JP3107267B2 - 耐熱マグネシウム合金 - Google Patents
耐熱マグネシウム合金Info
- Publication number
- JP3107267B2 JP3107267B2 JP05304031A JP30403193A JP3107267B2 JP 3107267 B2 JP3107267 B2 JP 3107267B2 JP 05304031 A JP05304031 A JP 05304031A JP 30403193 A JP30403193 A JP 30403193A JP 3107267 B2 JP3107267 B2 JP 3107267B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- axial force
- present
- tensile strength
- range
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は伸びおよび強度特性に優
れたMg−Al−Zn−R.E.系の耐熱マグネシウム
合金に関する。
れたMg−Al−Zn−R.E.系の耐熱マグネシウム
合金に関する。
【0002】
【従来の技術】マグネシウムの比重は1.74で、工業
用金属材料中最も軽量である上、機械的性質もアルミニ
ウム合金に比較して見劣りしないので、主として航空機
あるいは自動車材料、特に軽量化や低燃費化に対応する
材料として注目されてきた。
用金属材料中最も軽量である上、機械的性質もアルミニ
ウム合金に比較して見劣りしないので、主として航空機
あるいは自動車材料、特に軽量化や低燃費化に対応する
材料として注目されてきた。
【0003】従来のマグネシウム合金のうちMg−Al
系合金(ASTM規格−AM60B、AM50A、AM
20A等)は、2〜12%のAlを含み、これに少量の
Mnが添加されたもので、Mg側はα−Mg固溶体とβ
−Mg17Al12化合物の共晶系で、熱処理によってMg
17Al12の中間相の析出による時効硬化が生ずる。ま
た、溶体化によって強さと靱性が向上する。
系合金(ASTM規格−AM60B、AM50A、AM
20A等)は、2〜12%のAlを含み、これに少量の
Mnが添加されたもので、Mg側はα−Mg固溶体とβ
−Mg17Al12化合物の共晶系で、熱処理によってMg
17Al12の中間相の析出による時効硬化が生ずる。ま
た、溶体化によって強さと靱性が向上する。
【0004】また、Alを5〜10%、Znを1〜3%
含有するMg−Al−Zn系(ASTM規格−AZ91
D等)では、Mg側に広いα−固溶体領域があり、Mg
−Al−Zn系化合物が晶出する。鋳造のままでも強靱
で耐食性に優れているが、時効熱処理によって機械的性
質が改善され、また焼入れ焼戻しにより粒界に化合物相
がパーライト状に析出する。
含有するMg−Al−Zn系(ASTM規格−AZ91
D等)では、Mg側に広いα−固溶体領域があり、Mg
−Al−Zn系化合物が晶出する。鋳造のままでも強靱
で耐食性に優れているが、時効熱処理によって機械的性
質が改善され、また焼入れ焼戻しにより粒界に化合物相
がパーライト状に析出する。
【0005】Mg−Zn系合金においては、Mgに2%
のZnを添加した場合に、鋳造のままで最高の強度と伸
びがえられるが、鋳造性を良くし健全な鋳物を得るため
に、さらに多量にZnが添加される。Mg−6%Zn合
金は鋳造のままでは引張強さが17kg/mm2台であ
り、T6処理により改善されるがMg−Al系に比べる
とかなり劣っている。Mg−Zn系としては、例えばZ
CM630A(Mg−6%Zn−3%Cu−0.2M
n)がある。
のZnを添加した場合に、鋳造のままで最高の強度と伸
びがえられるが、鋳造性を良くし健全な鋳物を得るため
に、さらに多量にZnが添加される。Mg−6%Zn合
金は鋳造のままでは引張強さが17kg/mm2台であ
り、T6処理により改善されるがMg−Al系に比べる
とかなり劣っている。Mg−Zn系としては、例えばZ
CM630A(Mg−6%Zn−3%Cu−0.2M
n)がある。
【0006】一方、耐熱性が優れ高温における使用に適
するマグネシウム合金が探究され、希土類元素(R.
E.)を添加した合金が、常温における機械的性質はア
ルミニウム合金に多少劣るが、250〜300℃までの
高温においてアルミニウム合金に比肩する性質が得られ
ることが見出されている。例えば、R.E.を含む実用
合金として、Znを含まないEK30A合金(2.5〜
4%R.E.−0.2%Zr)、Znを含むものとして
ZE41A合金(1%R.E,−2.0%Zn−0.6
%Zr)などが実用化されている。
するマグネシウム合金が探究され、希土類元素(R.
E.)を添加した合金が、常温における機械的性質はア
ルミニウム合金に多少劣るが、250〜300℃までの
高温においてアルミニウム合金に比肩する性質が得られ
ることが見出されている。例えば、R.E.を含む実用
合金として、Znを含まないEK30A合金(2.5〜
4%R.E.−0.2%Zr)、Znを含むものとして
ZE41A合金(1%R.E,−2.0%Zn−0.6
%Zr)などが実用化されている。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】前記マグネシウム合金
のうち、Mg−Al系あるいはMg−Al−Zn系の合
金は、コストも安く、ダイカストが可能であるので、せ
いぜい60℃以下の低温度で使用される部材に採用され
つつあるが、Mg−Al化合物は融点が低く、高温で不
安定であるため、高温での強度低下、耐クリープ性の低
下が大きい。
のうち、Mg−Al系あるいはMg−Al−Zn系の合
金は、コストも安く、ダイカストが可能であるので、せ
いぜい60℃以下の低温度で使用される部材に採用され
つつあるが、Mg−Al化合物は融点が低く、高温で不
安定であるため、高温での強度低下、耐クリープ性の低
下が大きい。
【0008】例えば、AZ91Dは鋳造性、耐食性、室
温〜150℃までの強度に優れるが、100℃以上の耐
クリープ性に劣る。高温クリープ特性が低いと、例えば
ボルト締結部が使用中温度上昇した場合に、締付力(軸
力)が低下するという問題を生ずる。特にダイカスト材
料の場合にこの傾向は顕著となる。
温〜150℃までの強度に優れるが、100℃以上の耐
クリープ性に劣る。高温クリープ特性が低いと、例えば
ボルト締結部が使用中温度上昇した場合に、締付力(軸
力)が低下するという問題を生ずる。特にダイカスト材
料の場合にこの傾向は顕著となる。
【0009】マグネシウム合金の中のアルミニウムはそ
の凝固過程において、Mg17Al12の晶出物を形成する
が、ダイカストのように冷却速度が早い場合、粒界近傍
に晶出物を形成する前の溶質原子のアルミニウム濃度が
高い領域(デントリティクセル)を形成する。この不安
定なアルミニウム原子の存在のため、高温環境下での粒
界拡散が活発となり、クリープ変形が促進されると考え
られる。
の凝固過程において、Mg17Al12の晶出物を形成する
が、ダイカストのように冷却速度が早い場合、粒界近傍
に晶出物を形成する前の溶質原子のアルミニウム濃度が
高い領域(デントリティクセル)を形成する。この不安
定なアルミニウム原子の存在のため、高温環境下での粒
界拡散が活発となり、クリープ変形が促進されると考え
られる。
【0010】本発明は従来のMg−Al系のダイカスト
用合金が耐クリープ特性に劣るという前記のごとき問題
点を解決するためになされたものであって、150℃で
のクリープ特性を向上し、さらに室温〜100℃までの
強度を確保し、鋳造性と耐食性を向上させた耐熱マグネ
シウム合金を提供することを目的とする。
用合金が耐クリープ特性に劣るという前記のごとき問題
点を解決するためになされたものであって、150℃で
のクリープ特性を向上し、さらに室温〜100℃までの
強度を確保し、鋳造性と耐食性を向上させた耐熱マグネ
シウム合金を提供することを目的とする。
【0011】
【課題を解決するための手段】そこで、発明者等はデン
トリティクセルを形成しないアルミニウム濃度について
研究し、アルミニウム濃度を1.0〜3.0%に規制す
ることにより、デントリティクセルの形成が抑止できる
ことを見出した。また、室温〜100℃までの強度およ
び伸びを確保するために0.25〜3.0%の亜鉛を添
加することが有効であることを知見した。さらに、粒界
に高融点の晶出物を形成する希土類金属またはネオジウ
ムを0.5〜4.0を添加して粒界を強化し、また0.
2%のMnを添加して耐食性を向上させることにより本
発明を完成した。
トリティクセルを形成しないアルミニウム濃度について
研究し、アルミニウム濃度を1.0〜3.0%に規制す
ることにより、デントリティクセルの形成が抑止できる
ことを見出した。また、室温〜100℃までの強度およ
び伸びを確保するために0.25〜3.0%の亜鉛を添
加することが有効であることを知見した。さらに、粒界
に高融点の晶出物を形成する希土類金属またはネオジウ
ムを0.5〜4.0を添加して粒界を強化し、また0.
2%のMnを添加して耐食性を向上させることにより本
発明を完成した。
【0012】本発明の請求項1の耐熱マグネシウム合金
は、一般式、Mg−a%Al−b%Zn−c%R.E.
(但し、R.E.希土類元素)で表されるマグネシウム
合金において、 1.0≦a≦3.0 0.25≦b≦3.0 0.5≦c≦4.0 であって、重量比で、Mn;0.2〜0.3%を含有
し、かつ 0.25≦b≦1.0ではc≦a+1 1.0≦b≦3.0ではc≦a+b≦1/2c+4.0 (但し、a、b、cはいずれも重量%) を満足する伸び、強度特性の優れたことを要旨とする。
は、一般式、Mg−a%Al−b%Zn−c%R.E.
(但し、R.E.希土類元素)で表されるマグネシウム
合金において、 1.0≦a≦3.0 0.25≦b≦3.0 0.5≦c≦4.0 であって、重量比で、Mn;0.2〜0.3%を含有
し、かつ 0.25≦b≦1.0ではc≦a+1 1.0≦b≦3.0ではc≦a+b≦1/2c+4.0 (但し、a、b、cはいずれも重量%) を満足する伸び、強度特性の優れたことを要旨とする。
【0013】また、さらに耐力を向上させるために必要
に応じて請求項1の本発明の耐熱マグネシウム合金にM
n;0.1〜1.0%を含有することを要旨とする。
に応じて請求項1の本発明の耐熱マグネシウム合金にM
n;0.1〜1.0%を含有することを要旨とする。
【0014】
【作用】アルミニウム濃度をデントリティクセルを形成
しない濃度範囲の1.0〜3.0%に限定したので、1
00℃以上の耐クリープ性を向上することができた。ま
た、亜鉛を0.25〜3.0%添加したので、室温〜1
00℃までの強度および伸びが確保されると共に鋳造性
が向上した。希土類金属またはネオジウムを0.5〜
4.0%を添加したので、粒界に高融点晶出物が形成さ
れ粒界が強化されて、150℃でのクリープ特性が向上
した。
しない濃度範囲の1.0〜3.0%に限定したので、1
00℃以上の耐クリープ性を向上することができた。ま
た、亜鉛を0.25〜3.0%添加したので、室温〜1
00℃までの強度および伸びが確保されると共に鋳造性
が向上した。希土類金属またはネオジウムを0.5〜
4.0%を添加したので、粒界に高融点晶出物が形成さ
れ粒界が強化されて、150℃でのクリープ特性が向上
した。
【0015】また、本発明ではMnを0.1〜1.0%
含有させたので、耐力向上し初期のボルト締結軸力低下
が小さい。Mnは少量の添加で粒内に固溶し、固溶強化
した結果、室温および高温の耐力を向上する。初期軸力
の低下は材料(被締結体)の耐力に依存するため、Mn
添加により改善されたと考えられる。さらに、Mnが
0.2〜0.3%の範囲では耐食性も向上した。
含有させたので、耐力向上し初期のボルト締結軸力低下
が小さい。Mnは少量の添加で粒内に固溶し、固溶強化
した結果、室温および高温の耐力を向上する。初期軸力
の低下は材料(被締結体)の耐力に依存するため、Mn
添加により改善されたと考えられる。さらに、Mnが
0.2〜0.3%の範囲では耐食性も向上した。
【0016】本発明において合金元素の添加理由と組成
範囲を限定した理由について説明する。 Al;1.0〜3.0% Alはその含有量の増加と共に軸力保持率は低下する。
図1はZn;2.0%、R.E.;2.9%、Mn;
0.2%合金にAlを0〜4.0%添加した場合の軸力
保持率を測定したものであるが、目標値としては150
℃×300時間で50%を設定しており、これを満足す
る3.0%を上限とした。また、図2は同じ合金系にお
ける鋳造割れ発生割合を測定したものであるが、Al量
が1.0%未満になると鋳造割れが発生し易くなるので
1.0%を下限とした。
範囲を限定した理由について説明する。 Al;1.0〜3.0% Alはその含有量の増加と共に軸力保持率は低下する。
図1はZn;2.0%、R.E.;2.9%、Mn;
0.2%合金にAlを0〜4.0%添加した場合の軸力
保持率を測定したものであるが、目標値としては150
℃×300時間で50%を設定しており、これを満足す
る3.0%を上限とした。また、図2は同じ合金系にお
ける鋳造割れ発生割合を測定したものであるが、Al量
が1.0%未満になると鋳造割れが発生し易くなるので
1.0%を下限とした。
【0017】Zn;0.25〜3.0% Znは、Al;2.0%、R.E.;2.9%、Mn;
0.2%合金にZnを0〜4.0%添加した場合の室温
における引張強さを示す図4および100℃における引
張伸びを示す図5から明らかなように、0.25%以上
の添加により室温強度が改善され、100℃における引
張伸びも改善される。室温強度の点から言えば10%以
上が好ましい範囲である。しかし、同じ合金系の軸力保
持率を測定した図3に示したように、多過ぎるZnの添
加は、軸力保持率を低下させるため、その上限を目標値
が維持される3.0%とした。
0.2%合金にZnを0〜4.0%添加した場合の室温
における引張強さを示す図4および100℃における引
張伸びを示す図5から明らかなように、0.25%以上
の添加により室温強度が改善され、100℃における引
張伸びも改善される。室温強度の点から言えば10%以
上が好ましい範囲である。しかし、同じ合金系の軸力保
持率を測定した図3に示したように、多過ぎるZnの添
加は、軸力保持率を低下させるため、その上限を目標値
が維持される3.0%とした。
【0018】なお、Znは少量添加では粒内に固溶かつ
粒界にMg、Al、R.E.と高融点化合物を作り、強
度、伸び、耐クリープ性を向上させるが、多量に入れる
と、R.E.を含まないMg、Al、Znの低融点化合
物も粒界に生じるため、耐クリープ性を悪化させる。
粒界にMg、Al、R.E.と高融点化合物を作り、強
度、伸び、耐クリープ性を向上させるが、多量に入れる
と、R.E.を含まないMg、Al、Znの低融点化合
物も粒界に生じるため、耐クリープ性を悪化させる。
【0019】R.E.;0.5〜4.0 R.E.は、Al;2.0%、Zn;2.0%、Mn;
0.2%合金にR.E.を0〜4.0%添加した場合の
軸力保持率を示す図6から明らかなように、0.5%以
上の添加で軸力保持率を大きく改善することができる。
しかし、同じ合金系の室温における引張強さを示す図7
から明らかなように、R.E.の添加量が4.0%を越
えると室温強度を低下させるので、その上限を4.0%
とした。なお、R.E.としてはセリウムを主成分とす
るミッシュメタルが好ましいが、ミッシュメタルをネオ
ジウムに置換した場合も同等の効果が得られた。
0.2%合金にR.E.を0〜4.0%添加した場合の
軸力保持率を示す図6から明らかなように、0.5%以
上の添加で軸力保持率を大きく改善することができる。
しかし、同じ合金系の室温における引張強さを示す図7
から明らかなように、R.E.の添加量が4.0%を越
えると室温強度を低下させるので、その上限を4.0%
とした。なお、R.E.としてはセリウムを主成分とす
るミッシュメタルが好ましいが、ミッシュメタルをネオ
ジウムに置換した場合も同等の効果が得られた。
【0020】Mn;0.1〜1.0% Mnは粒内に固溶し、固溶強化した結果、初期軸力低下
の改善の効果が得られる。前記効果を得るためには少な
くとも0.1%以上を添加する必要がある。初期軸力低
下改善の効果は0.4%までで飽和するが、さらにMn
を増やして1.0%を越えると、Mn−Al−R.E.
の晶出物を形成し鋳造割れを生ずるので、上限を1.0
%とした。Mnは0.2%以上の添加でAlと同時に作
用して腐食に影響するFeを除去する。0.3を越えて
添加しても耐食性の効果向上は見られないので、耐食性
向上を望む場合には上限を0.3%とすることが好まし
い。
の改善の効果が得られる。前記効果を得るためには少な
くとも0.1%以上を添加する必要がある。初期軸力低
下改善の効果は0.4%までで飽和するが、さらにMn
を増やして1.0%を越えると、Mn−Al−R.E.
の晶出物を形成し鋳造割れを生ずるので、上限を1.0
%とした。Mnは0.2%以上の添加でAlと同時に作
用して腐食に影響するFeを除去する。0.3を越えて
添加しても耐食性の効果向上は見られないので、耐食性
向上を望む場合には上限を0.3%とすることが好まし
い。
【0021】なお、本発明において、Al(a)、Zn
(b)およびR.E.(c)に関してc≦a+1または
c≦a+b≦1/2c+4.0としたのは、R.E.は
AlとZnの合計量より多いと、室温強度を低下させる
からであり、またAlとZnの合計量が(R.E.)×
1/2+4重量%より多いと、高温でのクリープ性を低
下させるからである。
(b)およびR.E.(c)に関してc≦a+1または
c≦a+b≦1/2c+4.0としたのは、R.E.は
AlとZnの合計量より多いと、室温強度を低下させる
からであり、またAlとZnの合計量が(R.E.)×
1/2+4重量%より多いと、高温でのクリープ性を低
下させるからである。
【0022】
【実施例】本発明の実施例を説明し本発明の効果を明ら
かにする。 (実施例1)Zn;1.0%を含有しAl;0〜4.0
%およびR.E.;0〜4.0%を含有する合金系(以
下合金系Aという。)、Zn;2.0%を含有しAl;
0〜4.0%およびR.E.;0〜5.0%を含有する
合金系(以下合金系Bという。)、Zn;3.0%を含
有しAl;0〜4.0%およびR.E.;0〜5.0%
を含有する合金系(以下合金系Cという。)、Zn;
0.25%を含有しAl;0〜4.0%およびR.
E.;0〜5.0%を含有する合金系(以下合金系Dと
いう。)を溶製し、それぞれの合金系について、室温に
おける引張強さおよび150℃×300時間の軸力保持
率を測定した。得られた結果は、合金系Aについては図
8に、合金系Bについては図9に、合金系Cについては
図10に、合金系Dについては図11に示したが、それ
ぞれの図において、軸力保持率が50%以下であるもの
については×印で、引張強さが200MPa以下のもの
は黒三角印で、軸力保持率が50%以上でかつ引張強さ
が200MPa以上のものについては●印として示し
た。
かにする。 (実施例1)Zn;1.0%を含有しAl;0〜4.0
%およびR.E.;0〜4.0%を含有する合金系(以
下合金系Aという。)、Zn;2.0%を含有しAl;
0〜4.0%およびR.E.;0〜5.0%を含有する
合金系(以下合金系Bという。)、Zn;3.0%を含
有しAl;0〜4.0%およびR.E.;0〜5.0%
を含有する合金系(以下合金系Cという。)、Zn;
0.25%を含有しAl;0〜4.0%およびR.
E.;0〜5.0%を含有する合金系(以下合金系Dと
いう。)を溶製し、それぞれの合金系について、室温に
おける引張強さおよび150℃×300時間の軸力保持
率を測定した。得られた結果は、合金系Aについては図
8に、合金系Bについては図9に、合金系Cについては
図10に、合金系Dについては図11に示したが、それ
ぞれの図において、軸力保持率が50%以下であるもの
については×印で、引張強さが200MPa以下のもの
は黒三角印で、軸力保持率が50%以上でかつ引張強さ
が200MPa以上のものについては●印として示し
た。
【0023】図8の合金系Aにおいて、一般式、Mg−
a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0≦
a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図8の四角形abcdで囲まれる範囲であるが、この範
囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保持率
が50%以下か引張強さが200MPa以下であった。
これに対して図8の四角形abcdで囲まれる範囲の組
成のものは全て●であって、軸力保持率が50%以上で
かつ引張強さが200MPa以上であって、本発明の効
果が確認された。
a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0≦
a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図8の四角形abcdで囲まれる範囲であるが、この範
囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保持率
が50%以下か引張強さが200MPa以下であった。
これに対して図8の四角形abcdで囲まれる範囲の組
成のものは全て●であって、軸力保持率が50%以上で
かつ引張強さが200MPa以上であって、本発明の効
果が確認された。
【0024】図9の合金系Bにおいて、一般式、Mg−
a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0≦
a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図9の六角形abcdefで囲まれる範囲であるが、こ
の範囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保
持率が50%以下か引張強さが200MPa以下であっ
た。これに対して図8の6角形abcdefで囲まれる
範囲の組成のものは全て●であって、軸力保持率が50
%以上でかつ引張強さが200MPa以上であって、本
発明の効果が確認された。
a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0≦
a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図9の六角形abcdefで囲まれる範囲であるが、こ
の範囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保
持率が50%以下か引張強さが200MPa以下であっ
た。これに対して図8の6角形abcdefで囲まれる
範囲の組成のものは全て●であって、軸力保持率が50
%以上でかつ引張強さが200MPa以上であって、本
発明の効果が確認された。
【0025】図10の合金系Cにおいて、一般式、Mg
−a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0
≦a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図10の四角形abcdで囲まれる範囲であるが、この
範囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保持
率が50%以下か引張強さが200MPa以下であっ
た。これに対して図10の四角形abcdで囲まれる範
囲の組成のものは全て●であって、軸力保持率が50%
以上でかつ引張強さが200MPa以上であって、本発
明の効果が確認された。
−a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0
≦a≦3.0、1.0≦b≦3.0、0.5≦c≦4.
0、c≦a+b≦1/2c+4.0を満足する範囲は、
図10の四角形abcdで囲まれる範囲であるが、この
範囲外の組成のものは、×か黒三角であっで、軸力保持
率が50%以下か引張強さが200MPa以下であっ
た。これに対して図10の四角形abcdで囲まれる範
囲の組成のものは全て●であって、軸力保持率が50%
以上でかつ引張強さが200MPa以上であって、本発
明の効果が確認された。
【0026】図11の合金系Dにおいて、一般式、Mg
−a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0
≦a≦3.0、0.25≦b≦1.0、0.5≦c≦
4.0、c≦a+1を満足する範囲は、図11の四角形
abcdで囲まれる範囲であるが、この範囲外の組成の
ものは、×か黒三角であっで、軸力保持率が50%以下
か引張強さが200MPa以下であった。これに対して
図11の四角形abcdで囲まれる範囲の組成のものは
全て●であって、軸力保持率が50%以上でかつ引張強
さが200MPa以上であって、本発明の効果が確認さ
れた。
−a%Al−b%Zn−c%R.E.において、1.0
≦a≦3.0、0.25≦b≦1.0、0.5≦c≦
4.0、c≦a+1を満足する範囲は、図11の四角形
abcdで囲まれる範囲であるが、この範囲外の組成の
ものは、×か黒三角であっで、軸力保持率が50%以下
か引張強さが200MPa以下であった。これに対して
図11の四角形abcdで囲まれる範囲の組成のものは
全て●であって、軸力保持率が50%以上でかつ引張強
さが200MPa以上であって、本発明の効果が確認さ
れた。
【0027】(実施例2)表1に示す化学成分のマグネ
シウム合金を溶製し、コールドチャンバダイカストによ
り、テストピースを鋳造した。なお、No.1合金は本
発明合金であるが、No.2合金はAlおよびZnを本
発明の組成範囲より多量に含有する比較合金、No.3
合金はAZ91D相当の従来合金である。
シウム合金を溶製し、コールドチャンバダイカストによ
り、テストピースを鋳造した。なお、No.1合金は本
発明合金であるが、No.2合金はAlおよびZnを本
発明の組成範囲より多量に含有する比較合金、No.3
合金はAZ91D相当の従来合金である。
【0028】図12および図13は本発明合金および比
較合金の光学顕微鏡組織を模写した図である。比較合金
は図12に示すように、冷却速度が大きいために、粒界
近傍に晶出物を形成しない溶質原子の濃度の高い領域が
存在する。このような領域が存在すると粒界近傍での拡
散が促進され、高温クリープに悪影響が及ぶと考えられ
る。本発明合金では図13に示すように、AlおよびZ
nの濃度が低いために、このような領域が存在しないの
で、高温クリープ特性に優れる。
較合金の光学顕微鏡組織を模写した図である。比較合金
は図12に示すように、冷却速度が大きいために、粒界
近傍に晶出物を形成しない溶質原子の濃度の高い領域が
存在する。このような領域が存在すると粒界近傍での拡
散が促進され、高温クリープに悪影響が及ぶと考えられ
る。本発明合金では図13に示すように、AlおよびZ
nの濃度が低いために、このような領域が存在しないの
で、高温クリープ特性に優れる。
【0029】得られたテストピースについて、室温にお
ける引張強さを測定し、150℃×300時間のボルト
ゆるみ試験を行った。得られた結果は、表1および図1
4に示した。
ける引張強さを測定し、150℃×300時間のボルト
ゆるみ試験を行った。得られた結果は、表1および図1
4に示した。
【0030】
【表1】
【0031】表1および図14に示したように、比較合
金は引張強さは従来合金なみの220MPaであった
が、高温クリープに起因するボルトゆるみは劣り、軸力
保持率は30%であった。また、従来合金であるAZ9
1Dも、ダイキャストで製造したので、粒界近傍に晶出
物を形成しない溶質原子の濃度の高い領域が存在したた
め、軸力保持率は30%であった。
金は引張強さは従来合金なみの220MPaであった
が、高温クリープに起因するボルトゆるみは劣り、軸力
保持率は30%であった。また、従来合金であるAZ9
1Dも、ダイキャストで製造したので、粒界近傍に晶出
物を形成しない溶質原子の濃度の高い領域が存在したた
め、軸力保持率は30%であった。
【0032】これに対して、本発明合金は室温における
引張強さが220MPaであって、ほぼAZ91Dに匹
敵し、150℃×300時間の軸力保持率は70%であ
って引張特性を損なうことなく高温クリープ特性を向上
させることができた。
引張強さが220MPaであって、ほぼAZ91Dに匹
敵し、150℃×300時間の軸力保持率は70%であ
って引張特性を損なうことなく高温クリープ特性を向上
させることができた。
【0033】(実施例3)Mg−2%Al−2%Zn−
3%R.E.合金に対してMn量を0〜1.0%の範囲
で変化させた化学成分のマグネシウム合金を溶製し、コ
ールドチャンバダイカストにより、テストピースを鋳造
した。得られたテストピースについて150℃1時間炉
内放置のボルトゆるみ試験を行い、初期軸力保持率を測
定した。得られた結果はMn含有量との関係図として図
15に示した。
3%R.E.合金に対してMn量を0〜1.0%の範囲
で変化させた化学成分のマグネシウム合金を溶製し、コ
ールドチャンバダイカストにより、テストピースを鋳造
した。得られたテストピースについて150℃1時間炉
内放置のボルトゆるみ試験を行い、初期軸力保持率を測
定した。得られた結果はMn含有量との関係図として図
15に示した。
【0034】次に、Mg−2%Al−2%Zn−3%
R.E.合金およびMg−3%Al−2%Zn−3%
R.E.合金に対してMn量を0〜1.6%の範囲で変
化させた化学成分のマグネシウム合金を溶製し、r=
1.0における鋳造割れ試験を行い、鋳造割れ発生率を
測定した。得られた結果はMn含有量との関係図として
図16に示した。
R.E.合金およびMg−3%Al−2%Zn−3%
R.E.合金に対してMn量を0〜1.6%の範囲で変
化させた化学成分のマグネシウム合金を溶製し、r=
1.0における鋳造割れ試験を行い、鋳造割れ発生率を
測定した。得られた結果はMn含有量との関係図として
図16に示した。
【0035】図15の結果より明らかなように、Mn含
有量が0.1%以上の添加で、初期軸力低下改善の効果
が見られる。また、初期軸力低下改善の効果は、0.4
%の添加までで飽和するが、図16より明らかなよう
に、さらにMn含有量が増加すると、1.0%を越える
含有量で、Mn−Al−R.E.の晶出物を形成し、鋳
造割れを生じることが判明した。以上の結果よりMn含
有量0.1〜1.0%の組成範囲で良好な結果が得られ
ることが確認された。
有量が0.1%以上の添加で、初期軸力低下改善の効果
が見られる。また、初期軸力低下改善の効果は、0.4
%の添加までで飽和するが、図16より明らかなよう
に、さらにMn含有量が増加すると、1.0%を越える
含有量で、Mn−Al−R.E.の晶出物を形成し、鋳
造割れを生じることが判明した。以上の結果よりMn含
有量0.1〜1.0%の組成範囲で良好な結果が得られ
ることが確認された。
【0036】
【発明の効果】本発明の耐熱マグネシウム合金は以上説
明したように、一般式、Mg−a%Al−b%Zn−c
%R.E.において、1.0≦a≦3.0、0.25≦
b≦3.0、0.5≦c≦4.0でかつ0.25≦b≦
1.0においてc≦a+1を満足し、0.1≦b≦3.
0においてc≦a+b≦1/2c+4.0を満足するA
l、ZnおよびR.E.を含有する耐熱マグネシウム合
金であって、アルミニウム濃度をデントリティクセルを
形成しない濃度範囲の1.0〜3.0%に限定したの
で、100℃以上の耐クリープ性を向上することができ
た。また、亜鉛を0.25〜3.0%添加したので、室
温〜100℃までの強度および引張伸びが確保されると
共に鋳造性が向上した。希土類金属またはネオジウムを
0.5〜4.0%を添加したので、粒界に高融点晶出物
が形成され粒界が強化されて、150℃でのクリープ特
性が向上した。さらに、Mnを0.1〜1.0%添加し
たので初期軸力低下が改善され、Mnを0.2〜0.3
%添加では耐食性も向上した。
明したように、一般式、Mg−a%Al−b%Zn−c
%R.E.において、1.0≦a≦3.0、0.25≦
b≦3.0、0.5≦c≦4.0でかつ0.25≦b≦
1.0においてc≦a+1を満足し、0.1≦b≦3.
0においてc≦a+b≦1/2c+4.0を満足するA
l、ZnおよびR.E.を含有する耐熱マグネシウム合
金であって、アルミニウム濃度をデントリティクセルを
形成しない濃度範囲の1.0〜3.0%に限定したの
で、100℃以上の耐クリープ性を向上することができ
た。また、亜鉛を0.25〜3.0%添加したので、室
温〜100℃までの強度および引張伸びが確保されると
共に鋳造性が向上した。希土類金属またはネオジウムを
0.5〜4.0%を添加したので、粒界に高融点晶出物
が形成され粒界が強化されて、150℃でのクリープ特
性が向上した。さらに、Mnを0.1〜1.0%添加し
たので初期軸力低下が改善され、Mnを0.2〜0.3
%添加では耐食性も向上した。
【図1】本発明合金系におけるAl含有量と軸力保持率
の関係を示す線図である。
の関係を示す線図である。
【図2】本発明合金系におけるAl含有量と鋳造割れ発
生割合の関係を示す線図である。
生割合の関係を示す線図である。
【図3】本発明合金系におけるZn含有量と軸力保持率
の関係を示す線図である。
の関係を示す線図である。
【図4】本発明合金系におけるZn含有量と引張強さの
室温における関係を示す線図である。
室温における関係を示す線図である。
【図5】本発明合金系におけるZn含有量と引張強さの
100℃における関係を示す線図である。
100℃における関係を示す線図である。
【図6】本発明合金系におけるR.E.含有量と軸力保
持率の関係を示す線図である。
持率の関係を示す線図である。
【図7】本発明合金系におけるR.E.含有量と引張強
さの関係を示す線図である。
さの関係を示す線図である。
【図8】Znを1.0%含有する本発明合金系の引張強
さおよび軸力保持力を示す図である。
さおよび軸力保持力を示す図である。
【図9】Znを2.0%含有する本発明合金系の引張強
さおよび軸力保持力を示す図である。
さおよび軸力保持力を示す図である。
【図10】Znを3.0%含有する本発明合金系の引張
強さおよび軸力保持力を示す図である。
強さおよび軸力保持力を示す図である。
【図11】Znを0.25%含有する本発明合金系の引
張強さおよび軸力保持力を示す図である。
張強さおよび軸力保持力を示す図である。
【図12】AlおよびZnを本発明の組成範囲より多量
に含有する比較合金の光学顕微鏡写真の模写図である。
に含有する比較合金の光学顕微鏡写真の模写図である。
【図13】本発明合金の光学顕微鏡写真の模写図であ
る。
る。
【図14】本発明合金、比較合金および従来合金の引張
クリープ試験の結果を示す線図である。
クリープ試験の結果を示す線図である。
【図15】本発明合金系におけるMn含有量と軸力保持
率の関係を示す線図である。
率の関係を示す線図である。
【図16】本発明合金系におけるMn含有量と鋳造割れ
発生割合の関係を示す線図である。
発生割合の関係を示す線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平5−33096(JP,A) 特開 平6−172948(JP,A) 特開 昭62−83446(JP,A) 特開 平5−171333(JP,A) 国際公開91/13181(WO,A1) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C22C 23/00 - 23/04
Claims (2)
- 【請求項1】 一般式、Mg−a%Al−b%Zn−c
%R.E.(但し、R.E.は希土類元素)で表される
マグネシウム合金において、 1.0≦a≦3.0 0.25≦b≦3.0 0.5≦c≦4.0 であって、重量比で、Mn;0.2〜0.3%を含有
し、かつ 0.25≦b≦1.0ではc≦a+1 1.0≦b≦3.0ではc≦a+b≦1/2c+4.0 (但し、a、b、cはいずれも重量%) を満足する伸び、強度特性の優れたことを特徴とする耐
熱マグネシウム合金。 - 【請求項2】 重量比で、Mn;0.1〜1.0%を含
有することを特徴とする請求項1に記載の耐熱マグネシ
ウム合金。
Priority Applications (7)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP05304031A JP3107267B2 (ja) | 1992-12-04 | 1993-12-03 | 耐熱マグネシウム合金 |
US08/217,862 US5552110A (en) | 1991-07-26 | 1994-03-25 | Heat resistant magnesium alloy |
AU63193/94A AU666268B2 (en) | 1993-12-03 | 1994-05-18 | Heat resistant magnesium alloy |
CA 2124512 CA2124512C (en) | 1993-12-03 | 1994-05-27 | Heat resistant magnesium alloy |
EP19940108544 EP0661384B1 (en) | 1993-12-03 | 1994-06-03 | Heat resistant magnesium alloy |
CN94106523A CN1041000C (zh) | 1993-12-03 | 1994-06-03 | 耐热镁合金 |
DE1994602406 DE69402406T2 (de) | 1993-12-03 | 1994-06-03 | Hitzebeständige Magnesiumlegierung |
Applications Claiming Priority (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32573692 | 1992-12-04 | ||
JP4-325736 | 1993-04-30 | ||
JP10438193 | 1993-04-30 | ||
JP5-104381 | 1993-04-30 | ||
JP05304031A JP3107267B2 (ja) | 1992-12-04 | 1993-12-03 | 耐熱マグネシウム合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0711371A JPH0711371A (ja) | 1995-01-13 |
JP3107267B2 true JP3107267B2 (ja) | 2000-11-06 |
Family
ID=27310213
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP05304031A Expired - Fee Related JP3107267B2 (ja) | 1991-07-26 | 1993-12-03 | 耐熱マグネシウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3107267B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110114485A (zh) * | 2016-12-21 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 耐燃性优异的高强度镁合金及其制造方法 |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN101824572B (zh) * | 2010-03-09 | 2011-12-07 | 扬州宏福铝业有限公司 | 含富钇稀土高强耐蚀Mg-Al-Zn-RE挤压镁合金及其生产方法、应用 |
CN104149415B (zh) * | 2014-08-19 | 2016-09-28 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种稀土镁合金及其制备方法 |
-
1993
- 1993-12-03 JP JP05304031A patent/JP3107267B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110114485A (zh) * | 2016-12-21 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 耐燃性优异的高强度镁合金及其制造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0711371A (ja) | 1995-01-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US8758529B2 (en) | Cast aluminum alloys | |
JP3229954B2 (ja) | 耐熱性マグネシウム合金 | |
JP3354098B2 (ja) | 優れた高温特性とダイカスト鋳造性を有するマグネシウム合金 | |
JP3204572B2 (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
JP5327515B2 (ja) | 鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物 | |
JP3592659B2 (ja) | 耐食性に優れたマグネシウム合金およびマグネシウム合金部材 | |
EP0524644B1 (en) | Heat resistant magnesium alloy | |
US5552110A (en) | Heat resistant magnesium alloy | |
KR101395276B1 (ko) | 고온 주조용 Mg-Al계 마그네슘 합금 | |
JP2012197491A (ja) | 高強度マグネシウム合金およびその製造方法 | |
JP2004162090A (ja) | 耐熱性マグネシウム合金 | |
JP3107267B2 (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
CA2124512C (en) | Heat resistant magnesium alloy | |
JPH07331375A (ja) | 鋳造用耐熱マグネシウム合金 | |
JP3164252B2 (ja) | 耐熱マグネシウム合金の製造方法 | |
JPH05255794A (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
US4194908A (en) | Magnesium alloys | |
JPH0448856B2 (ja) | ||
JP3242493B2 (ja) | 耐熱性マグネシウム合金 | |
JPS6024169B2 (ja) | マグネシウム合金 | |
JPH06172909A (ja) | 高強度Mg鋳造合金 | |
JPH1017975A (ja) | 鋳物用アルミニウム合金 | |
JPH0533096A (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
JPH09256099A (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
JPH08157981A (ja) | 耐熱マグネシウム合金の鋳造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |