JPH0941065A - 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度マグネシウム合金及びその製造方法Info
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- JPH0941065A JPH0941065A JP6052236A JP5223694A JPH0941065A JP H0941065 A JPH0941065 A JP H0941065A JP 6052236 A JP6052236 A JP 6052236A JP 5223694 A JP5223694 A JP 5223694A JP H0941065 A JPH0941065 A JP H0941065A
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Landscapes
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度及び強度比が高く、塑性変形後の結晶粒
度が小さいマグネシウム合金を提供する。 【構成】 一般式：Ｍｇ100-a-b-c Ｃａa Ｚｎb Ｘc ，
但しＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種
以上の元素、０．５≦ａ≦５原子％、０＜ｂ≦５原子
％、０＜ｃ＜３原子％、但し１≦ａ＋ｂ＋ｃ≦１１原子
％である組成を有し、かつ、微細結晶質からなる母相
に、Ｍｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間
化合物の１種または２種以上が微細に分散した組織を有
するマグネシウム合金。
度が小さいマグネシウム合金を提供する。 【構成】 一般式：Ｍｇ100-a-b-c Ｃａa Ｚｎb Ｘc ，
但しＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種
以上の元素、０．５≦ａ≦５原子％、０＜ｂ≦５原子
％、０＜ｃ＜３原子％、但し１≦ａ＋ｂ＋ｃ≦１１原子
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に、Ｍｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間
化合物の１種または２種以上が微細に分散した組織を有
するマグネシウム合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度マグネシウム合金
及びその製造方法に関するものであり、さらに詳しく述
べるならば微結晶マグネシウム合金の比強度を高める技
術に関するものである。
及びその製造方法に関するものであり、さらに詳しく述
べるならば微結晶マグネシウム合金の比強度を高める技
術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】特開平６−２５８０５号及び欧州公開特
許公報０５０３８８０号において、Ｍｇa Ｍb Ａｌc Ｘ
d Ｚe （ただし、ＭはＬａ，Ｃｅ，及び／又はＭｍ（ミ
ッシュメタル）、ＸはＮｉ及び／Ｃｕ，ＺはＭｎ，Ｚ
ｎ，Ｚｒ及び／又はＴｉ，ａ＝７０〜９０ａｔ％，ｂ＝
２〜１５ａｔ％、ｄ＝２〜１５ａｔ％，ｅ＝０．１〜８
ａｔ％，ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００ａｔ％）からなる
組成の高強度耐熱性非晶質マグネシウム合金が提案され
ている。この合金の引張強度は約８００〜１０００ＭＰ
ａであり、従来のマグネシウム合金よりもはるかに高い
強度をもっている。しかしながら、上記のマグネシウム
合金は組織が非晶質であるために、形態が箔などに限定
されており、各種部品として実用する面では問題があ
る。
許公報０５０３８８０号において、Ｍｇa Ｍb Ａｌc Ｘ
d Ｚe （ただし、ＭはＬａ，Ｃｅ，及び／又はＭｍ（ミ
ッシュメタル）、ＸはＮｉ及び／Ｃｕ，ＺはＭｎ，Ｚ
ｎ，Ｚｒ及び／又はＴｉ，ａ＝７０〜９０ａｔ％，ｂ＝
２〜１５ａｔ％、ｄ＝２〜１５ａｔ％，ｅ＝０．１〜８
ａｔ％，ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００ａｔ％）からなる
組成の高強度耐熱性非晶質マグネシウム合金が提案され
ている。この合金の引張強度は約８００〜１０００ＭＰ
ａであり、従来のマグネシウム合金よりもはるかに高い
強度をもっている。しかしながら、上記のマグネシウム
合金は組織が非晶質であるために、形態が箔などに限定
されており、各種部品として実用する面では問題があ
る。
【０００３】また、特開平４−９９２４４号公報による
と、非晶質と結晶質の混相組織をもつ高強度マグネシウ
ム合金が開示されている。その合金組成はＸ成分（Ｃ
ｕ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる２種以上の元素）を
基本成分とし、任意成分としてＭ成分（Ａｌ，Ｓｉ，Ｃ
ａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、Ｌｎ成分
（Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍから選ばれる１種又は２
種以上の元素あるいはミッシュメタル）である。この組
成系の一つである、Ｍｇa Ｘc Ｍd Ｌｎe 系では、各元
素の含有量は、ａ＝４０〜９５ａｔ％、ｃ＝１〜３５ａ
ｔ％、ｄ＝１〜２５ａｔ％、ｅ＝３〜２５ａｔ％であ
る。この合金には一部非晶質組織が含まれているために
やはり各種部品に加工するには制約があり、さらに温度
による脆化の問題がある。
と、非晶質と結晶質の混相組織をもつ高強度マグネシウ
ム合金が開示されている。その合金組成はＸ成分（Ｃ
ｕ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる２種以上の元素）を
基本成分とし、任意成分としてＭ成分（Ａｌ，Ｓｉ，Ｃ
ａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、Ｌｎ成分
（Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍから選ばれる１種又は２
種以上の元素あるいはミッシュメタル）である。この組
成系の一つである、Ｍｇa Ｘc Ｍd Ｌｎe 系では、各元
素の含有量は、ａ＝４０〜９５ａｔ％、ｃ＝１〜３５ａ
ｔ％、ｄ＝１〜２５ａｔ％、ｅ＝３〜２５ａｔ％であ
る。この合金には一部非晶質組織が含まれているために
やはり各種部品に加工するには制約があり、さらに温度
による脆化の問題がある。
【０００４】非晶質相を含まない微細結晶質マグネシウ
ム合金が特開平３−４７９４１号公報で提案されてい
る。この公報の合金は、マグネシウムマトリックス（α
相）に安定もしくは準安定な金属間化合物が均一微細に
分散した組織をもち、またその組成は、Ｘ成分（Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる２種以上の元素）を基本
添加元素とし、Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａから選ばれる１種
又は２種以上の元素）、Ｌｎ（Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，
Ｓｍから選ばれる１種又は２種以上の元素）を任意添加
元素としている。ここでＭｇa Ｘc Ｍd Ｌｎe 系では、
ａ＝４０〜９５％、ｃ＝１〜３５ａｔ％，ｄ＝１〜２５
ａｔ％，ｅ＝３〜２５ａｔ％である。
ム合金が特開平３−４７９４１号公報で提案されてい
る。この公報の合金は、マグネシウムマトリックス（α
相）に安定もしくは準安定な金属間化合物が均一微細に
分散した組織をもち、またその組成は、Ｘ成分（Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる２種以上の元素）を基本
添加元素とし、Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａから選ばれる１種
又は２種以上の元素）、Ｌｎ（Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，
Ｓｍから選ばれる１種又は２種以上の元素）を任意添加
元素としている。ここでＭｇa Ｘc Ｍd Ｌｎe 系では、
ａ＝４０〜９５％、ｃ＝１〜３５ａｔ％，ｄ＝１〜２５
ａｔ％，ｅ＝３〜２５ａｔ％である。
【０００５】前掲特開平３−４７９４１号、特開平４−
９９２４４号公報では急冷凝固リボンの強度が測定され
ている。一方バルク材については言及されているものの
強度の測定はされていない。これに対して特開平３−９
０５３０号公報にて提案されているマグネシウム合金は
押出材の強度が測定されている。この一例では、Ｍｇ76
Ａｌ7 Ｚｎ1.5 Ｃａ4.5 Ｎｄ1 合金の耐力値（０．２
％）は５３５ＭＰａ，引張強さは５７４ＭＰａ，伸びは
４．７％である。この合金は、平均結晶粒度が３μｍ以
下のマトリックスにＡｌ2 Ｃａ，Ｍｇ22（Ａｌ，Ｚｎ）
49 などの金属間化合物が分散している。
９９２４４号公報では急冷凝固リボンの強度が測定され
ている。一方バルク材については言及されているものの
強度の測定はされていない。これに対して特開平３−９
０５３０号公報にて提案されているマグネシウム合金は
押出材の強度が測定されている。この一例では、Ｍｇ76
Ａｌ7 Ｚｎ1.5 Ｃａ4.5 Ｎｄ1 合金の耐力値（０．２
％）は５３５ＭＰａ，引張強さは５７４ＭＰａ，伸びは
４．７％である。この合金は、平均結晶粒度が３μｍ以
下のマトリックスにＡｌ2 Ｃａ，Ｍｇ22（Ａｌ，Ｚｎ）
49 などの金属間化合物が分散している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来提案されている微
細結晶質高力マグネシウム合金は次のような点で特性が
不十分である。 （イ）Ｙ，Ｌａ，Ｎｄなどの元素の含有量が最低３ａｔ
％であるために、マグネシウム合金の比重が大となって
軽金属であるというマグネシウムの特長を活かすことが
できない（特開平３−４７９４１号公報）。 （ロ）バルク材料を製造する際の好適な組成が示されて
いない（特開平３−４７９４１号公報）。すなわち、
Ｙ，Ｌａ，Ｎｄなどを多量に添加すると強度の増大に伴
って加工性は劣化するために、所望の形状が得難くかつ
加工中に加えられる合計熱量が大になって結晶粒成長が
起こり易くなる。 （ハ）バルク材のマトリックスの平均粒径が最大３μｍ
であり、粗粒の材料である（特開平３−９０５３０号公
報）。このため強度も低く、伸びも少ない。 （ニ）Ａｌ及びＣａなどを金属間化合物形成元素として
利用するマグネシウム合金（特開平３−９０５３０号公
報）では、Ｍｇ−Ａｌ系金属間化合物が形成されるが、
これによる強度向上の効果は小さい。 本発明は、これらの問題点（イ）〜（ニ）を個別にある
いは全体として解決することができる微細結晶質マグネ
シウム合金及びその製造方法を提供することを目的とす
る。
細結晶質高力マグネシウム合金は次のような点で特性が
不十分である。 （イ）Ｙ，Ｌａ，Ｎｄなどの元素の含有量が最低３ａｔ
％であるために、マグネシウム合金の比重が大となって
軽金属であるというマグネシウムの特長を活かすことが
できない（特開平３−４７９４１号公報）。 （ロ）バルク材料を製造する際の好適な組成が示されて
いない（特開平３−４７９４１号公報）。すなわち、
Ｙ，Ｌａ，Ｎｄなどを多量に添加すると強度の増大に伴
って加工性は劣化するために、所望の形状が得難くかつ
加工中に加えられる合計熱量が大になって結晶粒成長が
起こり易くなる。 （ハ）バルク材のマトリックスの平均粒径が最大３μｍ
であり、粗粒の材料である（特開平３−９０５３０号公
報）。このため強度も低く、伸びも少ない。 （ニ）Ａｌ及びＣａなどを金属間化合物形成元素として
利用するマグネシウム合金（特開平３−９０５３０号公
報）では、Ｍｇ−Ａｌ系金属間化合物が形成されるが、
これによる強度向上の効果は小さい。 本発明は、これらの問題点（イ）〜（ニ）を個別にある
いは全体として解決することができる微細結晶質マグネ
シウム合金及びその製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明にかかる高強度マ
グネシウム合金は、一般式：Ｍｇ100-a-b-c Ｃａa Ｚｎ
b Ｘc ，但しＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群から選ばれる１種ま
たは２種以上の元素、０．５≦ａ≦５原子％、０＜ｂ≦
５原子％、０＜ｃ＜３原子％、但し１≦ａ＋ｂ＋ｃ≦１
１原子％である組成を有し、かつ微細結晶質からなる母
相に、Ｍｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属
間化合物の１種または２種以上が微細に分散した組織を
有することを特徴とする。
グネシウム合金は、一般式：Ｍｇ100-a-b-c Ｃａa Ｚｎ
b Ｘc ，但しＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群から選ばれる１種ま
たは２種以上の元素、０．５≦ａ≦５原子％、０＜ｂ≦
５原子％、０＜ｃ＜３原子％、但し１≦ａ＋ｂ＋ｃ≦１
１原子％である組成を有し、かつ微細結晶質からなる母
相に、Ｍｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属
間化合物の１種または２種以上が微細に分散した組織を
有することを特徴とする。
【０００８】以下、本発明のマグネシウム合金の組成限
定理由を説明する。ＣａはＭｇとの金属間化合物を形成
しその化合物が微細なＭｇ母相中に、均一に微細分散し
て結晶粒を微細化するとともに、靭性を損なうことなく
強度と比強度を高める。ＭｇはＣａより低比重であるた
めに比強度を高く保つ上で特に効果がすぐれている。Ｃ
ａの含有量（ａ）が０．５％未満であると比強度向上の
効果が少なく、５原子％を超えるとＭｇとの合金化が困
難になり又脆化が起こる。したがってＣａの含有量
（ｂ）は０．５〜５原子％の範囲とする必要がある。好
ましいＣａの含有量は１．０〜３．０原子％である。
定理由を説明する。ＣａはＭｇとの金属間化合物を形成
しその化合物が微細なＭｇ母相中に、均一に微細分散し
て結晶粒を微細化するとともに、靭性を損なうことなく
強度と比強度を高める。ＭｇはＣａより低比重であるた
めに比強度を高く保つ上で特に効果がすぐれている。Ｃ
ａの含有量（ａ）が０．５％未満であると比強度向上の
効果が少なく、５原子％を超えるとＭｇとの合金化が困
難になり又脆化が起こる。したがってＣａの含有量
（ｂ）は０．５〜５原子％の範囲とする必要がある。好
ましいＣａの含有量は１．０〜３．０原子％である。
【０００９】ＺｎはＭｇ結晶中に固溶してマトリックス
固溶体を強化しまたＭｇ−Ｚｎなどの時効硬化性析出物
を形成することによって強度に寄与する。Ｚｎの含有量
（ｂ）が５原子％を超えると析出物の粗大化が起こり、
強度が低下するので、５原子％以下にする必要がある。
好ましいＺｎの含有量（ｂ）は１〜４原子％である。
固溶体を強化しまたＭｇ−Ｚｎなどの時効硬化性析出物
を形成することによって強度に寄与する。Ｚｎの含有量
（ｂ）が５原子％を超えると析出物の粗大化が起こり、
強度が低下するので、５原子％以下にする必要がある。
好ましいＺｎの含有量（ｂ）は１〜４原子％である。
【００１０】Ｘ成分はＭｇの母相を微細化するととも
に、Ｍｇとの間で形成される金属間化合物が微細なＭｇ
母相中に均一に微細分散して靭性を損なうことなく強度
を高め、さらに、高温での成形に際して結晶粒界を固定
することによって微細な結晶粒度を維持するのに役立
つ。Ｘ成分の中では特にＣｅとＹが好ましい。Ｘ成分が
３原子％を超えると比重が増加すると共に脆化し易くな
る。さらにＭｇとの合金化が困難になり、急冷凝固剤の
均一な組織を保ちにくいので、Ｘ成分は３原子％未満と
する必要がある。好ましいＸ成分の含有量（ｃ）は０．
５〜２．５原子％である。
に、Ｍｇとの間で形成される金属間化合物が微細なＭｇ
母相中に均一に微細分散して靭性を損なうことなく強度
を高め、さらに、高温での成形に際して結晶粒界を固定
することによって微細な結晶粒度を維持するのに役立
つ。Ｘ成分の中では特にＣｅとＹが好ましい。Ｘ成分が
３原子％を超えると比重が増加すると共に脆化し易くな
る。さらにＭｇとの合金化が困難になり、急冷凝固剤の
均一な組織を保ちにくいので、Ｘ成分は３原子％未満と
する必要がある。好ましいＸ成分の含有量（ｃ）は０．
５〜２．５原子％である。
【００１１】上記成分以外は不純物であり、特にＣｕ，
Ｎｉ，Ｆｅなどは、耐食性が著しく劣化するので、その
量は極力少なくするべきである。
Ｎｉ，Ｆｅなどは、耐食性が著しく劣化するので、その
量は極力少なくするべきである。
【００１２】Ｃａ，Ｚｎ及びＸの添加合計量（ａ＋ｂ＋
ｃ）が多いと析出する金属間化合物が粗大化し材料が脆
くなる。また少ないと析出する金属間化合物量が不十分
となって材料の強度不足となる。したがって１原子％≦
ａ＋ｂ＋ｃ≦１１原子％の範囲内のＣａ、Ｚｎ、Ｘ成分
添加合計量とする必要がある。好ましくは２原子％≦ａ
＋ｂ＋ｃ≦１０原子％である。
ｃ）が多いと析出する金属間化合物が粗大化し材料が脆
くなる。また少ないと析出する金属間化合物量が不十分
となって材料の強度不足となる。したがって１原子％≦
ａ＋ｂ＋ｃ≦１１原子％の範囲内のＣａ、Ｚｎ、Ｘ成分
添加合計量とする必要がある。好ましくは２原子％≦ａ
＋ｂ＋ｃ≦１０原子％である。
【００１３】続いて、本発明のマグネシウム合金の組織
について述べると、液体急冷法により得られるものと同
等程度、好ましくはいわゆるナノ結晶に属する平均粒径
で１００〜５００ｎｍの微細なマグネシウム母相に、さ
らに微細なＭｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系
金属間化合物の１種又は２種以上が均一に分散したもの
である。
について述べると、液体急冷法により得られるものと同
等程度、好ましくはいわゆるナノ結晶に属する平均粒径
で１００〜５００ｎｍの微細なマグネシウム母相に、さ
らに微細なＭｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系
金属間化合物の１種又は２種以上が均一に分散したもの
である。
【００１４】又、本発明合金の形態は、バルク材を容易
に得る上では、粉末を所望の形状・寸法に成形したもの
であることが望ましい。粉末は圧縮と塑性加工により真
密度に対して９９％以上に高密度化することにより高強
度材料とすることができる。
に得る上では、粉末を所望の形状・寸法に成形したもの
であることが望ましい。粉末は圧縮と塑性加工により真
密度に対して９９％以上に高密度化することにより高強
度材料とすることができる。
【００１５】急冷凝固合金を、非晶質状態とし、結晶化
温度以上で熱間塑性加工することにより微結晶組織とす
ることも可能であるが、加工条件の制御が容易でないの
で、急冷凝固条件は実質的にもしくは完全に微結晶質組
織が得られるようなできるだけ冷却速度が高い条件例え
ば、１０5 ℃／ｓ以上の冷却速度とすることが望まし
い。
温度以上で熱間塑性加工することにより微結晶組織とす
ることも可能であるが、加工条件の制御が容易でないの
で、急冷凝固条件は実質的にもしくは完全に微結晶質組
織が得られるようなできるだけ冷却速度が高い条件例え
ば、１０5 ℃／ｓ以上の冷却速度とすることが望まし
い。
【００１６】急冷凝固法により微細な結晶粒度及び均一
に分散した金属間化合物をもつ合金が得られる。この合
金は低い流動応力及び高い延性の組合わせが同時に実現
される変形条件を選択することによって、超塑性成形が
可能になる。この超塑性変形を利用して急冷凝固Ｍｇ合
金を複雑な形状に成形加工することが可能となる。
に分散した金属間化合物をもつ合金が得られる。この合
金は低い流動応力及び高い延性の組合わせが同時に実現
される変形条件を選択することによって、超塑性成形が
可能になる。この超塑性変形を利用して急冷凝固Ｍｇ合
金を複雑な形状に成形加工することが可能となる。
【００１７】後述の実施例１の条件で作製したＭｇ94.5
Ｃａ2.5 Ｚｎ2.5 Ｙ0.5 押出合金においてひずみ速度が
引張特性に及ぼす影響を、試験温度３００℃、ひずみ速
度２×１０-4〜２×１０0 ／秒の範囲で引張試験により
評価した結果を図１に示す。図１から、ひずみ速度２×
１０-4〜２×１０0 ／秒の範囲で１００％以上の高い伸
びが生じ、超塑性挙動（伸び＞１００％）を示すことが
分かる。
Ｃａ2.5 Ｚｎ2.5 Ｙ0.5 押出合金においてひずみ速度が
引張特性に及ぼす影響を、試験温度３００℃、ひずみ速
度２×１０-4〜２×１０0 ／秒の範囲で引張試験により
評価した結果を図１に示す。図１から、ひずみ速度２×
１０-4〜２×１０0 ／秒の範囲で１００％以上の高い伸
びが生じ、超塑性挙動（伸び＞１００％）を示すことが
分かる。
【００１８】
【作用】請求項１のようにＭｇ，Ｚｎ，Ｃａ，Ｘ成分を
限定するとともに特定の金属間化合物が微細な母相中に
微細に分散した組織とすることにより、高強度及び高比
強度マグネシウム合金を得ることができる。特にＸ成分
の上限を＜３原子％とすることにより、マグネシウム合
金の比重を小さくし、比強度（ＴＹＳ）３以上を有する
合金を提供することができる（課題の（イ）、
（ニ））。
限定するとともに特定の金属間化合物が微細な母相中に
微細に分散した組織とすることにより、高強度及び高比
強度マグネシウム合金を得ることができる。特にＸ成分
の上限を＜３原子％とすることにより、マグネシウム合
金の比重を小さくし、比強度（ＴＹＳ）３以上を有する
合金を提供することができる（課題の（イ）、
（ニ））。
【００１９】請求項２のように母相の平均粒径を１００
〜５００ｎｍと従来技術のものより小さくすることによ
り強度を高めることができる（課題の（ハ））。
〜５００ｎｍと従来技術のものより小さくすることによ
り強度を高めることができる（課題の（ハ））。
【００２０】本発明の合金組成ではバルク材製造中の結
晶粒成長が起こり難いため強度が高いバルク材料が得ら
れる（請求項３、課題の（ロ））。
晶粒成長が起こり難いため強度が高いバルク材料が得ら
れる（請求項３、課題の（ロ））。
【００２１】熱間塑性加工により本発明の微結晶組織を
もつ合金を作ると、高い強度と比強度をもつ材料が容易
に製造できる（請求項４〜８、課題（ハ））。下、実施
例により本発明を説明する。
もつ合金を作ると、高い強度と比強度をもつ材料が容易
に製造できる（請求項４〜８、課題（ハ））。下、実施
例により本発明を説明する。
【００２２】
実施例 表１に化学組成を示すＭｇ合金をＡｒ雰囲気中で高周波
溶解し、母合金を溶製した。この母合金をＡｒ雰囲気中
の高周波炉にて８５０℃で溶解した後、Ａｒガス圧９．
８ＭＰａの高圧ガス噴射法により微細な結晶質金属から
なるアトマイズ粉末とした。得られた粉末を２５μｍ以
下に分級して得られた、より急冷され析出粒子が小さく
また溶質固溶量も大きい粉末を温度２５０〜３５０℃、
押出比１０：１で押出しを行い、直径６ｍｍ、長さ２７
０ｍｍの円柱材を得た。なお、粉末の作製から押出しま
での段階で粉末が暴露された雰囲気は酸素、水分濃度が
ともに１ｐｐｍ以下の高清浄度雰囲気であった。円柱材
をＸ線回折したところ、表１に示す金属間化合物がＭｇ
相と共に観察された。またＭｇ母相の粒径は約１００〜
５００ｎｍ、金属間化合物の粒子径は約２０〜１００ｎ
ｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物が分散し
ていることがＴＥＭで観察された。次に円柱材をインス
トロン型引張試験機による引張試験に供した。この結果
を表２に示す。本発明のＭｇ合金の引張強度は耐力で４
５０ＭＰａ以上と市販Ｍｇ合金よりも高い強度を示し
た。更に比強度（σ0.2 ／ρ）においては２．８×１０
5 Ｎ・ｍ・ｋｇ-1以上と、Ａ７０７５やＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖよりも高い値を示した。
溶解し、母合金を溶製した。この母合金をＡｒ雰囲気中
の高周波炉にて８５０℃で溶解した後、Ａｒガス圧９．
８ＭＰａの高圧ガス噴射法により微細な結晶質金属から
なるアトマイズ粉末とした。得られた粉末を２５μｍ以
下に分級して得られた、より急冷され析出粒子が小さく
また溶質固溶量も大きい粉末を温度２５０〜３５０℃、
押出比１０：１で押出しを行い、直径６ｍｍ、長さ２７
０ｍｍの円柱材を得た。なお、粉末の作製から押出しま
での段階で粉末が暴露された雰囲気は酸素、水分濃度が
ともに１ｐｐｍ以下の高清浄度雰囲気であった。円柱材
をＸ線回折したところ、表１に示す金属間化合物がＭｇ
相と共に観察された。またＭｇ母相の粒径は約１００〜
５００ｎｍ、金属間化合物の粒子径は約２０〜１００ｎ
ｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物が分散し
ていることがＴＥＭで観察された。次に円柱材をインス
トロン型引張試験機による引張試験に供した。この結果
を表２に示す。本発明のＭｇ合金の引張強度は耐力で４
５０ＭＰａ以上と市販Ｍｇ合金よりも高い強度を示し
た。更に比強度（σ0.2 ／ρ）においては２．８×１０
5 Ｎ・ｍ・ｋｇ-1以上と、Ａ７０７５やＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖよりも高い値を示した。
【００２３】
【表１】 組 成 押出温度 N0. （ａｔ％） （℃） 金属間化合物相 １ Ｍｇ97.8Ｃａ1 Ｚｎ1 Ｃｅ0.2 ２５０ Mg2Ca,MgZn,Mg12Ce ２ Ｍｇ96.3Ｃａ1 Ｚｎ2.5 Ｃｅ0.2 ２５０ Mg2Ca,MgZn,Mg12Ce ３ Ｍｇ94.5Ｃａ2.5 Ｚｎ2.5 Ｙ0.5 ２５０ Mg2Ca,MgZn,Mg24 Y5 ４ Ｍｇ94.5Ｃａ1 Ｚｎ2 Ｍｍ2.5 ３５０ Mg2Ca,MgZn,Mg12Ce,Mg17La2, Mg12Nd ５ Ｍｇ94Ｃａ2.5 Ｚｎ1 Ｙ2.5 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg24Y5 ６ Ｍｇ90Ｃａ2.5 Ｚｎ5 Ｙ2.5 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg24Y5 ７ Ｍｇ97.5Ｃａ1 Ｚｎ1 Ｌａ0.5 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg17La2 ８ Ｍｇ91.5Ｃａ2.5 Ｚ 5 Ｎｄ1 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg12Nd ９ Ｍｇ91.5Ｃａ2.5 Ｚ 5 Ｐｒ1 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg12Pr １０ Ｍｇ91.5Ｃａ2.5 Ｚｎ5 Ｓｍ1 ３００ Mg2Ca,MgZn,Mg6.2Sm
【００２４】
【表２】 密 度 耐 力 伸 び 比 強 度 σ0.2 σ0.2 ／ρ No . 組成 （ａｔ％） （ρ） （MPa ） （％） (105N・m・kg-1） 1 Mg97.8Ca1Zn1Ce0.2 1.79 510 4.0 2.85 2 Mg96.3Ca1Zn2.5Ce0.2 1.84 540 2.0 2.93 3 Mg94.5Ca2.5Zn2.5Y0.5 1.84 610 1.0 3.32 4 Mg94.5Ca1Zn2Mm2.5 1.99 635 1.0 3.19 5 Mg94Ca2.5Zn1Y2.5 1.86 605 2.0 3.25 6 Mg90Ca2.5Zn5Y2.5 2.00 625 3.0 3.13
【００２５】比較例１ 実施例１と同様の方法によりＮｏ．１１〜１７の押出材
試料を調製し、特性を測定した結果を表３に示す。
試料を調製し、特性を測定した結果を表３に示す。
【００２６】
【表３】 押出 密度 硬さ ＵＴＳ 伸び 比強度 温度 （UTS ／No . 組成 （ａｔ％） （℃） （ρ）（Hv）（MPa ）（％） ρ） 11 Mg91.5Ca7.5Zn1 350 1.75 130 380 0 2.17 12 Mg91.5Ca7.5Y1 350 1.75 160 310 0 1.77 13 Mg85Ca1Zn10Mm4 350 2.39 279 120 0 0.50 14 Mg87Ca7.5Zn2.5Y3 350 1.91 165 280 0 1.47 15 Mg85Ca5Zn5Ce5 350 2.25 220 100 0 0.44 16 Mg84Ca1Zn10Ce5 350 2.46 210 130 0 0.53 17 Mg82Ca1Zn15La2 350 2.43 180 230 0 0.95 注）材料に伸びがないので、比強度の算出はＵＴＳを使用した。
【００２７】試料Ｎｏ．１１〜１２はＣａ添加量が多く
脆化している。試料Ｎｏ．１３〜１５は溶質量が１２ａ
ｔ％以上と多いため、分散する金属間化合物が粗大化し
て、脆化している。また、試料Ｎｏ．１６，１７は、一
部に非晶質相が混合している材料である。この材料で
は、溶質量が多いことにより結晶化後に金属間化合物の
粗大化が起こり脆くなる。比較例の材料は、すべて硬度
は高いが塑性伸びを示さず、非常に脆い材料であった。
脆化している。試料Ｎｏ．１３〜１５は溶質量が１２ａ
ｔ％以上と多いため、分散する金属間化合物が粗大化し
て、脆化している。また、試料Ｎｏ．１６，１７は、一
部に非晶質相が混合している材料である。この材料で
は、溶質量が多いことにより結晶化後に金属間化合物の
粗大化が起こり脆くなる。比較例の材料は、すべて硬度
は高いが塑性伸びを示さず、非常に脆い材料であった。
【００２８】従来の代表的Ｍｇ合金、Ａｌ合金、Ｔｉ合
金の特性を表４に示す。
金の特性を表４に示す。
【００２９】
【表４】 密 度 耐 力 伸 び 比 強 度 σ0.2 σ0.2 ／ρ No . 組成 （ａｔ％） （ρ） （MPa ） （％） (105N・m・kg-1） 18 Ａ７９１−Ｔ６（Mg合金） 1.83 130 5.0 0.7 19 Ａ７０７５−Ｔ６（Al合金） 2.80 500 9.0 1.8 20 Ti−6Al −4V（Ti合金） 4.46 1100 10 2.5
【００３０】マテリアルデータベース金属材料：日刊
工業新聞社（初版）（１９８９）１５７１ 軽金属協会編 アルミニウムハンドブック（第４版）
軽金属協会（１９９０）３５ 日本金属学会編 金属便覧（改訂５版）丸善（１９９
１）６３９
工業新聞社（初版）（１９８９）１５７１ 軽金属協会編 アルミニウムハンドブック（第４版）
軽金属協会（１９９０）３５ 日本金属学会編 金属便覧（改訂５版）丸善（１９９
１）６３９
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明では、Ｍｇ
より比重が低いＣａ、上限量を３原子％と少なくしたＹ
などのＸ成分及びＺｎによりマグネシウムを強化すると
ともに、微細Ｍｇ母相に金属間化合物を微細に分布した
微結晶質マグネシウム合金が得られるので、強度及び比
強度が高い材料が提供され、さらにバルク材料とするこ
とも容易である。
より比重が低いＣａ、上限量を３原子％と少なくしたＹ
などのＸ成分及びＺｎによりマグネシウムを強化すると
ともに、微細Ｍｇ母相に金属間化合物を微細に分布した
微結晶質マグネシウム合金が得られるので、強度及び比
強度が高い材料が提供され、さらにバルク材料とするこ
とも容易である。
【図１】 ひずみ速度と流動応力、伸びの関係をＭｇ9
4.5Ｃａ2.5 Ｚｎ2.5Ｙ0.5 合金について示すグラフであ
る。
4.5Ｃａ2.5 Ｚｎ2.5Ｙ0.5 合金について示すグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000003207 トヨタ自動車株式会社 愛知県豊田市トヨタ町１番地 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 11−806 (72)発明者 堀切 秀彦 東京都中央区八重洲１丁目９番９号 帝国 ピストンリング株式会社内 (72)発明者 加藤 晃 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (8)
- 【請求項１】 一般式：Ｍｇ100-a-b-c Ｃａa Ｚｎb Ｘ
c ，但しＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ
（ミッシュメタル）からなる群から選ばれる１種または
２種以上の元素、０．５≦ａ≦５原子％、０＜ｂ≦５原
子％、０＜ｃ＜３原子％、但し１≦ａ＋ｂ＋ｃ≦１１原
子％である組成を有し、かつ、微細結晶質からなる母相
に、Ｍｇ−Ｃａ系、Ｍｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間
化合物の１種又はは２種以上が微細に分散した組織を有
することを特徴とする高強度マグネシウム合金。 - 【請求項２】 母相の平均粒径が１００〜５００ｎｍで
あることを特徴とする請求項１記載の高強度マグネシウ
ム合金。 - 【請求項３】 粉末を圧縮しかつ塑性加工して真密度に
対して９９％以上の密度をもつバルク材料としたことを
特徴とする請求項１又は２記載の高強度マグネシウム合
金。 - 【請求項４】 請求項１記載の組成をもつ溶融合金を急
冷凝固し、その後熱間塑性加工を施すことを特徴とする
高強度マグネシウム合金の製造方法。 - 【請求項５】 凝固合金が実質的に微結晶からなる条件
で急冷凝固を行うことを特徴とする請求項４記載の高強
度マグネシウム合金の製造方法。 - 【請求項６】 熱間加工を超塑性変形がもたらされる温
度及びひずみ速度域で行うことを特徴とする請求項５記
載の高強度マグネシウム合金の製造方法。 - 【請求項７】 急冷凝固を溶融合金のアトマイズで行う
ことを特徴とする請求項４から６までの何れか１項記載
の高強度マグネシウム合金の製造方法。 - 【請求項８】 ひずみ速度が１×１０-3〜５×１０2 ／
ｓである条件で熱間加工を行うことを特徴とする請求項
６記載の高強度マグネシウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6052236A JPH0941065A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6052236A JPH0941065A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0941065A true JPH0941065A (ja) | 1997-02-10 |
Family
ID=12909096
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6052236A Pending JPH0941065A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0941065A (ja) |
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