JP5458289B2 - マグネシウム合金 - Google Patents
マグネシウム合金 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5458289B2 JP5458289B2 JP2008327294A JP2008327294A JP5458289B2 JP 5458289 B2 JP5458289 B2 JP 5458289B2 JP 2008327294 A JP2008327294 A JP 2008327294A JP 2008327294 A JP2008327294 A JP 2008327294A JP 5458289 B2 JP5458289 B2 JP 5458289B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- volume fraction
- compound
- lpso
- magnesium alloy
- 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.)
- Active
Links
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 36
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 46
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims description 25
- 229910000691 Re alloy Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 15
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 28
- 239000000463 material Substances 0.000 description 28
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 10
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 10
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 9
- 238000000034 method Methods 0.000 description 8
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 6
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 229910002058 ternary alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000612 Sm alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 3
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 3
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000636 Ce alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000946 Y alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052769 Ytterbium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000858 La alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 Mg 41 Sm 5 Chemical class 0.000 description 1
- 229910000583 Nd alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001154 Pr alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 206010037660 Pyrexia Diseases 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000002003 electron diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001788 irregular Effects 0.000 description 1
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 1
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Extrusion Of Metal (AREA)
Description
本発明はマグネシウム合金に関する。詳しくは、高い降伏強度を得ることができると共に、高い引張強度を得ることができるマグネシウム合金に係るものである。
一般に、マグネシウム合金は、実用化されている合金の中で最も密度が低く軽量で強度も高いため、電気製品の筐体や、自動車のホイール、足回り部品、エンジン回り部品等への適用が進められている。
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的特性が要求されるため、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２参照。）。
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的特性が要求されるため、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２参照。）。
しかし、上記したマグネシウム合金は、特定の製造方法においては高い機械的特性が得られるものの、特定の製造方法を実現するためには特殊な設備が必要であり、しかも、生産性が低いといった問題があり、更には、適用できる部材も限られるといった問題があった。
そこで、従来、マグネシウム合金を製造する場合、上記した特許文献１及び特許文献２に記載の様な特殊な設備あるいはプロセスを用いずに、生産性の高い通常の溶解鋳造から塑性加工（押出）を実施しても、実用上有用な機械的特性が得られる技術が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。なお、特許文献３に開示されているマグネシウム合金は、３００Ｍｐａ程度の引張強度を有していることが知られている。
また、近年使用されているＡＺ系、ＷＥ系マグネシウム合金の降伏強度は３００Ｍｐａ程度であり、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の場合であっても降伏強度は３９０ＭＰａ程度、引張強度は４２０ＭＰａ程度である。
しかしながら、軽量化の目的でマグネシウム合金の自動車への応用を進めるためには、降伏強度及び引張強度を更に向上させることが要求されていた。
本発明は、上記の点に鑑みて創案されたものであって、特殊な製造設備及びプロセスを使用することなく、高い降伏強度及び引張強度を得ることができるマグネシウム合金を提供することを目的とするものである。
上記の目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金では、必須成分としてＺｎ、Ｙ、及び、希土類元素（ＲＥ）としてＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｙｂのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中に、長周期積層構造相、αＭｇ相、及び、Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物を有すると共に、前記長周期積層構造相の体積分率の範囲が８％以上である。
ここで、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金中の長周期積層構造相（以下、「ＬＰＳＯ：Ｌｏｎｇ Ｐｅｒｉｏｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｏｒｄｅｒ」と称する。）の体積分率の範囲を８％以上としているのは、高い降伏強度（σ０．２）を実現すると共に、高い引張強度（σＵＴＳ）をも実現するためである。
図３にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中のＬＰＳＯの体積分率と降伏強度（ＹＳ）との関係と、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中のＬＰＳＯの体積分率と引張強度（ＵＴＳ）との関係を示している。図３から明らかな様に、ＬＰＳＯの体積分率が８％未満の場合には、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の降伏強度が比較材料（従来のマグネシウム合金の一例）であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも低下してしまう。同様に、ＬＰＳＯの体積分率が８％未満の場合には、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の引張強度が比較材料（従来のマグネシウム合金の一例）であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも低下してしまう。
従って、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも高い降伏強度を実現すると共に、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも高い引張強度を実現するために、ＬＰＳＯの体積分率を８％以上としている。
図３にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中のＬＰＳＯの体積分率と降伏強度（ＹＳ）との関係と、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中のＬＰＳＯの体積分率と引張強度（ＵＴＳ）との関係を示している。図３から明らかな様に、ＬＰＳＯの体積分率が８％未満の場合には、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の降伏強度が比較材料（従来のマグネシウム合金の一例）であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも低下してしまう。同様に、ＬＰＳＯの体積分率が８％未満の場合には、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の引張強度が比較材料（従来のマグネシウム合金の一例）であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも低下してしまう。
従って、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも高い降伏強度を実現すると共に、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも高い引張強度を実現するために、ＬＰＳＯの体積分率を８％以上としている。
また、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金中のＭｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物の体積分率の範囲を２．７〜１２％とすると、更に確実に高い降伏強度を実現することができると共に、高い引張強度を実現することができる。図４にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中の化合物の体積分率と降伏強度（ＹＳ）との関係と、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金組織中の化合物の体積分率と引張強度（ＵＴＳ）との関係を示している。図４から明らかな様に、化合物の体積分率が２．７〜１２％の場合には、概ね４００ＭＰａ以上の降伏強度を実現することができると共に、概ね４４０ＭＰａ以上の引張強度を実現することができる。
更に、Ｚｎの成分範囲を２．５ａｔ％未満とすると、延性の低下を抑制することができる。図５にＺｎの含有量と延性比との関係を示している。図５から明らかな様に、Ｚｎの含有量が２．５ａｔ％を超えると延性比が概ね３０％よりも低下することとなる。従って、高い降伏強度を実現し、高い引張強度を実現すると共に、延性の著しい低下を回避するためには、Ｚｎの成分範囲を２．５ａｔ％未満とする方が好ましい。なお、Ｚｎの成分範囲を２ａｔ％以下にすると、延性比が概ね４０％以上を確保することができるために、より一層好ましいといえる。
本発明のマグネシウム合金では、高い降伏強度を実現することができると共に、高い引張強度をも実現することができる。
以下、本発明の実施の形態について図面を参酌しながら説明し、本発明の理解に供する。
図１はＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ１．５Ｓｍ０．５合金の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図２はＭｇ９７Ｚｎ１Ｙ１Ｙｂ１合金の結晶組織を示す顕微鏡写真である。
図１はＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ１．５Ｓｍ０．５合金の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図２はＭｇ９７Ｚｎ１Ｙ１Ｙｂ１合金の結晶組織を示す顕微鏡写真である。
本発明を適用したマグネシウム合金は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、自動車用部品、特に、内燃機関用ピストン、バルブ、タペット、スプロケット等に使用される。なお、マグネシウム合金の形状については、例えば、板状や棒状等であって、使用される部品の形状に応じて適宜選択されることとなる。
さて、本発明を適用したマグネシウム合金は、必須成分としてＺｎ、Ｙ、及び希土類元素（ＲＥ）としてＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｙｂのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金から構成されており、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中には、ＬＰＳＯ、αＭｇ相、及び、Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物を有している。
ここで、図１で示すマグネシウム合金１は、その合金組織中に、ＬＰＳＯ２、αＭｇ相３及び化合物４を有している。また、図２で示すマグネシウム合金１は、その合金組織中に、ＬＰＳＯ２、Ｍｇ相３及び化合物４とを有し、ＬＰＳＯと化合物とが層状構造を形成している。なお、図２で示すマグネシウム合金では、層状構造をなすＬＰＳＯの厚さが０．５〜５μｍ程度であり、化合物の厚さが０．０１〜２μｍ程度である。
［αＭｇ相について］
先ず、本発明のマグネシウム合金は、αＭｇ相を有している。
ここで、αＭｇ相は、溶解鋳造工程において、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金のセル構造（概ね平均粒径５０μｍ以上）内で、後述するＬＰＳＯとラメラ相を形成する。なお、αＭｇ相は、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−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（ＬＰＳＯの分断部）が、平均粒径２μｍ以下に微細化した（微細αＭｇ相が析出した）方が好ましい。
先ず、本発明のマグネシウム合金は、αＭｇ相を有している。
ここで、αＭｇ相は、溶解鋳造工程において、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金のセル構造（概ね平均粒径５０μｍ以上）内で、後述するＬＰＳＯとラメラ相を形成する。なお、αＭｇ相は、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−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（ＬＰＳＯの分断部）が、平均粒径２μｍ以下に微細化した（微細αＭｇ相が析出した）方が好ましい。
［ＬＰＳＯについて］
また、本発明のマグネシウム合金は、ＬＰＳＯを有している。
ここで、ＬＰＳＯとは、マグネシウム合金の粒内及び粒界に析出する析出物であって、ＨＣＰ構造における底面原子層の並びが底面法線方向に長周期規則をもって繰り返される構造、即ち、長周期構造をいう。更に詳細には、ＬＰＳＯは、例えば、規則格子が複数個並び、逆位相のズレを介して再び規則格子が複数個並びといった具合に、元の格子の数倍から１０数倍の単位の構造が作られ、その周期が長い構造のものをいう。そして、ＬＰＳＯは、規則相と不規則相との間のわずかな温度範囲に出現し、電子回折した図には規則相の反射が***して、数倍から１０数倍の周期に対応する位置に回折斑点が現れることとなる。
こうしたＬＰＳＯの析出によって、マグネシウム合金の機械的特性（引張強度、降伏強度及び伸び）が向上することとなる。
また、本発明のマグネシウム合金は、ＬＰＳＯを有している。
ここで、ＬＰＳＯとは、マグネシウム合金の粒内及び粒界に析出する析出物であって、ＨＣＰ構造における底面原子層の並びが底面法線方向に長周期規則をもって繰り返される構造、即ち、長周期構造をいう。更に詳細には、ＬＰＳＯは、例えば、規則格子が複数個並び、逆位相のズレを介して再び規則格子が複数個並びといった具合に、元の格子の数倍から１０数倍の単位の構造が作られ、その周期が長い構造のものをいう。そして、ＬＰＳＯは、規則相と不規則相との間のわずかな温度範囲に出現し、電子回折した図には規則相の反射が***して、数倍から１０数倍の周期に対応する位置に回折斑点が現れることとなる。
こうしたＬＰＳＯの析出によって、マグネシウム合金の機械的特性（引張強度、降伏強度及び伸び）が向上することとなる。
また、ＬＰＳＯ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−Ｙ−ＲＥ系合金）の合金組織、即ち、セル構造内で、αＭｇ相と共に層状組織粒であるラメラ相を形成する。そして、ＬＰＳＯは直線状に形成され、その形成方向は、同一セル構造内では同一方向に形成され、セル構造同士では互いに異なる方向に形成される。
ところで、ＬＰＳＯが形成されたままの状態では、マグネシウム合金材の機械的性質が不充分であり、高い引張強度及び降伏強度を維持しながら、高い伸びを得ることができない。そのため、形成されたＬＰＳＯの少なくとも一部に湾曲部及び屈曲部のうち少なくとも一方を形成し、かつ、規則格子の並びが壊れた分断部を形成する。なお、こうしたＬＰＳＯへの湾曲部、屈曲部、分断部の形成は、鋳造材、または、熱処理された鋳造材を熱間塑性加工する塑性加工工程を行うことによって達成されることとなる。
ここで、上述した様に、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、ＬＰＳＯの分断部）における平均粒径２μｍ以下に微細化された微細αＭｇ相の析出も、塑性加工工程を行うことによって達成されることとなる。なお、熱間塑性加工によって鋳造時に形成されたセル構造は消失する。
［化合物について］
また、本発明のマグネシウム合金はＭｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物を有している。具体的には、例えば、Ｍｇ４１Ｓｍ５、Ｍｇ１２Ｃｅ、Ｍｇ１７Ｌａ２、Ｍｇ１２Ｐｒ、Ｍｇ１２Ｎｄといった化合物を有している。
そして、こうした化合物の分散度合いが高いことによって、高い降伏強度と高い引張強度が実現することとなる。
また、本発明のマグネシウム合金はＭｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物を有している。具体的には、例えば、Ｍｇ４１Ｓｍ５、Ｍｇ１２Ｃｅ、Ｍｇ１７Ｌａ２、Ｍｇ１２Ｐｒ、Ｍｇ１２Ｎｄといった化合物を有している。
そして、こうした化合物の分散度合いが高いことによって、高い降伏強度と高い引張強度が実現することとなる。
［ＬＰＳＯの体積分率について］
本発明のマグネシウム合金では、ＬＰＳＯの体積分率が８％以上となる様に組織制御を行っている。
この様な組織制御を行うことによって、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも高い降伏強度を実現すると共に、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも高い引張強度を実現することができるためである。
本発明のマグネシウム合金では、ＬＰＳＯの体積分率が８％以上となる様に組織制御を行っている。
この様な組織制御を行うことによって、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の降伏強度（３９４．５ＭＰａ）よりも高い降伏強度を実現すると共に、比較材料であるＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の引張強度（４２６．７ＭＰａ）よりも高い引張強度を実現することができるためである。
［化合物の体積分率について］
本発明のマグネシウム合金では、化合物（Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物）の体積分率が２．７〜１２％となる様に組織制御を行っている。
この様な組織制御を行うことによって、概ね４００ＭＰａ以上の降伏強度を実現することができると共に、概ね４４０ＭＰａ以上の引張強度を実現することができるためである。
本発明のマグネシウム合金では、化合物（Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物）の体積分率が２．７〜１２％となる様に組織制御を行っている。
この様な組織制御を行うことによって、概ね４００ＭＰａ以上の降伏強度を実現することができると共に、概ね４４０ＭＰａ以上の引張強度を実現することができるためである。
［Ｚｎの成分範囲について］
本発明のマグネシウム合金では、Ｚｎの成分範囲を２．５ａｔ％未満となる様に組織制御を行っている。この様な組織制御を行うことによって、延性の著しい低下を回避することができるためである。
なお、ＬＰＳＯと金属間化合物をより多く存在させるためには、より多くの添加元素を含有させる必要があるとも考えられる。しかし、多くの添加元素を含有させた場合にはコスト面で不利となってしまうために、添加元素量はできる限り制限したいといった要求がある。したがって、Ｚｎの成分範囲を２ａｔ％以下に組織制御することがより好ましく、こうした組織制御を行うことによって、上記の要求にも応じることができ、更には、延性比も約４０％を確保することができる。
本発明のマグネシウム合金では、Ｚｎの成分範囲を２．５ａｔ％未満となる様に組織制御を行っている。この様な組織制御を行うことによって、延性の著しい低下を回避することができるためである。
なお、ＬＰＳＯと金属間化合物をより多く存在させるためには、より多くの添加元素を含有させる必要があるとも考えられる。しかし、多くの添加元素を含有させた場合にはコスト面で不利となってしまうために、添加元素量はできる限り制限したいといった要求がある。したがって、Ｚｎの成分範囲を２ａｔ％以下に組織制御することがより好ましく、こうした組織制御を行うことによって、上記の要求にも応じることができ、更には、延性比も約４０％を確保することができる。
以下、本発明の実施例について説明する。なお、ここで示す実施例は一例であり本発明を限定するものではない。
先ず、本発明の実施例のマグネシウム合金として、以下に示す（１）〜（５）の試験片を作成した。
［試験片（１）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．５ａｔ％、Ｃｅを０．５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｃｅ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（１）では、αＭｇ相の体積分率が６９．７５％、ＬＰＳＯの体積分率が２２．９５％、化合物の体積分率が７．３％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．５ａｔ％、Ｃｅを０．５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｃｅ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（１）では、αＭｇ相の体積分率が６９．７５％、ＬＰＳＯの体積分率が２２．９５％、化合物の体積分率が７．３％となる様に組織制御を行った。
［試験片（２）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．２５ａｔ％、Ｎｄを０．７５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｎｄ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（２）では、αＭｇ相の体積分率が７９．６４％、ＬＰＳＯの体積分率が８．８％、化合物の体積分率が１１．５６％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．２５ａｔ％、Ｎｄを０．７５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｎｄ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（２）では、αＭｇ相の体積分率が７９．６４％、ＬＰＳＯの体積分率が８．８％、化合物の体積分率が１１．５６％となる様に組織制御を行った。
［試験片（３）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．７５ａｔ％、Ｐｒを０．２５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｐｒ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（３）では、αＭｇ相の体積分率が６１．８％、ＬＰＳＯの体積分率が３５．４６％、化合物の体積分率が２．７４％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．７５ａｔ％、Ｐｒを０．２５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｐｒ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（３）では、αＭｇ相の体積分率が６１．８％、ＬＰＳＯの体積分率が３５．４６％、化合物の体積分率が２．７４％となる様に組織制御を行った。
［試験片（４）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．７５ａｔ％、Ｓｍを０．２５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（４）では、αＭｇ相の体積分率が６６．０２％、ＬＰＳＯの体積分率が３０．８７％、化合物の体積分率が３．１１％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．７５ａｔ％、Ｓｍを０．２５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（４）では、αＭｇ相の体積分率が６６．０２％、ＬＰＳＯの体積分率が３０．８７％、化合物の体積分率が３．１１％となる様に組織制御を行った。
［試験片（５）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．５ａｔ％、Ｓｍを０．５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（５）では、αＭｇ相の体積分率が７４．１２％、ＬＰＳＯの体積分率が１９．８９％、化合物の体積分率が５．９９％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．５ａｔ％、Ｓｍを０．５ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（５）では、αＭｇ相の体積分率が７４．１２％、ＬＰＳＯの体積分率が１９．８９％、化合物の体積分率が５．９９％となる様に組織制御を行った。
また、比較データとして、以下に示す（６）〜（９）の試験片を作成した。
［試験片（６）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを２ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（６）では、αＭｇ相の体積分率が７３．９７％、ＬＰＳＯの体積分率が２５．２７％、化合物の体積分率が０．７６％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを２ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（６）では、αＭｇ相の体積分率が７３．９７％、ＬＰＳＯの体積分率が２５．２７％、化合物の体積分率が０．７６％となる様に組織制御を行った。
［試験片（７）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１ａｔ％、Ｃｅを１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｃｅ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（７）では、αＭｇ相の体積分率が７３．４２％、ＬＰＳＯの体積分率が５．２１％、化合物の体積分率が２１．３７％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１ａｔ％、Ｃｅを１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｃｅ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（７）では、αＭｇ相の体積分率が７３．４２％、ＬＰＳＯの体積分率が５．２１％、化合物の体積分率が２１．３７％となる様に組織制御を行った。
［試験片（８）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．９ａｔ％、Ｌａを０．１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｌａ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（８）では、αＭｇ相の体積分率が５８．１４％、ＬＰＳＯの体積分率が３９．４３％、化合物の体積分率が２．４３％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１．９ａｔ％、Ｌａを０．１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｌａ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（８）では、αＭｇ相の体積分率が５８．１４％、ＬＰＳＯの体積分率が３９．４３％、化合物の体積分率が２．４３％となる様に組織制御を行った。
［試験片（９）］
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１ａｔ％、Ｓｍを１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（９）では、αＭｇ相の体積分率が８２．９５％、ＬＰＳＯの体積分率が０％、化合物の体積分率が１７．０５％となる様に組織制御を行った。
Ｚｎを２ａｔ％、Ｙを１ａｔ％、Ｓｍを１ａｔ％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−Ｓｍ合金を真空溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。次に、加熱溶融した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行ったものを製造した。なお、試験片（９）では、αＭｇ相の体積分率が８２．９５％、ＬＰＳＯの体積分率が０％、化合物の体積分率が１７．０５％となる様に組織制御を行った。
以上の様にして得られた試験片（１）〜（９）を室温にて引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を表１に示す。
表１の試験片（６）の評価結果から明らかな様に、３元系合金であるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金の場合には、降伏強度が３９４．５ＭＰａ、引張強度が４２６．７ＭＰａである。また、表１の試験片（７）の評価結果から明らかな様に、ＬＰＳＯの体積分率が５．２１％である場合（ＬＰＳＯの体積分率が８％未満である場合の一例）には、降伏強度が３７７．５ＭＰａ、引張強度が４１０．７ＭＰａであり、３元系合金である試験片（６）よりも降伏強度が低下していることが分かる。更に、表１の試験片（８）の評価結果から明らかな様に、化合物の体積分率が２．４３％である場合（化合物の体積分率が２．７％未満である場合の一例）には、降伏強度が３８９．２ＭＰａ、引張強度が４５４．１ＭＰａであり、高い引張強度を実現しているものの、降伏強度が充分ではないことが分かる。また、表１の試験片（９）の評価結果から明らかな様に、合金組織中にＬＰＳＯを有しない場合（ＬＰＳＯの体積分率が０％である場合）には、降伏強度が３０４．５ＭＰａ、引張強度が３７４．５ＭＰａであり、３元系合金である試験片（６）よりも降伏強度、引張強度の双方が低下していることが分かる。
一方、表１の試験片（１）〜（５）の評価結果から明らかな様に、ＬＰＳＯの体積分率が８％以上であり、化合物の体積分率が２．７〜１２％である４元系合金であるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥの場合には、４００ＭＰａ以上の降伏強度と４４０ＭＰａ以上の引張強度を実現することができる。
１ マグネシウム合金
２ ＬＰＳＯ
３ αＭｇ相
４ 化合物
２ ＬＰＳＯ
３ αＭｇ相
４ 化合物
Claims (2)
- 必須成分として０．５原子％以上２．５原子％未満のＺｎ、及び１．２５原子％以上１．７５原子％以下のＹを含有し、希土類元素（ＲＥ）としてＣｅ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍのうち少なくとも１つ以上の元素を合計で０．２５原子％以上０．７５原子％以下含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ−ＲＥ系合金の合金組織中に、長周期積層構造相、αＭｇ相、及び、Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物を有すると共に、
前記長周期積層構造相の体積分率の範囲が８％以上であり、
前記Ｍｇ−ＲＥ化合物若しくはＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ化合物の少なくとも１つ以上の化合物の体積分率の範囲が２．７〜１２％である
マグネシウム合金。 - 前記Ｚｎは成分範囲が２原子％以下である
請求項１に記載のマグネシウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008327294A JP5458289B2 (ja) | 2008-12-24 | 2008-12-24 | マグネシウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008327294A JP5458289B2 (ja) | 2008-12-24 | 2008-12-24 | マグネシウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010229427A JP2010229427A (ja) | 2010-10-14 |
| JP5458289B2 true JP5458289B2 (ja) | 2014-04-02 |
Family
ID=43045515
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008327294A Active JP5458289B2 (ja) | 2008-12-24 | 2008-12-24 | マグネシウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5458289B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107354357A (zh) * | 2017-06-28 | 2017-11-17 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种变形镁合金及其制备方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5531274B2 (ja) * | 2009-03-27 | 2014-06-25 | 国立大学法人 熊本大学 | 高強度マグネシウム合金 |
| CN107312989B (zh) * | 2017-06-07 | 2018-09-04 | 河海大学 | 一种含有lpso结构的纳米晶-超细晶梯度镁合金的制备方法 |
| CN108411176B (zh) * | 2018-06-20 | 2021-04-06 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种耐热稀土镁合金及其制备方法 |
| CN114941095B (zh) * | 2022-05-31 | 2022-11-29 | 重庆大学 | 一种井下压裂用快速降解Mg-Er-Ni/Cu合金及其制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006036033A1 (ja) * | 2004-09-30 | 2006-04-06 | Yoshihito Kawamura | 高強度高靭性金属及びその製造方法 |
-
2008
- 2008-12-24 JP JP2008327294A patent/JP5458289B2/ja active Active
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107354357A (zh) * | 2017-06-28 | 2017-11-17 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种变形镁合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010229427A (ja) | 2010-10-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5024705B2 (ja) | マグネシウム合金材およびその製造方法 | |
| JP5658609B2 (ja) | マグネシウム合金材およびエンジン部品 | |
| JP4958267B2 (ja) | マグネシウム合金材およびその製造方法 | |
| JP5175470B2 (ja) | マグネシウム合金材およびその製造方法 | |
| JP5703881B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金およびその製造方法 | |
| JP5565617B2 (ja) | マグネシウム合金材の製造方法及びマグネシウム合金材 | |
| US10260130B2 (en) | Magnesium alloy sheet material | |
| US8394211B2 (en) | Magnesium alloy material and method for manufacturing same | |
| JP5458289B2 (ja) | マグネシウム合金 | |
| WO2013157653A1 (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2013019030A (ja) | 耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP5458290B2 (ja) | マグネシウム合金 | |
| JP5201500B2 (ja) | マグネシウム合金材およびその製造方法 | |
| KR20170049083A (ko) | 고열전도 마그네슘 주조 합금 및 그 제조방법 | |
| JP5196543B2 (ja) | マグネシウム合金材およびその製造方法 | |
| JP5531274B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金 | |
| JP5412666B2 (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2015137388A (ja) | アルミニウム合金鋳物及びその製造方法 | |
| JP6827648B2 (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| KR101858856B1 (ko) | 난연성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 및 그 제조방법 | |
| JP6473465B2 (ja) | アルミニウム合金導体電線及びその製造方法 | |
| WO2010044320A1 (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2010095787A (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2010095741A (ja) | マグネシウム合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20111222 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20111228 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130822 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130829 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131024 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20131024 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20131210 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131218 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5458289 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |