JPH0432535A - 高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金 - Google Patents
高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金Info
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- JPH0432535A JPH0432535A JP13753790A JP13753790A JPH0432535A JP H0432535 A JPH0432535 A JP H0432535A JP 13753790 A JP13753790 A JP 13753790A JP 13753790 A JP13753790 A JP 13753790A JP H0432535 A JPH0432535 A JP H0432535A
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- 229910000733 Li alloy Inorganic materials 0.000 title description 9
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Landscapes
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金に関
する。
する。
[従来の技術]
マグネシウムは大量に使用されている金属中ては最も軽
量であり、これにさらに軽量な元素であるリチウムを合
金させれば、−層軽量で比強度に優れた合金が得られる
可能性がある。かかる観点からMg−Li系合金に関す
る研究が行なわれており、例えばLA91(Mg−9%
Li−1%Al)、LA141A(Mg−14%L1−
1%AI)、LAZ93B(Mg−9%Li−3%Al
−3%Zn)なとの合金が実用化されている。
量であり、これにさらに軽量な元素であるリチウムを合
金させれば、−層軽量で比強度に優れた合金が得られる
可能性がある。かかる観点からMg−Li系合金に関す
る研究が行なわれており、例えばLA91(Mg−9%
Li−1%Al)、LA141A(Mg−14%L1−
1%AI)、LAZ93B(Mg−9%Li−3%Al
−3%Zn)なとの合金が実用化されている。
Mg−Li二元系は単純な共晶の状態図を作り、Mgに
Li約5.5%以上添加するとMgの固溶体α相と共に
Llの固溶体β相か晶出し、Li約8.5%以上ではβ
単相となる。α相はMgと同しく hCpi造を有する
ため、一般に冷間加工性に劣るが、β相はLiと同しb
cc構造であるため、塑性加工能の向上が期待できる。
Li約5.5%以上添加するとMgの固溶体α相と共に
Llの固溶体β相か晶出し、Li約8.5%以上ではβ
単相となる。α相はMgと同しく hCpi造を有する
ため、一般に冷間加工性に劣るが、β相はLiと同しb
cc構造であるため、塑性加工能の向上が期待できる。
したがって、冷間加工性という観点から、従来から開発
されている合金は、α十β相あるいはβ相が中心となっ
ている。
されている合金は、α十β相あるいはβ相が中心となっ
ている。
「発明が解決しようとする課題]
しかしながら、Mg−Li合金は前記のごとく単純な共
晶状態図を作り固溶度の変化が少ないため、硬化に寄与
する析出相が無く、充分な強度が得られないという欠点
がある6また、β相域のM。
晶状態図を作り固溶度の変化が少ないため、硬化に寄与
する析出相が無く、充分な強度が得られないという欠点
がある6また、β相域のM。
Li合金は、低加工高温加熱時に、顕著な結晶粒の粗大
化が認められる(軽金属H989)Vol。
化が認められる(軽金属H989)Vol。
39、P、18)。
−4、MB−Li合金の比強度をさらに改善するため、
第3元素であるAIを少量添加したMg−LA)系のα
+β相およびβ相合金において、時効硬化することが認
められている(軽金属(1989)Vol、39、P、
45)。しかしながら、これらMg−Li−Al系合金
の時効硬化はまだ充分なものでなく、強度および剛性に
劣る。例えば前記のLA141A(Mg−14%Li−
1%AI)を時効硬化させた場合の引張強さは13 k
g/ mm2程度てあり、LAZ 933 (Mg −
9%Li−3%A3%Zn)を時効硬化させた場合の引
張強さは22kg/mm2程度である。
第3元素であるAIを少量添加したMg−LA)系のα
+β相およびβ相合金において、時効硬化することが認
められている(軽金属(1989)Vol、39、P、
45)。しかしながら、これらMg−Li−Al系合金
の時効硬化はまだ充分なものでなく、強度および剛性に
劣る。例えば前記のLA141A(Mg−14%Li−
1%AI)を時効硬化させた場合の引張強さは13 k
g/ mm2程度てあり、LAZ 933 (Mg −
9%Li−3%A3%Zn)を時効硬化させた場合の引
張強さは22kg/mm2程度である。
本発明はMg−Li二元系の比強度を改善するために第
3元素を添加したMB−Li系合金の前記のごとき問題
点を解決すべくなされたものであって、従来合金よりも
強度および剛性に優れたマグネシウムリチウム合金を提
供することを目的とする。
3元素を添加したMB−Li系合金の前記のごとき問題
点を解決すべくなされたものであって、従来合金よりも
強度および剛性に優れたマグネシウムリチウム合金を提
供することを目的とする。
[課題を解決するための手段]
本発明の高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金は、
重量比で、Ll;8〜16%、Ag:0.5〜3%、N
d、0.5〜3%、Zr;0.5〜1%を含有し、残部
がMgおよび不可避不純物からなることを要旨とする。
重量比で、Ll;8〜16%、Ag:0.5〜3%、N
d、0.5〜3%、Zr;0.5〜1%を含有し、残部
がMgおよび不可避不純物からなることを要旨とする。
本発明合金は、溶解鋳造の後、均質化処理を行い、圧延
によって板材等に成形した後、溶体化処理を行い、時効
処理を施すことにより所期の強度および剛性を得ること
ができる。製造工程としては、例えば次ぎに説明するよ
うなものが用いられる。
によって板材等に成形した後、溶体化処理を行い、時効
処理を施すことにより所期の強度および剛性を得ること
ができる。製造工程としては、例えば次ぎに説明するよ
うなものが用いられる。
溶解鋳造は、真空溶解炉を用い、アルゴン雰囲気下で行
う。合金元素の添加は純マグネシウムに対して、各合金
元素を添加する。なお、ジルコニウムの添加については
、ジルマックス(Mg−30%Zr母合金)を用いる。
う。合金元素の添加は純マグネシウムに対して、各合金
元素を添加する。なお、ジルコニウムの添加については
、ジルマックス(Mg−30%Zr母合金)を用いる。
鋳造組織そのままては偏析等が存在するのて、均質化熱
処理を行う必要があるが、均質化処理は大気中250°
Cで24時間保持することにより行つ。
処理を行う必要があるが、均質化処理は大気中250°
Cで24時間保持することにより行つ。
圧延は冷間圧延によって行なわれ、1バスの圧下率を5
%として20%圧延した後、250℃で5時間焼鈍し、
さらに20%の圧延を行う。
%として20%圧延した後、250℃で5時間焼鈍し、
さらに20%の圧延を行う。
溶体化処理は400℃て1時間保持した後強制空冷する
ことにより行う。また、時効処理は150〜250°C
て1〜200時間行う。
ことにより行う。また、時効処理は150〜250°C
て1〜200時間行う。
[作用]
本発明き金は、M8に8〜16%のL iを含有させる
ことにより、合金組織をβ相とし結晶構造をLiと同し
bccli造としたので、大きな圧下率が得られ冷間加
工性が優れたものとなる。
ことにより、合金組織をβ相とし結晶構造をLiと同し
bccli造としたので、大きな圧下率が得られ冷間加
工性が優れたものとなる。
また、本発明合金てはA8およびNdを含有させてM
g−A g−N d三元系とし、この三元系の析出相が
得られる成分範囲にAgおよびNdを規制することによ
り、高引張強度(25〜30 kgf / mm2)お
よび高引張耐力を実現している。
g−A g−N d三元系とし、この三元系の析出相が
得られる成分範囲にAgおよびNdを規制することによ
り、高引張強度(25〜30 kgf / mm2)お
よび高引張耐力を実現している。
さらに、本発明ではMg−Δg−Nd系の析出相だけて
なく、Zrを含有させることにより、結晶粒を微細化し
、そのため強度が増大している。金属の強度は結晶粒径
によって決まることは、良く知られているところである
。
なく、Zrを含有させることにより、結晶粒を微細化し
、そのため強度が増大している。金属の強度は結晶粒径
によって決まることは、良く知られているところである
。
本発明合金において、添加元素の成分範囲を限定した理
由について説明する。
由について説明する。
Li 8〜16%
LiはMgと共晶型のき金を形成し、Llを8%以上含
有すると、Llの固溶体であるβ単相となり、塑性加工
能を向上させる。L i含有量が8%未満になると、α
相またはα+β相となり冷間加工性が劣化するのて、少
なくとも8%以上含有させる必要がある。L i含有量
が16%を越えると、結晶粒が粗大化し易く、コスト高
となるため、Li含有量の上限は16%とした。
有すると、Llの固溶体であるβ単相となり、塑性加工
能を向上させる。L i含有量が8%未満になると、α
相またはα+β相となり冷間加工性が劣化するのて、少
なくとも8%以上含有させる必要がある。L i含有量
が16%を越えると、結晶粒が粗大化し易く、コスト高
となるため、Li含有量の上限は16%とした。
Ag、0.5〜3%、Nd;0.5〜3%八8おへびN
dはMgと三元系を形成し、この三元系の析出相により
、高引張強度および高引張耐力が実現される。従って、
この三元系のいずれの元素が欠けても、高引張強度およ
び高引張耐力は得られない。第2図は16%Li、21
%Ndおよび0.5%Zrを含有するM g−A Fl
−N d三元系において、Ag含有量と引張強さおよび
0.2%耐力の関係を示したものである。また、第3図
は16%Li、2.1%A、および05%Zrを含有す
るMg−A3−Nd三元系において、Nd含有量と弓張
強さおよび02%耐力の関係を示したものである。
dはMgと三元系を形成し、この三元系の析出相により
、高引張強度および高引張耐力が実現される。従って、
この三元系のいずれの元素が欠けても、高引張強度およ
び高引張耐力は得られない。第2図は16%Li、21
%Ndおよび0.5%Zrを含有するM g−A Fl
−N d三元系において、Ag含有量と引張強さおよび
0.2%耐力の関係を示したものである。また、第3図
は16%Li、2.1%A、および05%Zrを含有す
るMg−A3−Nd三元系において、Nd含有量と弓張
強さおよび02%耐力の関係を示したものである。
第2図から明らかなように、Agの含有量の増加に伴っ
て引張強さ、0.2%耐力共に増加するが、2%含有量
で最高値を示した後、3%の含有量では引張強さおよび
02%耐力共にやや低下する。第2図の結果より、Ag
含有量が0.5%未満では引張強さおよび02%耐力共
に充分な向上が得られず、3%を越えると引張強さおよ
び0゜2%耐力が共に低下するので、A8の含有量は0
゜5〜3%に限定した。
て引張強さ、0.2%耐力共に増加するが、2%含有量
で最高値を示した後、3%の含有量では引張強さおよび
02%耐力共にやや低下する。第2図の結果より、Ag
含有量が0.5%未満では引張強さおよび02%耐力共
に充分な向上が得られず、3%を越えると引張強さおよ
び0゜2%耐力が共に低下するので、A8の含有量は0
゜5〜3%に限定した。
第3図から明らかなように、Ndの含有量の増加に伴っ
て引張強さ、0.2%耐力共に増加するが、3%の含有
量では引張強さおよび0226耐力の向上が飽和する。
て引張強さ、0.2%耐力共に増加するが、3%の含有
量では引張強さおよび0226耐力の向上が飽和する。
第3図の結果より、Nd含有量が0.5%未満では引張
強さおよび0,2%耐力共に充分な向上が得られず、3
%を越えて含有させても引張強さおよび0.2%耐力の
向上が期待できないので、Ndの含有量は05〜3%に
限定した。
強さおよび0,2%耐力共に充分な向上が得られず、3
%を越えて含有させても引張強さおよび0.2%耐力の
向上が期待できないので、Ndの含有量は05〜3%に
限定した。
Zr・05〜1%
ZrはMg−Li系合金の結晶粒径を微細化し、強度を
向上する。第4図は22%Agおよび19%Ndを含有
するMg−Li系合金において、Zrの含有量と結晶粒
径の関係を示す、第4図の結果より、Zr含有量が0.
5%未満ては100μm程度の微細粒が得られないので
、下限を0.5%としな。また、1%を越えると、固溶
限により飽和するので、上限を1%とした。
向上する。第4図は22%Agおよび19%Ndを含有
するMg−Li系合金において、Zrの含有量と結晶粒
径の関係を示す、第4図の結果より、Zr含有量が0.
5%未満ては100μm程度の微細粒が得られないので
、下限を0.5%としな。また、1%を越えると、固溶
限により飽和するので、上限を1%とした。
[実施例]
本発明の実施例について従来例と比較しつつ説明し、本
発明の効果を明らかにする。
発明の効果を明らかにする。
本発明品A〜Eとして、第1表に示す目標成分に従い、
純Mgに各合金元素を添加して、真空溶解炉を用い、ア
ルゴン雰囲気にて溶解鋳造した。
純Mgに各合金元素を添加して、真空溶解炉を用い、ア
ルゴン雰囲気にて溶解鋳造した。
溶解したインゴットの成分を分析したところ、第1表の
示すような結果を得た。
示すような結果を得た。
(以 下 余 白 )
続いて得られたインゴットを250℃で・大気中で2・
4時間均質化処理を施した後、冷間圧延を施しな。冷間
圧延は1パスの圧下率を5%として20%圧延した後、
250°Cで5時間焼鈍し、さらに20%の圧延を行っ
て引張試験片を調製した。
4時間均質化処理を施した後、冷間圧延を施しな。冷間
圧延は1パスの圧下率を5%として20%圧延した後、
250°Cで5時間焼鈍し、さらに20%の圧延を行っ
て引張試験片を調製した。
得られた試験片について、400”Cで1時間保持した
後強制空冷することにより溶体化処理を行−)な。次い
て、200℃で5時間の時効処理を施し、引張強度およ
び02%耐力を測定した。
後強制空冷することにより溶体化処理を行−)な。次い
て、200℃で5時間の時効処理を施し、引張強度およ
び02%耐力を測定した。
なお、比較のために従来材AおよびBとして、時効処理
したLA 141 A(Mg 14 %l−i −1
%AI)およびLAZ933(Mg−9%L ! 3
91+A1−3%Zn)についても、引張強度および0
2%耐力を測定した。得られた結果は第1図にまとめて
示した。
したLA 141 A(Mg 14 %l−i −1
%AI)およびLAZ933(Mg−9%L ! 3
91+A1−3%Zn)についても、引張強度および0
2%耐力を測定した。得られた結果は第1図にまとめて
示した。
第1図の結果より明らかなように、本発明品A〜Eはい
ずれも従来材Aに対しては1. O0%以上の引張強さ
の向上が見られ、また従来材Bに対しても20%以上の
引張強さの向上が見られた。また、0.2%耐力につい
ては従来材Aに対して60〜80%の向上か見られ、従
来材Bに対しては10〜20%の向上が見られ、本発明
の効果が確認された。
ずれも従来材Aに対しては1. O0%以上の引張強さ
の向上が見られ、また従来材Bに対しても20%以上の
引張強さの向上が見られた。また、0.2%耐力につい
ては従来材Aに対して60〜80%の向上か見られ、従
来材Bに対しては10〜20%の向上が見られ、本発明
の効果が確認された。
[発明の効果]
本発明の高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金は以
上説明したように、Liを8〜16%含有させることに
より、冷間加工性に優れたβ相とし、さらにAgおよび
Ndを0.5〜3%含有させることにより、Mg−Ag
−Nd三元系の析出相による高強度を実現し、その上Z
rによる結晶粒の微細化により、さらに強度を向上した
ものであり、従来材に比べて高強度と高剛性を実現し、
軽量て比強度の優れた構造材として極めて有用である。
上説明したように、Liを8〜16%含有させることに
より、冷間加工性に優れたβ相とし、さらにAgおよび
Ndを0.5〜3%含有させることにより、Mg−Ag
−Nd三元系の析出相による高強度を実現し、その上Z
rによる結晶粒の微細化により、さらに強度を向上した
ものであり、従来材に比べて高強度と高剛性を実現し、
軽量て比強度の優れた構造材として極めて有用である。
第1図は従来材と発明材の引張強さと0.2%耐力を示
す図、第2図は16%Li、2.1%Nclおよび0.
5%Z「を含有するMFi−Ag−Nd三元系において
、Ag含有量と引張強さおよび0.2%耐力の関係を示
した線区、第3図は16%Li21%A8および05%
Zrを含有するMg−AHNd三元系において、Nd含
有量と引張強さおよび02%耐力の関係を示した線図、
第4図は2゜2%Agおよび1.9%Ndを含有するM
B−Li系合金において、Zrの含有量と結晶粒径の関
係を示す図である。 特許出願人 トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 大 川 末 弟1図 第3図 第2図 第4図 Ag(重量%) Zr(重量%)
す図、第2図は16%Li、2.1%Nclおよび0.
5%Z「を含有するMFi−Ag−Nd三元系において
、Ag含有量と引張強さおよび0.2%耐力の関係を示
した線区、第3図は16%Li21%A8および05%
Zrを含有するMg−AHNd三元系において、Nd含
有量と引張強さおよび02%耐力の関係を示した線図、
第4図は2゜2%Agおよび1.9%Ndを含有するM
B−Li系合金において、Zrの含有量と結晶粒径の関
係を示す図である。 特許出願人 トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 大 川 末 弟1図 第3図 第2図 第4図 Ag(重量%) Zr(重量%)
Claims (1)
- (1)重量比で、Li;8〜16%、Ag;0.5〜3
%、Nd;0.5〜3%、Zr;0.5〜1%を含有し
、残部がMgおよび不可避不純物からなることを特徴と
する高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13753790A JPH0432535A (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13753790A JPH0432535A (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0432535A true JPH0432535A (ja) | 1992-02-04 |
Family
ID=15201006
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13753790A Pending JPH0432535A (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 高強度、高剛性マグネシウムリチウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0432535A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0625788A (ja) * | 1992-03-25 | 1994-02-01 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 軽量高強度マグネシウム合金 |
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1990
- 1990-05-28 JP JP13753790A patent/JPH0432535A/ja active Pending
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