JP5024705B2 - マグネシウム合金材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的性質が要求されるため、GdやZn等の元素を添加したマグネシウム合金材として、片ロール法、急速凝固法により特定の形態の材料を製造することが行われている(例えば、特許文献1、特許文献2および非特許文献1)。
すなわち、従来のマグネシウム合金材は、軽量化の目的で自動車用への応用を進めるためには、強度をさらに向上させることが要求されていた。
このようなマグネシウム合金材の製造方法により、長周期積層構造への湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方の形成が促進され、かつ、分断部の形成が促進される。また、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なく一部(例えば、長周期積層構造の分断部)におけるα−Mgの微細化が促進される。これにより優れた引張強度、耐力、伸びを有するマグネシウム合金材が得られる。
そのため、本発明に係るマグネシウム合金材は、例えば、自動車用部品、特に、ピストンなど機械的性質の条件が厳しい部分においても使用することが可能となる。
図1は、本発明に係るマグネシウム合金材の合金組織を模式的に説明する説明図、図2は鋳造材の合金組織を示す光学顕微鏡写真、図3は加工材の加工組織(合金組織)を示す光学顕微鏡写真、図4〜図6は加工材の合金組織を示す光学顕微鏡写真、図7は図6の分断部の一部を拡大して示すSEM写真、図8は加工材の相当歪み分布を示す縦断面図である。
(Zn)
Mg−Zn−RE系合金は、必須成分としてZnを0.5〜3原子%の範囲において含有している。Znは、0.5原子%未満であると、Mg−RE系金属間化合物(例えば、Mg3Gd)を得ることができず、マグネシウム合金材の引張強度、0.2%耐力が低下する。また、Znは、3原子%を超えると、ラメラ相の長周期積層構造の形態が、湾曲部または屈曲部が形成されない、かつ、分断部も形成されない直線状(連続形態)のままとなる。また、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部のα−Mgが微細化しない(微細α−Mgが形成されない)。そのため、マグネシウム合金材の添加量に見合った引張強度、0.2%耐力の向上が得られず、伸びが低下する(脆化する)。
Mg−Zn−RE系合金は、必須成分としてREを1〜5原子%の範囲において含有している。REは、Znと共に特定の量を添加することにより、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中に長周期積層構造を形成させ、その長周期積層構造とα−Mgとでラメラ相を生じさせることができる。ここで、REは、1原子%未満であると、Mg−RE系金属間化合物(例えば、Mg3Gd)を得ることができず、マグネシウム合金材の引張強度、0.2%耐力が低下する。また、REは、5原子%を超えると、ラメラ相の長周期積層構造の形態が、湾曲部または屈曲部が形成されない、かつ、分断部も形成されない直線状(連続形態)のままとなる。また、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部のα−Mgが微細化しない。そのため、マグネシウム合金材の添加量に見合った引張強度、0.2%耐力向上が得られず、伸びが低下する(脆化する)。そして、ここでいうREは、Y、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも1種からなるタイプ1のRE、または、Gd、Tbの少なくとも1種からなるタイプ2のREである。なお、タイプ1のREにおいて、Yは溶解、リサイクルにおいて問題が生じる場合があるため、REはDy、Ho、Erの少なくとも1種が好ましい。
図1に示すように、溶解鋳造工程(鋳造材)において、α−Mgは、Mg−Zn−RE系合金のセル構造(平均粒径50μm以上)内で、後記する長周期積層構造2とでラメラ相Lを形成する。そして、高温雰囲気下(熱間)で行われる塑性加工工程において、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部(長周期積層構造2の分断部2c)で、平均粒径2μm以下に微細化する(微細α−Mgが析出する)ことが好ましい。
図1、図2に示すように、長周期積層構造2は、溶解鋳造工程、または溶解、鋳造後の熱処理工程において、鋳造材(Mg−Zn−RE系合金)の合金組織、すなわち、セル構造1内で、α−Mgと共に、層状組織粒であるラメラ相Lを形成する。そして、長周期積層構造2は直線状に形成され、その形成方向は、同一セル構造1内では同一方向に形成され、セル構造1同士では互いに異なる方向に形成される。図1において、長周期積層構造2は細線で記載し、太線は長周期積層構造2が高密度に集合した状態を表す。
マグネシウム合金材の製造方法は、マグネシウム合金材を構成するMg−Zn−RE系合金のタイプによって異なる。すなわち、REがY、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも1種以上からなるタイプ1のMg−Zn−RE系合金を使用する場合(第1の製造方法)と、REとしてGd、Tbの少なくとも1種以上からなるタイプ2のMg−Zn−RE系合金を使用する場合(第2の製造方法)の2つの製造方法をとる。
第1の製造方法は、溶解鋳造工程と、塑性加工工程とを含むものである。以下、各工程について説明する。
(溶解鋳造工程)
Znを0.5〜3原子%と、REとしてY、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金(タイプ1)を溶解、鋳造して鋳造材とする。このタイプ1のMg−Zn−RE系合金からなる鋳造材においては、Mg−Zn−RE系合金がセル構造形態をとり、このセル構造1内で、長周期積層構造2とα−Mgとでラメラ相Lを形成する(図1、図2参照)。なお、溶解、鋳造方法は常法に従って行う。また、溶湯からの酸化物除去のために、溶解はフラックス精錬が好ましい。
前記工程で製造された鋳造材に熱間塑性加工を施す。熱間塑性加工は、鋳造により生じたラメラ相Lを微細化すると共に、少なくとも一部の長周期積層構造2に、湾曲部2aおよび屈曲部2bのうちの少なくとも一方を形成させ、かつ、分断部2cを形成させるのに必要十分な歪みを与える必要がある。また、Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部(例えば、長周期積層構造2の分断部2c)に、微細化されたα−Mgを形成するのに必要十分な歪みを与えることが好ましい。なお、この熱間塑性加工によって、鋳造時に形成されたセル構造1は消失する(図1参照)。そのため、図8に示すように、熱間塑性加工により製造された加工材10が、少なくとも一部に相当歪み1.5以上の部分10Aを有するようにする。そして、加工材を自動車用部品等に使用する際、高い機械的性質を要求される部分を、相当歪み1.5以上の部分10Aで構成するようにする。したがって、相当歪み1.5未満の部分10B、10Cが形成されないように、加工材10の全ての部分で相当歪み1.5以上となるように熱間塑性加工を施すことが好ましい。また、微細α−Mgは、分断部2cでは、分断部2cの幅が1μm以上で発生する。
第2の製造方法は、溶解鋳造工程と、熱処理工程と、塑性加工工程とを含むものである。以下、各工程について説明する。
(溶解鋳造工程)
Znを0.5〜3原子%と、REとしてGd、Tbの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金(タイプ2)を使用すること以外は、第1の製造方法と同様である。
前記工程で製造された鋳造材に、480〜550℃で熱処理を施して、長周期積層構造の形成を制御する。熱処理温度条件が、480℃未満または1時間未満であると、鋳造材に長周期積層構造が十分形成されない。また、550℃を超えると、鋳造材が局部的に溶融する等の不具合が発生する。なお、熱処理方法は、公知の熱処理設備を用いて、常法で行う。さらに、熱処理時間は、鋳造材の大きさにより異なるが、例えば、外径29mm×長さ75mmの鋳造材で1時間以上、外径100mm×長さ180mmで24時間以上が好ましい。なお、熱処理後、平均粒径10〜20μmのα−Mgが形成される場合もある。
前記工程で熱処理された鋳造材に、第1の製造方法と同様にして、熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み1.5以上の部分を有する加工材を製造する。
(実施例1〜11)
表1に示す組成のMg−Zn−RE系合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。つづいて、加熱溶解した溶湯を金型で鋳造して外径29mm×長さ60mmのインゴットを製造した。このインゴットを押出温度375℃で相当歪みが1.6〜2.2となるように押出比を変化させて押出加工を行い、実施例1〜11のマグネシウム合金材を製造した。
比較例1、2はMg−Zn−RE系合金のZn、REの含有量を、比較例3〜5は押出加工における相当歪みを、本発明の特許請求の範囲から外したこと以外は、実施例1〜8と同様にして、比較例1〜5のマグネシウム合金材を製造した。そして、実施例1〜8と同様にして、比較例1〜5のマグネシウム合金材の長周期積層構造(LPSO)の状態、平均粒径2μm以下の微細α-Mgの有無を確認すると共に、引張強さ(引張強度)、0.2%耐力、伸びを測定した。それらの結果を表1に示す。
表2に示す組成のMg−Zn−RE系合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。つづいて、加熱溶解した溶湯を金型で鋳造して外径29mm×長さ60mmのインゴットを製造した。このインゴットを510℃で2時間熱処理を行った後、円柱直交方向より相当歪みが1.6〜2.2となるように据え込み比を変動させて鍛造温度350℃で据え込み鍛造を行い、実施例12〜18のマグネシウム合金材を製造した。
比較例6、7はMg−Zn−RE系合金のZn、REの含有量を、比較例8〜10は据え込み鍛造における相当歪みを、本発明の特許請求の範囲から外したこと以外は、実施例9〜15と同様にして、比較例6〜10のマグネシウム合金材を製造した。そして、実施例9〜15と同様にして、比較例6〜10のマグネシウム合金材の長周期積層構造(LPSO)の状態、平均粒径2μm以下の微細α-Mgの有無を確認すると共に、引張強さ(引張強度)、0.2%耐力、伸びを測定した。それらの結果を表2に示す。
インゴットの熱処理および据え込み鍛造を行わずに(相当歪み0を意味する)、インゴットをマグネシウム合金材として使用したこと以外は、比較例10と同様にして、比較例11のマグネシウム合金材を製造した。そして、比較例10と同様にして、比較例11のマグネシウム合金材の長周期積層構造(LPSO)の状態、平均粒径2μm以下の微細α−Mgの有無を確認すると共に、引張強さ(引張強度)、0.2%耐力、伸びを測定した。その結果を表2に示す。
2 長周期積層構造(LPSO)
2a 湾曲部
2b 屈曲部
2c 分断部
3 高加工組織
4 低加工組織
L ラメラ相
Claims (5)
- 必須成分としてZn:0.5〜3原子%、REとしてY、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金から構成されるマグネシウム合金材であって、
前記Mg−Zn−RE系合金の合金組織中に、長周期積層構造とα−Mgとで形成されるラメラ相を有し、
少なくとも一部の前記長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、分断部を有し、
前記Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部に、平均粒径2μm以下に微細化されたα−Mgが形成されたことを特徴とするマグネシウム合金材。 - 必須成分としてZn:0.5〜3原子%、REとしてGd、Tbの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金から構成されるマグネシウム合金材であって、
前記Mg−Zn−RE系合金の合金組織中に、長周期積層構造とα−Mgとで形成されるラメラ相を有し、
少なくとも一部の前記長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、分断部を有し、
前記Mg−Zn−RE系合金の合金組織中の少なくとも一部に、平均粒径2μm以下に微細化されたα−Mgが形成されたことを特徴とするマグネシウム合金材。 - 必須成分としてZn:0.5〜3原子%、REとしてY、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、
前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪みが1.6〜2.2の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。 - 必須成分としてZn:0.5〜3原子%、REとしてGd、Tbの少なくとも1種以上を1〜5原子%の範囲で含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるMg−Zn−RE系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、
前記鋳造材を480℃〜550℃で熱処理する熱処理工程と、
熱処理された前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪みが1.6〜2.2の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。 - 前記熱間塑性加工は、押出加工または鍛造加工であることを特徴とする請求項3または請求項4に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
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