JP2004149862A - 高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004149862A JP2004149862A JP2002317019A JP2002317019A JP2004149862A JP 2004149862 A JP2004149862 A JP 2004149862A JP 2002317019 A JP2002317019 A JP 2002317019A JP 2002317019 A JP2002317019 A JP 2002317019A JP 2004149862 A JP2004149862 A JP 2004149862A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- strength
- magnesium alloy
- toughness
- extrusion
- 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.)
- Pending
Links
Images
Abstract
【課題】高強度を保持しつつ高靱性を備えたマグネシウム合金を製造する。
【解決手段】一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散している。そして、この合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させて高強度高靱性マグネシウム合金を製造する。
【選択図】 図１
【解決手段】一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散している。そして、この合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させて高強度高靱性マグネシウム合金を製造する。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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、マグネシウム（Ｍｇ）と亜鉛（Ｚｎ）と希土類元素（ＲＥ）の化学組成及び製造方法に工夫をすることにより、高強度のみならず高靱性をも兼備えた合金が製造できるようにしたものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来のマグネシウム合金にはＭｇ−Ａｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の合金系が知られており、その軽量性を活かして、それぞれの材料特性に応じて広範囲の用途に供されている。
【０００３】
また、強度特性を大幅に向上させて、比強度特性を高めたマグネシウム合金材料が特開平７−３３７５号（特許文献１）あるいは特許第２８０７３７４号（特許文献２）に開示されている。
【０００４】
特開平７−３３７５号に示す高強度マグネシウム合金は、一般式でＭｇａ Ｚｎｂ Ｘｃ （ただし、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、８７原子％≦ａ≦９８％、ｂ及びｃは図４のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆを結ぶ線上及びこれらの点で囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母相にＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散しているものである。
またその製造方法は、上記組成を有する合金溶湯を急冷凝固し、その後該急冷凝固合金に５００°Ｃ 以下の温度で塑性加工を施すものである。
【０００５】
特許第２８０７３７４号（特開平５−３０６４２４号）に示す高強度マグネシウム合金は、一般式でＭｇｂａｌ Ｘａ Ｌｎｂ （ただし、ＸはＺｎ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる少なくとも一種の元素、ＬｎはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる少なくとも一種の元素、ａ，ｂは原子％で、１≦ａ≦１０、１≦ｂ≦２０）で示される微細結晶質組織からなるマグネシウム合金であって、上記微細結晶組織がＨＣＰのＭｇマトリックスにＭｇ−Ｌｎ系のみの金属間化合物が体積率で１０〜５０％均一に分散しているものである。
【０００６】
【特許文献１】
特開平７−３３７５号公報
【特許文献２】
特許第２８０７３７４号明細書
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、上記特開平７−３３７５号あるいは特許第２８０７３７４号に示めされている高強度マグネシウム合金をもってしても、実用構造材料として供するには強度あるいは靱性が十分でないという問題点があった。
【０００８】
このため、高強度と高靱性を両立出来る軽量のマグネシウム合金を探索し、実用的なマグネシウム合金を開発することが重要な課題であった。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は高強度と高靱性を両立出来る軽量のマグネシウム合金を探索するべく鋭意研究を重ねた結果、特定の組成からなるマグネシウム合金に対して急冷凝固を行なうことにより、従来の高強度マグネシウム合金と比較して遜色のない強度のみならず、更に高靱性をも兼備するマグネシウム合金を見出すに至った。
【００１０】
即ち、上記課題を解決する本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１１】
また本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１２】
また本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされ、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１３】
【実施例】
以下に本発明の実施例を図面に基づき詳細に説明する。
【００１４】
［第１の実施例］
第１の実施例は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上）となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００１５】
第１の実施例では、まず、マグネシウム（Ｍｇ）及び亜鉛（Ｚｎ）、ならびに希土類元素（ＲＥ１）を所定の化学組成を有するように秤量して坩堝に装填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解することにより、合金溶湯を準備した。
【００１６】
次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いて高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。得られたアトマイズ粉末のうち３２μｍ以下のものを分級し、熱間押出し成形して固化を行なうことによりバルク体を成形した。
【００１７】
押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ２７０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。なお、粉末作製から押出までの各段階において粉末として暴露された雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧の何れも１ｐｐｍ以下であった。
【００１８】
なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。押出比を制限する理由は、押出比が５未満であると固化の効果が小さく充填率が十分にならないからであり、押出比が５０を越えると充填率は十分であっても押出圧が大きくなり過ぎて実操業で生産性に劣るからである。
【００１９】
成形されたバルク状の円柱材のすべてから硬度用試験片を切出し、切断面を研磨して平滑にした後に室温でビッカース硬度Ｈｖの測定を行なった。
なお、一般に強度∝硬度の関係があるため、ここでは、強度の代わりに硬度Ｈｖで評価した。
【００２０】
また、同じ合金溶湯から、単ロール急冷凝固法によりリボン材を作製し、これを熱間押出温度に相当する温度に加熱して、押出相当材を準備し、１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。この試験では破断することなく１８０°密着ができるか否かを靱性評価の基準とし、延性材料と脆性材料の判別を行なった。
【００２１】
図１に、溶製したマグネシウム合金の組成と１８０°曲げ試験、および硬度試験の結果を示した。２重丸は１８０°曲げしても破断しなかったもの、白抜き丸は１８０°密着曲げ直前に破断したもの、黒丸は１８０°密着曲げに至らずに破断したものを示す。また、三角は硬度Ｈｖが１００以下であったものを示す。なお、添え字は合金組成のうち添加した希土類元素の種類を示す。
【００２２】
添加元素亜鉛、および希土類の量が多くなると硬さや強度が向上する傾向にあることは特に言うまでもないが、１８０°曲げ試験を施しても破断しにくく、延性を示す組成範囲があることがわかる。
【００２３】
合金組成をＭｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわした場合、図１から判るように、延性を示す組成は概ね０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１を満たす範囲にあることがわかる。
また、１８０°曲げしても全く破断しなかった２重丸で示される組成は、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１を満たす範囲にあることがわかる。
【００２４】
結局、合金組成をＭｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））とした場合、
（１）０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１を満たす範囲の組成比率とすることにより、高強度を維持しつつ、高靱性を得ることができる。
（２）更に、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１を満たす範囲の組成比率とすることにより、より高い靱性を得ることができる。
【００２５】
［第２の実施例］
第２の実施例は、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上）となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００２６】
第２の実施例では、第１の実施例と同様の方法によって、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備した。次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いたＡｒ高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。
【００２７】
得られたアトマイズ粉末を分級して３２μｍ以下のものを集め、これを熱間押出し成形して固化を行なうことによりバルク体を成形した。押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。
【００２８】
押出しによって得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ２１０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。成形されたバルク状の円柱材から硬度用試験片と引張り試験片を採取し、それぞれの試験を行なった。リボン状素材も第１の実施例と同様の条件で作製し、押出相当材を準備して１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。
【００２９】
図２に、溶製したマグネシウム合金の組成と１８０°曲げ試験、および硬度試験の結果を示した。合金組成Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２に対して、明らかな延性を示す組成は概ね０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２を満たす範囲にあることがわかる。
【００３０】
結局、合金組成をＭｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））とした場合、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２を満たす範囲の組成比率とすることにより、高強度を維持しつつ、高靱性を得ることができる。
【００３１】
［第３の実施例］
第３の実施例は、一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ 組成であって、希土類元素ＲＥがＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｙｂのうち１種類の単独添加となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００３２】
第３の実施例では、第１の実施例と同様の方法によって、一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ （ただし、ＲＥは希土類元素Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｙｂのうち１種類であり、単独添加）であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備した。次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いたＡｒ高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。
【００３３】
得られたアトマイズ粉末を分級して３２μｍ以下のものを集め、これを熱間押出し成形を行なうことによりバルク体を成形した。押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。
【００３４】
押出しによって得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ１９０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。成形されたバルク状の円柱材から硬度用試験片と引張り試験片を採取し、それぞれの試験を行なった。リボン状素材も第１の実施例と同様の条件で作製し、押出相当材を準備して１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。
【００３５】
なお、比較のために同じ一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ （ただし、ＲＥは希土類元素Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒのうち１種類を単独添加）であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備し、同様の評価を行なった。
【００３６】
本発明による顕著な効果は、本発明実施例と従来材との特性を比較評価した結果である図３から明らかとなる。図３は高強度高靱性Ｍｇ合金として開示され最近注目されているＭｇＺｎＹ合金＜河村能人，井上明久，金属Ｖｏｌ．７１，４９７（２００１）＞、あるいは高強度Ｍｇ合金として開示されているＭｇＺｎＣｅ、及びＭｇＺｎＬａ合金＜特許第２８０７３７４号相当＞との比較で特性評価を行ったものである。従来のＭｇＺｎＹ合金の硬さＨｖ（Ｙ） と一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ 組成材の硬さＨｖとの比Ｈｖ／Ｈｖ（Ｙ） と、１８０°曲げ試験の結果について、従来の優れた公知例と比較して図示されている。なお、１８０°曲げ試験では、曲げ試験中に破損しやすいものを記号Ｂ、１８０°曲げで破損しにくいが最終段階で小さなクラックがわずかに入る程度の延性を示すものを記号Ｄ／Ｂ、１８０°曲げで全くクラックが入らず非常に延性に富むものを記号Ｄで示している。
【００３７】
図３から、ＭｇＺｎＰｒ合金、ＭｇＺｎＮｄ合金、ＭｇＺｎＳｍ合金ではＨｖ／Ｈｖ（Ｙ） ＞１、すなわち公知の高強度高靱性のＭｇＺｎＹ合金よりも更に硬さに優れていることが明白であり、当該ＭｇＺｎＹ合金と比較して引張強さが大きいことは容易に推定できる。また、曲げ試験の結果から、ＭｇＺｎＰｒ合金、ＭｇＺｎＮｄ合金、ＭｇＺｎＳｍ合金では、ＭｇＺｎＣｅ合金、あるいはＭｇＺｎＬａ合金よりも明らかに延性に優れることがわかり、総じて従来のＭｇＺｎＹ合金の優れた延性とＭｇＺｎＣｅ合金（あるいはＭｇＺｎＬａ合金）の高強度を兼ね備えた特性を持つことが明らかである。
【００３８】
また、ＭｇＺｎＥｕ合金およびＭｇＺｎＹｂ合金では、ＭｇＺｎＹ合金は言うに及ばず最も高強度のＭｇＺｎＣｅ合金、或いはＭｇＺｎＬａ合金と比較して遜色のない硬さであり、優れた引張強さを有することがわかる。さらには、曲げ試験の結果によればＭｇＺｎＹ合金と比較して全く遜色のない延性を示すことから、従来にも増して高強度と高靱性を兼ね備えた特性を有することが明らかである。
【００３９】
【発明の効果】
以上実施例と共に具体的に説明したように、本発明の高強度高靱性マグネシウム合金では、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散していたり、
一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散していたり、
一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされ、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散している組成とした。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させている。
【００４０】
このような特徴を有しているため、本発明のマグネシウム合金はバルク状に成形した状態にあっても、従来と遜色のない高い比強度を保持しつつ、従来技術では得られなかった高い靱性を有している。このように、高強度と高靱性を兼備しているため、高強度と高靱性が要求される部材に好適に適用することができる。
【００４１】
本発明によって、強度と延性（靱性）を兼備するマグネシウム合金材料が得られるのは、急冷凝固に適した特定の組成、とくに希土類元素の種類と量が選定されたことによるものと考えられる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図２】本発明の第２の実施例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図３】本発明の第３の実施例および比較例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図４】従来技術の組成範囲を示す特性図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、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、マグネシウム（Ｍｇ）と亜鉛（Ｚｎ）と希土類元素（ＲＥ）の化学組成及び製造方法に工夫をすることにより、高強度のみならず高靱性をも兼備えた合金が製造できるようにしたものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来のマグネシウム合金にはＭｇ−Ａｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の合金系が知られており、その軽量性を活かして、それぞれの材料特性に応じて広範囲の用途に供されている。
【０００３】
また、強度特性を大幅に向上させて、比強度特性を高めたマグネシウム合金材料が特開平７−３３７５号（特許文献１）あるいは特許第２８０７３７４号（特許文献２）に開示されている。
【０００４】
特開平７−３３７５号に示す高強度マグネシウム合金は、一般式でＭｇａ Ｚｎｂ Ｘｃ （ただし、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、８７原子％≦ａ≦９８％、ｂ及びｃは図４のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆを結ぶ線上及びこれらの点で囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母相にＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散しているものである。
またその製造方法は、上記組成を有する合金溶湯を急冷凝固し、その後該急冷凝固合金に５００°Ｃ 以下の温度で塑性加工を施すものである。
【０００５】
特許第２８０７３７４号（特開平５−３０６４２４号）に示す高強度マグネシウム合金は、一般式でＭｇｂａｌ Ｘａ Ｌｎｂ （ただし、ＸはＺｎ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる少なくとも一種の元素、ＬｎはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる少なくとも一種の元素、ａ，ｂは原子％で、１≦ａ≦１０、１≦ｂ≦２０）で示される微細結晶質組織からなるマグネシウム合金であって、上記微細結晶組織がＨＣＰのＭｇマトリックスにＭｇ−Ｌｎ系のみの金属間化合物が体積率で１０〜５０％均一に分散しているものである。
【０００６】
【特許文献１】
特開平７−３３７５号公報
【特許文献２】
特許第２８０７３７４号明細書
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、上記特開平７−３３７５号あるいは特許第２８０７３７４号に示めされている高強度マグネシウム合金をもってしても、実用構造材料として供するには強度あるいは靱性が十分でないという問題点があった。
【０００８】
このため、高強度と高靱性を両立出来る軽量のマグネシウム合金を探索し、実用的なマグネシウム合金を開発することが重要な課題であった。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は高強度と高靱性を両立出来る軽量のマグネシウム合金を探索するべく鋭意研究を重ねた結果、特定の組成からなるマグネシウム合金に対して急冷凝固を行なうことにより、従来の高強度マグネシウム合金と比較して遜色のない強度のみならず、更に高靱性をも兼備するマグネシウム合金を見出すに至った。
【００１０】
即ち、上記課題を解決する本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１１】
また本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１２】
また本発明の高強度高靱性マグネシウム合金は、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされ、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする。
この場合、押出比を５〜５０とすることが望ましい。
【００１３】
【実施例】
以下に本発明の実施例を図面に基づき詳細に説明する。
【００１４】
［第１の実施例］
第１の実施例は、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上）となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００１５】
第１の実施例では、まず、マグネシウム（Ｍｇ）及び亜鉛（Ｚｎ）、ならびに希土類元素（ＲＥ１）を所定の化学組成を有するように秤量して坩堝に装填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解することにより、合金溶湯を準備した。
【００１６】
次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いて高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。得られたアトマイズ粉末のうち３２μｍ以下のものを分級し、熱間押出し成形して固化を行なうことによりバルク体を成形した。
【００１７】
押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ２７０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。なお、粉末作製から押出までの各段階において粉末として暴露された雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧の何れも１ｐｐｍ以下であった。
【００１８】
なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。押出比を制限する理由は、押出比が５未満であると固化の効果が小さく充填率が十分にならないからであり、押出比が５０を越えると充填率は十分であっても押出圧が大きくなり過ぎて実操業で生産性に劣るからである。
【００１９】
成形されたバルク状の円柱材のすべてから硬度用試験片を切出し、切断面を研磨して平滑にした後に室温でビッカース硬度Ｈｖの測定を行なった。
なお、一般に強度∝硬度の関係があるため、ここでは、強度の代わりに硬度Ｈｖで評価した。
【００２０】
また、同じ合金溶湯から、単ロール急冷凝固法によりリボン材を作製し、これを熱間押出温度に相当する温度に加熱して、押出相当材を準備し、１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。この試験では破断することなく１８０°密着ができるか否かを靱性評価の基準とし、延性材料と脆性材料の判別を行なった。
【００２１】
図１に、溶製したマグネシウム合金の組成と１８０°曲げ試験、および硬度試験の結果を示した。２重丸は１８０°曲げしても破断しなかったもの、白抜き丸は１８０°密着曲げ直前に破断したもの、黒丸は１８０°密着曲げに至らずに破断したものを示す。また、三角は硬度Ｈｖが１００以下であったものを示す。なお、添え字は合金組成のうち添加した希土類元素の種類を示す。
【００２２】
添加元素亜鉛、および希土類の量が多くなると硬さや強度が向上する傾向にあることは特に言うまでもないが、１８０°曲げ試験を施しても破断しにくく、延性を示す組成範囲があることがわかる。
【００２３】
合金組成をＭｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわした場合、図１から判るように、延性を示す組成は概ね０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１を満たす範囲にあることがわかる。
また、１８０°曲げしても全く破断しなかった２重丸で示される組成は、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１を満たす範囲にあることがわかる。
【００２４】
結局、合金組成をＭｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））とした場合、
（１）０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１を満たす範囲の組成比率とすることにより、高強度を維持しつつ、高靱性を得ることができる。
（２）更に、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１を満たす範囲の組成比率とすることにより、より高い靱性を得ることができる。
【００２５】
［第２の実施例］
第２の実施例は、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上）となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００２６】
第２の実施例では、第１の実施例と同様の方法によって、一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備した。次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いたＡｒ高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。
【００２７】
得られたアトマイズ粉末を分級して３２μｍ以下のものを集め、これを熱間押出し成形して固化を行なうことによりバルク体を成形した。押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。
【００２８】
押出しによって得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ２１０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。成形されたバルク状の円柱材から硬度用試験片と引張り試験片を採取し、それぞれの試験を行なった。リボン状素材も第１の実施例と同様の条件で作製し、押出相当材を準備して１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。
【００２９】
図２に、溶製したマグネシウム合金の組成と１８０°曲げ試験、および硬度試験の結果を示した。合金組成Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２に対して、明らかな延性を示す組成は概ね０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２を満たす範囲にあることがわかる。
【００３０】
結局、合金組成をＭｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））とした場合、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２を満たす範囲の組成比率とすることにより、高強度を維持しつつ、高靱性を得ることができる。
【００３１】
［第３の実施例］
第３の実施例は、一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ 組成であって、希土類元素ＲＥがＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｙｂのうち１種類の単独添加となっている高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法である。
【００３２】
第３の実施例では、第１の実施例と同様の方法によって、一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ （ただし、ＲＥは希土類元素Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｙｂのうち１種類であり、単独添加）であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備した。次に合金溶湯を９５０°Ｃ に保持した状態で９．８ＭＰａ程度のＡｒガスを用いたＡｒ高圧ガス噴射法により微細なマグネシウム合金粉末を作製した。
【００３３】
得られたアトマイズ粉末を分級して３２μｍ以下のものを集め、これを熱間押出し成形を行なうことによりバルク体を成形した。押出しは、押出温度２５０〜５００°Ｃ 、押出圧力３００〜１，０００ＭＰａ、押出比１０の条件のもとで実施した。なお押出比は１０に限らず５〜５０の範囲で行うことができる。
【００３４】
押出しによって得られたバルク体は直径６ｍｍ、長さ１９０ｍｍの円柱状、充填密度は１００％であった。成形されたバルク状の円柱材から硬度用試験片と引張り試験片を採取し、それぞれの試験を行なった。リボン状素材も第１の実施例と同様の条件で作製し、押出相当材を準備して１８０°密着曲げ試験により材料の靱性を評価した。
【００３５】
なお、比較のために同じ一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ （ただし、ＲＥは希土類元素Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒのうち１種類を単独添加）であらわされる組成のマグネシウム合金の溶湯を準備し、同様の評価を行なった。
【００３６】
本発明による顕著な効果は、本発明実施例と従来材との特性を比較評価した結果である図３から明らかとなる。図３は高強度高靱性Ｍｇ合金として開示され最近注目されているＭｇＺｎＹ合金＜河村能人，井上明久，金属Ｖｏｌ．７１，４９７（２００１）＞、あるいは高強度Ｍｇ合金として開示されているＭｇＺｎＣｅ、及びＭｇＺｎＬａ合金＜特許第２８０７３７４号相当＞との比較で特性評価を行ったものである。従来のＭｇＺｎＹ合金の硬さＨｖ（Ｙ） と一般式Ｍｇ９７．５Ｚｎ１．０ ＲＥ１．５ 組成材の硬さＨｖとの比Ｈｖ／Ｈｖ（Ｙ） と、１８０°曲げ試験の結果について、従来の優れた公知例と比較して図示されている。なお、１８０°曲げ試験では、曲げ試験中に破損しやすいものを記号Ｂ、１８０°曲げで破損しにくいが最終段階で小さなクラックがわずかに入る程度の延性を示すものを記号Ｄ／Ｂ、１８０°曲げで全くクラックが入らず非常に延性に富むものを記号Ｄで示している。
【００３７】
図３から、ＭｇＺｎＰｒ合金、ＭｇＺｎＮｄ合金、ＭｇＺｎＳｍ合金ではＨｖ／Ｈｖ（Ｙ） ＞１、すなわち公知の高強度高靱性のＭｇＺｎＹ合金よりも更に硬さに優れていることが明白であり、当該ＭｇＺｎＹ合金と比較して引張強さが大きいことは容易に推定できる。また、曲げ試験の結果から、ＭｇＺｎＰｒ合金、ＭｇＺｎＮｄ合金、ＭｇＺｎＳｍ合金では、ＭｇＺｎＣｅ合金、あるいはＭｇＺｎＬａ合金よりも明らかに延性に優れることがわかり、総じて従来のＭｇＺｎＹ合金の優れた延性とＭｇＺｎＣｅ合金（あるいはＭｇＺｎＬａ合金）の高強度を兼ね備えた特性を持つことが明らかである。
【００３８】
また、ＭｇＺｎＥｕ合金およびＭｇＺｎＹｂ合金では、ＭｇＺｎＹ合金は言うに及ばず最も高強度のＭｇＺｎＣｅ合金、或いはＭｇＺｎＬａ合金と比較して遜色のない硬さであり、優れた引張強さを有することがわかる。さらには、曲げ試験の結果によればＭｇＺｎＹ合金と比較して全く遜色のない延性を示すことから、従来にも増して高強度と高靱性を兼ね備えた特性を有することが明らかである。
【００３９】
【発明の効果】
以上実施例と共に具体的に説明したように、本発明の高強度高靱性マグネシウム合金では、一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散していたり、
一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散していたり、
一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされ、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散している組成とした。
またその製造方法は、上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させたり、
上記合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させている。
【００４０】
このような特徴を有しているため、本発明のマグネシウム合金はバルク状に成形した状態にあっても、従来と遜色のない高い比強度を保持しつつ、従来技術では得られなかった高い靱性を有している。このように、高強度と高靱性を兼備しているため、高強度と高靱性が要求される部材に好適に適用することができる。
【００４１】
本発明によって、強度と延性（靱性）を兼備するマグネシウム合金材料が得られるのは、急冷凝固に適した特定の組成、とくに希土類元素の種類と量が選定されたことによるものと考えられる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図２】本発明の第２の実施例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図３】本発明の第３の実施例および比較例に係るマグネシウム合金の組成と硬さおよび曲げ試験結果を示す特性図である。
【図４】従来技術の組成範囲を示す特性図である。
Claims (9)
- 一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦３、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦４−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金。
- 一般式Ｍｇａ１Ｚｎｂ１ＲＥ１ｃ１（ただし、ＲＥ１は希土類元素Ｙｂ，Ｅｕのうち少なくとも１種類以上、ａ１，ｂ１，ｃ１は原子％、ａ１＝１００−（ｂ１＋ｃ１））であらわされ、０．３≦ｂ１≦２、および１−０．２×ｂ１≦ｃ１≦３−０．２×ｂ１の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金。
- 請求項１または請求項２の合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させることを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求項１または請求項２の合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求項３または請求項４において、押出比を５〜５０としたことを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
- 一般式Ｍｇａ２Ｚｎｂ２ＲＥ２ｃ２（ただし、ＲＥ２は希土類元素Ｐｒ，Ｓｍ，Ｎｄのうち少なくとも１種類以上、ａ２，ｂ２，ｃ２は原子％、ａ２＝１００−（ｂ２＋ｃ２））であらわされ、０．３≦ｂ２≦２、および１−０．２×ｂ２≦ｃ２≦２−０．２×ｂ２の組成範囲にあり、微結晶からなる母相に金属間化合物が分散することを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金。
- 請求項６の合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を押出し成形により固化させることを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求項７の合金溶湯を急冷凝固し、しかる後に当該急冷凝固合金を、５００°Ｃ 以下の温度で押出し成形により固化させることを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求項７または請求項８において、押出比を５〜５０としたことを特徴とする高強度高靱性マグネシウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002317019A JP2004149862A (ja) | 2002-10-31 | 2002-10-31 | 高強度高靱性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 |
|---|---|---|---|
| JP2002317019A JP2004149862A (ja) | 2002-10-31 | 2002-10-31 | 高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004149862A true JP2004149862A (ja) | 2004-05-27 |
Family
ID=32460511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002317019A Pending JP2004149862A (ja) | 2002-10-31 | 2002-10-31 | 高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2004149862A (ja) |
-
2002
- 2002-10-31 JP JP2002317019A patent/JP2004149862A/ja active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8016955B2 (en) | Magnesium based amorphous alloy having improved glass forming ability and ductility | |
| EP1690954B1 (en) | High strength and high toughness magnesium alloy and method for production thereof | |
| He et al. | Stability, phase transformation and deformation behavior of Ti-base metallic glass and composites | |
| US9074269B2 (en) | Magnesium alloy | |
| EP1640466B1 (en) | Magnesium alloy and production process thereof | |
| Inoue et al. | Novel hexagonal structure of ultra-high strength magnesium-based alloys | |
| JPH07122119B2 (ja) | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 | |
| JP2008069418A (ja) | 高耐食性を有する高強度マグネシウム合金 | |
| EP3115479A1 (en) | Zr-cu-ni-al-ag-y bulk amorphous alloy, and preparation method and application thereof | |
| JPH06184712A (ja) | 高強度アルミニウム合金の製造方法 | |
| JP2004091868A (ja) | Ｃｕ基非晶質合金 | |
| US20040099348A1 (en) | Cu-be base amorphous alloy | |
| KR102021972B1 (ko) | 고엔트로피 합금 및 그 제조방법 | |
| JP3110512B2 (ja) | 高強度高靭性マグネシウム合金材料 | |
| JPWO2004085689A1 (ja) | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2004099941A (ja) | マグネシウム基合金及びその製造方法 | |
| JP4087612B2 (ja) | 延性の粒子で強化された非晶質基地複合材の製造方法 | |
| JP5458289B2 (ja) | マグネシウム合金 | |
| TW477819B (en) | Magnesium alloys excellent in fluidity and materials thereof | |
| JP2004149862A (ja) | 高強度高靱性マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP3238516B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP3838803B2 (ja) | 複合高強度材及びその製造方法 | |
| KR101449954B1 (ko) | 복합 비정질 금속재료 및 그 제조방법 | |
| JP3880245B2 (ja) | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金 | |
| US7645350B1 (en) | High-density metallic glass alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050124 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070301 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20070522 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20070925 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |