JP2002256370A

JP2002256370A - 高強度高延性Ｍｇ基合金

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Publication number: JP2002256370A
Application number: JP2001060978A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上; Mitsuhide Matsushita; 光英松下
Original assignee: Japan Science and Technology Corp
Current assignee: Japan Science and Technology Agency
Priority date: 2001-03-05
Filing date: 2001-03-05
Publication date: 2002-09-11
Anticipated expiration: 2021-03-05
Also published as: JP3693583B2

Abstract

(57)【要約】【目的】 Mgを93原子％以上、好ましくは96原子％以上
含有し、高強度高延性を有するＭｇ基合金を提供する。【構成】原子％による組成が、組成式Ｍｇ_100-a-bＬｎ_a
Ｍ_b（式中、Lnは、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、G
d、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luおよびミッシュメタル
から選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合
体、Ｍは、Al、Znから選ばれる１種以上の元素、０．５
≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４および１．５≦a＋b≦７であ
る）により表わされ、結晶粒径は2000nm未満であり、該
結晶の一部または全域に長周期六方構造を有しているこ
とを特徴とするＭｇ基合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、Ｍｇ基合金に関
するものである。さらに詳しくは、この発明は、高強度
と高延性を兼ね備えたＭｇ基合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】溶融状態の合金を急冷することにより種
々の組成において、非晶質合金および非常に微細な結晶
を有する合金が得られることが知られている。これらの
合金は急速凝固合金と呼ばれ、特にナノメートルサイズ
の微細な結晶からなる合金は、容易に高い冷却速度が実
現される単ロール法によって製造される場合が多く、こ
れまでにＦｅ系、Ａl系、あるいはＭｇ系合金について
数多くの急速凝固合金材料が得られている。

【０００３】なかでも、Ｍｇ系急速凝固合金はＦｅ族系
急速凝固合金に比べて低比重で軽量であり、従来のＦｅ
族急速凝固合金とは異なった新しいタイプの急速凝固合
金材料として種々の分野への応用が期待されている。こ
のような高強度なＭｇ基合金として、特開平3-47941号
公報特開平5-171331号公報などに開示されているＭｇ系
急速凝固合金がある。

【０００４】しかし、単ロール法によって作製できるＭ
ｇ系急速凝固合金の形状は薄帯に限られており、薄帯形
状のままでは応用範囲が限定されるため、棒状などの種
々の形状に加工が可能である急速凝固合金材料を開発す
ることが求められている。そのため、アトマイズ法を用
いて、粉末形状の急速凝固合金を作製し、ホットプレス
や押し出し成型により目的形状に加工が容易な合金が、
特開平07-003375号公報、特開平07-090462号公報などに
開示されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平07-003
375号公報、特開平07-090462号公報に開示されているＭ
ｇ基合金の引張り強度は550MPa前後の高い強度を有して
いるが、室温に保持した状態で脆化する現象が見られ、
また、伸びも2.5％程度であり、従来のマグネシウム合
金に比較して延性が良好であるとは言えなかった。その
ため、構造材料としての応用範囲が狭まく、実用化の観
点から、500MPa以上程度の強度を有し、延性が良好なＭ
ｇ基合金が強く求められていた。

【０００６】さらに、特開平07-090462号公報に開示さ
れているようなＭｇ基急速凝固合金は、通常、Ｍｇが95
原子％未満であるために比重が高く、Ｍｇの軽量という
特性を阻害しており、Ｍｇが93原子％以上である軽量な
Ｍｇ基合金が求められていた。そこで、本発明は、Ｍｇ
を93原子％以上、より好ましくは96原子％以上含有し、
高強度と高延性を兼ね備えたＭｇ基合金を提供すること
を目的としている。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、これらの
現状に鑑みて、Ｍｇ含有量が93原子％以上であり、高強
度、高延性のＭｇ基急速凝固合金材料を提供することを
目的として鋭意検討を行った。その結果、Ｍｇ基合金に
おいて、Ｍｇに希土類元素およびＺｎ、Ａｌから選ばれ
る１種以上の元素を加えて、その組成を特定し、さらに
結晶構造を限定することにより、500MPa以上の降伏強度
を有し、かつ4.0％以上の伸びを有する高強度と高延性
を兼ね備えたＭｇ基合金が得られることを見出し、本発
明を完成するに至った。

【０００８】すなわち、本発明は、原子％による組成
が、組成式Ｍｇ_100-a-bＬｎ_aＭ_b（式中、Ｍは、Al、Zn
から選ばれる１種以上の元素、Ｌｎは、Y，La、Ce、P
r、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu
およびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素また
は希土類元素の混合体、０，５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦
４および１．５≦ａ＋ｂ≦７である）により表わされ、
結晶粒径は2000nm未満であり、結晶中の一部または全域
に長周期六方構造を有することを特徴とするＭｇ基合金
である。

【０００９】本発明のＭｇ基合金において、Y，La、C
e、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Y
b、Luおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元
素または希土類元素の混合体の含有量は0.5原子％以上
５原子％以下、好ましくは1.0原子％以上3原子％以下で
ある。

【００１０】本発明において、ミッシュメタルとはＣｅ
を主成分とする希土類金属の混合体を意味し、安価に希
土類金属を用いることができる。Y，La、Ce、Pr、Nd、P
m、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luおよびミ
ッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類
元素の混合体の含有量が0.5原子％未満であると、本発
明の長周期六方構造を得ることができず強度が低下し実
用に供せない。また５原子％を越えると、材料の脆化が
みられると共に比強度が低下してしまう。

【００１１】Al、Znから選ばれる１種以上の元素の含有
量は0.2原子％以上４原子％以下、好ましくは0.5原子％
以上２原子％以下である。AlおよびZnから選ばれる１種
以上の元素の含有量が0.2原子％未満であると、本発明
の長周期六方構造を得ることができないため、強度が低
下し実用に供せない。また４原子％を越えると、材料の
脆化がみられるとともに伸びが低下し加工ができなくな
る。

【００１２】さらに、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、E
u、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、ミッシュメタ
ル、ZnおよびAlの総和は、１．５原子％以上７原子％以
下である必要がある。好ましくは２原子％以上４．５5
原子％以下、さらに好ましくは２．５原子％以上４原子
％以下である。１．５原子％未満であると、長周期六方
構造を得ることができず強度が低下してしまい、５原子
％を越えると、材料の脆化が認められるために実用に供
せない。

【００１３】本発明においては、結晶粒径が2000nm未満
であることが必要であり、好ましくは1000nm未満であ
り、さらに好ましくは300nm未満である。結晶粒径が200
0nmを越えると、強度が低下してしまう。また結晶粒径
の下限は限定されないが、通常の製造方法で作製した本
発明のＭｇ基合金の結晶粒径は50nm未満の粒径を得るこ
とは困難である。

【００１４】また、本発明においては、結晶構造が長周
期六方構造を有することが必要である。本発明の長周期
六方構造とは、マグネシウム単位胞c軸長さ(0.52nm)の
整数倍を１周期として構造をなすものをいう。長周期六
方構造の周期は、どのような測定方法によって測定して
も構わないが、一般的に透過型電子顕微鏡により試料を
観察し測定する。

【００１５】例えば、透過型電子顕微鏡で試料を観察す
る場合は、合金より1mm程度の破片をサンプリングした
後、透過型電子顕微鏡に供する観察試料を作製し、明視
野像により観察を行い、その視野の中にある結晶粒から
任意に１つを選択し、その制限視野内で電子回折図形を
得る。次に、この回折図形を見ながら、結晶格子のc軸
が晶帯軸と直交する、つまり電子線入射方向と直交する
方位となるよう結晶粒を透過電顕の試料傾斜装置を用い
て傾斜させる。

【００１６】そのようにして得られた回折図形内から結
晶格子の(0001)面に対応する回折斑点を見出す。さら
に、回折図形中心と(0001)回折斑点との間において、こ
れを何等分かに内分する位置に回折斑点があれば、c軸
方向に長周期六方構造を持っていると判断することがで
きる。また、その周期の長さは、マグネシウム単位胞の
c軸長さと内分数の積である。本発明において周期の数
は限定されないが、３周期以上であることが好ましい。

【００１７】本発明のＭｇ基合金は、急速凝固または成
型や加工などにより目的形状にした後に、本発明の結晶
粒径および長周期六方構造であれば、延性の改善や強度
の上昇のために、熱処理や鍛造などの追加工を行うこと
が可能であり、従来のＭｇ合金と同等に成型および加工
ができることから、本発明のＭｇ基合金は工業的に有益
である。

【００１８】また、本発明のＭｇ基合金は、急速凝固時
に化合物が生じない程度にＮｉ，Ｃｏ、Ｇａ、Ｃｕの元
素を２原子％以下の範囲で添加し、強度や延性をさらに
向上させた材料を提供することができる。

【００１９】本発明のＭｇ基合金は、例えば、ガスアト
マイズ法を用いて溶融状態から急速に凝固させて粉末形
状の急速凝固合金を作製し、該合金を加工をしながら成
型することにより作製することが可能であり、また金型
鋳造法を用いて溶融状態から急速に凝固させてバルク形
状の急速凝固合金を作製し、該合金を目的形状に加工す
ることにより作製することも可能である。

【００２０】ガスアトマイズ法を用いる場合は、溶融合
金を急速に凝固させるために100kgf/cm²以上のガスを用
いる高圧ガスアトマイズ法を用いることが望ましい。金
型鋳造法を用い、大型の製品を作製する場合には、冷却
速度が高いＣｕ製鋳型を用いた金型鋳造が好ましく、さ
らには、高圧状態で鋳造が可能な高圧ダイキャスト装置
を用いた金型鋳造法が好ましい。

【００２１】なお、本発明において、ガスアトマイズ法
を用いる場合、従来公知の各製造法で用いられている製
造条件により容易に作製することができる。例えば、本
発明の合金組成からなる母合金を、アルゴン雰囲気下に
おいて、ストッパーと孔径0.5mm〜5.0mmのセラミックス
ノズルを兼ねたセラミックスルツボ中で溶融した後、ア
ルゴン雰囲気下、噴出圧0.2〜5.0kgf／cm²で溶湯をノズ
ルから押し出し、30〜200kgf/cm²の圧力で噴出させたＡ
ｒなどの不活性ガスでアトマイズすることにより球形粉
末状の急速凝固合金を得ることができる。

【００２２】さらに、球状粉末形状の急速凝固合金を押
し出し容器に充填した後、室温または加熱を行いながら
押し出し比３〜２０の押し出し成型を行うことにより容
易に本発明のＭｇ基合金からなる成型材を作製すること
ができる。押し出し比が３未満であると熱間で成形して
も粉末が固化されず粉末が単に熱処理されるだけになっ
てしまいて長周期六方晶構造を有する成型材が得られ
ず、押し出し比が２０を超えると固化成形の際に用いる
ビュレットの破壊などにより成形が困難になるので好ま
しくない。

【００２３】さらに、本発明のＭｇ基合金は製造方法は
特に限定されず、前記以外の液体急冷法である単ロール
法、双ロール法、融液抽出法等を用いて、薄帯状やフィ
ラメント状等の目的形状に近い製造方法を選択し、さら
に加工および熱処理を施すことにより、種々の形状を有
する本発明のＭｇ基合金が容易に得られる。

【００２４】

【実施例】次に、実施例および比較例により本発明をさ
らに具体的に説明する。実施例１Ｍｇ₉₇Ｙ₂Ｚｎ₁（原子％）からなる合金を、アルゴン雰
囲気中下、ＢＮ製ストッパーと孔径２．０mmのＢＮノズ
ルを備えたアルミナルツボ中で３００ｇ溶融した後、６
５０℃でアルゴン雰囲気下、噴出圧０．５kgf／cm²でノ
ズルから溶湯を押し出し、溶湯となす角を４５度に配置
された１８個の直径１ｍｍの高圧ガスアトマイズノズル
から１００kgf/cm²の圧力で噴出させた４ＮのＡｒガス
によりアトマイズを行い、平均粉末粒径３５μｍの球状
の急速凝固粉末を作製した。

【００２５】得られた粉末を銅からなる直径３０mmのビ
ュレットに装入し、押し出し成型を行った。押し出しの
温度は５７３K、押し出し比１０で成型を行った。成型
後の試料は機械加工によりビュレット部分を削除し成型
材とした後に、各種試験および観察に供した。

【００２６】引張り試験にはインストロン引張り試験機
を用い、ひずみ速度５×１０^-4s^-1で試験を行い降伏強
度および伸びを測定した。結晶粒径および長周期六方構
造の測定は、試料中から５ヵ所サンプルを行い観察試料
とし、透過型電子顕微鏡（日本電子製JEM-3000F）を用
いて観察を行った。結晶粒径についてはおのおのの観察
試料から200000倍の観察において１０視野の観察を行い
結晶粒径とした。

【００２７】また、周期構造においては、おのおのの観
察試料から５個の結晶を任意に選択し、それぞれの結晶
粒について制限視野電子回折図形を得た。この回折図形
を見ながら、Ｍｇのc軸が電子線入射方向と直交するよ
う結晶粒を透過電顕の試料傾斜装置を用いて傾斜させ
た。今回の場合、[010]入射となるよう傾斜させ、カメ
ラ定数を１５０cmとして回折図形を撮影した。このよう
にして得られた回折図形から、回折図形中心とＭｇ(000
1)回折斑点との間において、これを３等分に内分する位
置に回折斑点が見出された。

【００２８】これより、Ｍｇのc軸方向に長周期六方構
造を持っており、その周期の長さはＭｇ単位胞c軸長さ
の３倍（１．５６nm）であることが判った。以上の試験
および観察より、結晶粒径１４０nm、３周期の長周期六
方構造を有しており本発明のＭｇ基合金であった。引張
り試験の結果、実施例１で作製した材料の降伏強度は６
００MPaであり延びは５％であった。

【００２９】実施例２〜６および比較例１〜４実施例と同様に表１に示す組成について、ガスアトマイ
ズ法により球状粉末形状の急速凝固合金を作製した後
に、押し出し法により成型材を作製し、各種試験および
観察に供した。

【００３０】

【表１】

【００３１】比較例５実施例と同様にＭｇ₉₇Ｙ₂Ｚｎ₁の組成を有する合金をガ
スアトマイズ法により球状粉末形状の急速凝固合金を作
製した。その粉末を用い、押し出し比２押し出し温度57
3Kで押し出しを行った後成型材とし、各種試験を行っ
た。比較例３の場合、透過型電子顕微鏡による観察によ
り長周期六方構造を有していなかった。また、降伏強度
は３５0MPaであり、実施例１に比べて降伏強度が高いと
いえない。

【００３２】比較例６市販のマグネシウム合金（ＡＺ９１）を実施例１と同様
に引張り試験をした。降伏強度は２２０MPa、伸びは
３．３％であった。

【００３３】実施例１〜６および比較例１〜４から明ら
かなように、実施例１〜４の成型材は、本発明のＭｇ基
合金であるので、５００MPa以上の降伏強度を有し、か
つ４．０％以上の伸びを有しており、比較例４に示す従
来のＭｇ合金に比べて高強度を有しており、延性も保持
している。比較例１〜２は本発明のＭｇ基合金の組成範
囲から逸脱しているため、強度が低く、また比較例３
は、その結晶構造が本発明の長周期六方構造を有してい
ないため３５０MPa程度の強度しか得られなかった。

【００３４】

【発明の効果】以上説明した通り、本発明のＭｇ基合金
は高強度と高延性を兼ね備えているため、従来のＭｇ合
金では使用が不可能だった部位などにおいても本発明の
合金が使用できるとともに、従来、Ｍｇ合金を使用して
いた部品においても小型化が可能になる。

フロントページの続き (72)発明者松下光英宮城県仙台市太白区八木山南ー１−９−15 −103

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】原子％による組成が、組成式Ｍｇ
_100-a-bＬｎ_aＭ_b（式中、Ｍは、Al、Znから選ばれる１
種以上の元素、Ｌｎは、Y，La，Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、E
u、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、およびミッシュ
メタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の
混合体、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４および１．５
≦ａ＋ｂ≦７である）により表わされ、結晶粒径は2000
nm未満であり、結晶中の一部または全域に長周期六方構
造を有していることを特徴とするＭｇ基合金。