镁合金材料的制造方法

专利名称：镁合金材料的制造方法
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°C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hep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 :W002/083341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颗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。解决向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. I-IOmm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勻凝固，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勻凝固，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
5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χ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 彡 y，> χ-10其中y’代表构成覆盖层的材料的电导率，而χ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. 1 μ m-1. Omm的厚度。小于0. 1 μ m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. Omm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，由此难以达到均勻冷却。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. Ovol%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勻分散。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(l. 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勻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士 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. Omm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°C以上和 熔点+85°C以下的温度。熔点+10°C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°C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°C，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°c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勻的凝固壳体 (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，OOOK/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
8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°C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°C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(l50-713kgf/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°C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. Omm的厚度。厚度小于0. Imm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. Omm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l_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. Oym的DAS(枝晶臂间距(dendritearm spacing)) 0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，OOOK/s。在这种情况下，更优选在铸造材料的横 向和纵向上保持均勻的冷却速率。此外所得镁合金铸造材料包括大小为20μπι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，IOym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，
10在实现上述特性进一步改进方面更优选5μπι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3μπι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，1 μm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20 μ m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20μπι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，OOOK/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勻的冷却速率。 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°C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°c以下。通过在铸造材料纵向上长Im 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1 μ m金刚石研磨颗粒将各截面抛光，在200X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rWXrd< 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. SkPa以 上和小于118. 3kPa(l. 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rwXrd< 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. 0 μ m范围内的DAS，20 μ m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)/AX 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)/aX100，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tl(°C ) 和压延时材料的温度t2 CC )中较高者的温度T(°C )与压延减量)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。
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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°C以下以及压延轧辊的表面温度是100-300°c。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°c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°C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°C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°C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°C、特别优选150-350°C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°C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) 0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°C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°C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°C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°C )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°C)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. 5 μ m-30 μ m的微细晶体结构。尽管小于0. 5 μ m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30 μ m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，不均勻的结构造成不均勻的机械特性，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勻地弓I入应变。此外在所得到的镁合金压延材料中，20 μ m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20 μ m的粗大金属间化合物构成 塑性加工中破裂的起始点。20 μ m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20 μ m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°C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°C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°C )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°C )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。


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3㈧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。
具体实施例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. Omm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。
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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χ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 彡 y，> x-10
tons] 其中r代表构成所述覆盖层的材料的电导率，而χ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&。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％。
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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. SkPa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士 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°C以上和熔点+85°C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°C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，OOOK/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
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从所述活动模具排出的镁合金材料的表面温度是400°C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0八5是0.5卩111-5.0卩111。31.项29的镁合金铸造材料，其中金属间化合物的大小为20 μ m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rwXrd < 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)/AX 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)/aX100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°C以 下，和所述压延轧辊的表面温度是100-300°C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. 5μπι-30μπι。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20 μ m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
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所述塑性加工步骤在室温以上以及小于500°C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lib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IOa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IOa和加 热器IOb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IOa的内部氛围，坩埚IOa 配备有气体引入管10d，排气管IOe和气体控制器(未示出)。另外，坩埚IOa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IOa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Ila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lib。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IOa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IOa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—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IOOppm以下)用于坩埚10a，不锈钢(SUS 430，氧浓度重 量比例IOOppm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3㈧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IOOppm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IOa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ml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ml的距离为最小间 隙m2的1-1. 55倍来获得高的冷却效果。
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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3㈧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°C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(l. 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4⑶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士 10%。另外期望使熔融金属1的压力为101. SkPa以上和小于 118. 3kPa(l. 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IOOppm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)X 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]
2权利要求
镁合金铸造材料，其中金属间化合物的大小为20μm以下。
2.权利要求1的镁合金铸造材料，其中 DAS ^ 0. 5 μ m-5. 0 μ m。
3.权利要求1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%。
4.权利要求1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rwXrd < 1. 0。
5.权利要求1的镁合金铸造材料，其中 所述铸造材料的片材厚度未0. l-10mm。
6.镁合金压延材料，其中平均结晶粒度是0. 5 μ m-30 μ m。
7.权利要求6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。
8.权利要求6的镁合金压延材料，其中 金属间化合物的大小为20 μ m以下。
9.权利要求6的镁合金压延材料，其中所述压延材料的表面缺陷的深度小于该压延材料厚度的10%。
全文摘要
本发明提供机械特性和表面精度优异的镁合金材料如镁合金铸造材料或镁合金压延材料、能够稳定制造上述材料的制造方法、利用所述压延材料的镁合金成型制品及其制造方法。本发明提供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、将熔融金属从熔炉传送至熔融金属池的传送步骤、以及经过浇注口从熔融金属池向活动模具供给熔融金属和使熔融金属凝固以连续制造铸造材料的铸造步骤。在从熔化步骤到铸造步骤的过程中，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。铸造材料的厚度为0.1-10mm，由此提供机械特性和表面精度优异的镁合金材料如镁合金铸造材料或镁合金压延材料。
文档编号B22D11/00GK101982259SQ201010520870
公开日2011年3月2日 申请日期2005年6月28日 优先权日2004年6月30日
发明者中井由弘, 池田利哉, 沼野正祯, 西川太一郎 申请人:住友电气工业株式会社