粉末的基體的鎂粒子的晶粒直徑微細(xì)化的方法，其特征在于，作為所述原始原料粉末，準(zhǔn)備通過熱處理使細(xì)微的金屬間化合物析出、分散于基體中的鎂合金粉末，所述塑性加工是使原始原料粉末通過1對(duì)輥之間，使該原始原料粉末壓縮變形或者剪切變形，而對(duì)所述金屬間化合物的周邊賦予加工應(yīng)變的塑性加工，重復(fù)進(jìn)行所述塑性加工，直至粉體的最大尺寸為10mm以下最小尺寸為0.2mm以上，且使構(gòu)成粉體的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為20pm以下。11、一種如權(quán)利要求10所述的鎂合金粉體原料的制造方法，其中，準(zhǔn)備作為所述原始原料粉末的鎂合金粉末的工序包括利用鑄造法制作鎂合金鑄錠的工序；對(duì)所述鎂合金鑄錠進(jìn)行固溶處理，接著進(jìn)行時(shí)效熱處理使微細(xì)的金屬間化合物在鑄錠的基體內(nèi)析出、分散的工序；通過機(jī)械加工從所述鑄錠取得鎂合金粉體的工序。12、如權(quán)利要求11所述的鎂合金粉體原料的制造方法，其中，在進(jìn)行所述塑性加工時(shí)，將投入的原始原料粉末的溫度以、及該原始原料粉體所接觸的所述輥的表面溫度定為所述時(shí)效熱處理的溫度以下。13、如權(quán)利要求11所述的鎂合金粉體原料的制造方法，其中，所述鎂合金按重量標(biāo)準(zhǔn)計(jì)含有0.5%以上4%以下的從鍶(Sr)、鋯(Zr)、鈧(Sc)、及鈦(Ti)中選擇的金屬元素，余量實(shí)質(zhì)上為鎂(Mg)。14、一種高屈服強(qiáng)度鎂合金的制造方法，其具備在將權(quán)利要求1所述的鎂合金粉體原料充填在金屬模具中的狀態(tài)下進(jìn)行加壓而得到壓粉成形體的工序；用150'C以上450'C以下的溫度對(duì)所述鎂合金壓粉成形體進(jìn)行加熱的工序；所述加熱結(jié)束后，立即對(duì)所述鎂合金壓粉成形體進(jìn)行擠壓加工從而制造鎂合金的工序。15、如權(quán)利要求14所述的高屈服強(qiáng)度鎂合金的制造方法，其中，構(gòu)成所述鎂合金的基體的鎂粒子的最大晶粒直徑為10um以下，常溫的拉伸屈服強(qiáng)度為250MPa以上。16、如權(quán)利要求14所述的高屈服強(qiáng)度鎂合金的制造方法，其中，所述鎂合金壓粉成形體的加熱在200°C以上350°C以下的溫度進(jìn)行。全文摘要本發(fā)明提供一種鎂合金粉體原料、高屈服強(qiáng)度鎂合金、鎂合金粉體原料的制造方法以及高屈服強(qiáng)度鎂合金的制造方法。Mg合金粉體是實(shí)施使具有相對(duì)較大的晶粒直徑的原料通過成對(duì)輥間使其發(fā)生壓縮變形或者剪切變形的塑性加工，形成相對(duì)較小的晶粒直徑。原始原料粉體是利用熱處理使微細(xì)的金屬間化合物(21)在基體(22)內(nèi)析出、分散的鎂合金粉體。在塑性加工后的鎂合金粉體內(nèi)，析出的金屬間化合物(21)的周邊存在有加工應(yīng)變(22)。塑性加工后的鎂合金粉體的最大粒度為10mm以下最小粒度為0.1mm以上，構(gòu)成基體(20)的鎂粒子的最大晶粒直徑為20μm以下。文檔編號(hào)B22F1/00GK101193715SQ20068002036公開日2008年6月4日申請(qǐng)日期2006年6月14日優(yōu)先權(quán)日2005年6月16日發(fā)明者后藤充啟,板倉(cāng)克仁,鹽崎修司,福井秀明,近藤勝義,金子貫太郎申請(qǐng)人:近藤勝義;株式會(huì)社江州;株式會(huì)社栗本鐵工所