DE112018005870T5

DE112018005870T5 - Magnesium-Legierung und Magnesium-Legierungsteil

Info

Publication number: DE112018005870T5
Application number: DE112018005870.0T
Authority: DE
Inventors: Manabu Mizutani; Katsuhito Yoshida; Seiji Saikawa
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd; University of Toyama NUC
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd; University of Toyama NUC
Priority date: 2017-11-17
Filing date: 2018-11-15
Publication date: 2020-08-06
Also published as: WO2019098269A1; JPWO2019098269A1; US20200354819A1; JP6852186B2; US11268173B2; CN111344422A; CN111344422B

Abstract

Magnesium-Legierung mit Al, Sr, Ca und Mn mit Rest Mg und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Magnesium-Legierung aufweist: eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist, wobei das Präzipitat enthält: zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer AlSr-Phase, einer AlSr-Phase, einer (Mg,Al)Sr-Phase und einer (Mg,Al)Sr-Phase und zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer AlCa-Phase und einer (Mg,Al)Ca-Phase, wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates eines Gruppen B-Präzipitates von gleich oder mehr als 2,5 % und gleich oder weniger als 30 % hat.

Description

Technisches Gebiet
Diese Erfindung betrifft eine Magnesium-Legierung und ein Magnesium-Legierungsteil. Diese Anmeldung beansprucht die Priorität der japanischen Patentanmeldung 2017-221519 , angemeldet am 17. November 2017, und der japanischen Patentanmeldung 2017-221520 , angemeldet am 17. November 2017. Der gesamte Inhalt dieser japanischen Patentanmeldungen wird hierin durch Bezugnahme eingefügt.
Hintergrund
Magnesium-Legierungen haben als leichtgewichtiges Material Aufmerksamkeit erregt, weil sie das geringste spezifische Gewicht unter praktischen Metallen haben und ausgezeichnet bezüglich der spezifischen Festigkeit und spezifischen Steifigkeit sind. PTL 1 offenbart eine Magnesium-Legierung, die Al, Sr, Ca und Mn enthält, wobei der Rest Mg und unvermeidbare Verunreinigungen ist. Weiterhin offenbart PTL 2 ein Gußteil mit einer Magnesium-Legierung (das Gußteil wird als Magnesium-Legierungsteil bezeichnet) mit unterschiedlichen Dicken zwischen den Komponententeilen.
Liste der Druckschriften
Patentliteratur

PTL 1: japanisches offengelegtes Patent 2010-242146
PTL 2: japanisches offengelegtes Patent 2017-160495

Zusammenfassung der Erfindung
Die Magnesium-Legierung gemäß dieser Erfindung ist:

eine Magnesium-Legierung, die Al, Sr, Ca und Mn enthält, mit Rest Mg und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Magnesium-Legierung enthält:
- eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist,
wobei das Präzipitat enthält:
- zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer Al₂Sr-Phase und einer Al₄Sr-Phase, einer (Mg,Al)₂Sr-Phase und einer (Mg,Al)₄Sr-Phase; und
- zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer Al₂Ca-Phase und einer (Mg,Al)₂-Phase,
wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine Gesamtflächenrate eines Gruppen A-Präzipitates und eines Gruppen B-Präzipitates von größer oder gleich 2,5 % und weniger oder gleich 30 % aufweist.

Das Magnesium-Legierungsteil gemäß dieser Erfindung ist:

ein Magnesium-Legierungsteil, das die oben erwähnte Magnesium-Legierung enthält und ein Basisteil enthält und ein Plattenteil, das integral mit dem Basisteil geformt ist, wobei es von dem Basisteil vorsteht,
wobei das Basisteil eine Dicke in einer vorstehenden Richtung des Plattenteils von größer als oder gleich dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils aufweist.

Figurenliste

1 ist eine schematische Ansicht, die eine Struktur einer Magnesium-Legierung zeigt.
2A ist eine konzeptionelle Perspektivansicht, die ein Magnesium-Legierungsteil zeigt.
2B ist eine Querschnittsansicht entlang der Linie b-b der 2A.

Detaillierte Beschreibung
[Durch diese Erfindung zu lösendes Problem]
Eine Magnesium-Legierung mit ausgezeichneter Hochtemperaturfestigkeit soll entwickelt werden. Komponenten wie Automobil-Komponenten und Flugzeug-Komponenten können bei einer Verwendungs-Umgebungstemperatur verwendet werden, die höher ist als normale Temperatur. Beispielsweise können Komponenten, die in der Nähe eines Motorraumes installiert sind, bei einer Verwendungs-Umgebungstemperatur von etwa 100 bis 180°C verwendet werden, und es ist gewünscht, daß sie eine ausgezeichnete Festigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen.
Demzufolge ist ein Ziel dieser Erfindung, eine Magnesium-Legierung mit ausgezeichneter Hochtemperaturfestigkeit anzugeben.
Zusätzlich ist ein Magnesium-Legierungsteil, das während des Gießens unwahrscheinlich reißt, erwünscht. Aus diesem Grund wird überlegt, als Magnesium-Legierungsteil einen integral geformten Gegenstand mit einer großen Dickenvariation und einer komplizierten Form zu verwenden. Beispielsweise kann ein Magnesium-Legierungsteil ein Basisteil und ein Plattenteil, das integral mit dem Basisteil geformt ist, wobei es von dem Basisteil vorsteht, enthalten und kann einen großen Unterschied bei der Dicke zwischen dem Grundteil und dem Plattenteil aufweisen.
Eine Magnesium-Legierungsteil, das eine große Dickenvariation aufweist und aus einem integral geformten Gegenstand mit einer komplizierten Form gebildet ist, kann jedoch an einem Bereich reißen, bei dem die Dicke variiert, zum Beispiel an einer Grenze zwischen einem Grundteil und einem Plattenteil während des Gießens.
Daher ist das Ziel dieser Erfindung, ein Magnesium-Legierungsteil anzugeben, das während des Gießens unwahrscheinlich reißt.
[Vorteilhafte Wirkungen dieser Erfindung]
Die oben erwähnte Magnesium-Legierung hat eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit. Zusätzlich ist es unwahrscheinlich, daß das oben erwähnte Magnesium-Legierungsteil während des Gießens reißt.
[Beschreibung von Ausführungsbeispielen]
Zunächst werden die Merkmale der Ausführungsbeispiele dieser Erfindung aufgelistet und beschrieben.
(1) Eine Magnesium-Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel dieser Offenbarung ist:

eine Magnesium-Legierung, die Al, Sr, Ca und Mn mit Rest Mg und unvermeidbaren Verunreinigungen enthält, wobei die Magnesium-Legierung enthält:
- eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist,
wobei das Präzipitat enthält:
- zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer Al₂Sr-Phase, einer Al₄Sr-Phase, einer (Mg,Al)₂Sr-Phase und einer (Mg,Al)₄Sr-Phase; und
- zumindest eine Phase ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer Al₂Ca-Phase und einer (Mg,Al)₂Ca-Phase,
wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate eines Gruppen A-Präzipitates und eines Gruppen B-Präzipitates von größer oder gleich 2,5 % und weniger als oder gleich 30 % aufweist.

Das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat trägt zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Weil die Magnesium-Legierung das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in einem spezifischen Bereich hat, hat die Magnesium-Legierung eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit. Weil die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 2,5 % aufweist, kann die Magnesium-Legierung eine praktisch ausreichende Hochtemperaturfestigkeit entfalten. Je größer die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates in einem Querschnitt ist, um so mehr kann die Hochtemperaturfestigkeit verbessert werden. Eine zu große gesamte Flächenrate neigt jedoch dazu, das Vorhandensein von Präzipitaten zu ermöglichen, was die Hochtemperaturfestigkeit erniedrigt. Weil die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates in einem Querschnitt weniger als oder gleich 30 % ist, sind weniger oder im wesentlichen keine Präzipitate, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, vorhanden, und die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit kann unterdrückt werden.
(2) In einem Beispiel der Magnesium-Legierung enthält das Präzipitat weiterhin zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase und
hat die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine Flächenrate eines Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich von 15 %.
Das Gruppen C-Präzipitat reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn daher die Magnesium-Legierung das Gruppen C-Präzipitat aufweist und in einem Querschnitt eine Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich 15 % hat, kann daher die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden.
(3) In einem Beispiel der Magnesium-Legierung mit dem Gruppen C-Präzipitat hat die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 10 % und weniger als oder gleich 25 %.
Wenn die Magnesium-Legierung das Gruppen C-Präzipitat aufweist und in einem Querschnitt eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitat und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 10 % ist, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit leicht unterdrückt werden, selbst wenn die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates verhältnismäßig groß ist. Wenn die Magnesium-Legierung weiterhin das Gruppen C-Präzipitat aufweist und in einem Querschnittsbereich eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitat von weniger als oder gleich 25 % hat, kann die Kristallisierung des Gruppen C-Präzipitates als Präzipitat, das die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, leicht unterdrückt werden.
(4) In einem Beispiel der Magnesium-Legierung
enthält das Präzipitat weiterhin eine Mg₁₇Al₁₂-Phase und
die Magnesium-Legierung hat in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 10 %.
Die Mg₁₇Al₁₂-Phase reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn die Magnesium-Legierung die Mg₁₇Al₁₂-Phase aufweist und in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 10 % hat, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden.
(5) In einem Beispiel der Magnesium-Legierung enthält das Präzipitat weiterhin:

zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase
eine Mg₁₇Al₁₂-Phase,
wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt
eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 15 % und weniger als oder gleich 25 %,
eine Flächenrate eines Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich 7 % und
eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 5 % hat.

Das Gruppen C-Präzipitat und die Mg₁₇Al₁₂-Phase reduzieren die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn die Magnesium-Legierung sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase aufweist und in einem Querschnitt eine Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich 7 % und eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 5 % hat, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden. Wenn die Magnesium-Legierung sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase hat und in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 15 % aufweist, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit leicht unterdrückt werden, selbst wenn die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates oder der Mg₁₇Al₁₂-Phase verhältnismäßig groß ist. Wenn die Magnesium-Legierung sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase aufweist und in einem Querschnitt eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von weniger als oder gleich 25 % hat, kann die Kristallisierung des Gruppen C-Präzipitates leicht unterdrückt werden.
(6) Ein Magnesium-Legierungsteil gemäß einem Ausführungsbeispiel dieser Erfindung ist:

ein Magnesium-Legierungsteil, das die oben erwähnte Magnesium-Legierung und ein Grundteil und ein Plattenteil enthält, das integral mit dem Grundteil geformt ist, wobei es von dem Grundteil vorsteht,
wobei das Grundteil eine Dicke in einer vorstehenden Richtung des Plattenteils von größer als oder mehr als dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils hat.

Mehr spezifisch ist das Magnesium-Legierungsteil gemäß einem Ausführungsbeispiel dieser Erfindung:

ein Magnesium-Legierungsteil, das die Magnesium-Legierung enthält und ein Grundteil und ein Plattenteil enthält, das mit dem Grundteil integral geformt ist, so daß es von dem Grundteil vorsteht,
wobei die Magnesium-Legierung eine Zusammensetzung aufweist, die Al, Sr, Ca und Mn enthält, mit Rest Mg und unvermeidbaren Verunreinigungen, und eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat aufweist, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist,
wobei das Präzipitat enthält:
- zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer Al₂Sr-Phase, einer Al₄Sr-Phase, einer (Mg,Al)₂Sr-Phase und einer (Mg,Al)₄Sr-Phase, und
- zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer Al₂Ca-Phase und einer (Mg,Al)₂Ca-Phase,
- wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate eines Gruppen A-Präzipitates und eines Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 2,5 % und weniger als oder gleich 30 % hat,
- wobei das Grundteil eine Dicke in einer vorstehenden Richtung des Plattenteils von größer als oder gleich dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils aufweist.

Das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat tragen zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Weil die Magnesium-Legierung das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in einem spezifischen Bereich aufweist, hat die Magnesium-Legierung eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit und reißt wenig wahrscheinlich während des Gießens. Weil die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von größer als oder gleich 2,5 % aufweist, kann spezifisch die Magnesium-Legierung eine praktisch ausreichende Hochtemperaturfestigkeit entfalten und es ist unwahrscheinlich, daß sie während des Gießens reißt. Eine zu große Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates in einem Querschnitt neigt dazu, das Vorhandensein von Präzipitaten zu ermöglichen, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren. Weil die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates in einem Querschnitt weniger als oder gleich 30 % ist, sind wenige oder im wesentlichen keine Präzipitate, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, vorhanden, die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit kann unterdrückt werden und es ist unwahrscheinlich, daß die Magnesium-Legierung während des Gießens reißt.
Weil das Magnesium-Legierungsteil die Magnesium-Legierung mit den Präzipitaten enthält, die zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit in einem spezifischen Bereich beiträgt, ist es unwahrscheinlich, daß das Magnesium-Legierungsteil während des Gießens reißt, selbst wenn es eine große Dickenvariation und eine komplizierte Form aufweist, die ein Grundteil und ein Plattenteil, das mit dem Grundteil integral geformt ist, beinhaltet.
(7) In einem Beispiel des Magnesium-Legierungsteils hat das Grundteil eine Länge in einer Richtung, die mit der vorstehenden Richtung des Plattenteils sich schneidet, die größer als oder gleich dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils ist.
In dem Magnesium-Legierungsteil kann der Grad der Freiheit der Formen des Grundteils und des Plattenteils erhöht werden.
(8) In einem Beispiel des Magnesium-Legierungsteils

enthält das Präzipitat weiterhin zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase, und
die Magnesium-Legierung hat in einem Querschnitt eine Flächenrate eines Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich 10 %.

Das Gruppen C-Präzipitat reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn die Magnesium-Legierung das Gruppen C-Präzipitat aufweist und in einem Querschnitt eine Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates von weniger als oder gleich 10 % hat, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden, und das Auftreten von Rissen während des Gießens kann leicht unterdrückt werden. Weil das Magnesium-Legierungsteil die Magnesium-Legierung, bei der kaum die Hochtemperaturfestigkeit vermindert ist, enthält, ist es unwahrscheinlich, daß das Magnesium-Legierungsteil während des Gießens reißt, selbst wenn es eine große Dickenvariation und eine komplizierte Form aufweist, die ein Grundteil und ein Plattenteil beinhaltet, das integral mit dem Grundteil geformt ist.
(9) In einem Beispiel des Magnesium-Legierungsteils
enthält das Präzipitat weiterhin eine Mg₁₇Al₁₂-Phase und
das Magnesium-Legierungsteil hat in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 5 %.
Die Mg₁₇Al₁₂-Phase reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn die Magnesium-Legierung die Mg₁₇Al₁₂-Phase hat und in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von weniger als oder gleich 5 % aufweist, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden, und das Auftreten von Rissen während des Gießens kann leicht unterdrückt werden. Weil das Magnesium-Legierungsteil die Magnesium-Legierung enthält, die bezüglich der Hochtemperaturfestigkeit kaum reduziert ist, ist es unwahrscheinlich, daß das Magnesium-Legierungsteil während des Gießens reißt, selbst wenn es eine große Dickenvariation und eine komplizierte Form hat, die ein Grundteil und ein Plattenteil, das integral mit dem Basisteil geformt ist, enthält.
[Details der Ausführungsbeispiele]
Details der Ausführungsbeispiele dieser Erfindung werden nachfolgend beschrieben.
«Magnesium-Legierung»
Die Magnesium-Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel hat eine Zusammensetzung, die Al, Sr, Ca und Mn und Rest Mg und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, und hat eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist. Eines der Merkmale der Magnesium-Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel liegt darin, daß die Magnesium-Legierung spezifische Präzipitate jeweils in einem spezifischen Bereich enthält. Nachfolgend wird zunächst die Zusammensetzung der Magnesium-Legierung beschrieben, und dann wird die Struktur der Magnesium-Legierung beschrieben.
<Zusammensetzung>
Die Magnesium-Legierung enthält Al, Sr, Ca und Mn mit Rest Mg und unvermeidbaren Verunreinigungen.
[Aluminium (Al)]
Al hat eine Funktion zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung einer Verbindungsphase, die Sr enthält, oder eine Verbindungsphase, die Ca enthält, die als Präzipitat in der Legierungsstruktur vorhanden ist. Beispiele der Verbindungsphase mit Al und Sr und die zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit beiträgt, enthalten eine Al₂Sr-Phase, eine Al₄Sr-Phase, eine (Mg,Al)₂Sr-Phase und eine (Mg,Al)₄Sr-Phase (Gruppen A-Verbindungsphase). Beispiele der Verbindungsphase, die Al und Ca enthält und zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit beiträgt, enthalten eine Al₂Ca-Phase und eine (Mg,Al)₂Ca-Phase (Gruppen B-Verbindungsphase). Damit die Gruppen A-Verbindungsphase und die Gruppen B-Verbindungsphase als Präzipitate vorhanden sind, kann der Al-Gehalt größer als oder gleich 6,5 mass% sein. Wenn der Al-Gehalt größer als oder gleich 6,5 mass% ist, kann die Festigkeit einer Magnesium-Legierungs-Matrix (α-Mg-Phase) verbessert werden. Wenn der Al-Gehalt größer als oder gleich 6,5 mass% ist, wird der Schmelzpunkt der Magnesium-Legierung erniedrigt, zur Verbesserung der Fließfähigkeit des geschmolzenen Metalls, so daß die Gießfähigkeit leicht verbessert wird. Der Al-Gehalt kann weiter größer als oder gleich 7,1 mass% sein und kann insbesondere größer als oder gleich 8,1 mass% sein.
Ein zu hoher Al-Gehalt kristallisiert leicht eine Verbindungsphase aus, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert. Beispiele der Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, enthalten die Mg₁₇Al₁₂-Phase. Daher kann der Al-Gehalt weniger als oder gleich 13,1 mass% sein. Der Al-Gehalt kann weiterhin weniger als oder gleich 12,6 mass% sein und kann insbesondere weniger als oder gleich 10,1 mass% sein.
[Strontium (Sr)]
Sr hat eine Funktion zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung einer Gruppen A-Verbindungsphase wie einer Al₂Sr-Phase, einer Al₄Sr-Phase, einer (Mg,Al)₂Sr-Phase und/oder einer (Mg,Al)₄Sr-Phase, die als Präzipitat in der Legierungsstruktur vorhanden ist. Sr hat auch eine Funktion zum Unterdrücken der Bildung einer Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, wie der Mg₁₇Al₁₂-Phase, indem die Gruppen A-Verbindungsphase als Präzipitat vorhanden ist. Damit die Gruppen A-Verbindungsphase als Präzipitat vorhanden ist, kann der Sr-Gehalt größer als oder gleich 1,6 mass% sein. Je höher der Sr-Gehalt ist, um so ausreichender wird die Gruppen A-Verbindungsphase gebildet, die als Präzipitat in einer Korngrenze und/oder eine Zellgrenze reichlicher vorhanden ist, und das Gleiten der Korngrenze und dergleichen kann leicht unterdrückt werden. Der Sr-Gehalt kann weiterhin größer als oder gleich 2,6 mass% sein und kann insbesondere größer als oder gleich 2,8 mass% sein.
Ein zu hoher Sr-Gehalt ermöglicht das übermäßige Vorhandensein der Gruppen A-Verbindungsphase als Präzipitat, und weiterhin wird eine Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, leicht kristallisiert. Beispiele der Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, enthalten eine Al₁₇Sr₈-Phase und eine Mg₁₇Sr₂-Phase (Gruppen C-Verbindungsphasen) und die Mg₁₇Al₁₂-Phase. Daher kann der Sr-Gehalt weniger als oder gleich 3,9 mass% sein. Wenn der Sr-Gehalt weniger als oder gleich 3,9 mass% ist, kann das Festfressen an eine Gießform während des Gießens leicht unterdrückt werden. Der Sr-Gehalt kann weiterhin weniger als oder gleich 3,6 mass% sein und kann insbesondere weniger als oder gleich 3,4 mass% sein.
[Calcium (Ca)]
Ca hat eine Funktion zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch Bilden einer Gruppen B-Verbindungsphase wie einer Al₂Ca-Phase und/oder einer (Mg,Al)₂Ca-Phase, die als Präzipitat in der Legierungsstruktur vorhanden sind. Ca hat ebenfalls die Funktion zum Unterdrücken der Bildung einer Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert wie der Mg₁₇Al₁₂-Phase, indem die Gruppen B-Verbindungsphase gebildet wird, so daß sie als Präzipitat vorhanden ist. Damit die Gruppen B-Verbindungsphase als Präzipitat vorhanden ist, kann der Ca-Gehalt größer als oder gleich 0,3 mass% sein. Je höher der Ca-Gehalt ist, um so ausreichender wird die Gruppen B-Verbindungsphase gebildet, so daß sie als Präzipitat in einer Korngrenze und/oder Zellgrenze reichlicher vorhanden ist, und das Gleiten der Korngrenze und dergleichen kann leicht unterdrückt werden. Der Ca-Gehalt kann weiterhin größer als oder gleich 0,6 mass% sein und kann insbesondere größer als oder gleich 0,8 mass% sein.
Ein zu hoher Ca-Gehalt ermöglicht das übermäßige Vorhandensein der Gruppen B-Verbindungsphase als Präzipitat, und die Mg₁₇Al₁₂-Phase wird leicht kristallisiert. Daher kann der Ca-Gehalt weniger als oder gleich 2,4 mass% sein. Wenn der Ca-Gehalt weniger als oder gleich 2,4 mass% ist, kann das übermäßige Vorhandensein der Gruppen B-Verbindungsphase als Präzipitat, was Mängel wie heiße Risse verursachen kann, leicht unterdrückt werden. Der Ca-Gehalt kann weiterhin weniger als oder gleich 1,8 mass% sein, und kann insbesondere weniger als oder gleich 1,5 mass% sein.
[Mangan (Mn)]
Mn hat eine Funktion zum Unterdrücken der Kristallisierung einer Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert wie der Mg₁₇Al₁₂-Phase, indem eine Verbindungsphase mit Al als Präzipitat in der Legierungsstruktur vorhanden ist. Mn trägt ebenfalls zur Verbesserung der Korrosionsresistenz durch Reduktion von Fe bei, das als Verunreinigung in der Magnesium-Legierung vorhanden sein kann. Der Mn-Gehalt kann größer als oder gleich 0,02 mass% und weniger als oder gleich 0,50 mass% wein und kann weiter größer als oder gleich 0,10 mass% und weniger als oder gleich 0,45 mass% und kann insbesondere größer als oder gleich 0,20 mass% und weniger als gleich 0,38 mass% sein.
[Sr/Al]
Zusätzlich zu den Gehalten von Sr und Al, die die oben erwähnten Bereiche erfüllen, kann das Verhältnis des Sr-Gehaltes zu dem Al-Gehalt (Sr/Al) den Bereich von größer als oder gleich 0,23 und weniger als oder gleich 0,55 erfüllen. Weil das oben erwähnte Verhältnis den Bereich von größer als oder gleich 0,23 erfüllt, kann die Gruppen A-Verbindungsphase wie die Al₂Sr-Phase, Al₂Sr-Phase, (Mg,Al)₂Sr-Phase und/oder (Mg,Al)₄Sr-Phase in einem spezifischen Bereich als Präzipitat in der Legierungsstruktur vorhanden sein und die Hochtemperaturfestigkeit kann verbessert werden. Wenn das oben erwähnte Verhältnis zu groß ist, ist der Sr-Gehalt zu hoch in bezug auf den Al-Gehalt, so daß Sr nicht verbraucht werden kann und eine Verbindungsphase, die die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, wie die Mg₁₇Al₁₂-Phase wird gebildet. Weil das Verhältnis weniger als oder gleich 0,55 ist, kann daher die Bildung der Mg₁₇Al₁₂-Phase unterdrückt werden, und die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit kann unterdrückt werden. Das Verhältnis des Sr-Gehaltes zu dem Al-Gehalt kann weiterhin größer als oder gleich 0,25 und weniger als oder gleich 0,46 sein und kann insbesondere größer als oder gleich 0,27 und kleiner als oder gleich 0,39 sein.
[Sr + Ca]
Zusätzlich zu den Gehalten von Sr und Ca, die die oben erwähnten Bereiche erfüllen, kann der Gesamtgehalt von Sr und Ca (Sr + Ca) den Bereich von größer als oder gleich 3 mass% und weniger als oder gleich 5,5 mass% erfüllen. Ein Gesamtgehalt, der den Bereich von größer als oder 3 mass% erfüllt, kann leicht die Hochtemperaturfestigkeit erfüllen. Ein Gesamtgehalt, der den Bereich von weniger als oder gleich 5,5 mass% erfüllt, kann leicht Mängel wie Anhaften an eine Gießform und Heißrisse effektiv unterdrücken. Der Gesamtgehalt von Sr und Ca kann weiterhin größer als oder gleich 3,3 mass% und kleiner als oder gleich 5,3 mass% sein und kann insbesondere größer als oder gleich 3,5 mass% und weniger als oder gleich 5,0 mass% sein.
Das Verhältnis des Gehaltes von Sr zu Ca kann 1,5:1 bis 5:1 sein. Weil das Verhältnis des Gehaltes von Sr zu Ca den oben erwähnten Bereich erfüllt, kann die Wirkung zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit und die Wirkung zur Unterdrückung von Mängeln wie Anhaften an eine Gießform und Heißrisse (Risse durch Wärme) leicht auf gut ausgewogene Weise erhalten werden. Das Verhältnis des Gehaltes von Sr, zu Ca kann weiterhin 2,1:1 bis 4,2:1 sein.
[Andere Elemente]
Beispiele der Elemente, die die oben erwähnten Wirkungen nicht inhibieren, enthalten Bi (Wismuth), Zn (Zink), Si (Silicium), Sn (Zinn) und Seltenerd-Elemente (das heißt Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu). Jedes dieser Elemente in einer Menge von weniger als oder gleich 2 mass% ergibt die gleichen Wirkungen wie oben beschrieben.
[Unvermeidbare Verunreinigungen]
Die Magnesium-Legierung kann als Verunreinigungen zumindest ein Element enthalten, ausgewählt aus Eisen (Fe), Nickel (Ni), Kupfer (Cu) und Silicium (Si). Weil diese Elemente zur Erniedrigung der Korrosionsresistenz neigen, sind die Gehalte dieser Elemente bevorzugt klein. Der Fe-Gehalt kann weniger als oder gleich 50 ppm auf Massenbasis sein. Der Ni-Gehalt kann weniger als oder gleich 200 ppm auf Massenbasis sein. Der Cu-Gehalt kann weniger als oder gleich 300 ppm auf Massenbasis sein. Der Si-Gehalt kann weniger als oder gleich 1000 ppm auf Massenbasis sein. Die Elemente, die hier spezifiziert sind, werden als unvermeidbare Verunreinigungen angesehen, wenn die oben erwähnten Gehalte erfüllt sind.
<Struktur>
Die Magnesium-Legierung hat eine Struktur mit einer α-Mg-Phase (Mg-Kristallkörner) und einem Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist. 1 zeigt eine schematische Ansicht der Struktur der Magnesium-Legierung. In 1 ist die α-Mg-Phase durch schräg nach unten gezeichnete diagonale Schraffierung angezeigt, und das Präzipitat wird durch die Kontur angezeigt, die teilweise elliptische Formen beinhaltet. Die „Korngrenze der α-Mg-Phase“ ist eine Zwischenfläche, bei der Kristalle einer Hauptphase (α-Mg-Phase), die in unterschiedlichen Kristallorientierungen wächst, miteinander im Kontakt stehen, und wird durch die dicken gestrichelten Linien in 1 dargestellt. Die „Zellgrenze“ ist eine Zwischenfläche, gebildet durch einen Unterschied in der Zusammensetzung, und wird durch dicke durchgezogene Linien in 1 dargestellt. Wie in 1 gezeigt, sind die Präzipitate in einem dispergierten Zustand in der Korngrenze der α-Mg-Phase und/oder der Zellgrenze vorhanden. Obwohl die Präzipitate schematisch in elliptischen Formen in 1 gezeigt sind, sind die Präzipitate tatsächlich in lamellaren Formen, Kornformen, gedehnten Formen und/oder Klumpenformen vorhanden.
Das Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer Al₂Sr-Phase, Al₄Sr-Phase, (Mg,Al)₂Sr-Phase und (Mg,Al)₄Sr-Phase, und zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer Al₂Ca-Phase und (Mg,Al)₂Ca-Phase. Das Präzipitat kann weiterhin zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al_i7Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase, und/oder eine Mg₁₇Al₁₂-Phase enthalten. Eines der Merkmale der Magnesium-Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel ist, daß die Magnesium-Legierung eine Struktur hat, worin das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in einer verhältnismäßig großen Menge in einem spezifischen Bereich vorhanden sind und das Gruppen C-Präzipitat und die Mg₁₇Al₁₂-Phase jeweils in einer verhältnismäßig kleinen Menge vorhanden sind oder im wesentlichen abwesend sind.
[Gruppen A-Präzipitat]
Das Gruppen A-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₂Sr-Phase, Al₄Sr-Phase, (Mg, Al)₂Sr-Phase und (Mg, Al)₄Sr-Phase. Das Gruppen A-Präzipitat hat eine Funktion zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Das Gruppen A-Präzipitat hat einen Schmelzpunkt von mehr als oder gleich 1000°C, der ausreichend höher ist als die Schmelzpunkte des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase. Weil das Gruppen A-Präzipitat in einem dispergierten Zustand in der Korngrenze der α-Mg-Phase und/oder der Zellgrenze vorhanden ist, kann die Magnesium-Legierung die Festigkeit selbst bei hohen Temperaturen aufrechterhalten, und es ist unwahrscheinlich, daß sie während des Gießens reißt. Das Gruppen A-Präzipitat ist typischerweise in einer lamellaren Form oder einer gedehnten Form vorhanden.
[Gruppen B-Präzipitat]
Das Gruppen B-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₂Ca-Phase und der (Mg,Al)₂Ca-Phase. Das Gruppen B-Präzipitat hat eine Funktion zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Das Gruppen B-Präzipitat hat einen Schmelzpunkt von größer als oder gleich 1000°C, was ausreichend höher ist als die Schmelzpunkte des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase. Weil das Gruppen B-Präzipitat in einem dispergierten Zustand in einer Korngrenze der α-Mg-Phase und/oder der Zellgrenze vorhanden ist, kann die Magnesium-Legierung die Festigkeit selbst bei hohen Temperaturen aufrechterhalten und reißt während des Gießens nicht wahrscheinlich. Das Gruppen B-Präzipitat ist typischerweise in einer lamellaren Form oder einer gedehnten Form vorhanden.
[Gesamtes des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates]
Die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates in einem Querschnitt der Magnesium-Legierung ist größer als oder gleich 2,5 % und weniger als oder gleich 30 %. Weil die Flächenrate größer als oder gleich 2,5 % ist, kann die Magnesium-Legierung eine praktisch ausreichende Hochtemperaturfestigkeit entfalten und reißt wenig wahrscheinlich während des Gießens. Je größer die Flächenrate ist, um so mehr kann die Hochtemperaturfestigkeit verbessert werden. Daher kann die Flächenrate weiter größer als oder gleich 10 % sein und kann insbesondere größer als oder gleich 15 % sein. Eine zu große Flächenrate neigt dazu, das Vorhandensein von Präzipitaten zu ermöglichen, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren. Daher kann die Flächenrate weiterhin weniger als oder gleich 27 % sein und kann insbesondere weniger oder gleich 25 % sein.
Wenn ein Präzipitat, das die Hochtemperaturfestigkeit reduziert, vorhanden ist, spezifisch, wenn das Gruppen C-Präzipitat und/oder die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitat vorhanden ist, kann die Flächenrate größer als oder gleich 10 % und weniger als oder gleich 25 % sein. Wenn die Flächenrate größer als oder gleich 10 % ist, kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit leicht unterdrückt werden, und das Auftreten von Rissen während des Gießens kann leicht unterdrückt werden, selbst wenn die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates oder der Mg₁₇Al₁₂-Phase groß ist. Wenn die Flächenrate weniger als oder gleich 25 % ist, kann die Kristallisierung des Gruppen C-Präzipitates leicht unterdrückt werden. Insbesondere wenn sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate vorhanden sind, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, kann die Flächenrate größer als oder gleich 15 % und weniger als oder gleich 25 % sein.
[Gruppen C-Präzipitat]
Das Gruppen C-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₁₇Sr₈-Phase und der Mg₁₇Sr₂-Phase. Das Gruppen C-Präzipitat reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn daher die Magnesium-Legierung das Gruppen C-Präzipitat als Präzipitat aufweist, kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates in einem Querschnitt weniger als oder gleich 15 % sein. Insbesondere wenn sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate vorhanden sind, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates weniger als oder gleich 7 % sein. Je kleiner die Menge des Gruppen C-Präzipitates ist, um so mehr kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden. Daher kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates weiter weniger als oder gleich 5,5 % sein und kann insbesondere weniger als oder gleich 4,5 % sein und es ist bevorzugt, daß das Gruppen C-Präzipitat im wesentlichen abwesend ist. Das Gruppen C-Präzipitat ist typischerweise in einer Klumpenform vorhanden.
Zum Unterdrücken der Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit und zum Unterdrücken der Risse des Magnesium-Legierungsteils während des Gießens kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates in einem Querschnitt bevorzugt weniger als oder gleich 10 % sein. Insbesondere wenn sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate vorhanden sind, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates bevorzugt weniger oder gleich als 7 % sein. Je kleiner die Menge des Gruppen C-Präzipitates ist, um so stärker kann Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden und um so stärker können die Risse des Magnesium-Legierungsteils während des Gießens unterdrückt werden. Daher kann die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates weiterhin weniger als oder gleich 5,5 %, insbesondere bevorzugt weniger als oder gleich 4,5 % sein, und es ist am meisten bevorzugt, daß das Gruppen C-Präzipitat im wesentlichen abwesend ist.
[Mg₁₇Al₁₂-Phase]
Die Mg₁₇Al₁₂-Phase reduziert die Hochtemperaturfestigkeit. Wenn die Magnesium-Legierung die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitat aufweist, kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase in einem Querschnitt weniger als oder gleich 10 % sein. Insbesondere wenn sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate vorhanden sind, die die Hochtemperaturfestigkeit vermindern, kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase weniger als oder gleich 5 % sein. Je kleiner die Menge der Mg₁₇Al₁₂-Phase ist, um so mehr kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden. Daher kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase weiter weniger als oder gleich 3,5 % sein und insbesondere weniger als oder gleich 2,5 % oder weniger sein, und es ist bevorzugt, daß die Mg₁₇Al₁₂-Phase im wesentlichen abwesend ist. Die Mg₁₇Al₁₂-Phase ist typischerweise in einer Kornform vorhanden.
Zum Unterdrücken der Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit und zum Unterdrücken der Risse des Magnesium-Legierungsteils während des Gießens kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase in einem Querschnitt bevorzugt weniger als oder gleich 5 % sein. Insbesondere wenn sowohl das Gruppen C-Präzipitat als auch die Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate vorhanden sind, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase bevorzugt weniger als oder gleich 3 % sein. Je kleiner die Menge der Mg₁₇Al₁₂-Phase ist, um so stärker kann die Reduktion der Hochtemperaturfestigkeit unterdrückt werden und um so mehr können die Risse des Magnesium-Legierungsteils während des Gießens unterdrückt werden. Daher kann die Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase weiter bevorzugt weniger als oder gleich 2,5 % sein, und es ist am meisten bevorzugt, daß die Mg₁₇Al₁₂-Phase im wesentlichen abwesend ist.
Die Zusammensetzung eines jeden Präzipitates, das oben beschrieben ist, kann durch Komponenten-Analyse bestätigt werden, die beispielsweise auf der Energie-dispersiven Röntgenstrahlenspektroskopie (EDX), Röntgenstrahlenbeugung (XRD) und Auger-Elektronen-Spektroskopie (AES) basiert.
Bezüglich eines jeden der oben beschriebenen Präzipitate kann die Flächenrate in einem Querschnitt der Magnesium-Legierung wie folgt gemessen werden. Unter Verwendung eines Mikrophotos eines Querschnittes der Magnesium-Legierung werden die Präzipitate, die in dem Beobachtungssichtfeld Sf vorhanden sind, individuell für das Gesamte des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase extrahiert, die Flächen der extrahierten Präzipitate werden bestimmt, und die gesamten Flächen Sm der individuell extrahierten Präzipitate werden weiter bestimmt. Dann wird das Verhältnis, erhalten durch Dividieren der Gesamtfläche des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, Sm_A*B, durch die Fläche des Beobachtungssichtfeldes Sf ((Sm_A+B/Sf) × 100 %) als gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates bestimmt. Gleichermaßen wird das Verhältnis, erhalten durch Dividieren der gesamten Fläche des Gruppen C-Präzipitates, Smc, durch die Fläche des Beobachtungssichtfeldes Sf ((Sm_c/Sf) × 100 %) als Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates bestimmt. Das Verhältnis, erhalten durch Dividieren der Gesamtfläche der Mg₁₇Al₁₂-Phase, Sm_D, durch die Fläche des Beobachtungssichtfeldes Sf ((Sm_D/Sf) × 100 %) wird als Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase bestimmt. Die Zahl der Beobachtungssichtfelder kann größer als oder gleich 5 sein und kann weiterhin größer als oder gleich 10 sein. In diesem Fall ist die Flächenrate eines jeden Präzipitates der Durchschnitt der Zahl der Beobachtungssichtfelder. Der Querschnitt kann unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Querschnittpolier (CP)-Verarbeitungsvorrichtung bestimmt werden. Die Querschnittsfläche eines jeden Präzipitates kann leicht gemessen werden unter Verwendung eines binarisierten Bildes, erhalten durch Binarisierung eines Mikrophotos (SEM-Bild) mit einer Bild-Verarbeitungsanlage. Das SEM-Bild kann durch Differenzieren eines zu messenden Präzipitates (zum Beispiel des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates) von der α-Mg-Phase und anderen Präzipitaten als dem zu messenden Präzipitat (zum Beispiel dem Gruppen C-Präzipitat und der Mg₁₇Al₁₂-Phase) durch einen Unterschied der Helligkeit binarisiert werden. In diesem Fall kann der Typ der α-Mg-Phase und eines jeden Präzipitates durch eine Punktanalyse auf der Basis von EDX bestätigt werden.
<<Verfahren zur Erzeugung der Magnesium-Legierung>>
Die oben erwähnte Magnesium-Legierung kann typischerweise durch Herstellen einer Schmelze der Magnesium-Legierung mit der oben erwähnten Zusammensetzung und Gießen der Schmelze hergestellt werden.
Die Magnesium-Legierungsschmelze kann wie folgt hergestellt werden. Als Ausgangsmaterialien werden ein Klumpen aus reinem Magnesium mit einer Reinheit von größer oder gleich 99 mass%, bevorzugt größer oder gleich 99,5 mass% und Klumpen von elementaren Metallen, die zugegeben werden sollen, oder einem Klumpen einer Legierung aus Elementen, die zugegeben werden sollen, verwendet.
Unter Verwendung des hergestellten Ausgangsmaterial-Klumpens wird reines Magnesium zunächst vollständig geschmolzen, zur Herstellung einer reinen Magnesium-Schmelze. Wenn atmosphärisches Gas ein Seltenerdgas ist wie Argon (Ar)-Gas oder ein Inertgas wie Stickstoffgas oder ein CO₂-Gas ist, kann die Oxidation von Mg oder dergleichen unterdrückt werden. Wenn zusätzlich das atmosphärische Gas ein Flammresistentes Gas wie SF₆ enthält, kann eine Entzündung verhindert werden.
Zu der reinen Magnesium-Schmelze werden die zuzugebenden Elemente, einschließlich Al, Sr, Ca und Mn gegeben. Zum Zeitpunkt der Zugabe der Elemente, die zugegeben werden, kann Al zunächst zugegeben werden, weil Al die Aktivität von Mg erniedrigen kann. Zusätzlich kann Ca zum Schluß zugegeben werden, weil Ca in reinem Magnesium leicht löslich ist. Mn kann gleichzeitig mit Al zugegeben werden, weil Mn eine verhältnismäßig lange Zeit zum Auflösen erfordert.
Während der Zugabe der zuzugebenden Elemente wird die reine Magnesium-Schmelze auf eine Temperatur von größer oder gleich 680°C und weniger oder gleich 730°C eingestellt. Die reine Magnesium-Schmelze mit einer Temperatur von gleich oder größer als 680°C kann vollständig die zuzugebenden Elemente auflösen. Je höher die Temperatur der reinen Magnesium-Schmelze ist, um so sicherer kann der Mangel der Auflösung der zuzugebenden Elemente verhindert werden und um so stärker kann die Auflösezeit verkürzt werden. Daher kann die Temperatur auf größer oder gleich 690°C eingestellt werden, kann weiterhin auf größer oder gleich 700°C eingestellt werden und kann insbesondere auf gleich oder mehr als 710°C eingestellt werden. Die reine Magnesium-Schmelze mit einer Temperatur von weniger als oder gleich 730°C kann leicht die Oxidation von Mg unterdrücken und kann leicht bei Verwendung eines Eisentiegels die Einfügung von Fe aufgrund der Elution von Fe verhindern. Daher kann die Temperatur weiterhin gleich oder weniger als 720°C sein.
Nach der Zugabe der zuzugebenden Elemente wird die resultierende Mischung ausreichend gerührt. Die Mischung wird mechanisch unter Verwendung einer Stab-förmigen Vorrichtung oder eines kommerziell erhältlichen Rührers gerührt. Die Rührzeit hängt von dem Rührverfahren, der Menge der Schmelze und dergleichen ab. Wenn die Rührzeit beispielsweise gleich oder mehr als etwa 5 Minuten und gleich oder weniger als etwa 15 Minuten ist, kann eine Schmelze mit einer gleichmäßigen Komponente erhalten werden. Nach dem Rühren kann die Mischung für gleich oder mehr als etwa 10 Minuten und weniger oder gleich etwa 30 Minuten stehengelassen werden, zum Trennen von Einschlüssen der Schmelze, und dann kann die Mischung unmittelbar gegossen werden, zum Verhindern der Trennung (Präzipitation oder Suspension) der zugegebenen Elemente, und das kristallisierte Produkt der Gruppe A und das kristallisierte Produkt der Gruppe B kann angemessen erzeugt werden.
Die Kühlrate bei dem Gießvorgang kann gleich oder größer als 0,01°C/s und gleich oder weniger als 500°C/s sein. Je höher die Kühlrate ist, um so angemessener kann das kristallisierte Produkt der Gruppe A und das kristallisierte Produkt der Gruppe B erhalten werden. Daher kann die Kühlrate gleich oder größer als 100°C/s sein, kann weiterhin 300°C/s sein und kann insbesondere 400°C/s sein. Die Kühlbedingungen werden bevorzugt angemessen eingestellt, um so die oben erzielte Kühlrate zu erzielen.
Die Präzipitate enthalten stabile und meta-stabile Phasen. Die stabilen Phasen enthalten die Al₂Sr-Phase, die Al₄Sr-Phase, die Al₂Ca-Phase, die Al_i7Sr₈-Phase und die Mg₁₇Al₁₂-Phase. Die meta-stabilen Phasen enthalten die (Mg,Al)₂Sr-Phase, die (Mg,Al)₄Sr-Phase, die (Mg,Al)₂Ca-Phase und die Mg₁₇Sr₂-Phase. Je niedriger die Kühlphase ist, das heißt je langsamer die Mischung verfestigt wird, um so mehr erhöhen sich die stabilen Präzipitate, während dann, wenn die Kühlrate um so höher ist, die Mischung um so schneller verfestigt wird und um so mehr die meta-stabilen Präzipitate erhöht werden.
Im Kühlvorgang werden die Verbindungsphasen aufeinanderfolgend kristallisiert. Wenn beispielsweise die Temperatur von einer Temperatur von gleich oder größer als 680°C auf eine Temperatur von gleich oder weniger als 560°C bei einer Kühlrate von 0,01°C/s bis 50°C/s erniedrigt wird, wird eine große Menge von eutektischen Multi-Komponentenkristallen der Al₂Sr-Phase, der Al₄Sr-Phase und der Al₂Ca-Phase erzeugt, und in Abhängigkeit von der Zusammensetzung kann zumindest eine von der Mg₁₇Al₁₂-Phase und der Al₁₇Sr₈-Phase in einer großen Menge in einem Bereich einer niedrigeren Temperatur als die Temperatur kristallisiert werden, bei der die eutektischen Multi-Komponentenkristalle erzeugt werden. Wenn die Temperatur von einer Temperatur von gleich oder größer als 680°C auf eine Temperatur von gleich oder weniger als 560°C bei einer Kühlrate von gleich oder mehr als 300°C/s erniedrigt wird, wird darüber hinaus eine große Menge an eutektischen Multi-Komponentenkristallen der (Mg,Al)₂Sr-Phase, der (Mg,Al)₄Sr-Phase und der (Mg,Al)₂Ca-Phase erzeugt, und in Abhängigkeit von der Zusammensetzung kann zumindest eine von der Mg₁₇Al₁₂-Phase und der Mg₁₇Sr₂-Phase in einer großen Menge in einem Bereich mit niedrigerer Temperatur als die Temperatur kristallisiert werden, bei der die eutektischen Multi-Komponentenkristalle erzeugt werden. Wenn die Temperatur von einer Temperatur gleich oder größer als 680°C auf eine Temperatur von gleich oder weniger als 560°C bei einer Kühlrate von 50 bis 300°C/s erniedrigt wird, werden zwei oder mehrere eutektische Multi-Komponentenkristalle, ausgewählt aus der Al₂Sr-Phase, der Al₄Sr-Phase, der Al₂Ca-Phase, der (Mg,Al)₂Sr-Phase, der (Mg,Al)₄Sr-Phase und der (Mg,Al)₂Ca-Phase in einer großen Menge erzeugt, in Abhängigkeit von der Zusammensetzung können zumindest eine von der Mg₁₇Al₁₂-Phase, der Al₁₇Sr₈-Phase und der Mg₁₇Sr₂-Phase in einer großen Menge in einem Bereich mit niedrigerer Temperatur als die Temperatur kristallisiert werden, bei der die eutektischen Multi-Komponentenkristalle erzeugt werden. Im Kühlvorgang wird die Mischung bei einer im wesentlichen gleichmäßigen Kühlrate von einer Temperatur von gleich oder mehr als 680°C gekühlt, bis die Mischung vollständig verfestigt wird.
<<Verwendung>>
Die Magnesium-Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel kann als Material für verschiedene Gußteile geeignet verwendet werden.
<<Magnesium-Legierungsteil>>
Das Magnesium-Legierungsteil gemäß einem Ausführungsbeispiel enthält die oben erwähnte Magnesium-Legierung und enthält ein Grundteil und ein Plattenteil, das integral mit dem Grundteil geformt ist und von dem Grundteil vorsteht. Eines der Merkmale des Magnesium-Legierungsteils gemäß einem Ausführungsbeispiel liegt darin, daß das Magnesium-Legierungsteil eine Magnesium-Legierung mit Präzipitaten enthält, die zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit in einem spezifischen Bereich beitragen, und daß das Magnesium-Legierungsteil einen Bereich mit einer großen Dicken-Variation aufweist. Der „Bereich mit einer großen Dicken-Variation“ ist eine Grenze zwischen dem Plattenteil und dem Grundteil mit einer Länge, die größer oder gleich dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils ist. Das „Grundteil mit einer Länge, die gleich oder größer als das 5-fache der Dicke des Plattenteils ist“, hat eine Dicke in einer vorstehenden Richtung des Plattenteils von gleich oder mehr als dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils. Weiterhin hat das Plattenteil eine Länge in einer Richtung, die sich mit der vorstehenden Richtung des Plattenteils schneidet, von gleich oder mehr dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils.
<<Form>>
Die 2A und 2B zeigen schematisch ein Magnesium-Legierungsteil 1 mit einem runden Vorsprung 2 als Grundteil und Rippen 2 als Plattenteil. Der Vorsprung 2 und die Rippen 3 sind integral zusammen geformt, zur Bildung eines integral geformten Gegenstandes. 2A ist eine Perspektivansicht des Magnesium-Legierungsteils 1 und 2B ist eine Querschnittsansicht entlang der Linie b-b von 2A. In den 2A und 2B ist jede Grenze zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 zum leichten Verständnis so dargestellt. daß eine Kante vorhanden ist, aber die Konfiguration kann von dem tatsächlichen Fall verschieden sein.
Der Vorsprung 2 ist so vorgesehen, daß er von einem Sockel 4 vorsteht. Der Vorsprung 2 bildet eine weibliche Schraube für einen Bolzen oder eine Schraube zum Fixieren oder Verbinden eines Magnesium-Legierungsteils 1 an eine andere Komponente oder bildet ein Einfügungsloch zum Druckanpassen eines Stiftes oder dergleichen und ist typischerweise zylindrisch.
Die Rippen 3 werden vorgesehen, zum Vorstehen von dem Sockel 4 und dem Vorsprung 2, um so den Sockel 4 und den Vorsprung 2 miteinander zu verbinden. Die Rippen 3 verstärken den Sockel 2 und haben jeweils eine Plattenform. Die Rippen 3 sind radial auf der äußeren Peripherie des Vorsprungs 2 vorgesehen. In diesem Beispiel sind vier Rippen 3 in gleichmäßigem Abstand um den Vorsprung 2 herum vorgesehen. Die Position und die Zahl der Rippen können angemessen ausgewählt werden.
<Größe>
Der Vorsprung 2 und die Rippen 3 haben eine unterschiedliche Dicke. Spezifisch hat der Vorsprung 2 eine Dicke T2 in der vorstehenden Richtung der Rippe 3, die gleich oder größer als das 5-fache einer Dicke T1 der Rippe 3 ist. Im allgemeinen ist die Rippe 3 auf dem Vorsprung 2 senkrecht zu der Oberfläche des Vorsprungs 2 vorgesehen. Daher ist die Dicke T2 des Vorsprungs 2 in der vorstehenden Richtung der Rippe 3 die Dicke des Vorsprungs 2 in der radialen Richtung des Vorsprungs 2, mehr spezifisch der Unterschied zwischen dem Innendurchmesser und dem Außendurchmesser des Vorsprungs 2. Ein solch integral geformter Gegenstand mit einer Form mit einem großen Unterschied bei der Dicke zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 kann an der Grenze zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 während des Gießens reißen. Je größer der Unterschied der Dicke zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 ist, um so wahrscheinlicher ist das Reißen bei dem integral geformten Gegenstand an der Grenze zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 während des Gießens. Obwohl die Details später beschrieben werden, ist es unwahrscheinlich, daß das Magnesium-Legierungsteil 1 gemäß einem Ausführungsbeispiel während des Gießens reißt, selbst wenn der Unterschied der Dicke zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 groß ist. Bei dem Magnesium-Legierungsteil 1 gemäß einem Ausführungsbeispiel kann daher die Dicke T2 des Vorsprungs 2 in der vorstehenden Richtung der Rippe 3 weiter so eingestellt werden, daß er gleich oder größer als das 6-fache, gleich oder größer als das 7-fache oder gleich oder größer als das 8-fache der Dicke T1 der Rippe 3 ist. Ein zu großer Unterschied der Dicke zwischen dem Vorsprung 3 und der Rippe 2 und der Rippe 3 kann jedoch während des Gießens Risse verursachen. Daher ist die Dicke T2 des Vorsprungs 2 in der vorstehenden Richtung der Rippe 3 bevorzugt weniger als das 15-fache, weniger als oder gleich dem 13-fachen oder gleich oder weniger als dem 12-fachen der Dicke T2 der Rippe 3.
Die Dicke der Rippe 3 kann in der vorstehenden Richtung der Rippe 3 gleichmäßig sein (2A) oder kann sich von der Seite des Vorsprungs 2 zur Kantenseite der Rippe 3 vermindern. Beispiele der Form, worin sich die Dicke der Rippe 3 von der Seite des Vorsprungs 2 in Richtung zur Kantenseite der Rippe 3 vermindert, enthalten eine konische Form, eine kurvige Form, worin die Dicke sich zur Kantenseite vermindert, eine Stufenform und eine Kombination davon. Wenn die Dicke der Rippe 3 sich von der Seite des Vorsprungs 2 zur Kantenseite vermindert, wird die Dicke T1 der Rippe 3 durch das Folgende (A) oder (B) definiert. (A) Die Dicke T1 der Rippe 3 ist die größte Dicke auf der Seite des Vorsprungs 2. (B) Die Dicke T1 der Rippe 3 ist die durchschnittliche Dicke der größten Dicke auf der Seite des Vorsprungs 2 und die kleinste Dicke auf der Kantenseite.
Darüber hinaus hat der Vorsprung 2 eine Länge T3 in einer Richtung, die eine vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet, von gleich oder größer als dem 5-fachen der Dicke T1 der Rippe 3. Im allgemeinen ist die Rippe 3 auf dem Vorsprung 2 senkrecht zu der Oberfläche des Vorsprungs 2 vorgesehen. Mehr spezifisch hat der Vorsprung 2 eine Länge T3 in einer Richtung orthogonal zu der vorstehenden Richtung der Rippe 3, die gleich oder mehr als das 5-fache der Dicke T1 der Rippe 3 ist. Wenn das Grundteil zylindrisch ist, wie durch den Vorsprung 2 dargestellt, ist die Länge T3 des Vorsprungs 2 in der Richtung, die die vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet (oder orthogonal dazu ist), der äußere Durchmesser des Vorsprungs 2. Ein integral geformter Gegenstand mit einer Form mit einem großen Unterschied zwischen der Dicke T1 der Rippe 3 und der Dicke T2 des Vorsprungs 2 in der vorstehenden Richtung der Rippe 3 und mit einem großen Unterschied zwischen der Dicke T1 der Rippe 3 und der Länge T3 des Vorsprungs 2 in der Richtung, die die vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet, kann wahrscheinlicher an der Grenzfläche zwischen dem Vorsprung 2 und der Rippe 3 während des Gießens reißen. Ein Magnesium-Legierungsteil 1 gemäß einem Ausführungsbeispiel reißt während des Gießens unwahrscheinlich, selbst wenn es eine solche Form hat, so daß es wahrscheinlich ist, daß Risse erzeugt werden. In dem Magnesium-Legierungsteil 1 gemäß einem Ausführungsbeispiel kann daher die Länge T3 des Vorsprungs 2 in der Richtung, die die vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet, auf gleich oder mehr als dem 6-fachen, gleich oder mehr als dem 7-fachen oder gleich oder mehr als dem 8-fachen der Dicke T1 der Rippe 3 eingestellt werden. Ein zu großer Unterschied zwischen der Dicke T1 der Rippe 3 und der Länge T3 des Vorsprungs 2 in der Richtung, die die vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet, kann jedoch während des Gießens Risse verursachen. Daher ist die Länge T3 des Vorsprungs 2 in der Richtung, die die vorstehende Richtung der Rippe 3 schneidet, bevorzugt weniger als das 15-fache, gleich oder weniger als das 13-fache und gleich oder weniger als das 12-fache der Dicke T1 der Rippe 3.
Beispiele des Magnesium-Legierungsteils mit einem Bereich mit einer großen Dicken-Variation enthalten zusätzlich zu dem Magnesium-Legierungsteil 1, das den Vorsprung 2 und die Rippe 3 enthält, die folgenden Formen. Ein Beispiel ist ein Magnesium-Legierungsteil mit einem Container-förmigen Hauptkörper, der an einem Ende geöffnet ist, wobei sich ein Flansch von einem Rand der Öffnung des Hauptkörpers nach außen erstreckt, und der eine Rippe zum Verstärken des Flansches enthält. Der Hauptkörper hat einen Boden und eine Seitenwand. Die Rippe ist vorgesehen, so daß sie von der Seitenwand und dem Flansch vorsteht, um so die Seitenwand und den Flansch zu verbinden. Bei diesem Magnesium-Legierungsteil ist die Seitenwand oder der Flansch ein Grundteil, die Rippe ist ein Plattenteil und die Dicke der Seitenwand oder des Flansches ist gleich oder größer als das 5-fache der Dicke der Rippe. Ein anderes Beispiel ist ein Magnesium-Legierungsteil mit einem Container-förmigen Hauptkörper, der an einem Ende geöffnet ist, und einer Rippe zum Verstärken der Ecke des Hauptkörpers. Der Hauptkörper hat einen Boden und eine Seitenwand. Die Rippe ist vorgesehen, zum Vorstehen von sowohl dem Boden als auch der Seitenwand, um so den Boden und die Seitenwand zu verbinden. Bei diesem Magnesium-Legierungsteil ist die Seitenwand oder der Boden ein Grundteil, die Rippe ist ein Plattenteil und die Dicke der Seitenwand oder des Bodens ist gleich oder größer als das 5-fache der Dicke der Rippe.
[Testbeispiel 1]
Jedes Magnesium-Legierungsteil wurde unter Verwendung einer Magnesium-Legierung erzeugt, und das Magnesium-Legierungsteil wurde einer Querschnittsbeobachtung und einer Wärmeresistenz-Auswertung unterworfen.
[Herstellung der Proben]
Als Ausgangsmaterial wurde ein 50 kg-Klumpen aus reinem Magnesium mit einer Reinheit von 99,9 mass% hergestellt und bei 690°C unter Verwendung eines Schmelzofens in einer Ar-Atmosphäre geschmolzen, zur Erzeugung einer reinen Magnesium-Schmelze. Zu der vollständig geschmolzenen reinen Magnesium-Schmelze wurden Klumpen aus den folgenden Elementen 1 bis 4, die zugegeben werden sollten, zugegeben, zur Herstellung von Magnesium-Legierungsschmelzen, die jeweils die Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 hatten. Die zuzugebenden Elemente wurden zugegeben und aufgelöst, indem 10 Minuten mit einem Stab-förmigen Vorrichtung in einem Zustand gerührt wurde, so daß die Temperatur der Schmelze bei 690°C gehalten wurde.

1. Reiner Aluminium-Klumpen mit einer Reinheit von 99,9 mass%
2. Sr-Klumpen mit einer Reinheit von 99 mass%
3. Ca-Klumpen mit einer Reinheit von 99,5 mass%
4. Aluminium-Mutterlegierung (Al - 10 mass% Mn)

Ein Magnesium-Legierungsteil wurde erzeugt unter Verwendung einer jeden hergestellten Magnesium-Legierungs-Schmelzproben. Für die Herstellung des Magnesium-Legierungsteils wurde eine Kaltkammer-Düsen-Gußmaschine (Modell Nr. UB530iS2, hergestellt von UBE MACHINERY CORPORATION, Ltd.) verwendet. Die Kühlraten in dem Gußvorgang sind kollektiv in Tabelle 1 gezeigt. Die Magnesium-Legierungsteile hatten eine Ring-Form.
[Querschnittsbeobachtung]
Ein Querschnitt einer jeden hergestellten Magnesium-Legierungsteil-Probe wurde ermittelt und die Struktur der Probe wurde mit einem Elektronen-Abtastmikroskop (SEM) beobachtet. Der Querschnitt wurde unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Querschnittspolier-(CP)-Verarbeitungsvorrichtung ermittelt. Ein willkürliches Beobachtungssichtfeld wurde in dem CP-Querschnitt verwendet.
Die Flächenrate des individuellen Präzipitates oder der Phasen wurde unter Verwendung des SEM-Mikrophoto-Mikrographen bestimmt. Spezifisch wurden die Präzipitate, die in dem Beobachtungssichtfeld SF (350 µm × 250 µm) vorhanden waren, individuell bezüglich dem Gesamten des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase extrahiert, die gesamten Flächen Sm der individuell extrahierten Präzipitate wurden bestimmt, und die Werte (Sm/Sf) = 100 % wurden als Flächenraten der individuell extrahierten Präzipitate im Querschnitt bestimmt. Bei diesem Beispiel war die Zahl der Beobachtungs-Sichtfelder 10 und der Durchschnitt der Flächenraten in den 10 BeobachtungsSichtfeldern wurde als Flächenrate (%) des individuell extrahierten Präzipitates oder der Phasen in jeder Probe definiert. Die Ergebnisse sind kollektiv in Tabelle 1 zusammengefaßt. In Tabelle 1 ist „„Gruppe A + Gruppe B“ die Gesamt-Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, und „Gruppe C“ ist die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates. Das Gruppen A-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₂Sr-Phase, der Al₄Sr-Phase, der (Mg,Al)₂Sr-Phase und der (Mg,Al)₄Sr-Phase. Das Gruppen B-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₂Ca-Phase und der (Mg,Al)₂Ca-Phase. Das Gruppen C-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al_i7Sr₈-Phase und der Mg₁₇Sr₂-Phase. Die Querschnittsfläche eines jeden Präzipitates kann leicht unter Verwendung eines binarisierten Bildes gemessen werden, erhalten durch Binarisieren eines Mikrophotos (SEM-Mikrophoto) mit einer Bild-Verarbeitungsanlage.
[Auswertung der Wärmeresistenz]
Restliche Axialkraft
Die restliche Axialkraft einer jeden erzeugten Magnesium-Legierungteil-Proben wurde gemessen. Spezifisch wurde jede der Magnesium-Legierungsteil-Proben und ein Aluminium-Blockmaterial miteinander mit einem Eisenbolzen befestigt, zur Erzeugung eines Testteils, das Testteil wurde einer Wärmebehandlung unterworfen und die restliche Axialkraft (%) wurde von der Spannungsmenge des Bolzens vor und nach der Wärmebehandlung bestimmt. Das Testteil wurde erzeugt durch Vorsehen eines Bolzenlochs in einer angemessenen Position des Blockmaterials, wobei das Bolzenloch den gleichen Durchmesser aufwies wie das Loch in der Magnesium-Legierungsteil-Probe, durch Ausrichten des Bolzenlochs mit dem Loch in der Magnesium-Legierungsteil-Probe und Dichten des Eisenbolzens zum Befestigen. Die Bedingungen der Wärmebehandlung waren eine Temperatur von 150°C und eine Haltezeit von 170 Stunden. Die Menge der Spannung wurde unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Spannungs-Meßanlage, die bei dem Bolzen installiert war, bestimmt. Die restliche Axialkraft wurde von [(St-So)/So] × 100 (%) berechnet, wobei So die Menge der Spannung des Bolzens unmittelbar nach der Befestigung und vor dem Erwärmen auf 150°C ist und St die Menge der Spannung des Bolzens nach Durchführen der thermischen Historie bei 150°C × 170 Stunden ist. Die Menge der Spannung So vor dem Erwärmen war die Menge der Spannung, nachdem der Bolzen mit einer anfänglichen Dichtungs-Axialkraft von 9 N abgedichtet war. Die Ergebnisse der restlichen Axialkraft der und der Auswertungen A bis C der restlichen Axialspannung sind kollektiv in Tabelle 1 gezeigt. Bei der Auswertung A war die restliche Axialkraft gleich oder größer als 60 %, bei der Auswertung B war die restliche Axialkraft gleich oder größer als 50 % und weniger als 60 % und bei der Auswertung C war die restliche Axialkraft weniger als 50 %.
Dehngrenze bei 150°C

Die Dehngrenze bei 150°C einer jeden erzeugten Magnesium-Legierungsteil-Probe wurde gemessen. Spezifisch wurde ein Teststück von jeder der Magnesium-Legierungsteil-Proben gesammelt und das Teststück wurde einem Zugtest bei 150°C unterworfen, zum Messen der 0,2 % Dehngrenze. Die 0,2 % Dehngrenze wurde unter Verwendung eines universellen Zug-Testgerätes entsprechend JIS Z 2241 (2011) „Metallic materials-Tenside testing“ gemessen. Die Ergebnisse der Dehngrenze bei 150°C und die Auswertungen A bis D der Dehngrenze bei 150°C sind kollektiv in Tabelle 1 gezeigt. Bei der Auswertung A war die Dehngrenze bei 150°C gleich oder größer als 140 MPa, bei der Auswertung B war die Dehngrenze bei 150°C gleich oder größer als 130 MPa und weniger als 140 MPa, bei der Auswertung C war die Dehngrenze bei 150°C gleich oder größer als 120 MPa und weniger als 130 MPa, und bei der Auswertung D war die Dehngrenze bei 150°C weniger als 120 MPa. Die Bezeichnung „-“ in Tabelle 1 zeigt an, daß die Dehnung bei dem Zugtest extrem gering war, so daß es unmöglich war, die 0,2 % Dehngrenze zu messen. [Tabelle 1]

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Legierungs-Zusammensetzung
		Al	Sr	Ca	Mn	Sr + Ca	Sr/Al
		(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)
1-1	400 bis 500	9,2	3,2	1,1	0,25	4,3	0,35
1-2		8,6	3,4	1,3	0,25	4,7	0,40
1-3		9,5	3,5	1,5	0,24	5,0	0,37
1-4		7,4	2,8	0,6	0,26	3,4	0,38
1-5		8,1	2,7	0,8	0,25	3,5	0,33
1-6		7,1	2,6	1,1	0,25	3,7	0,37
1-7		9,8	2,8	0,7	0,24	3,5	0,29
1-8		10,1	2,6	1,4	0,25	4,0	0,26
1-9		9,9	3,5	0,6	0,25	4,1	0,35
1-11	100 bis 200	7,5	2,7	0,8	0,24	3,5	0,36
1-12		8,1	3,2	1,2	0,23	4,4	0,40
1-13		10,3	2,4	0,9	0,26	3,3	0,23
1-14		9,0	3,5	0,6	0,24	4,1	0,39
1-15		10,1	2,6	1,5	0,25	4,1	0,26
1-16		8,5	2,7	1,4	0,25	4,1	0,32
1-17		9,6	3,8	1	0,27	4,8	0,40
1-18		7,2	3,7	1,7	0,24	5,4	0,51
1-19		10,2	2,8	0,6	0,25	3,4	0,27

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Legierungs-Zusammensetzung
		Al	Sr	Ca	Mn	Sr + Ca	Sr/Al
		(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)
1-101	400 bis 500	4,5	4,9	2,8	0,24	7,7	1,09
1-102		8,1	3,3	0	0,26	3,3	0,41
1-103		9,3	0	0,9	0,23	0,9	0,00
1-111	100 bis 200	4,6	3,8	1,2	0,26	5,0	0,83
1-112		8,3	3,2	0	0,25	3,2	0,39
1-113		9,5	0	0,7	0,23	0,7	0,00

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Flächenrate des Präzipitates			Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase	Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		(%)	(%)	(%)	(%)	Auswertung	(MPa)	Auswertung
1-1	400 bis 500	21	0	0	60	A	141	A
1-2		25	0	0	65	A	145	A
1-3		29	1	0	68	A	150	A
1-4		14	0	0	61	A	138	B
1-5		12	0	0	62	A	135	B
1-6		13	0	0	64	A	131	B
1-7		11	0	0	54	B	133	B
1-8		15	0	1	56	B	140	A
1-9		14	0	0	52	B	132	B
1-11	100 bis 200	16	0	0	60	A	130	B
1-12		18	0	0	64	A	138	B
1-13		15	0	4	56	B	135	B
1-14		17	0	2	54	B	136	B
1-15		19	0	0	65	A	145	A
1-16		16	1	0	67	A	139	B
1-17		18	0	0	68	A	143	A
1-18		18	9	0	72	A	127	C
1-19		15	0	7	50	B	121	C

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Flächenrate des Präzipitates			Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase	Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		(%)	(%)	(%)	(%)	Auswertung	(MPa)	Auswertung
1-101	400 bis 500	32	18	0	63	A	-	D
1-102		8	0	13	25	C	96	D
1-103		2	0	15	23	C	92	D
1-111	100 bis 200	7	16	0	58	B	-	D
1-112		7	0	11	29	C	94	D
1-113		4	0	14	23	C	90	D

Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, wird verstanden, daß die Proben 1-1 bis 1-9 und 1-11 bis 1-19, die die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 10 % und gleich oder weniger als 30 % erfüllen, eine hohe restliche Axialkraft und hohe Dehngrenze bei 150°C haben. Insbesondere wird verstanden, daß die Proben 1-1 bis 1-9 und 1-11 bis 1-17, worin das Gruppen C-Präzipitat und die Mg₁₇Al₁₂-Phase abwesend sind oder die Flächenraten dieser Phasen klein sind, eine sehr hohe Dehngrenze bei 150°C von gleich oder größer als 130 MPa haben. Bezüglich der Probe 1-18 scheint es, daß die Probe eine geringe Hochtemperaturfestigkeit und geringe Dehngrenze bei 150°C aufgrund einer verhältnismäßig großen Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates von 9 % anstelle einer großen Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von 18 % aufweist. Bezüglich der Probe 1-19 scheint es, daß die Probe eine geringe Hochtemperaturfestigkeit und geringe Dehngrenze bei 150°C aufgrund einer verhältnismäßig großen Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von 7 % anstelle einer großen Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von 15 % hat.
Mittlerweile wird verstanden, daß die Proben 1-101 bis 1-103 und 1-111 bis 1-113, worin das Gruppen C-Präzipitat und die Mg₁₇Al₁₂-Phase zusätzlich zu dem Gruppen A-Präzipitat und dem Gruppen B-Präzipitat vorhanden sind und die Flächenraten des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase groß sind, eine sehr niedrige Dehngrenze bei 150°C von weniger als 100 MPa haben. Bezüglich der Proben 1-101 bis 1-111 scheint es, daß die Proben eine niedrige Hochtemperaturfestigkeit und geringe Dehngrenze bei 150°C aufgrund eines zu hohen Gehaltes von Sr in bezug auf Al hat und das Gruppen C-Präzipitat in einer großen Menge kristallisierte. Der Grund, warum es unmöglich war, die 0,2 % Dehngrenze bei den Proben 1-101 und 1-111 zu messen, liegt vermutlich darin, daß das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in lamellaren Formen vorhanden waren, während das Gruppen C-Präzipitat in einer Klumpenform vorlag, so daß die Dehnung extrem niedrig war. Bezüglich der Proben 1-102 und 1-112 scheint es, daß die Proben eine geringe Hochtemperaturfestigkeit und geringe Dehngrenze bei 150°C aufgrund der Abwesenheit von Ca und der kleinen Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates aufweisen und die Mg₁₇Al₁₂-Phase in einer großen Menge kristallisierte. Bezüglich der Proben 1-103 und 1-113 scheint es, daß die Proben eine geringe Hochtemperaturfestigkeit und geringe Dehngrenze bei 150°C aufgrund der Abwesenheit von Sr und der kleinen Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates aufweisen und die Mg₁₇Al₁₂-Phase in einer großen Menge kristallisierte.
[Testbeispiel 2]
Im Testbeispiel 2 wurde jedes Magnesium-Legierungsteil mit der Kühlrate in dem Gießvorgang, der eine langsame Kühlung war (1 bis 50°C/s), erzeugt. Die Magnesium-Legierungsteile wurden durch Gravitätsgießen unter Verwendung einer Form erzeugt. Im Testbeispiel 2 sind die Zusammensetzungen der Magnesium-Legierungen und die Kühlrate im Gießvorgang verschieden von jenen von Testbeispiel 1, und die anderen Testbedingungen sind gleich wie beim Testbeispiel 1. Die Zusammensetzungen der Magnesiumen-Legierungen sind in Tabelle 2 gezeigt.

Jede der erzeugten Magnesium-Legierungsteil-Proben wurde einer Querschnittsbeobachtung des Magnesium-Legierungsteils und der Wärmeresistenz-Auswertung auf gleiche Weise wie bei Testbeispiel 1 unterworfen. Beim Testbeispiel 2 erreicht, weil die Kühlrate im Gießvorgang ein langsames Kühlen ist, die Art der Verfestigung eine Gleichgewichtsverfestigung im Vergleich zur Nicht-Gleichgewichtsverfestigung bei der schnellen Kühlung. Während der Nicht-Gleichgewichtsverfestigung erhöht sich die Kristallisierung von meta-stabilen Phasen. Wenn die Art der Verfestigung eine Gleichgewichtsverfestigung erreicht, erhöht sich die Kristallisierung der stabilen Phasen. Als Ergebnis ist, wenn die Kühlrate eine langsame Kühlung ist, die gesamte Flächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates klein. Sowohl die restliche Axialkraft als auch die Dehngrenze bei 150°C sind daher niedriger als bei Testbeispiel 1. Im Testbeispiel 2 war bezüglich der Auswertung der restlichen Axialkraft bei der Auswertung A die restliche Axialkraft gleich oder größer als 50 %, bei der Auswertung B war die restliche Axialkraft gleich oder größer als 40 % und weniger als 50 % und bei der Auswertung C war die restliche Axialkraft weniger als 40 %. Bezüglich der Auswertung der Dehngrenze bei 150°C war bei der Auswertung A die Dehngrenze bei 150°C gleich oder größer als 60 MPa, bei der Auswertung B war die Dehngrenze 50°C gleich oder größer als 50 MPa und weniger als 60 MPa, bei der Auswertung C war die Dehngrenze bei 150°C gleich oder größer als 30 MPa und weniger als 50 MPa, und bei der Auswertung D war die Dehngrenze bei 150°C weniger als 30 MPa. Die Ergebnisse einer Flächenrate eines jeden Präzipitates, die restliche Axialkraft und die Dehngrenze bei 150°C sind kollektiv in Tabelle 2 gezeigt. [Tabelle 2]

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Legierungs-Zusammensetzung
		Al	Sr	Ca	Mn	Sr + Ca	Sr/Al
		(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)
2-1	1 bis 50	7,3	2,8	0,6	0,25	3,4	0,38
2-2		8,3	3,1	1	0,25	4,1	0,37
2-3		10,1	3,1	1,1	0,26	4,2	0,31
2-4		9,1	2,5	0,7	0,24	3,2	0,27
2-5		10,4	2,5	0,6	0,25	3,1	0,24
2-6		8, 8	3	1,1	0,24	4,1	0,34
2-7		9,4	3,9	1,1	0,26	5,0	0,41
2-8		9,1	2,7	1,4	0,23	4,1	0,30
2-9		7,6	3,5	1,5	0,25	5,0	0,46
2-10		10,4	3,6	1,9	0,24	5,5	0,35
2-101		4,8	2,2	1,4	0,25	3,6	0,46
2-102		8, 1	2,8	0	0,26	2,8	0,35
2-103		9,6	0	1	0,25	1,0	0,00

[Tabelle 2] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Kühlrate (°C/s)	Flächenrate des Präzipitates			Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase	Restliche Axialkraft		Dehngrenze bei 150°C
		(%)	(%)	(%)	(%)	Auswertung	(MPa)	Auswertung
2-1	1 bis 50	4	0	2	52	A	58	B
2-2		6	0	1	56	A	60	A
2-3		7	0	5	51	A	59	B
2-4		5	0	7	45	B	64	A
2-5		7	0	9	41	B	34	C
2-6		8	0	2	55	A	62	A
2-7		12	3	1	61	A	60	A
2-8		11	2	0	63	A	55	B
2-9		10	2	0	58	A	61	A
2-10		16	5	2	56	A	63	A
2-101		6	0	0	71	A	29	D
2-102		7	0	12	24	C	20	D
2-103		1	0	14	22	C	23	D

Wie in Tabelle 2 gezeigt ist, wird verstanden, daß dann, wenn die Kühlrate beim Gießvorgang ein langsames Kühlen ist, die Proben 2-1 bis 2-10, die die Gesamtfächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder mehr als 4 % und gleich oder weniger als 16 % erfüllen, eine höhere restliche Axialkraft und eine höhere Dehngrenze bei 150°C im Vergleich zu den Proben 2-102 und 2-103 mit einer großen Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase haben. Es scheint, daß die Probe 2-101 aufgrund eines geringen Gehaltes von Al eine inhärente niedrige Dehngrenze bei Raumtemperatur und eine geringe 0,2 %-Dehngrenze bei 150°C aufweist.
[Testbeispiel 3]
Jedes Magnesium-Legierungsteil wurde unter Verwendung einer Magnesium-Legierung erzeugt, und das Magnesium-Legierungsteil wurde einer Querschnittsbeobachtung ebenso wie einer Auswertung der Wärmeresistenz und des Zustandes der Risse unterworfen.
[Herstellung der Proben]
Als Ausgangsmaterial wurde ein 50 kg-Klumpen reines Magnesium mit einer Reinheit von 99,9 mass% auf gleiche Weise wie bei Testbeispiel 1 hergestellt und bei 690°C unter Verwendung eines Schmelzofens in einer Ar-Atmosphäre geschmolzen, zur Herstellung einer reinen Magnesiumschmelze. Zu der vollständig geschmolzenen reinen Magnesiumschmelze wurden Klumpen aus den folgenden Elementen 1 bis 4, die zugegeben werden sollten, zugegeben, zur Herstellung von Magnesium-Legierungsschmelzen mit jeweils der Zusammensetzung, die in Tabelle 3 oder 4 gezeigt ist. Die zuzugebenden Elemente wurden zugegeben und durch Rühren für 10 Minuten mit einer Stab-förmigen Vorrichtung in einem Zustand aufgelöst, bei dem die Temperatur der Schmelze bei 690°C gehalten wurde.

Ein Magnesium-Legierungsteil wurde unter Verwendung einer jeden hergestellten Aluminium-Legierungs-Schmelzprobe erzeugt. Für die Produktion des Magnesium-Legierungsteils wurde eine Kaltkammer-Düsengußmaschine (Modell-Nr. UB53iS2, hergestellt von UBE MACHINERY CORPORATION, Ltd.) verwendet. Die Kühlrate beim Gußvorgang war 100 bis 400°C/s.
Bei diesem Beispiel wurden Ring-förmige Magnesium-Legierungsteile auf gleiche Weise wie bei Testbeispiel 1 für die Auswertung der Wärmeresistenz erzeugt. Zusätzlich wurden bei diesem Beispiel Magnesium-Legierungsteile, die jeweils einen Vorsprung und Rippen, die von dem Vorsprung vorstanden, enthielten, für die Auswertung der Risse erzeugt (siehe 2A und 2B). Die Werte von T1, T2 und T3 in den Magnesium-Legierungsteilproben waren wie folgt, wobei T2 (mm) die Dicke des Vorsprungs in der vorstehenden Richtung der Rippe ist, T3 (mm) die Länge des Vorsprungs in der Richtung orthogonal zu der vorstehenden Richtung der Rippe ist und T1 (mm) die Dicke der Rippe ist. Bei den Proben 3-1-1 bis 3-1-7 war T1 5 mm, T2 10 mm und T3 35 mm. Bei den Proben 3-2-1 bis 3-2-7 war T1 4 mm, T2 12 mm und T3 34 mm. Bei den Proben 3-3-1 bis 3-3-7 war T1 4 mm, T2 16 mm und T3 42 mm. Bei den Proben 3-4-1 bis 3-4-7 war T1 3 mm, T2 15 mm und T3 40 mm. Bei den Proben 3-5-1 bis 3-5-7 war T1 3 mm, T2 21 mm und T3 52 mm. Bei den Proben 3-6-1 bis 3-6-7 war T1 2 mm, T2 20 mm und T3 50 mm. Bei den Proben 3-7-1 bis 3-7-7 war T1 2 mm, T2 30 mm und T3 70 mm. Das „Dickenverhältnis“, das in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, ist der Wert von T2/T1.
[Querschnittsbeobachtung]
Ein Querschnitt einer jeden erzeugten Magnesium-Legierungsteil-Probe wurde als Probe gezogen, und die Struktur der Probe wurde mit einem Elektronen-Abtastmikroskop (SEM) auf gleiche Weise wie bei Testbeispiel 1 beobachtet. Der Querschnitt wurde unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Querschnitt-Polier-(CP)-Verarbeitungsvorrichtung ermittelt. Ein willkürliches Beobachtungssichtfeld wurde bei dem CP-Querschnitt verwendet.
Die Flächenrate des individuellen Präzipitates oder der Phasen wurde unter Verwendung des SEM-Mikrophotos bestimmt. Spezifisch wurden die Präzipitate, die im Beobachtungssichtfeld Sf (350 µm × 250 µm) vorhanden waren, individuell extrahiert bezüglich der Gesamtheit des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase, die gesamte Flächen Sm der individuell extrahierten Präzipitate wurde bestimmt und die Werte (Sm/Sf) × 100 % wurden als Flächenraten der individuell extrahierten Präzipitate im Querschnitt bestimmt. Bei diesem Beispiel war die Zahl der Beobachtungssichtfelder 10, und der Durchschnitt der Durchschnitt der Flächenraten in den 10 Beobachtungssichtfeldern wurde als Flächenrate (%) des individuell extrahierten Präzipitates oder der Phasen in jeder Probe definiert. Die Ergebnisse sind kollektiv in den Tabellen 3 und 4 gezeigt. In den Tabellen 3 und 4 ist „Gruppe A + Gruppe B“ die Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates, und „Gruppe C“ ist die Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates. Das Gruppen A-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al₂Sr-Phase, der Al₂Sr-Phase, der (Mg,Al)₂Sr-Phase und der (Mg,Al)₄Sr-Phase. Das Gruppen B-Präzipitat enthält zumindest eine Phase ausgewählt aus der Al₂Ca-Phase und der (Mg,Al)₂Ca-Phase. Das Gruppen C-Präzipitat enthält zumindest eine Phase, ausgewählt aus der Al_i7Sr₈-Phase und der Mg₁₇Sr₂-Phase. Die Querschnittsfläche eines jeden Präzipitates kann leicht unter Verwendung eines binarisierten Bildes gemessen werden, erhalten durch Binarisierung eines Mikrophotos (SEM-Mikrophoto) mit einer Bildverarbeitungsanlage.
[Auswertung der Wärmeresistenz]
Restliche Axialkraft
Die restliche Axialkraft einer jeden erzeugten Magnesium-Legierungsteil-Probe wurde auf gleiche Weise wie bei Testbeispiel 1 gemessen. Spezifisch wurde jede Magnesium-Legierungsteil-Probe und ein Aluminium-Blockmaterial miteinander mit einem Eisenbolzen befestigt, zur Erzeugung eines Testteils, das Testteil wurde einer Wärmebehandlung unterworfen, und die restliche Axialkraft (%) wurde von der Menge der Spannung des Bolzens vor und nach der Wärmebehandlung bestimmt. Das Testteil wurde erzeugt, indem an einer angemessenen Position des Blockmaterials ein Bolzenloch mit dem gleichen Durchmesser wie bei dem Loch in der Magnesium-Legierungsteil-Probe vorgesehen wurde, das Bolzenloch mit dem Loch in der Magnesium-Legierungsteil-Probe ausgerichtet wurde und der Eisenbolzen zum Befestigen abgedichtet wurde. Die Bedingungen der Wärmebehandlung waren eine Temperatur von 150°C und eine Haltezeit von 170 Stunden. Die Menge der Spannung wurde unter Verwendung eines kommerziell erhältlichen Spannungsmeßgerätes, das auf dem Bolzen installiert war, bestimmt. Die restliche Axialkraft wurde von [(Sr-So)/So] × 100 (%) berechnet, wobei So die Menge der Spannung des Bolzens unmittelbar nach Befestigen und vor Erwärmen auf 150°C ist und St die Menge der Spannung des Bolzens nach Durchführen der thermischen Historie von 150°C × 170 Stunden ist. Die Menge der Spannung So vor dem Erwärmen war die Menge der Spannung, nachdem der Bolzen mit einer anfänglichen Abdicht-Axialkraft von 9 N abgedichtet wurde. Die Ergebnisse der restlichen Axialkraft und die Auswertungen A bis C der restlichen Axialkraft sind kollektiv in den Tabellen 3 und 4 gezeigt. Bei der Auswertung A war die restliche Axialkraft gleich oder größer als 60 %, bei der Auswertung B war die restliche Axialkraft gleich oder größer als 50 % und weniger als 60 %, und bei der Auswertung C war die restliche Axialkraft weniger als 50 %.
[Auswertung von Rissen]
Der Zustand der Risse einer jeden erzeugten Magnesium-Legierungsteil-Probe wurde ausgewertet. Bei diesem Beispiel wurden 10 Magnesium-Legierungsteile für jede der erzeugten Proben hergestellt und die Zahl der Risse in jedem Magnesium-Legierungsteil wurde durch visuelle Inspektion geprüft. Dann wurde ein Wert, erhalten durch Dividieren der Gesamtzahl der Risse in den Magnesium-Legierungsteilen durch die Zahl der Magnesium-Legierungsteile (zehn) als Durchschnitt der Zahl der Risse der 10 Magnesium-Legierungsteile berechnet und als Zahl der Risse (Stellen) in jeder Probe definiert. Die Ergebnisse der Zahl der Risse und die Auswertungen A bis C der Zahl der Risse sind kollektiv in den Tabellen 3 und 4 gezeigt. In der Auswertung A war die Zahl der Risse 0, bei der Auswertung B war die Zahl der Risse größer als 1 und weniger als 0 und bei der Auswertung C war die Zahl der Risse gleich oder größer als 1.
[Umfassende Auswertung]

Die umfassende Auswertung der restlichen Axialkraft-Auswertung und der Riß-Auswertung sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt. Bei der umfassenden Auswertung A waren die Auswertungen der restlichen Axialkraft und der Risse A, bei der umfassenden Auswertung B war zumindest eine von der Auswertung der restlichen Axialkraft und der Risse B und bei der umfassenden Auswertung C war zumindest eine der Auswertungen der restlichen Axialkraft und der Risse C. [Tabelle 3]

Probe Nr.	Legierungs-Zusammensetzung				Dickenverhältnis	Flächenrate des Präzipitates
	Al	Sr	Ca	Mn	Dickenverhältnis	Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase
	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(%)	(%)	(%)	(%)
3-1-1	8,8	3	0,6	0,31	2	13	0	0
3-1-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-1-3	8, 8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-1-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-1-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-1-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-1-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0
3-2-1	8, 8	3	0,6	0,31	3	13	0	0
3-2-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-2-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-2-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-2-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-2-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-2-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0

[Tabelle 3] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Legierungs-Zusammensetzung				Dickenverhältnis	Flächenrate des Präzipitates
	Al	Sr	Ca	Mn	Dickenverhältnis	Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase
	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(%)	(%)	(%)	(%)
3-3-1	8,8	3	0,6	0,31	4	13	0	0
3-3-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-3-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-3-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-3-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-3-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-3-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0
3-4-1	8,8	3	0,6	0,31	5	13	0	0
3-4-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-4-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-4-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-4-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-4-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-4-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0

[Tabelle 3] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Restliche Axialkraft		Durchschnittliche Zahl der Risse		Auswertung
Probe Nr.	(%)	Auswertung	(Stellen)	Auswertung	Auswertung
3-1-1	60	A	0	A	A
3-1-2	64	A	0	A	A
3-1-3	68	A	0	A	A
3-1-4	52	B	0	A	B
3-1-5	28	C	0	A	C
3-1-6	34	C	0	A	C
3-1-7	59	B	2	C	C
3-2-1	60	A	0	A	A
3-2-2	64	A	0	A	A
3-2-3	68	A	0	A	A
3-2-4	52	B	0	A	B
3-2-5	28	C	0	A	C
3-2-6	34	C	0	A	C
3-2-7	59	B	2,2	C	C

[Tabelle 3] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Restliche Axialkraft		Durchschnittliche Zahl der Risse		Auswertung
Probe Nr.	(%)	Auswertung	(Stellen)	Auswertung	Auswertung
3-3-1	60	A	0	A	A
3-3-2	64	A	0	A	A
3-3-3	68	A	0	A	A
3-3-4	52	B	0	A	B
3-3-5	28	C	0	A	C
3-3-6	34	C	0,3	B	C
3-3-7	59	B	2,5	C	C
3-4-1	60	A	0	A	A
3-4-2	64	A	0	A	A
3-4-3	68	A	0	A	A
3-4-4	52	B	0	A	B
3-4-5	28	C	0	A	C
3-4-6	34	C	0,8	B	C
3-4-7	59	B	3,1	C	C

[Tabelle 4]

Probe Nr.	Legierungs-Zusammensetzung				Dickenverhältnis	Flächenrate des Präzipitates
	Al	Sr	Ca	Mn	Dickenverhältnis	Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase
	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(%)	(%)	(%)	(%)
3-5-1	8,8	3	0,6	0,31	7	13	0	0
3-5-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-5-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-5-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-5-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-5-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-5-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0
3-6-1	8,8	3	0,6	0,31	10	13	0	0
3-6-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-6-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-6-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-6-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-6-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-6-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0

[Tabelle 4] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Legierungs-Zusammensetzung				Dickenverhältnis	Flächenrate des Präzipitates
	Al	Sr	Ca	Mn	Dickenverhältnis	Gruppe A + Gruppe B	Gruppe C	Mg₁₇Al₁₂-Phase
	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(mass%)	(%)	(%)	(%)	(%)
3-7-1	8,8	3	0,6	0,31	15	13	0	0
3-7-2	8,8	2,5	1,2	0,32		15	0	0
3-7-3	8,8	3,6	1,6	0,28		27	7	0
3-7-4	9,8	2,8	0,8	0,26		16	0	3
3-7-5	12,3	2,2	0,5	0,2		12	0	9
3-7-6	9,2	0,8	1,3	0,23		8	0	7
3-7-7	9,1	4,1	3,2	0,26		31	12	0

[Tabelle 4] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Restliche Axialkraft		Durchschnittliche Zahl der Risse		Auswertung
Probe Nr.	(%)	Auswertung	(Stellen)	Auswertung	Auswertung
3-5-1	60	A	0,1	B	B
3-5-2	64	A	0	A	A
3-5-3	68	A	0,5	B	B
3-5-4	52	B	0	A	B
3-5-5	28	C	0,8	B	C
3-5-6	34	C	1,7	C	C
3-5-7	59	B	4,2	C	C
3-6-1	60	A	0,4	B	B
3-6-2	64	A	0,2	B	B
3-6-3	68	A	0,8	B	B
3-6-4	52	B	0,1	B	B
3-6-5	28	C	1,5	C	C
3-6-6	34	C	2,7	C	C
3-6-7	59	B	5,8	C	C

[Tabelle 4] (Fortsetzung)

Probe Nr.	Restliche Axialkraft		Durchschnittliche Zahl der Risse		Auswertung
Probe Nr.	(%)	Auswertung	(Stellen)	Auswertung	Auswertung
3-7-1	60	A	1,5	C	C
3-7-2	64	A	1,2	C	C
3-7-3	68	A	1,7	C	C
3-7-4	52	B	1,1	C	C
3-7-5	28	C	2,1	C	C
3-7-6	34	C	4,5	C	C
3-7-7	59	B	6,4	C	C

Bezüglich der Auswertung der Risse wird zunächst verstanden, wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, daß das Magnesium-Legierungsteil wahrscheinlicher reißt, wenn das Dickenverhältnis größer ist. Wenn das Dickenverhältnis 2 oder 3 war, war beispielsweise die Zahl der Risse 0 bei allen Proben mit Ausnahme der Proben 3-1-7 und 3-2-7, aber wenn das Dickenverhältnis 10 war, war die Zahl der Risse größer als 0 und weniger als 1 bei den Proben 3-6-1 und 3-6-4 und war gleich oder größer als 1 bei den Proben 3-6-5 bis 3-6-7, und wenn das Dickenverhältnis 15 war, war die Zahl der Risse gleich oder größer als 1 in allen Proben.
Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, wird zusätzlich verstanden, daß eine Probe, die die Gesaamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 2,5 % und gleich oder weniger als 30 % erfüllt, unwahrscheinlich reißt, selbst wenn das Dickenverhältnis groß ist. Spezifisch war in dem Fall, bei dem das Dickenverhältnis 4 oder 5 war, die Zahl der Risse 0 bei den Proben 3-3-1 bis 3-3-5 und 3-4-1 bis 3-4-5 und die Zahl der Risse war größer als 0 und weniger als 1 bei den Proben 3-3-6 und 3-4-6. Wenn das Dickenverhältnis 7 war, war die Zahl der Risse 0 bei den Proben 3-5-2 und 3-5-4, und die Zahl der Risse war größer als 0 und weniger als 1 bei den Proben 3-5-1, 3-5-3 und 3-5-5. Wenn das Dickenverhältnis 10 war, war die Zahl der Risse größer als 0 und weniger als 1 bei den Proben 3-6-1 bis 3-6-4.
Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, wird weiterhin verstanden, daß dann, wenn die Dickenvariation größer als durch das Dickenverhältnis von gleich oder größer als 7 angezeigt ist, eine Probe, die eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 2,5 % und gleich oder weniger als 30 % erfüllt und kleine Mengen des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase enthält, sicherlich unwahrscheinlich reißt, solange das Dickenverhältnis weniger als 15 ist. Spezifisch war selbst in dem Fall, wenn das Dickenverhältnis 10 war, die Zahl der Risse größer als 0 und weniger als 1 bei den Proben 3-6-1 bis 3-6-4.
Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, wird bezüglich der Auswertung der restlichen Axialkraft verstanden, daß eine Probe, die eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder mehr als 2,5 % und gleich oder weniger als 30 % erfüllt und verhältnismäßig kleine Mengen des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase enthält, eine verhältnismäßig hohe restliche Axialkraft hat. Beispielsweise hatten die Proben 3-1-1 bis 3-1-4, die Proben 3-2-1 bis 3-2-4, die Proben 3-3-1 bis 3-3-4, die Proben 3-4-1 bis 3-4-4, die Proben 3-5-1 bis 3-4-4, die Proben 3-6-1 bis 3-6-4 und die Proben 3-7-1 bis 3-7-4 eine restliche Axialkraft von gleich oder größer als 50 %.
Von dem Obigen wird verstanden, daß ein Magnesium-Legierungsteil, das das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat hat, die zu der Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit in einem spezifischen Bereich beitragen, unwahrscheinlich während des Gießens reißt, selbst wenn es eine komplizierte Form hat, die einen integral geformten Teil mit einer großen Dickenvariation aufweist. Insbesondere wird verstanden, daß ein Magnesium-Legierungsteil, das das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in einem spezifischen Bereich aufweist und verhältnismäßig kleine Mengen des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate hat, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, unwahrscheinlich während des Gießens reißt, selbst wenn es eine komplizierte Form mit einer größeren Dickenvariation aufweist. Weiterhin wird verstanden, daß ein Magnesium-Legierungsteil, das das Gruppen A-Präzipitat und das Gruppen B-Präzipitat in einem spezifischen Bereich hat und verhältnismäßig kleine Mengen des Gruppen C-Präzipitates und der Mg₁₇Al₁₂-Phase als Präzipitate aufweist, die die Hochtemperaturfestigkeit reduzieren, die Reduktion der restlichen Axialkraft unterdrücken kann.
Es ist zu verstehen, daß die Ausführungsbeispiele und Beispiele, die hierin offenbart sind, in allen Aspekten erläuternd und nicht beschränkend sind. Der Umfang dieser Erfindung wird nicht durch die oben erwähnten Ausführungsbeispiele und Beispiele, sondern durch den Umfang der Ansprüche dargestellt, und es ist beabsichtigt, daß alle Modifizierungen innerhalb der Bedeutung und des Umfangs, der äquivalent zum Umfang der Ansprüche ist, enthalten ist.
Bezugszeichenliste
1: Magnesium-Legierungsteil, 2: Vorsprung (Grundteil), 3: Rippe (Plattenteil), 4: Sockel T1, T2: Dicke, T3: Länge.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2017221519 [0001]
JP 2017221520 [0001]
JP 2010242146 [0002]
JP 2017160495 [0002]

Claims

Magnesium-Legierung, enthaltend Al, Sr, Ca und Mn mit Rest Mg und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei die Magnesium-Legierung enthält: eine Struktur mit einer α-Mg-Phase und ein Präzipitat, das in zumindest einer von einer Korngrenze der α-Mg-Phase und einer Zellgrenze dispergiert ist, wobei das Präzipitat enthält: zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe A, bestehend aus einer Al₂Sr-Phase, einer Al₄Sr-Phase, einer (Mg,Al)₂Sr-Phase und einer (Mg,Al)₄Sr-Phase, und zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe B, bestehend aus einer Al₂Ca-Phase und einer (Mg,Al)₂Ca-Phase, wobei die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 2,5 % und gleich oder weniger als 30 % hat.
Magnesium-Legierung nach Anspruch 1, worin das Präzipitat weiterhin zumindest eine Phase enthält, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase, und die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine Flächenrate eines Gruppen C-Präzipitates von gleich oder weniger als 15 % hat.
Magnesium-Legierung nach Anspruch 2, die in einem Querschnitt eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 10 % und gleich oder weniger als 25 % hat.
Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin das Präzipitat weiterhin eine Mg₁₇Al₁₂-Phase enthält und die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von gleich oder weniger als 10 % hat.
Magnesium-Legierung nach Anspruch 1, worin das Präzipitat weiterhin enthält: zumindest eine Phase, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase und eine Mg₁₇Al₁₂-Phase und worin die Magnesium-Legierung in einem Querschnitt aufweist: eine Gesamtflächenrate des Gruppen A-Präzipitates und des Gruppen B-Präzipitates von gleich oder größer als 15 % und gleich oder weniger als 25 %, eine Flächenrate des Gruppen C-Präzipitates von gleich oder weniger als 7 % und eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von gleich oder weniger als 5 %.
Magnesium-Legierungsteil, enthaltend die Magnesium-Legierung nach Anspruch 1 und enthaltend ein Grundteil und ein Plattenteil, das integral mit dem Grundteil geformt ist, so daß es von dem Grundteil vorsteht, wobei das Grundteil eine Dicke in einer vorstehenden Richtung des Plattenteils von gleich oder mehr als dem 5-fachen einer Dicke des Plattenteils hat.
Magnesium-Legierungsteil nach Anspruch 6, worin das Grundteil eine Länge in einer Richtung, die die vorstehende Richtung des Plattenteils schneidet, von gleich oder größer als dem 5-fachen der Dicke des Plattenteils hat.
Magnesium-Legierungsteil nach Anspruch 6 oder 7, worin das Präzipitat weiterhin zumindest eine Phase enthält, ausgewählt aus einer Gruppe C, bestehend aus einer Al₁₇Sr₈-Phase und einer Mg₁₇Sr₂-Phase, und das Magnesium-Legierungsteil in einem Querschnitt eine Flächenrate eines Gruppen C-Präzipitates von gleich oder weniger als 10 % hat.
Magnesium-Legierungsteil nach einem der Ansprüche 6 bis 8, worin das Präzipitat weiterhin eine Mg₁₇Al₁₂-Phase enthält und das Magnesium-Legierungsteil in einem Querschnitt eine Flächenrate der Mg₁₇Al₁₂-Phase von gleich oder weniger als 5 % hat.