JPH05171333A - 耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシウム合金 - Google Patents
耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシウム合金Info
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- JPH05171333A JPH05171333A JP3355893A JP35589391A JPH05171333A JP H05171333 A JPH05171333 A JP H05171333A JP 3355893 A JP3355893 A JP 3355893A JP 35589391 A JP35589391 A JP 35589391A JP H05171333 A JPH05171333 A JP H05171333A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
- Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
- Y02T10/10—Internal combustion engine [ICE] based vehicles
- Y02T10/40—Engine management systems
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネ
シウム合金。 【構成】 重量比でＺｎ；１．０〜６．０％、Ｒ．
Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１〜２．０％、Ｓ
ｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜６．０％を含有
し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる。Ａｌおよ
びＺｎにより鋳造性が改善されると共に、室温強度を改
善することができる。さらに、ＡｌとＺｎに併せてＲ．
Ｅ．添加することにより、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度が向
上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持でき
る範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張強さ
が高く、高温特性およびクリープ特性が向上した。その
上、Ｒ．Ｅ．は腐食初期にＲ．Ｅ．リッチな保護皮膜を
形成し耐食性を向上させる。Ｚｒの含有により鋳造性を
悪化させないで室温強度および高温強度が向上され、Ｓ
ｉの含有により、耐クリープ性が向上される。
シウム合金。 【構成】 重量比でＺｎ；１．０〜６．０％、Ｒ．
Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１〜２．０％、Ｓ
ｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜６．０％を含有
し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる。Ａｌおよ
びＺｎにより鋳造性が改善されると共に、室温強度を改
善することができる。さらに、ＡｌとＺｎに併せてＲ．
Ｅ．添加することにより、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度が向
上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持でき
る範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張強さ
が高く、高温特性およびクリープ特性が向上した。その
上、Ｒ．Ｅ．は腐食初期にＲ．Ｅ．リッチな保護皮膜を
形成し耐食性を向上させる。Ｚｒの含有により鋳造性を
悪化させないで室温強度および高温強度が向上され、Ｓ
ｉの含有により、耐クリープ性が向上される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐熱性、耐食性および鋳
造性に優れたマグネシウム合金に関する。
造性に優れた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Ａｌを５〜
１０％、Ｚｎを１〜３％含有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系
（ＡＳＴＭ規格−ＡＺ９１Ｃ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。
１０％、Ｚｎを１〜３％含有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系
（ＡＳＴＭ規格−ＡＺ９１Ｃ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。
【０００４】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、Ｚ
ｎ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、Ｚ
ｎ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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｍｇ−
Ａｌ−Ｚｎ系のＡＺ９１Ｃ合金（Ｍｇ−９％Ａｌ−１％
Ｚｎ）では、Ａｌ含有量が高く湯流れが良好で鋳造性に
優れるが、その凝固過程においてα固溶体が樹脂状に晶
出するため、鋳巣が発生しやすいという問題点がある。
このような鋳巣は破壊の起点となることが多く、図２は
鋳巣を起点とした破壊例の金属組織を表す顕微鏡写真で
あって、図３は図２の写真の鋳巣の位置を示す模写図で
ある。
Ａｌ−Ｚｎ系のＡＺ９１Ｃ合金（Ｍｇ−９％Ａｌ−１％
Ｚｎ）では、Ａｌ含有量が高く湯流れが良好で鋳造性に
優れるが、その凝固過程においてα固溶体が樹脂状に晶
出するため、鋳巣が発生しやすいという問題点がある。
このような鋳巣は破壊の起点となることが多く、図２は
鋳巣を起点とした破壊例の金属組織を表す顕微鏡写真で
あって、図３は図２の写真の鋳巣の位置を示す模写図で
ある。
【０００６】また、Ｍｇ−Ａｌ系またはＭｇ−Ａｌ−Ｚ
ｎ系合金では、Ｍｇ17Ａｌ12化合物が粒界に晶出し、こ
の晶出物は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。図４はＡＺ９１Ｃ合
金の３７３Ｋ、３９３Ｋおよび４２３Ｋにおける応力６
３ＭＰａの場合のクリープ曲線を示すが、４２３Ｋにお
いてクリープ歪が著しく増大している。
ｎ系合金では、Ｍｇ17Ａｌ12化合物が粒界に晶出し、こ
の晶出物は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。図４はＡＺ９１Ｃ合
金の３７３Ｋ、３９３Ｋおよび４２３Ｋにおける応力６
３ＭＰａの場合のクリープ曲線を示すが、４２３Ｋにお
いてクリープ歪が著しく増大している。
【０００７】また、ボルトゆるみ試験における軸力保持
率は、図５に示すように、１５０℃炉内放置、面圧６．
５ｋｇ／ｍｍ2、１００時間において、アルミニウム合
金が９８％、希土類元素添加の耐熱合金（ＥＱ２１Ａ）
が８０％であるのに対して、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の合金
であるＡＺ９１Ｃは４０％に低下している。なお、軸力
保持率とは、円筒状のテストピースをボルトナットで締
め付け、１５０℃の炉内に放置した後、ボルトの伸びを
測定し、軸力を直接測定するもので、材料のクリープの
簡易的な尺度である。
率は、図５に示すように、１５０℃炉内放置、面圧６．
５ｋｇ／ｍｍ2、１００時間において、アルミニウム合
金が９８％、希土類元素添加の耐熱合金（ＥＱ２１Ａ）
が８０％であるのに対して、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の合金
であるＡＺ９１Ｃは４０％に低下している。なお、軸力
保持率とは、円筒状のテストピースをボルトナットで締
め付け、１５０℃の炉内に放置した後、ボルトの伸びを
測定し、軸力を直接測定するもので、材料のクリープの
簡易的な尺度である。
【０００８】一方、希土類元素を添加した合金、例えば
ＺＥ４１Ａ合金（Ｍｇ−４％Ｚｎ−１％Ｒ．Ｅ．）で
は、結晶粒界にＭｇ20Ｚｎ5Ｒ．Ｅ．2晶出物が存在する
ため、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。図６はＡＺ９１Ｃと
ＺＥ４１Ａの試験温度４２３Ｋ、応力６３ＭＰａにおけ
る引張クリープ曲線を示すが、ＺＥ４１Ａ合金はＡＺ９
１Ｃ合金に比べて耐クリープ性が著しく優れている。
ＺＥ４１Ａ合金（Ｍｇ−４％Ｚｎ−１％Ｒ．Ｅ．）で
は、結晶粒界にＭｇ20Ｚｎ5Ｒ．Ｅ．2晶出物が存在する
ため、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。図６はＡＺ９１Ｃと
ＺＥ４１Ａの試験温度４２３Ｋ、応力６３ＭＰａにおけ
る引張クリープ曲線を示すが、ＺＥ４１Ａ合金はＡＺ９
１Ｃ合金に比べて耐クリープ性が著しく優れている。
【０００９】希土類元素を添加したマグネシウム合金で
は、ミクロ・シュリンケージを生じ不良の原因となるの
で、このミクロ・シュリンケージを共晶組織で満たし、
完全な鋳塊とするため、Ｍｇ−Ｒ．Ｅ．合金には必ずＺ
ｒが添加される。しかし、Ｚｒの添加は鋳造割れの原因
となるので、これら合金は鋳造には不向きである。ま
た、前記晶出物は湯流れ性を悪化すると共に、鋳造割れ
の原因となる。
は、ミクロ・シュリンケージを生じ不良の原因となるの
で、このミクロ・シュリンケージを共晶組織で満たし、
完全な鋳塊とするため、Ｍｇ−Ｒ．Ｅ．合金には必ずＺ
ｒが添加される。しかし、Ｚｒの添加は鋳造割れの原因
となるので、これら合金は鋳造には不向きである。ま
た、前記晶出物は湯流れ性を悪化すると共に、鋳造割れ
の原因となる。
【００１０】本発明はＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系のＡＺ９１Ｃ
合金は鋳造性は優れているが高温強度および耐クリープ
性に劣り、希土類元素を添加したＺＥ４１Ａ合金は耐熱
性に優れるが鋳造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、ＺＥ４１Ａ合金
並の高温強度および耐クリープ性を確保しながら鋳造性
を改善し、併せて耐食性を向上させたマグネシウム合金
を提供することを目的とする。
合金は鋳造性は優れているが高温強度および耐クリープ
性に劣り、希土類元素を添加したＺＥ４１Ａ合金は耐熱
性に優れるが鋳造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、ＺＥ４１Ａ合金
並の高温強度および耐クリープ性を確保しながら鋳造性
を改善し、併せて耐食性を向上させたマグネシウム合金
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】発明者は高温強度および
耐クリープ性を確保しながら鋳造性を改善することにつ
いて鋭意検討を重ね、ＺＥ４１Ａ合金をベースとする合
金にＡｌを添加することを着想し、高温強度を確保しな
がら鋳造性を改善できる最適組成範囲を見出した。ま
た、鋳造性を阻害する元素であるＲ．Ｅ．およびＺｒの
含有量を高温強度を維持できる範囲で低減すると共に、
Ｓｉを添加するとこにより耐クリープ性を向上させるこ
とにより本発明を完成した。
耐クリープ性を確保しながら鋳造性を改善することにつ
いて鋭意検討を重ね、ＺＥ４１Ａ合金をベースとする合
金にＡｌを添加することを着想し、高温強度を確保しな
がら鋳造性を改善できる最適組成範囲を見出した。ま
た、鋳造性を阻害する元素であるＲ．Ｅ．およびＺｒの
含有量を高温強度を維持できる範囲で低減すると共に、
Ｓｉを添加するとこにより耐クリープ性を向上させるこ
とにより本発明を完成した。
【００１２】本発明の耐熱性、耐食性および鋳造性に優
れたマグネシウム合金は、重量比でＺｎ；１．０〜６．
０％、Ｒ．Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１〜
２．０％、Ｓｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜
６．０％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。
れたマグネシウム合金は、重量比でＺｎ；１．０〜６．
０％、Ｒ．Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１〜
２．０％、Ｓｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜
６．０％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。
【００１３】
【作用】本発明のマグネシウム合金は、Ａｌ；０．１〜
６．０％、Ｚｎ；１．０〜６．０％を含有させたので、
鋳造性が改善されると共に希土類元素を添加したマグネ
シウム合金において、従来材の晶出物に比較して脆性が
改善されたＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒内に均
一に分散し、室温強度を改善することができる。
６．０％、Ｚｎ；１．０〜６．０％を含有させたので、
鋳造性が改善されると共に希土類元素を添加したマグネ
シウム合金において、従来材の晶出物に比較して脆性が
改善されたＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒内に均
一に分散し、室温強度を改善することができる。
【００１４】さらに、ＡｌとＺｎに併せてＲ．Ｅ．を
０．１〜２．０％添加することにより、従来材の晶出物
に比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物を結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持
できる範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張
強さが高く、高温特性およびクリープ特性が優れた耐熱
マグネシウム合金である。また、Ｒ．Ｅ．は腐食初期に
Ｒ．Ｅ．リッチな保護皮膜を形成し耐食性を向上させ
る。
０．１〜２．０％添加することにより、従来材の晶出物
に比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物を結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持
できる範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張
強さが高く、高温特性およびクリープ特性が優れた耐熱
マグネシウム合金である。また、Ｒ．Ｅ．は腐食初期に
Ｒ．Ｅ．リッチな保護皮膜を形成し耐食性を向上させ
る。
【００１５】さらに、Ｚｒ；０．１〜２．０％の含有に
より鋳造性を悪化させないで室温強度および高温強度が
向上され、Ｓｉ；０．１〜３．０％の含有により、耐ク
リープ性が向上される。
より鋳造性を悪化させないで室温強度および高温強度が
向上され、Ｓｉ；０．１〜３．０％の含有により、耐ク
リープ性が向上される。
【００１６】次に、本発明のマグネシウム合金の成分範
囲を限定した理由について説明する。 Ｚｎ；１．０〜６．０％ Ｚｎはマグネシウム合金の室温強度を向上すると共に鋳
造性を向上させる。前記効果を得るためには、少なくと
も１．０％以上を含有させる必要がある。しかし、多量
に含有させると高温特性が低下し、鋳造割れを起こし易
くなるので、上限を６．０％とした。
囲を限定した理由について説明する。 Ｚｎ；１．０〜６．０％ Ｚｎはマグネシウム合金の室温強度を向上すると共に鋳
造性を向上させる。前記効果を得るためには、少なくと
も１．０％以上を含有させる必要がある。しかし、多量
に含有させると高温特性が低下し、鋳造割れを起こし易
くなるので、上限を６．０％とした。
【００１７】Ｒ．Ｅ．；０．１〜２．０％ Ｒ．Ｅ．はマグネシウム合金の高温強度と耐クリープ性
を向上させる元素である。前記効果を得るためには少な
くとも０．１％以上含有させる必要がある。しかし、多
量に含有されると鋳造性を低下させ、鋳造割れの原因と
なるので、上限を２．０％とした。
を向上させる元素である。前記効果を得るためには少な
くとも０．１％以上含有させる必要がある。しかし、多
量に含有されると鋳造性を低下させ、鋳造割れの原因と
なるので、上限を２．０％とした。
【００１８】Ａｌ；０．１〜６．０％ Ａｌを添加するとマグネシウム合金の室温強度を向上す
ると共に鋳造性を向上させる。前記効果を得るために
は、少なくとも０．１％以上を含有させる必要がある。
しかし、多量に含有させると高温特性が低下するので、
上限を６．０％とした。なお、Ａｌの好ましい含有量の
上限は５．０％である。
ると共に鋳造性を向上させる。前記効果を得るために
は、少なくとも０．１％以上を含有させる必要がある。
しかし、多量に含有させると高温特性が低下するので、
上限を６．０％とした。なお、Ａｌの好ましい含有量の
上限は５．０％である。
【００１９】Ｚｒ；０．１〜２．０％ Ｚｒはマグネシウム合金の室温強度および高温強度を向
上させる。前記効果を得るには少なくとも０．１％以上
の添加が必要である。また、多量に含有されると鋳造性
が悪化し、鋳造割れの原因となるので、上限を２．０％
とした。
上させる。前記効果を得るには少なくとも０．１％以上
の添加が必要である。また、多量に含有されると鋳造性
が悪化し、鋳造割れの原因となるので、上限を２．０％
とした。
【００２０】Ｓｉ；０．１〜３．０％ Ｓｉはマグネシウム合金の耐クリープ性を向上させる。
これは微細なＭｇ2ＳｉがＴ4熱処理により析出し、これ
が転位移動の障害となるためと考えられる。しかし、多
量に含有させると鋳造性が悪化し、鋳造割れの原因とな
るので上限を３．０％とした。
これは微細なＭｇ2ＳｉがＴ4熱処理により析出し、これ
が転位移動の障害となるためと考えられる。しかし、多
量に含有させると鋳造性が悪化し、鋳造割れの原因とな
るので上限を３．０％とした。
【００２１】
【実施例】本発明の実施例を比較例と共に説明し、本発
明の効果を明らかにする。 （実施例１）表１および表２に示す化学成分のマグネシ
ウム合金を溶製し、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜
１２０℃で、テストピースを重力鋳造した。
明の効果を明らかにする。 （実施例１）表１および表２に示す化学成分のマグネシ
ウム合金を溶製し、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜
１２０℃で、テストピースを重力鋳造した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】なお、表１および表２において、番号１〜
５はＺｎ含有量を４％、Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定
し、Ａｌ含有量を変えたものであって、番号１〜３はＡ
ｌ含有量が本発明の組成範囲内にある発明例、番号４は
Ａｌを含有しない比較例、番号５はＡｌを本発明の組成
範囲以上に含有する比較例である。
５はＺｎ含有量を４％、Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定
し、Ａｌ含有量を変えたものであって、番号１〜３はＡ
ｌ含有量が本発明の組成範囲内にある発明例、番号４は
Ａｌを含有しない比較例、番号５はＡｌを本発明の組成
範囲以上に含有する比較例である。
【００２５】番号６〜１０はＡｌ含有量を４％、Ｒ．
Ｅ．含有量を２％に固定し、Ｚｎ含有量を変えたもので
あって、番号６〜８はＺｎ含有量が本発明の組成範囲内
にある発明例、番号９はＺｎを含有しない比較例、番号
１０はＺｎを本発明の組成範囲以上に含有する比較例で
ある。
Ｅ．含有量を２％に固定し、Ｚｎ含有量を変えたもので
あって、番号６〜８はＺｎ含有量が本発明の組成範囲内
にある発明例、番号９はＺｎを含有しない比較例、番号
１０はＺｎを本発明の組成範囲以上に含有する比較例で
ある。
【００２６】番号１１〜１４はＡｌ含有量を４％、Ｚｎ
含有量を４％に固定し、Ｒ．Ｅ．含有量を変えたもので
あって、番号１１〜１２はＲ．Ｅ．含有量が本発明の組
成範囲内にある発明例、番号１３はＲ．Ｅ．を含有しな
い比較例、番号１４はＲ．Ｅ．を本発明の組成範囲以上
に含有する比較例である。
含有量を４％に固定し、Ｒ．Ｅ．含有量を変えたもので
あって、番号１１〜１２はＲ．Ｅ．含有量が本発明の組
成範囲内にある発明例、番号１３はＲ．Ｅ．を含有しな
い比較例、番号１４はＲ．Ｅ．を本発明の組成範囲以上
に含有する比較例である。
【００２７】得られたテストピースについて、室温およ
び１５０℃における引張強さを測定し、結果はＡｌの含
有量を変化させた番号１〜５については図７に、Ｚｎ含
有量を変化させた番号６〜１０については図８に、Ｒ．
Ｅ．含有量を変化させた番号１１〜１４については図９
にそれぞれ示した。
び１５０℃における引張強さを測定し、結果はＡｌの含
有量を変化させた番号１〜５については図７に、Ｚｎ含
有量を変化させた番号６〜１０については図８に、Ｒ．
Ｅ．含有量を変化させた番号１１〜１４については図９
にそれぞれ示した。
【００２８】図７に示したように、Ｚｎ含有量を４％、
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＡｌ含有量の増加と共に増大し、Ａｌ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ａｌ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ａｌ
含有量４％で最大となり、さらにＡｌ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ａｌ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ａｌ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上となる
ことが判明し本発明の効果が確認された。
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＡｌ含有量の増加と共に増大し、Ａｌ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ａｌ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ａｌ
含有量４％で最大となり、さらにＡｌ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ａｌ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ａｌ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上となる
ことが判明し本発明の効果が確認された。
【００２９】図８に示したように、Ａｌ含有量を４％、
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＺｎ含有量の増加と共に増大し、Ｚｎ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ｚｎ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ｚｎ
含有量４％で最大となり、さらにＺｎ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ｚｎ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ｚｎ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上となる
ことが判明し本発明の効果が確認された。
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＺｎ含有量の増加と共に増大し、Ｚｎ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ｚｎ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ｚｎ
含有量４％で最大となり、さらにＺｎ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ｚｎ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ｚｎ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上となる
ことが判明し本発明の効果が確認された。
【００３０】図９に示したように、Ａｌ含有量を４％、
Ｚｎ含有量を４％に固定した場合に、室温における引張
強さはＲ．Ｅ．含有量の増加と共に低下し、Ｒ．Ｅ．含
有量２％を越えると２４０ＭＰａ以下となる。また、１
５０℃における引張強さは、Ｒ．Ｅ．含有量１％までは
急激に高くなるが、さらにＲ．Ｅ．含有量の増大と共に
引張強さが漸減し、Ｒ．Ｅ．含有量２％を越えると２０
０ＭＰａ以下となる。その結果、Ｒ．Ｅ．含有量０．１
〜２．０％において、室温における引張強さが２４０Ｍ
Ｐａ以上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上
となることが判明し本発明の効果が確認された。
Ｚｎ含有量を４％に固定した場合に、室温における引張
強さはＲ．Ｅ．含有量の増加と共に低下し、Ｒ．Ｅ．含
有量２％を越えると２４０ＭＰａ以下となる。また、１
５０℃における引張強さは、Ｒ．Ｅ．含有量１％までは
急激に高くなるが、さらにＲ．Ｅ．含有量の増大と共に
引張強さが漸減し、Ｒ．Ｅ．含有量２％を越えると２０
０ＭＰａ以下となる。その結果、Ｒ．Ｅ．含有量０．１
〜２．０％において、室温における引張強さが２４０Ｍ
Ｐａ以上、１５０℃おける引張強さが２００ＭＰａ以上
となることが判明し本発明の効果が確認された。
【００３１】図１０は番号１２の本発明例を３３０℃で
２時間熱処理したテストピースの金属組織を表す１００
倍の顕微鏡写真、図１１は同じく２５０倍の顕微鏡写真
である。図１０および図１１の写真から明らかなよう
に、高融点で軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
晶出物が結晶粒界に晶出している様子がよくわかる。ま
た、図１２は本発明例の番号１５のテストピースをＴ4
処理した場合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真で
ある。図１２の写真から微細な針状のＭｇ2Ｓｉが析出
していることが確認できる。
２時間熱処理したテストピースの金属組織を表す１００
倍の顕微鏡写真、図１１は同じく２５０倍の顕微鏡写真
である。図１０および図１１の写真から明らかなよう
に、高融点で軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
晶出物が結晶粒界に晶出している様子がよくわかる。ま
た、図１２は本発明例の番号１５のテストピースをＴ4
処理した場合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真で
ある。図１２の写真から微細な針状のＭｇ2Ｓｉが析出
していることが確認できる。
【００３２】（実施例２）本発明合金としてＭｇ−４％
Ｚｎ−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４
％Ｓｉ（いずれも重量％、以下同様）を溶製し、鋳造温
度６９０℃、金型温度８０〜１２０℃で、テストピース
を重力鋳造した。このテストピースを試験温度４２３
Ｋ、応力６３ＭＰａで引張クリープ試験を行いクリープ
曲線を求めた。なお、比較のためにＡＺ９１Ｃ合金およ
びＺＥ４１Ａ合金についても同じ鋳造条件でテストピー
スを鋳造し、同じ試験条件で引張クリープ曲線を求め
た。得られた結果は図１３に併せて示した。
Ｚｎ−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４
％Ｓｉ（いずれも重量％、以下同様）を溶製し、鋳造温
度６９０℃、金型温度８０〜１２０℃で、テストピース
を重力鋳造した。このテストピースを試験温度４２３
Ｋ、応力６３ＭＰａで引張クリープ試験を行いクリープ
曲線を求めた。なお、比較のためにＡＺ９１Ｃ合金およ
びＺＥ４１Ａ合金についても同じ鋳造条件でテストピー
スを鋳造し、同じ試験条件で引張クリープ曲線を求め
た。得られた結果は図１３に併せて示した。
【００３３】図１３に示したように、本発明材は３００
時間においてＡＺ９１Ｃ合金よりも約１．５％程度もク
リープ歪みが小さく、ＺＥ４１Ａ合金とほぼ同等のクリ
ープ歪みであって、本発明材は常温強度および高温強度
と併せて耐クリープ性が優れていることが確認できた。
時間においてＡＺ９１Ｃ合金よりも約１．５％程度もク
リープ歪みが小さく、ＺＥ４１Ａ合金とほぼ同等のクリ
ープ歪みであって、本発明材は常温強度および高温強度
と併せて耐クリープ性が優れていることが確認できた。
【００３４】（実施例３）Ｍｇ−４％Ｚｎ−１％Ｒ．
Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４％Ｓｉのマグネシウム合金
を溶製し、これに０〜８重量％のＡｌを添加し、図１４
に示すような所定の形状のＲ部を設けたロ字状の試験片
に、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜１２０℃の鋳造
条件で鋳造し、鋳造割れ試験を行った。
Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４％Ｓｉのマグネシウム合金
を溶製し、これに０〜８重量％のＡｌを添加し、図１４
に示すような所定の形状のＲ部を設けたロ字状の試験片
に、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜１２０℃の鋳造
条件で鋳造し、鋳造割れ試験を行った。
【００３５】図１４の鋳造割れ試験片について説明する
と、試験片１０は肉厚３〜４ｍｍで一辺の長さが２００
ｍｍのロ字状の筒体であって、湯口１２を取り付けた辺
１４に対向する辺１６の中央を保温材１８で覆い、湯口
に対向する辺１６の一方をＲ＝１．０ｍｍのコーナＲ部
２０とし、他方をＲ＝０．５ｍｍのコーナＲ部２２とし
た。この鋳造割れ試験片１０は保温材１８で覆った部分
とそれ以外の部分の凝固時間の差を利用し、凝固収縮に
よる応力でコーナＲ部２０または２２に鋳造割れを発生
させるものである。鋳造割れ試験はＲ＝０．５ｍｍのコ
ーナＲ部２２の割れ発生率を測定し、図１５に結果を示
した。
と、試験片１０は肉厚３〜４ｍｍで一辺の長さが２００
ｍｍのロ字状の筒体であって、湯口１２を取り付けた辺
１４に対向する辺１６の中央を保温材１８で覆い、湯口
に対向する辺１６の一方をＲ＝１．０ｍｍのコーナＲ部
２０とし、他方をＲ＝０．５ｍｍのコーナＲ部２２とし
た。この鋳造割れ試験片１０は保温材１８で覆った部分
とそれ以外の部分の凝固時間の差を利用し、凝固収縮に
よる応力でコーナＲ部２０または２２に鋳造割れを発生
させるものである。鋳造割れ試験はＲ＝０．５ｍｍのコ
ーナＲ部２２の割れ発生率を測定し、図１５に結果を示
した。
【００３６】図１５に示したように、Ａｌを全く含有し
なかった場合鋳造割れ発生率が９０％以上であったが、
Ａｌ含有量１％において４０％に急減し、Ａｌ含有量４
％において１０％程度まで低減した。以上の結果より、
本発明合金は鋳造性が優れていることが確認された。
なかった場合鋳造割れ発生率が９０％以上であったが、
Ａｌ含有量１％において４０％に急減し、Ａｌ含有量４
％において１０％程度まで低減した。以上の結果より、
本発明合金は鋳造性が優れていることが確認された。
【００３７】（実施例４）本発明合金としてＭｇ−４％
Ｚｎ−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４
％Ｓｉを溶製し、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜１
２０℃の鋳造条件で図１４に示す鋳造試験片を鋳造し、
鋳造割れ試験を行った。比較のために、ＡＺ９１Ｃ合金
およびＺＥ４１Ａ合金についても、同じ鋳造条件で鋳造
試験片を鋳造し、鋳造割れ試験を行った。Ｒ＝１．０ｍ
ｍのコーナＲ部２０およびＲ＝０．５ｍｍのコーナＲ部
２２の鋳造割れ発生率を測定し、図１にまとめて示し
た。
Ｚｎ−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４
％Ｓｉを溶製し、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜１
２０℃の鋳造条件で図１４に示す鋳造試験片を鋳造し、
鋳造割れ試験を行った。比較のために、ＡＺ９１Ｃ合金
およびＺＥ４１Ａ合金についても、同じ鋳造条件で鋳造
試験片を鋳造し、鋳造割れ試験を行った。Ｒ＝１．０ｍ
ｍのコーナＲ部２０およびＲ＝０．５ｍｍのコーナＲ部
２２の鋳造割れ発生率を測定し、図１にまとめて示し
た。
【００３８】図１から知られるように、Ｒ＝０．５ｍｍ
のコーナＲ部２２の鋳造割れ発生率は、ＺＥ４１Ａ合金
は６０％、ＡＺ９１Ｃ合金は５％であるのに対して、本
発明合金は１０％であった。また、Ｒ＝１．０ｍｍのコ
ーナＲ部２０の鋳造割れ発生率は、ＺＥ４１Ａ合金は３
２％、ＡＺ９１Ｃ合金は３％であるのに対して、本発明
合金は７％であった。その結果、本発明合金はＡＺ９１
Ｃにほぼ近い鋳造性を有することが判明した。
のコーナＲ部２２の鋳造割れ発生率は、ＺＥ４１Ａ合金
は６０％、ＡＺ９１Ｃ合金は５％であるのに対して、本
発明合金は１０％であった。また、Ｒ＝１．０ｍｍのコ
ーナＲ部２０の鋳造割れ発生率は、ＺＥ４１Ａ合金は３
２％、ＡＺ９１Ｃ合金は３％であるのに対して、本発明
合金は７％であった。その結果、本発明合金はＡＺ９１
Ｃにほぼ近い鋳造性を有することが判明した。
【００３９】（実施例５）本発明合金（Ｍｇ−４％Ｚｎ
−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４％Ｓ
ｉ）、ＡＺ９１Ｃ合金（Ｍｇ−９％Ａｌ−１％Ｚｎ）お
よびＡｌ合金（Ａｌ−６％Ｓｉ−３％Ｃｕ−０．３％Ｍ
ｇ−０．３％Ｍｎ）について、８５℃のＨ2ＳＯ4含有塩
水溶液に１９２時間浸漬する腐食試験を行った。耐食性
の評価は、酸化物付着による重量増加を測定し、元の重
量を１．０とした場合の比率を算出することにより行っ
た。得られた結果は図１６に示した。
−３％Ａｌ−１％Ｒ．Ｅ．−０．４％Ｚｒ−０．４％Ｓ
ｉ）、ＡＺ９１Ｃ合金（Ｍｇ−９％Ａｌ−１％Ｚｎ）お
よびＡｌ合金（Ａｌ−６％Ｓｉ−３％Ｃｕ−０．３％Ｍ
ｇ−０．３％Ｍｎ）について、８５℃のＨ2ＳＯ4含有塩
水溶液に１９２時間浸漬する腐食試験を行った。耐食性
の評価は、酸化物付着による重量増加を測定し、元の重
量を１．０とした場合の比率を算出することにより行っ
た。得られた結果は図１６に示した。
【００４０】図１６に示したように、従来のＭｇ材であ
るＡＺ９１Ｃは、腐食による重量変化比が１．２である
のに対して、本発明材は腐食による重量変化が殆ど認め
られず重量変化比は１．０であって、Ａｌ合金の１．０
と同等の耐食性を示すことが確認された。
るＡＺ９１Ｃは、腐食による重量変化比が１．２である
のに対して、本発明材は腐食による重量変化が殆ど認め
られず重量変化比は１．０であって、Ａｌ合金の１．０
と同等の耐食性を示すことが確認された。
【００４１】図１７は本発明材の腐食表面の断面の金属
組織の模写図、図１８はＡＺ９１Ｃ合金の腐食表面の断
面の金属組織の模写図である。図１７の本発明材では、
腐食表面にＭｇ−Ｒ．Ｅ．−Ａｌ層が形成されるが、こ
の酸化層にはＲ．Ｅ．が濃化するので、腐食ピットの内
部への進展が妨げられている。これに対して図１８に示
すＡＺ９１Ｃ合金では、腐食表面はＭｇＡｌ酸化物層が
生成すると共に、粒界のＭｇ17Ａｌ12晶出物近傍におい
てＡｌが欠乏し、腐食ピット発生の起点となっている。
組織の模写図、図１８はＡＺ９１Ｃ合金の腐食表面の断
面の金属組織の模写図である。図１７の本発明材では、
腐食表面にＭｇ−Ｒ．Ｅ．−Ａｌ層が形成されるが、こ
の酸化層にはＲ．Ｅ．が濃化するので、腐食ピットの内
部への進展が妨げられている。これに対して図１８に示
すＡＺ９１Ｃ合金では、腐食表面はＭｇＡｌ酸化物層が
生成すると共に、粒界のＭｇ17Ａｌ12晶出物近傍におい
てＡｌが欠乏し、腐食ピット発生の起点となっている。
【００４２】なお、腐食試験終了後のＡＺ９１Ｃ合金の
表面は、全面が白錆で覆われており、腐食ピットが多数
観察された。また、腐食ピットの一つを拡大して見たと
ころ、腐食ピットが深部にまで及んでいた。これに対し
て、本発明材の腐食試験後の表面状態は、白錆が点在す
るのみであって、ピットの発生数も極く僅かであって、
Ａｌ合金と比較して、遜色のないものであった。また、
腐食ピットの一つを拡大して見たところ、腐食ピットは
極めて浅いものであった。
表面は、全面が白錆で覆われており、腐食ピットが多数
観察された。また、腐食ピットの一つを拡大して見たと
ころ、腐食ピットが深部にまで及んでいた。これに対し
て、本発明材の腐食試験後の表面状態は、白錆が点在す
るのみであって、ピットの発生数も極く僅かであって、
Ａｌ合金と比較して、遜色のないものであった。また、
腐食ピットの一つを拡大して見たところ、腐食ピットは
極めて浅いものであった。
【００４３】
【発明の効果】本発明の耐熱性、耐食性および鋳造性に
優れたマグネシウム合金は、重量比でＺｎ；１．０〜
６．０％、Ｒ．Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１
〜２．０％、Ｓｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜
６．０％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ものであって、ＡｌおよびＺｎに
より鋳造性が改善されると共に、脆性が改善されたＭｇ
−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒内に均一に分散し、室
温強度を改善することができる。さらに、ＡｌとＺｎに
併せてＲ．Ｅ．添加することにより、従来材の晶出物に
比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持
できる範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張
強さが高く、高温特性およびクリープ特性が優れた耐熱
マグネシウム合金である。その上、Ｒ．Ｅ．は腐食初期
にＲ．Ｅ．リッチな保護皮膜を形成し耐食性を向上させ
る。Ｚｒの含有により鋳造性を悪化させないで室温強度
および高温強度が向上され、Ｓｉの含有により、耐クリ
ープ性が向上される。その結果、本発明合金はＺＥ４１
Ａ合金並の高温強度および耐クリープ性を確保しながら
鋳造性を改善し、併せて耐食性を向上させたマグネシウ
ム合金である。本発明合金は、耐熱性、耐食性に優れる
ため、これらの特性が要求されるエンジン部品、特にＥ
ＧＲガスの凝縮化による腐食が問題となるインテークマ
ニホールドへの適用が可能となり、自動車の大幅な軽量
化が可能となる。又、従来の耐熱マグネシウム合金に比
べ、鋳造性に優れるため、金型を用いた鋳造が可能とな
り、複雑形状のインテークマニホールド等のエンジン部
品の量産が可能となる。
優れたマグネシウム合金は、重量比でＺｎ；１．０〜
６．０％、Ｒ．Ｅ．；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１
〜２．０％、Ｓｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜
６．０％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ものであって、ＡｌおよびＺｎに
より鋳造性が改善されると共に、脆性が改善されたＭｇ
−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒内に均一に分散し、室
温強度を改善することができる。さらに、ＡｌとＺｎに
併せてＲ．Ｅ．添加することにより、従来材の晶出物に
比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。加えて、Ｒ．Ｅ．含有量は高温強度を維持
できる範囲で低減したので、鋳造性に優れ室温での引張
強さが高く、高温特性およびクリープ特性が優れた耐熱
マグネシウム合金である。その上、Ｒ．Ｅ．は腐食初期
にＲ．Ｅ．リッチな保護皮膜を形成し耐食性を向上させ
る。Ｚｒの含有により鋳造性を悪化させないで室温強度
および高温強度が向上され、Ｓｉの含有により、耐クリ
ープ性が向上される。その結果、本発明合金はＺＥ４１
Ａ合金並の高温強度および耐クリープ性を確保しながら
鋳造性を改善し、併せて耐食性を向上させたマグネシウ
ム合金である。本発明合金は、耐熱性、耐食性に優れる
ため、これらの特性が要求されるエンジン部品、特にＥ
ＧＲガスの凝縮化による腐食が問題となるインテークマ
ニホールドへの適用が可能となり、自動車の大幅な軽量
化が可能となる。又、従来の耐熱マグネシウム合金に比
べ、鋳造性に優れるため、金型を用いた鋳造が可能とな
り、複雑形状のインテークマニホールド等のエンジン部
品の量産が可能となる。
【図１】本発明合金と従来合金の鋳造割れ発生率を示す
図である。
図である。
【図２】鋳巣を起点とした破壊例の金属組織を表す顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
【図３】図２の写真の鋳巣の位置を示す模写図である。
【図４】ＡＺ９１Ｃ合金の３７３Ｋ、３９３Ｋおよび４
２３Ｋにおける応力６３ＭＰａの場合のクリープ曲線で
ある。
２３Ｋにおける応力６３ＭＰａの場合のクリープ曲線で
ある。
【図５】ボルトゆるみ試験における軸力保持率を示す線
図である。
図である。
【図６】ＡＺ９１ＣとＺＥ４１Ａの試験温度４２３Ｋ、
応力６３ＭＰａにおける引張クリープ曲線である。
応力６３ＭＰａにおける引張クリープ曲線である。
【図７】Ａｌ含有量を変化させた場合の室温および１５
０℃における引張強さを示す線図である。
０℃における引張強さを示す線図である。
【図８】Ｚｎ含有量を変化させた場合の室温および１５
０℃における引張強さを示す線図である。
０℃における引張強さを示す線図である。
【図９】Ｒ．Ｅ．含有量を変化させた場合の室温および
１５０℃における引張強さを示す線図である。
１５０℃における引張強さを示す線図である。
【図１０】本発明合金を３３０℃で２時間熱処理した場
合の金属組織を表す１００倍の顕微鏡写真である。
合の金属組織を表す１００倍の顕微鏡写真である。
【図１１】本発明合金を３３０℃で２時間熱処理した場
合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真である。
合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真である。
【図１２】本発明合金のテストピースをＴ4処理した場
合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真である。
合の金属組織を表す２５０倍の顕微鏡写真である。
【図１３】本発明合金、ＡＺ９１Ｃ合金およびＺＥ４１
Ａ合金の応力６３ＭＰａ、試験温度４２３Ｋにおけるク
リープ曲線である。
Ａ合金の応力６３ＭＰａ、試験温度４２３Ｋにおけるク
リープ曲線である。
【図１４】鋳造割れ試験片の斜視図である。
【図１５】Ａｌ含有率変化と鋳造割れ発生率との関係を
示す線図である。
示す線図である。
【図１６】本発明合金、ＡＺ４１Ｃ合金およびＡｌ合金
の腐食試験における重量変化率を示す図である。
の腐食試験における重量変化率を示す図である。
【図１７】本発明合金の腐食試験後の腐食表面の断面の
金属組織の模写図である。
金属組織の模写図である。
【図１８】ＡＺ９１Ｃ合金の腐食試験後の腐食表面の断
面の金属組織の模写図である。
面の金属組織の模写図である。
１０ 試験片 １２ 湯口 １８ 保温材 ２０および２２
コーナＲ部
コーナＲ部
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比でＺｎ；１．０〜６．０％、Ｃｅ
を主成分とするミッシュメタル（以下Ｒ．Ｅ．と称す
る。）；０．１〜２．０％、Ｚｒ；０．１〜２．０％、
Ｓｉ；０．１〜３．０％、Ａｌ；０．１〜６．０％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
徴とする耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシ
ウム合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3355893A JPH05171333A (ja) | 1991-12-20 | 1991-12-20 | 耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシウム合金 |
| EP92112699A EP0524644B1 (en) | 1991-07-26 | 1992-07-24 | Heat resistant magnesium alloy |
| US07/918,602 US5336466A (en) | 1991-07-26 | 1992-07-24 | Heat resistant magnesium alloy |
| DE69214735T DE69214735T2 (de) | 1991-07-26 | 1992-07-24 | Hitzebeständiges Magnesiumlegierung |
| US08/217,862 US5552110A (en) | 1991-07-26 | 1994-03-25 | Heat resistant magnesium alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3355893A JPH05171333A (ja) | 1991-12-20 | 1991-12-20 | 耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171333A true JPH05171333A (ja) | 1993-07-09 |
Family
ID=18446272
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3355893A Pending JPH05171333A (ja) | 1991-07-26 | 1991-12-20 | 耐熱性、耐食性および鋳造性に優れたマグネシウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05171333A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014534338A (ja) * | 2011-10-06 | 2014-12-18 | ユニバーシティ オブ ピッツバーグ オブ ザ コモンウェルス システム オブ ハイヤー エデュケーションＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ Ｏｆ Ｔｈｅ Ｃｏｍｍｏｎｗｅａｌｔｈ Ｓｙｓｔｅｍ Ｏｆ Ｈｉｇｈｅｒ Ｅｄｕｃａｔｉｏｎ | 生分解性金属合金 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1989008726A1 (en) * | 1988-03-07 | 1989-09-21 | Allied-Signal Inc. | Ingot cast magnesium alloys with improved corrosion resistance |
| JPH0390530A (ja) * | 1989-08-24 | 1991-04-16 | Pechiney Electrometall | 機械的強度の高いマグネシウム合金及び該合金の急速凝固による製造方法 |
-
1991
- 1991-12-20 JP JP3355893A patent/JPH05171333A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1989008726A1 (en) * | 1988-03-07 | 1989-09-21 | Allied-Signal Inc. | Ingot cast magnesium alloys with improved corrosion resistance |
| JPH0390530A (ja) * | 1989-08-24 | 1991-04-16 | Pechiney Electrometall | 機械的強度の高いマグネシウム合金及び該合金の急速凝固による製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014534338A (ja) * | 2011-10-06 | 2014-12-18 | ユニバーシティ オブ ピッツバーグ オブ ザ コモンウェルス システム オブ ハイヤー エデュケーションＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ Ｏｆ Ｔｈｅ Ｃｏｍｍｏｎｗｅａｌｔｈ Ｓｙｓｔｅｍ Ｏｆ Ｈｉｇｈｅｒ Ｅｄｕｃａｔｉｏｎ | 生分解性金属合金 |
| JP2018021251A (ja) * | 2011-10-06 | 2018-02-08 | ユニバーシティ オブ ピッツバーグ オブ ザ コモンウェルス システム オブ ハイヤー エデュケーションＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ Ｏｆ Ｔｈｅ Ｃｏｍｍｏｎｗｅａｌｔｈ Ｓｙｓｔｅｍ Ｏｆ Ｈｉｇｈｅｒ Ｅｄｕｃａｔｉｏｎ | 生分解性金属合金 |
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