JP3107267B2 - 耐熱マグネシウム合金 - Google Patents
耐熱マグネシウム合金Info
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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 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |