JP2004510057A

JP2004510057A - High strength magnesium alloy and method for producing the same

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Publication number: JP2004510057A
Application number: JP2002530813A
Authority: JP
Inventors: シン，　クワン　セオン; パーク，　スーン　チャン
Original assignee: シン，　クワン　セオン
Priority date: 2000-09-26
Filing date: 2000-09-26
Publication date: 2004-04-02
Anticipated expiration: 2020-09-26
Also published as: AU7688400A; CN1469937A; NO20031349L; JP3891933B2; EP1339888A4; CA2423459A1; CA2423459C; IL154897A; WO2002027053A1; IL154897A0; DE60045848D1; EP1339888A1; AU2000276884B2; EP1339888B1; CN100390313C; ATE505567T1; NO20031349D0

Abstract

The present invention provides high strength magnesium alloys consisting essentially of 3 SIMILAR 10 wt.% Zn, 0.25 SIMILAR 3.0 wt.% Mn, and the balance of Mg and inevitable impurities, the high strength magnesium alloy further containing 1 SIMILAR 6 wt.% Al, 0.1 SIMILAR 4.0 wt.% Si, and 0.1 SIMILAR 2.0 wt.% Ca, in order to provide a high strength magnesium alloy having an improved hardness and strength, and an excellent elongation at an ambient temperature. In addition, the present invention provides a method for preparing the high strength magnesium alloy characterized in that a Zn-Mn mother alloy is added to a magnesium melt by a fluxless melting method, and process conditions for working and heat-treating an obtained cast material.

Description

【０００１】
【技術分野】
本発明は、高強度マグネシウム合金及びその製造方法に係るもので、詳しくは、特定合金元素を添加するか、又は特定熱処理を包含した製造条件を変更することで、強度、硬度及び延伸率を包含した機械的性質を改善し、成形性が向上されて高強度及び延伸率を有するマグネシウム合金及びその経済的製造方法に関するものである。
【０００２】
【背景技術】
マグネシウム合金中、最も優秀な時効の強化状態を見せる合金は、Ｍｇ−Ｚｎ系合金であって、該合金は、時効処理後に比較的に優秀な強度及び延性を奏することで、加工及び熔接が容易であるという長所を有している。反面、Ｚｎ添加によって鋳造時に微少気孔が生成されるため、ダイキャスティングなどの鋳造工程に適用することが難しいという短所も有している。
【０００３】
又、Ｍｇ−Ｚｎ系合金は、他のマグネシウム合金とは異なって、合金元素添加及び過熱処理などによる組織微細化が容易でないため、強度の改善面に限界を有して、使用の面にも制限される不都合な点を有している。
これを克服するために、Ｍｇ−Ｚｎ二元系合金にいくつかの合金元素を添加する研究が進行されてあり、その例は次の通りである。
【０００４】
１９４７年Ｊ．Ｐ．Ｄｏａｎ及びＧ．Ａｎｓｅｌは、Ｚｒを添加してＭｇ−Ｚｎ系合金の結晶粒を微細化することで、合金の強度を改善し得る方案を提示した（Ｊ．Ｐ．Ｄｏａｎ　ａｎｄ　Ｇ．Ａｎｓｅｌ、Ｔｒａｎｓ、ＡＩＭＥ、ｖｏｌ．１７１（１９４７）、ｐｐ．２８６−２９５）。然し、Ｚｒの高い融点のため、マグネシウムの溶湯にＺｒを添加することが難しかった。
【０００５】
又、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの希土類金属又はＴｈを添加する方法も知られているが、この方法によると、微細気孔を抑制して高温における強度を向上させて熔接性を改善するという長所を有するが、既に常用された他のマグネシウム合金に比べて製造原価が極めて高いという短所がある。
且つ、１９８７年Ｗ．Ｕｎｓｗｏｒｔｈ及びＪ．Ｆ．Ｋｉｎｇは、Ｃｕを添加してＭｇ−Ｚｎ合金の主強化析出相のβ１’を微細化させることで、延性を向上し得ると報告した（Ｗ．Ｕｎｓｗｏｒｔｈ　ａｎｄ　Ｊ．Ｆ．Ｋｉｎｇ、Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、Ｔｈｅ　Ｉｎｓｔ．ｏｆ　Ｍｅｔａｌ、１９８７、ｐｐ．２５−３５）。然し、Ｚｎ及びＣｕの添加は、その添加量によって差はあるが、常温における延伸率を１０％以上向上することが難しいという限界を有している。
【０００６】
次の表１は、常用鋳造用合金及び加工用合金の特性比較を示す。
【表１】

【０００７】
表１から常用鋳造用合金に比べて常用加工用合金が全般的に降伏強度、引張強度及び延伸率が優秀であることが分かる。然し、既存の常用加工用合金の場合にも、高強度及び高延伸率の組合を有する合金を得ることが難しい。即ち、引張強度が３００ＭＰａを上回る高強度合金の場合、延伸率が１０％以上向上することが難しいという短所を有している。又、強度の面において優秀な性質を示すＺｎ及びＺｒ添加合金の場合、Ｚｒの添加は、製造工程上、多くの制約が伴うと報告されている。
【０００８】
又、米国第４，９９７，６６２号には、急冷凝固法によって製造されたマグネシウムの特性が示されているが、急冷凝固法により製造された合金の特性を注意深く観察すると、降伏強度、引張強度及び延伸率が増加するが、いままでの研究結果によると、既存の常用合金に比べて極めて高価であるため、適用範囲が限定されている。
【０００９】
［発明の詳細な説明］
本発明は、Ｍｇ−Ｚｎ系合金に既存に添加された合金元素より低廉な合金元素を添加して組織の微細化及び析出挙動を改善して硬度、強度及び延伸率のような機械的性質を向上させて成形性が改善された高強度マグネシウム合金を提供することを目的とする。
【００１０】
又、本発明は、高強度マグネシウム合金製造における最適の熱処理条件を導出することで、製造された合金に対する強度対比延伸率が極めて優秀な高強度マグネシウム合金の製造方法及びそのための経済的製造条件を提供することを目的とする。
且つ、本発明は、前記目的を達成するため、３〜１０ｗｔ．％のＺｎと、０．２５〜３．０ｗｔ．％のＭｎと、不可避な不純物及びＭｇを有して構成された高強度マグネシウム合金を提供する。
【００１１】
前記マグネシウム合金には、追加的に１〜６ｗｔ．％のＡｌを含有する事もできるし、又、追加的に０．１〜４．０ｗｔ．％のＳｉ若しくは０．１〜４．０ｗｔ．％のＳｉ及び０．１〜２．０ｗｔ．％のＣａを含有することもできる。又、前記Ａｌの含量は、前記Ｚｎの含量以下であることが好ましい。
【００１２】
又、前記Ｚｎの含量は５．０〜７．０ｗｔ．％で、前記Ｍｎの含量は０．７５〜２．０ｗｔ．％で、前記Ｓｉの含量は１．５〜３．０ｗｔ．％で、前記Ｃａ含量は０．３〜１．０ｗｔ．％であることが好ましい。
即ち、本発明の核心は、Ｍｇ−Ｚｎ系合金に合金元素としてＡｌを添加することで、降伏強度を下げて成形性を改善して加工硬化能を向上させて高強度及び延伸率を有する高強度マグネシウム合金を提供することにある。
【００１３】
又、本発明は、マグネシウムの溶湯にＭｎを添加するとき、Ｚｎ−Ｍｎ母合金を添加する高強度マグネシウム合金の製造方法を提供する。
且つ、前記高強度マグネシウム合金は、マグネシウム溶湯にＺｎ−１０〜２０ｗｔ．％Ｍｎ母合金を６７０〜７２０℃に添加して、Ｚｎ又はＺｎとＡｌとを添加して鋳造材を作るか、又はマグネシウム溶湯にＺｎ−１０〜２０ｗｔ．％Ｍｎ母合金を６７０〜７２０℃に添加してＭｇ−Ｓｉ母合金を添加し、Ｚｎ、Ｚｎ及びＡｌ若しくはＣａを添加して鋳造材を作る。
【００１４】
又、その後、好ましくは、このように作られた鋳造材を、３４０〜４１０℃で６〜１２時間の間均質化処理してビレットに製造し、該ビレットを１５０〜４００℃で３０分〜２時間予熱した後加工することができる。
若しくは、このように加工された加工材を７０〜１００℃で２４〜９６時間の間１次時効処理した後、１５０〜１８０℃で４８時間以上２次時効処理をすることもできる。
【００１５】
このとき、前記二重時効処理を施す前に３４０〜４１０℃で６〜１２時間の間溶体化処理を行うか、又は前記二重時効処理を施す前に３〜７％の
ストレッチングを行うこともできる。
以下、本発明における合金元素の組成範囲が上記したように制限される理由について説明する。
【００１６】
亜鉛（Ｚｎ）：３〜１０ｗｔ．％
Ｚｎは、Ｍｇ基地内に最大に固溶される限度が３４０℃で６．２ｗｔ．％であって、３．０ｗｔ．％以上添加時には熱処理により針状析出相を形成させて時効の強化状態を示す。一般に、固溶限度を基準にその添加量を決定し、最大の固溶限に近い５．０〜７．０ｗｔ．％添加時に時効強化状態を極大化させることができる。即ち、３．０ｗｔ．％未満に添加する場合は、一般的な時効温度の固溶未満に該当することで、析出相の生成が微弱であるため、析出強化現象を殆ど期待し得ないし、１０．０ｗｔ．％以上添加する場合は、結晶粒系に平衡相の析出が助長されて機械的性質の低下を誘発することがある。
従って、本発明におけるＺｎの添加範囲は、３〜１０ｗｔ．％、好ましくは、５．０〜７．０ｗｔ．％に制限される。
【００１７】
マンガン（Ｍｎ）：０．２５〜３．０ｗｔ．％
Ｍｎは、Ｍｇ基地内に最大に固溶される限度が、Ｍｇの鎔融点の６５０℃で２．２ｗｔ．％程度であって、温度の低下によって固溶限度が急激に低下してＭｇ基地内にα−Ｍｎ形態に存在する。一般に、常用のＭｇ合金においては、Ｍｎが０．１ｗｔ．％以上添加されて耐食性の向上に寄与すると知られてあり、耐食性以外の目的、例えば、強化を目的に添加する場合は、０．２５〜２．０ｗｔ．％添加時に合金系によって合金の強度向上に寄与される。特に、本発明は、Ｍｎの添加により加工材の溶体化処理後に時効処理時に二元系Ｍｇ−Ｚｎ合金の析出相を微細化させることで、強度向上及び延伸率向上の効果を得ることができた。従って、本発明は、合金を強化するためにＭｎを添加し、最小添加量を０．２５ｗｔ．％に設定した。一方、Ｍｎの最大の固溶限及び合金の製造工程を考慮する時、多量のＭｎの添加は、一般の溶解工程としては添加することが困難で、３．０ｗｔ．％以上Ｍｎを添加する場合には、大部分が基地内にα−Ｍｎ形態に存在されて、合金の特性向上とは全く関係のない剰余の添加量となるため、製造原価側面において好ましくない。結局、本発明におけるＭｎの添加範囲は、０．２５〜３．０ｗｔ．％、好ましくは、０．７５〜２．０ｗｔ．％に制限される。
【００１８】
アルミニウム（Ａｌ）：１〜６ｗｔ．％
Ａｌは、Ｍｇ基地内に最大に固溶される限度が４３７℃で大略１２ｗｔ．％程度であって、Ｍｇ−Ａｌの二元系合金の場合、熱処理によってＭｇ_１７Ａｌ_１２析出相を形成すると知られている。本発明においては、このような析出相の形成を目的にＡｌを添加したことでなく、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｍｎ三元系合金におけるＭｇ−Ｚｎ関連針状析出相を改良化するために添加した。従って、時効温度などの熱処理区間及び添加される主合金元素のＺｎの含量を考慮してＭｇ−Ａｌ系析出相を形成しない範囲でその添加量を定めた。即ち、時効温度区間におけるＭｇ基地内のＡｌ固溶限度が大略１ｗｔ．％を示すため、Ａｌ添加下限を１．０ｗｔ．％に決定し、このように、本発明で制限したＺｎの含量におけるＡｌがＺｎの含量を超過してＭｇ−Ａｌ系析出相が形成されることを抑制するために添加上限を６．０ｗｔ．％に限定した。一方、ＡｌがＺｎに比べてより多く添加される場合、前記Ｍｇ−Ａｌ系析出相であるＭｇ_１７Ａｌ_１２相が析出される可能性が極めて大きくなる。このような析出相は、結晶粒系に粗大に析出するか、又は熱処理温度によっては結晶粒系内にも析出するようになるものであって、強度上、極めて脆弱で、材料の破壊時に破壊経路を提供して強度低下を引き起こす。従って、Ａｌの含量は、Ｚｎの含量以下であることが好ましい。本発明においては、Ａｌの添加時に加工材の溶体化処理を行うことなく、針状析出相を微細にすることに効果を奏したし、降伏強度が多少低下するが、引張強度及び特に延伸率の顕著な向上を得ることができるし、Ａｌ添加量が増加するほど降伏強度は低くなって引張強度は増加する傾向を示した。
【００１９】
珪素（Ｓｉ）：０．１〜４．０ｗｔ．％
Ｓｉは、Ｍｇ基地内に固溶限度が殆ど存在しないし、合金元素で添加時にＭｇ_２Ｓｉ相を形成する。このような化合物は、加工材の製造過程及び熱処理過程におけるその形状及び大きさを調節することで、分散強化効果を得ることができる。本発明においても、Ｍｇ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｎ四元系合金にＳｉを添加することで、このような分散強化効果を得ることができた。然し、Ｓｉ含量が０．１ｗｔ．％未満ではＳｉ添加の効果を期待し得なく、Ｓｉ含量が４．０ｗｔ．％を超過する場合には、粗大なＭｇ_２Ｓｉの生成により延伸率が減少する。従って、本発明におけるＳｉの添加範囲は、０．１〜４．０ｗｔ．％、好ましくは、１．５〜３．０ｗｔ．％に制限される。
【００２０】
カルシウム（Ｃａ）：０．１〜２．０ｗｔ．％
Ｓｉ添加合金の場合、Ｃａの付加的な添加により合金の結晶粒の大きさを減少させて、Ｍｇ_２Ｓｉ相の形状を改良することができる。このために本発明においては、Ｓｉを添加したＭｇ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｎ合金にＣａを添加した。Ｃａ含量が０．１ｗｔ．％未満ではＭｇ_２Ｓｉ相の改良効果を期待することができない。又、Ｍｇ基地内にＣａの最大の固溶限が５１６℃で１．３４ｗｔ．％であることを考慮する時、Ｃａ含量が２．０ｗｔ．％を超過する場合には、Ｍｇ_２Ｓｉ相の改良効果以外に結晶粒系にＭｇ２Ｃａ析出相の形成による強度低下を誘発する。本発明におけるＭｇ−Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｎ合金のＭｇ_２Ｓｉ相の大きさを特に效果的に制御し得るＣａ含量の好ましい範囲は、０．３〜１．０ｗｔ．％であった。
その結果、強度及び延伸率の向上効果を得ることができた。従って、本発明におけるＣａの添加範囲は、０．１〜２．０ｗｔ．％、好ましくは、０．３〜１．０ｗｔ．％に制限される。
【００２１】
その他、Ｍｇ合金の主要不純物は、主に機械的性質の低下よりは合金の耐食性に致命的な悪影響を及ぼすため、制限される。一般に、知らされた不純物としては、Ｆｅ、Ｎｉ、及びＣｕなどが挙げられるが、特に、Ｃｕの場合には、汎用のＭｇ−Ａｌ系合金の耐食性に悪影響を及ぼすが、本発明に係るＭｇ−Ｚｎ系合金には、特別な影響を及ばない。従って、Ｍｇ−Ｚｎ系合金において、主に制限を受ける不純物としては、Ｆｅ及びＮｉが挙げられるが、一般に、その許容値は、保守的な観点で夫々最大０．００５ｗｔ．％に制限される。この時、Ｆｅの場合には、Ｍｎの添加によってその悪影響を排除させることができるし、Ｍｇ合金における含量比Ｆｅ／Ｍｎ値を０．０３２以下に下げると、Ｆｅの悪影響を最小化させることができる。本発明においては、基本的にＭｎが添加されるため、前記保守的許容値を遵守すると、耐食性に及ぼすＦｅの悪影響を效果的に排除することができる。一方、前記Ｆｅ、Ｎｉ及びＣｕを包含するその他の不純物の含量は、総量を基準に、一般に、Ｍｇ合金において最大０．３ｗｔ．％に制限される。
【００２２】
このような特定組成と合せて無溶剤溶解法を利用する本発明に係る製造方法の最も重要な特徴中の一つは、自体融点が極めて高くて一般的な合金製造工程温度でマグネシウム溶湯に直接溶解させる方式では添加が不可能なＭｎをＺｎ−Ｍｎ母合金形態に添加することである。即ち、マグネシウム合金の鋳造初期にＭｎを溶剤（ｆｌｕｘ）の形態に添加させた。且つ、前記マグネシウムの溶湯は、表面が空気に露出される場合、発火危険があるため、これを抑制するために空気を遮断する役割をする溶剤が使用されるが、このような溶剤材料にＭｎが含有されていることを利用して拡散により溶湯内にＭｎを侵入させる方法を採用した。然し、このような方法は、その添加量に制約があって不純物含量の調節が難しくて目的合金の製造が難しかった。一方、マグネシウム合金の溶解において溶湯の表面に保護ガスを塗布する無溶剤溶解法が普遍化された以後には、主にＭｇ−Ｍｎ母合金形態にＭｎの添加が行われた。即ち、マグネシウム溶湯が発火されないように不活性気体雰囲気でマグネシウム溶湯をＭｎが直接溶解される高温まで昇温してＭｇ−Ｍｎ母合金を別途に製造した後、該母合金を利用して無溶剤溶解法により合金製造時に目標とする量のＭｎを添加する方式である。然し、Ｍｇ−Ｍｎ母合金を利用する方法は、母合金の製造時に、雰囲気を調節し得る高価の溶解装備が必要であると共に、高温でマグネシウムの蒸気圧が高いため、母合金の製造時に多量のマグネシウム損失を誘発して製造単価の上昇を誘発する。ここで、本発明者達は、研究の結果、無溶剤溶解法を採用する場合、低融点のＺｎ−Ｍｎ母合金形態にマグネシウム溶湯に添加することで、Ｍｎを添加し得ることを明らかにした。従って、マグネシウム溶湯の発火可能性及び多量の材料損失を排除し得るし、経済的マグネシウム合金の製造が可能になって、不純物の制御も可能になった。
【００２３】
マグネシウムの融点は、約６５０℃〜６７０℃の温度で充分にマグネシウム溶湯の流動性を確保し得るという点及びマグネシウム溶湯の温度が７２０℃を超過する場合、発火危険性が大きくなるという点を考慮し、Ｚｎ−Ｍｎ母合金が添加されるマグネシウム溶湯の温度範囲は、６７０〜７２０℃に制限し、該温度範囲で充分に溶解されるＺｎ−Ｍｎ母合金の組成は、Ｚｎ−１０〜２０ｗｔ．％Ｍｎに制限し、好ましくは、撹拌が行なわれないようにした。
且つ、Ｓｉの添加は、Ｍｇ−Ｓｉ母合金形態に行うが、この場合、母合金の高い融点及びマグネシウム溶湯の表面の発火抑制を考慮して好ましい温度範囲は、７００〜７２０℃に制限することが好ましい。この場合、好ましくは、撹拌を行うべきである。
【００２４】
不足分のＺｎの添加は、Ｚｎ単独に若しくはＡｌと共に行なわれ、この時、選択的にＣａも添加することができる。且つ、合金製造温度で蒸気圧が高いＺｎの損失を低減するために炉冷後に行うことが好ましく、マグネシウム溶湯の流動性を考慮する時、約６７０℃まで行うことが良い。このときも、撹拌を行うべきである。
【００２５】
その後、鋳造材を作るが、この場合、Ｍｇ溶湯の発熱を最大限抑制するため、６６０℃〜６７０℃まで炉冷した後に鋳造材に作ることが好ましい。
又、このような方法により製造された合金鋳造材を対象に、鋳造時に発生し得る合金元素の偏析及びこれによる加工材の特性不均一を除去するため、均質化処理を遂行することが好ましい。均質化処理温度及び時間は、主合金元素のＺｎによる各析出相が充分に溶解される条件及び合金自体の熱的安全性を考慮してＭｇ−Ｚｎ二元系状態度を参考に３４０〜４１０℃で６〜１２時間行われる。
【００２６】
このような鋳造材をビレットに加工して１５０〜４００℃で３０分〜２時間の間予熱した後、押出、圧延、鍛造、スェージング（ｓｗａｇｉｎｇ）及び引抜などの加工を遂行することができる。一般に、マグネシウム合金は、常温で加工性を確保し得ないため、健全な加工材を得るため、高温加工を行うようになり、その加工温度は、７０〜１００℃で２４〜９６時間の間１次時効を行なった後、直ちに１５０〜１８０℃で４８時間以上２次時効処理を行う。このような二重時効は、Ｍｇ−Ｚｎ系合金における主な析出相のβ１’相のＧ．Ｐ．ｚｏｎｅ　ｓｏｌｖｕｓ温度以下で１次時効を行なった後、その以上の温度で２次時効を行うことで、強化に寄与する析出相の効果を極大化させるためである。従って、本発明における１次時効温度区間は、公知されたβ１’相のＧ．Ｐ．ｚｏｎｅ　ｓｏｌｖｕｓ温度より若干低い温度区間の７０〜１００℃に制限したし、時効時間は、硬度の測定によってＧ．Ｐ．ｚｏｎｅの形成による硬度向上を期待するのに充分な区間に設定した。一方、本発明における２次時効温度区間は、１５０〜１８０度に設定したが、１５０℃未満の温度では、最大硬度に到達するのに多時間が要求されて工程上の問題点を誘発し、１８０℃を超過する温度では最大硬度には早く到達するが、最大硬度が低下される。
【００２７】
又、本発明においては、二重時効処理をする前に、強度に寄与する析出相の効果を極大化するために加工工程中に発生し得る析出相を、固溶体に存在する温度区間の３４０〜４１０℃で６〜１２時間の間溶体化処理を施すことが一層好ましい。
【００２８】
前記温度範囲及び時間は、主合金元素のＺｎによる各析出相が充分に溶解される条件及び合金自体の熱的安全性を考慮してＭｇ−Ｚｎ二元系状態度を参考に設定された。
【００２９】
一方、本発明においては、前記二重時効処理を施す前に、ストレッチングを行うことが一層好ましい。このとき、合金を強化するための加工熱処理時のストレッチングの範囲は、熱処理を施す前の合金の引張試験によって変形率を基準に、弾性領域以上から最大強度以下の領域まで制限される。従って、本発明においては、引張実験によりその範囲を３〜７％に制限した。
【００３０】
本発明は、強度に対する延伸率が既存の常用加工用合金よりも、向上され、低廉な費用で高強度マグネシウム合金を製造することができる。即ち、表１に示した既存の常用押出用合金と比較する時、最大強度水準のＺＣ７１合金と比較して類似の強度水準を維持しながらも２倍以上の延伸率が向上される。又、Ｔｈのような放射能元素として取扱が危険で、高価な合金元素及び製造工程上添加の難しいＺｒのような合金元素を排除した状態で高強度を得ることができる。更に、既存のＭｇ−Ｍｎ母合金形態に添加されたＭｎをＺｎ−Ｍｎ母合金形態に添加することで、材料の損失を低減して製造単価を低減することができる。以下、貼付した図面及び実施例に基づいて本発明の内容及び作用効果を一層明確に説明する。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る高強度マグネシウム合金に対し、実施例を参照して説明する。
実施例１〜１１
本発明によって次の表２の公称組成を有する合金鋳造材を製造した。合金溶解時にＣＯ_２＋０．５％ＳＦ_６の混合ガスを２Ｌ／分の流量に溶湯の表面に塗布させる無溶剤溶解法を使用し、鋼材（ｓｔｅｅｌ）坩堝を利用した。Ｍｎは、Ｚｎ−１５ｗｔ．％Ｍｎの母合金形態に７００℃で添加した後、撹拌子を利用して５分間溶湯を撹拌し、６７０℃まで炉冷した後、Ｚｎ又はＺｎ及びＡｌを共に添加して２分間撹拌した。Ｓｉを添加する場合、Ｓｉは、Ｍｇ−１０ｗｔ．％のＳｉ母合金形態に添加した後、７２０℃で１０分間撹拌した。撹拌後、６７０℃まで炉冷してＺｎ又はＺｎ及びＡｌ、若しくはＣａを添加した後、２分間撹拌した。その後、溶湯を６６０℃まで炉冷した後、坩堝の全体を常温の水に直接浸す方法により合金鋳造材を製造した。
【表２】

【００３２】
このように製造した合金鋳造材の微細組織を制御するために、合金鋳造材を３４０〜４１０℃で１２時間の間均質化処理した後、ビレットを製造し、３２０〜３６０℃で３０分間予熱した後、押出装置のコンテナー及び鋳型の温度を３２０〜３６０度に設定した後、押出して合金押出材を作った。
【００３３】
図１（ａ）乃至図１（ｃ）は、このように作られたＺ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金押出材の表面微細組織を示した写真であって、図１（ｄ）及び１（ｅ）は、このように作られたＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ及びＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ合金押出材の微細組織写真である。図面に示したように、既存のマグネシウム合金のＺ６合金の結晶粒度（ｇｒａｉｎ　ｓｉｚｅ）は、２２μｍ程度であって、本発明に係るＺＭ６１合金及びＺＡＭ６２１合金の結晶粒度は、夫々１２μｍ及び８μｍ程度であった。又、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ合金及びＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ合金の結晶粒度は、夫々１２μｍ及び６μｍ程度であった。
従って、既存のＭｇ−Ｚｎ合金に１ｗｔ．％のＭｎを添加するとき、微細組織上の結晶粒度は、大略１／２程度に減少し、既存のＭｇ−Ｚｎ合金に１ｗｔ．％のＭｎ及び２ｗｔ．％のＡｌを添加すると、結晶粒度が約１／３減少した。そして、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉに０．４ｗｔ．％のＣａが添加される場合には、結晶粒の大きさが６μｍであって、ＺＡＭ６２１の２／３程度であった。結局、本発明に係る合金の結晶粒度は、Ｍｎ及びＡｌを添加した合金の場合には、２／３程度減少し、ここにＳｉ及びＣａを添加した合金の場合には、３／４程度減少することが分かる。
【００３４】
図２は、Ｍｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）の時効処理時の時効硬化状態を示したグラフである。合金押出材Ｚ６を対象として、硬度及び強度を向上するために、単一時効及び二重時効処理を行った。即ち、Ｚ６合金押出材を１次時効するため９０℃で４８時間の間時効を行なった後、これを再び２次時効するため１８０℃で３８４時間まで時間を相異にしながら処理した。このような時効硬化状態を図２に図示したが、図面に示したように、単一時効処理に比べて二重時効処理時に合金の最大硬度（Ｈａｒｄｎｅｓｓ）が増加され、最大硬度に到達する時間が短縮されることが分かる。
【００３５】
図３は、本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の二重時効処理時の時効硬化状態をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）の二重時効処理時の時効硬化状態と比較して示したグラフである。Ｚ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金を対象に、押出状態で１次時効をするため７０℃で４８時間の間時効を行った後、これを再び２次時効するため１５０℃で３８４時間まで時間を相異にして時効処理を行った。これによる時効硬化状態を図３に示したが、図示されたように、Ｚ６合金に２ｗｔ％のＡｌ及び１ｗｔ％のＭｎを添加したＺＡＭ６２１合金は、Ｚ６合金に比べて押出状態に３５％程度、最大の二重時効状態では２０％程度の硬度向上があったことが分かる。然し、Ｚ６合金にＭｎのみを添加したＺＭ６１合金は、押出状態で硬度は高いが、時効進行による硬化がほとんど起こらなかったし、最大硬度はＺ６合金に比べて低かった。
【００３６】
図４は、本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を溶体化処理した後、二重時効処理時の時効硬化状態をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）と同様な条件で処理した場合の時効硬化状態と比較して示したグラフである。Ｚ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金押出材を対象に、まず３８０〜４１０℃の温度を維持しながら、１２時間の間溶体化処理を行った後、二重時効処理を行った。これによる時効硬化状態を図４に示したが、図示されたように、Ｚ６合金にＭｎ又はＡｌ及びＭｎを添加することで、時効硬化過程で全般的に硬度が向上されたし、最大硬度を基準にした合金元素添加によって１０％以上の硬度向上を得ることができた。特に、Ｍｎのみを添加したＺＭ６１合金の時効硬化状態は、二重時効処理前に溶体化処理を行わない熱処理条件における時効硬化状態と大きい差を示して、時効進行によって顕著に硬度が向上されたし、最大硬度はＡｌ及びＭｎが同時に添加されたＺＡＭ６２１合金と類似に表れた。
【００３７】
図５は、本発明によってＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の二重時効処理時の時効硬化状態を示したグラフである。押出状態で１次時効するため７０℃で４８時間の間時効を行った後、これを再び２次時効するため１５０℃で時間を相異にして時効処理を行った。即ち、図３及び図５に示されたように、ＺＡＭ６３１合金に２．５ｗｔ％のＳｉと０．４ｗｔ％のＣａとを同時に添加することで、１５０℃における最大二重時効状態で１２％程度の硬度向上と共に、最大硬度に到達する時間が顕著に減ったことが分かる。
【００３８】
【表３】

図６は本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の常温における引張性質をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）の常温における引張性質と比較して示したグラフである。図示されたように、Ｚ６合金にＭｎ又はＡｌ及びＭｎを添加することで、押出状態における降伏強度及び最大引張強度が顕著に増加したことが分かる。又、押出を利用した合金の加工によって、２５％以上の優秀な延伸率を得ることができるが、その具体的な結果を前記表３に示した。
【００３９】
図７は、本発明によってＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の常温における引張性質を示したグラフである。図示されたように、ＺＡＭ６３１合金に２．５ｗｔ．％のＳｉと０．４ｗｔ．％のＣａとを添加することによって、押出状態における最大引張強度が増加したことが分かる。又、押出を利用した合金の加工により、１６％以上の延伸率を得ることができた。その具体的な結果を前記表３に示した。
【００４０】
【表４】

図８は、本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の二重時効処理時の常温における引張性質をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）の二重時効処理時の常温における引張性質と比較して示したグラフである。Ｚ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金押出材を１次時効するため７０℃で４８時間の間時効を行った後、これを再び２次時効するため１５０℃で９６時間の間時効を行った後、引張性質を図８に示した。図示されたように、二重時効処理を行わなかった時の引張曲線と比較すると、二重時効によって合金の降伏強度及び最大引張強度が増加されて延伸率は類似していた。そして、二重時効処理後の引張試験結果、表れた合金等の引張性質を前記表４に示した。
【００４１】
図９は、本発明によってＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の二重時効処理時の常温における引張性質を示したグラフである。合金押出材を１次時効するため７０℃で４８時間の間時効を行った後、これを再び２次時効するため１５０℃で２４時間の間時効を行った後、引張性質を図９に示した。図示されたように、２．５ｗｔ．％のＳｉ及び２．５ｗｔ．％のＳｉと０．４ｗｔ．％のＣａとを添加した押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の場合、二重時効処理してない合金に比べて、顕著に大きい降伏強度と最大引張強度とが増加された効果を得ることができる。その具体的な結果は前記表４に示した。
表４を参照すると、Ｚ６合金にＭｎを添加した合金（ＺＭ６１）の引張性質は、二重時効処理によるＺ６合金に比べて多少増加する状態を示している。又、Ｚ６合金にＡｌ及びＭｎが同時に添加された合金（ＺＡＭ６２１）の場合は、二重時効処理によってＺ６合金より強度が優秀で、特に、最大引張強度は顕著に増加した。そして、全ての合金で二重時効処理後にも優秀な延伸率を示した。
【００４２】
図１０は、本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を溶体化処理した後、二重時効処理時、常温における引張性質をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）と同様な条件で処理した場合の常温における引張性質と比較して示したグラフである。Ｚ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金押出材を３８０〜４１０℃で１２時間の間溶体化処理した後、１次時効するため７０℃で４８時間の間時効を行った後、これを再び２次時効するため１５０℃で９６時間の間時効を行った後、引張性質を図１０に示した。図示されたように、二重時効処理前に溶体化処理をした場合は、ＺＭ６１合金の場合、降伏強度及び最大引張強度が顕著に増加し、延伸率はＺ６合金と類似している。又、ＺＡＭ６２１合金の場合、ＺＭ６１より降伏強度は減少するが、最大引張強度は類似するし、特に、延伸率は顕著に増加する状態を示した。以下、溶体化処理後に二重時効処理した場合、各合金の常温引張性質を表５に示した。
【表５】

一方、合金押出材を直に二重時効処理した場合と、溶体化処理をした後に二重時効処理した場合を比較してみると、ＺＭ６１合金の場合は、二重時効処理前に溶体化処理を行うことで強度が顕著に増加したが、Ｚ６及びＺＡＭ６２１合金の場合は、若干の強度が増加されることが分かる。延伸率は、二重時効処理以前に溶体化処理を行うことで、Ｚ６及びＺＭ６１合金では顕著に減少したが、ＺＡＭ６２１合金では類似の水準である。
【００４３】
図１１は、本発明によってＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を５％ストレッチングした後、二重時効処理時、常温における引張性質をＭｇ−Ｚｎ２元系合金押出材（Ｚ６）と同様な条件に処理した場合の常温における引張性質と比較して示したグラフである。Ｚ６、ＺＭ６１及びＺＡＭ６２１合金押出材を５％ストレッチングした後、１次時効をするため７０℃で４８時間の間時効を行い、これを再び２次時効をするため１５０℃で９６時間の間時効を行った。
これによる引張性質を図１１に示したが、図示されたように、ＺＡＭ６２１合金の場合は、強度水準がストレッチングしてない場合に比べて向上され、延伸率は２０％以上を示している。又、二重時効前の押出材のストレッチングにより全般的に合金の強度を向上させることができた。特に、ＺＡＭ６２１合金の場合、合金の強化のために二重時効処理前に溶体化処理を行わず、ただ、ストレッチングのみを行うだけで溶体化処理をしたＺＭ６１合金と匹敵する強度水準を示し、延伸率も大いに増加された。以下、合金押出材を５％ストレッチングした後に二重時効処理した場合、各合金の常温引張性質を表６に示した。
【表６】

【００４４】
【産業上の利用可能性】
本発明によると、Ｍｇ−Ｚｎ２元系合金にＭｎを添加、又はＡｌ及びＭｎを一緒に添加し、再びこれにＳｉ若しくはＳｉとＣａを夫々添加して結晶粒度の減少された加工材を作り、これを熱処理及び加工熱処理することで常温における硬度及び強度を向上し、延伸率も向上されたマグネシウム合金を提供する。
【図面の簡単な説明】
【図１】１（ａ）〜（ｅ）は、本発明に係るＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材の微細組織写真を示し、図１（ａ）はＭｇ−Ｚｎ　二元系合金押出材（Ｚ６）の微細組織写真で、
１（ｂ）及び図１（Ｃ）は、Ｍｎが添加又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の微細組織写真で、
１（ｄ）及び図１（ｅ）は、Ａｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の微細組織写真である。
【図２】本発明に係るＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）の時効処理時の時効硬化状態を示したグラフである。
【図３】本発明に係るＭｎが添加又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の二重時効処理時の時効硬化状態とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）の二重時効処理時の時効硬化状態とを比較して示したグラフである。
【図４】本発明に係るＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を溶剤化処理した後、二重時効処理時の時効硬化状態とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）を同様な条件下で処理した場合の時効硬化状態とを比較して示したグラフである。
【図５】本発明に係るＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の二重時効処理時の時効硬化状態とを示したグラフである。
【図６】本発明に係るＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の常温における引張性質とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）の常温における引張性質とを比較して示したグラフである。
【図７】本発明に係るＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の常温における引張性質とを示したグラフである。
【図８】本発明に係るＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）の二重時効処理時の常温における引張性質とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）の二重時効処理時の常温における引張性質とを比較して示したグラフである。
【図９】本発明に係るＡｌ、Ｍｎ及びＳｉが添加、又はＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣａが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ、ＺＡＭ６３１＋２．５Ｓｉ＋０．４Ｃａ）の二重時効処理時の常温における引張性質を示したグラフである。
【図１０】本発明に係るＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を溶体化処理した後、二重時効処理時の常温における引張性質とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）を同様な条件に処理した場合の常温における引張性質とを比較して示したグラフである。
【図１１】本発明に係るＭｎが添加、又はＡｌ及びＭｎが添加されたＭｇ−Ｚｎ系合金押出材（ＺＭ６１、ＺＡＭ６２１）を５％ストレッチングした後、二重時効処理時の常温における引張性質とＭｇ−Ｚｎ二元系合金押出材（Ｚ６）を同様な条件に処理した場合の常温における引張性質とを比較して示したグラフである。[0001]
【Technical field】
The present invention relates to a high-strength magnesium alloy and a method for producing the same, and specifically includes strength, hardness and elongation by adding a specific alloy element or changing production conditions including a specific heat treatment. The present invention relates to a magnesium alloy having improved mechanical properties, improved formability, high strength and elongation, and an economical method for producing the same.
[0002]
[Background Art]
Among the magnesium alloys, the alloy showing the most excellent aging strengthened state is an Mg-Zn-based alloy, which has relatively excellent strength and ductility after aging treatment, so that it is easy to process and weld. It has the advantage of being. On the other hand, since micropores are generated at the time of casting due to the addition of Zn, it has a disadvantage that it is difficult to apply to a casting process such as die casting.
[0003]
Also, unlike other magnesium alloys, Mg-Zn-based alloys have difficulty in refining the structure by adding alloying elements and over-heat treatment, etc. It has limited disadvantages.
In order to overcome this, studies have been made to add some alloying elements to Mg-Zn binary alloys, examples of which are as follows.
[0004]
1947 J.P. P. Doan and G.C. Ansel proposed a method that can improve the strength of an alloy by adding Zr to refine the crystal grains of the Mg—Zn-based alloy (JP Doan & And G. Ansel, Trans, AIM, vol. 171 (1947), pp. 286-295). However, because of the high melting point of Zr, it was difficult to add Zr to the molten magnesium.
[0005]
A method of adding a rare earth metal such as La, Ce, or Nd or Th is also known. However, according to this method, there is an advantage in that fine pores are suppressed, strength at high temperatures is improved, and weldability is improved. However, there is a disadvantage that the manufacturing cost is extremely high as compared with other magnesium alloys which are already commonly used.
And in 1987 W.C. Unworth and J.W. F. King reported that by adding Cu to refine the β1 ′ of the main strengthening precipitation phase of the Mg—Zn alloy, the ductility can be improved (W. Unworth & and JF King, Magnesium and Technology, The). Inst. Of Metal, 1987, pp. 25-35). However, the addition of Zn and Cu has a limit that it is difficult to improve the elongation at room temperature by 10% or more, although there is a difference depending on the amount of addition.
[0006]
Table 1 below shows a comparison of properties between the conventional casting alloy and the working alloy.
[Table 1]

[0007]
From Table 1, it can be seen that the conventional working alloy generally has better yield strength, tensile strength and elongation than the conventional casting alloy. However, it is difficult to obtain an alloy having a combination of a high strength and a high elongation even in the case of an existing working alloy. That is, in the case of a high-strength alloy having a tensile strength exceeding 300 MPa, there is a disadvantage that it is difficult to improve the elongation ratio by 10% or more. In addition, in the case of Zn and Zr-added alloys showing excellent properties in terms of strength, it has been reported that the addition of Zr involves many restrictions in the production process.
[0008]
Also, U.S. Pat. No. 4,997,662 shows the properties of magnesium produced by the rapid solidification method. However, if the properties of the alloy produced by the rapid solidification method are carefully observed, the yield strength and tensile strength However, according to the results of the research so far, the range of application is limited because the alloy is extremely expensive as compared with the existing ordinary alloys.
[0009]
[Detailed description of the invention]
The present invention improves the mechanical properties such as hardness, strength and elongation by improving the microstructure and the precipitation behavior by adding an alloy element which is cheaper than the alloy element which has been already added to the Mg-Zn alloy. It is an object of the present invention to provide a high-strength magnesium alloy having improved formability and improved formability.
[0010]
In addition, the present invention derives the optimal heat treatment conditions in the production of a high-strength magnesium alloy, thereby providing a method for producing a high-strength magnesium alloy having an extremely excellent draw ratio relative to the produced alloy and an economic production condition therefor. The purpose is to provide.
And, in order to achieve the above object, the present invention provides 3 to 10 wt. % Zn and 0.25 to 3.0 wt. % Mn, and a high-strength magnesium alloy comprising unavoidable impurities and Mg.
[0011]
The magnesium alloy additionally has 1 to 6 wt. % Al, or 0.1 to 4.0 wt. % Si or 0.1 to 4.0 wt. % Si and 0.1 to 2.0 wt. % Ca may be contained. Preferably, the content of Al is equal to or less than the content of Zn.
[0012]
The Zn content is 5.0-7.0 wt. %, The content of Mn is 0.75 to 2.0 wt. %, The content of Si is 1.5 to 3.0 wt. %, The Ca content is 0.3-1.0 wt. %.
That is, the core of the present invention is to add Al as an alloy element to an Mg-Zn-based alloy, thereby lowering the yield strength, improving the formability, improving the work hardening ability, and increasing the strength and elongation ratio. It is to provide a high strength magnesium alloy.
[0013]
The present invention also provides a method for producing a high-strength magnesium alloy in which a Zn-Mn mother alloy is added when Mn is added to a molten magnesium.
In addition, the high-strength magnesium alloy contains Zn-10 to 20 wt. % Mn mother alloy at 670-720 ° C and Zn or Zn and Al are added to make a cast material, or Zn-10-20 wt. % Mn mother alloy is added at 670 to 720 ° C., Mg-Si mother alloy is added, and Zn, Zn and Al or Ca are added to form a cast material.
[0014]
Thereafter, preferably, the cast material thus produced is homogenized at 340 to 410 ° C for 6 to 12 hours to produce a billet, and the billet is formed at 150 to 400 ° C for 30 minutes to 2 hours. After preheating for hours, it can be processed.
Alternatively, the work material thus processed may be subjected to a primary aging treatment at 70 to 100 ° C. for 24 to 96 hours, followed by a secondary aging treatment at 150 to 180 ° C. for 48 hours or more.
[0015]
At this time, a solution treatment is performed at 340 to 410 ° C. for 6 to 12 hours before performing the double aging treatment, or 3 to 7% before performing the double aging treatment.
Stretching can also be performed.
Hereinafter, the reason why the composition range of the alloy element in the present invention is limited as described above will be described.
[0016]
Zinc (Zn): 3 to 10 wt. %
Zn has a maximum solid solution in the Mg matrix of up to 6.2 wt. % And 3.0 wt. %, A needle-like precipitation phase is formed by heat treatment to show a strengthened state of aging. Generally, the amount of addition is determined on the basis of the solid solubility limit, and 5.0 to 7.0 wt. %, The aging enhanced state can be maximized. That is, 3.0 wt. %, Less than a solid solution of a general aging temperature, and the formation of a precipitated phase is weak, so that precipitation strengthening phenomena can hardly be expected. %, The precipitation of an equilibrium phase is promoted in the crystal grain system, which may cause a decrease in mechanical properties.
Therefore, the addition range of Zn in the present invention is 3 to 10 wt. %, Preferably from 5.0 to 7.0 wt. %.
[0017]
Manganese (Mn): 0.25 to 3.0 wt. %
Mn has a maximum solid solution in the Mg matrix of 2.2 wt.% At the melting point of 650 ° C. of Mg. %, And the solid solubility limit sharply decreases due to a decrease in the temperature, and exists in the form of α-Mn in the Mg matrix. Generally, in a conventional Mg alloy, Mn is 0.1 wt. % Or more is known to contribute to the improvement of corrosion resistance. When added for purposes other than corrosion resistance, for example, for the purpose of strengthening, 0.25 to 2.0 wt. At the time of addition, the alloy system contributes to the improvement of the strength of the alloy. In particular, the present invention makes it possible to obtain the effect of improving strength and elongation by improving the precipitation phase of the binary Mg-Zn alloy during the aging treatment after the solution treatment of the work material by the addition of Mn. Was. Therefore, in the present invention, Mn is added to strengthen the alloy, and the minimum addition amount is 0.25 wt. %. On the other hand, considering the maximum solid solubility limit of Mn and the manufacturing process of the alloy, it is difficult to add a large amount of Mn as a general melting process, and 3.0 wt. When Mn is added in an amount of at least%, most of the Mn is present in the matrix in the form of α-Mn, and the amount of surplus addition has nothing to do with the improvement in the properties of the alloy. After all, the addition range of Mn in the present invention is from 0.25 to 3.0 wt. %, Preferably 0.75 to 2.0 wt. %.
[0018]
aluminum ( Al ) : 1 to 6 wt. %
Al is limited to approximately 12 wt. %, And in the case of a binary alloy of Mg-Al,₁₇Al₁₂It is known to form a precipitated phase. In the present invention, Al was not added for the purpose of forming such a precipitate phase, but was added for improving the Mg-Zn-related needle-like precipitate phase in the Mg-Zn-Mn ternary alloy. Therefore, the amount of addition is determined in consideration of the heat treatment section such as the aging temperature and the Zn content of the main alloy element to be added in a range that does not form the Mg-Al-based precipitation phase. That is, the Al solid solubility limit in the Mg base in the aging temperature zone is approximately 1 wt. %, The lower limit of Al addition is 1.0 wt. %, And the upper limit of addition is set to 6.0 wt.% In order to suppress the formation of an Mg-Al-based precipitation phase when the content of Zn in the present invention exceeds the content of Zn. %. On the other hand, when Al is added more than Zn, Mg that is the Mg-Al-based precipitation phase₁₇Al₁₂The likelihood of phase precipitation is very high. Such a precipitate phase precipitates coarsely in the crystal grain system, or also precipitates in the crystal grain system depending on the heat treatment temperature, and is extremely fragile in terms of strength. Provides a route to cause a reduction in strength. Therefore, the Al content is preferably equal to or less than the Zn content. In the present invention, without performing the solution treatment of the work material at the time of the addition of Al, it was effective in making the needle-like precipitation phase fine, and the yield strength is slightly reduced, but the tensile strength and especially the elongation ratio The yield strength was lowered and the tensile strength tended to increase as the amount of Al added increased.
[0019]
Silicon (Si): 0.1 to 4.0 wt. %
Si has almost no solid solubility limit in the Mg matrix, and is an alloy element when added.₂Form a Si phase. Such a compound can obtain a dispersion strengthening effect by adjusting the shape and size of the processed material during the manufacturing process and the heat treatment process. Also in the present invention, such a dispersion strengthening effect could be obtained by adding Si to the Mg-Zn-Al-Mn quaternary alloy. However, when the Si content is 0.1 wt. %, The effect of the addition of Si cannot be expected, and the Si content is 4.0 wt. %, Coarse Mg₂The stretching ratio decreases due to the generation of Si. Therefore, the addition range of Si in the present invention is 0.1 to 4.0 wt. %, Preferably 1.5 to 3.0 wt. %.
[0020]
Calcium (Ca): 0.1 to 2.0 wt. %
In the case of a Si-added alloy, the additional addition of Ca reduces the grain size of the alloy,₂The shape of the Si phase can be improved. For this reason, in the present invention, Ca was added to the Mg-Zn-Al-Mn alloy to which Si was added. Ca content is 0.1 wt. %, Mg₂The effect of improving the Si phase cannot be expected. The maximum solid solubility limit of Ca in the Mg matrix is 1.34 wt. %, When the Ca content is 2.0 wt. %, The Mg₂In addition to the effect of improving the Si phase, a decrease in strength is induced in the crystal grain system due to the formation of a Mg2Ca precipitated phase. Mg of Mg-Zn-Al-Mn alloy in the present invention₂The preferred range of the Ca content that can particularly effectively control the size of the Si phase is 0.3 to 1.0 wt. %Met.
As a result, it was possible to obtain the effect of improving the strength and the stretching ratio. Therefore, the addition range of Ca in the present invention is 0.1 to 2.0 wt. %, Preferably 0.3 to 1.0 wt. %.
[0021]
In addition, the main impurities of the Mg alloy are limited because they mainly have a fatal adverse effect on the corrosion resistance of the alloy rather than a decrease in mechanical properties. In general, known impurities include Fe, Ni, and Cu. In particular, in the case of Cu, the impurity adversely affects the corrosion resistance of a general-purpose Mg-Al-based alloy. There is no special effect on the Zn-based alloy. Therefore, in the Mg—Zn-based alloy, the impurities that are mainly restricted include Fe and Ni, but generally, the allowable value is 0.005 wt. %. At this time, in the case of Fe, the adverse effect can be eliminated by adding Mn. If the content ratio Fe / Mn value in the Mg alloy is reduced to 0.032 or less, the adverse effect of Fe can be minimized. it can. In the present invention, since Mn is basically added, if the conservative tolerance is adhered to, the adverse effect of Fe on corrosion resistance can be effectively eliminated. On the other hand, the content of other impurities including Fe, Ni and Cu is generally 0.3 wt. %.
[0022]
One of the most important features of the production method according to the present invention utilizing the solvent-free dissolution method in combination with such a specific composition is that the melting point itself is extremely high and is directly added to the molten magnesium at a general alloy production process temperature. Mn, which cannot be added by the melting method, is added to the Zn-Mn mother alloy form. That is, Mn was added in the form of a solvent (flux) at the beginning of the casting of the magnesium alloy. In addition, when the surface of the molten magnesium is exposed to air, there is a risk of ignition. Therefore, a solvent that plays a role of shutting off air is used to suppress the danger. The method of making Mn infiltrate into the molten metal by diffusion utilizing the fact that is contained. However, in such a method, it is difficult to control an impurity content due to a limitation in the amount of addition, and it is difficult to manufacture a target alloy. On the other hand, since the non-solvent dissolution method of applying a protective gas to the surface of a molten metal in dissolving a magnesium alloy became common, Mn was mainly added in the form of a Mg-Mn mother alloy. That is, the magnesium melt is heated to a high temperature at which Mn is directly dissolved in an inert gas atmosphere so that the magnesium melt is not ignited, and a Mg-Mn master alloy is separately manufactured. In this method, a target amount of Mn is added at the time of alloy production by a melting method. However, the method of using the Mg-Mn master alloy requires expensive melting equipment capable of controlling the atmosphere during the manufacture of the master alloy, and a high vapor pressure of magnesium at a high temperature. Induces magnesium loss and induces an increase in the manufacturing cost. Here, as a result of research, the present inventors have clarified that Mn can be added by adding a low melting point Zn-Mn mother alloy form to a molten magnesium when employing a solventless melting method. . Therefore, the possibility of ignition of the molten magnesium and a large amount of material loss can be eliminated, the production of an economical magnesium alloy becomes possible, and the control of impurities becomes possible.
[0023]
Considering that the melting point of magnesium can sufficiently secure the fluidity of the molten magnesium at a temperature of about 650 ° C. to 670 ° C. and that the danger of ignition increases when the temperature of the molten magnesium exceeds 720 ° C. However, the temperature range of the magnesium melt to which the Zn-Mn master alloy is added is limited to 670 to 720 ° C, and the composition of the Zn-Mn master alloy that is sufficiently melted in the temperature range is Zn-10 to 20 wt. % Mn, preferably without stirring.
In addition, the addition of Si is performed in the form of a Mg-Si master alloy. In this case, the preferable temperature range is limited to 700 to 720 ° C. in consideration of the high melting point of the mother alloy and suppression of ignition of the surface of the molten magnesium. Is preferred. In this case, stirring should preferably be performed.
[0024]
The shortage of Zn is added alone or together with Al. At this time, Ca can also be selectively added. In addition, it is preferable to perform the heating after cooling the furnace in order to reduce the loss of Zn having a high vapor pressure at the alloy production temperature. When the fluidity of the molten magnesium is taken into consideration, the heating is preferably performed to about 670 ° C. Again, stirring should be performed.
[0025]
Thereafter, a cast material is produced. In this case, in order to suppress the heat generation of the molten Mg to the maximum, it is preferable to make the cast material after furnace cooling to 660 ° C to 670 ° C.
In addition, it is preferable to perform a homogenizing process on the alloy cast material manufactured by such a method, in order to remove segregation of alloy elements which may occur at the time of casting and non-uniform properties of the work material due to the segregation. The homogenization treatment temperature and time are 340 to 410 with reference to the Mg-Zn binary state in consideration of the condition that each precipitation phase by the main alloy element Zn is sufficiently dissolved and the thermal safety of the alloy itself. C. for 6-12 hours.
[0026]
After processing such a cast material into a billet and preheating at 150 to 400 ° C. for 30 minutes to 2 hours, processes such as extrusion, rolling, forging, swaging, and drawing can be performed. In general, magnesium alloys cannot maintain workability at room temperature, so high-temperature processing is performed to obtain a sound processing material. The processing temperature is 70 to 100 ° C. for 24 to 96 hours. Immediately after the next aging, a second aging treatment is performed at 150 to 180 ° C. for 48 hours or more. Such double aging is caused by the G.1 of the β1 ′ phase as the main precipitation phase in the Mg—Zn-based alloy. P. This is because the primary aging is performed at a temperature not higher than the zone @ solvus temperature, and then the secondary aging is performed at a temperature higher than the temperature, thereby maximizing the effect of the precipitated phase contributing to strengthening. Accordingly, the primary aging temperature interval in the present invention is determined by the known G.I. P. The temperature was limited to 70 to 100 ° C. in a temperature range slightly lower than the temperature of the zone @ solvus, and the aging time was determined by measuring the hardness. P. The section was set to be sufficient to expect improvement in hardness due to formation of a zone. On the other hand, the secondary aging temperature section in the present invention is set at 150 to 180 degrees. However, at a temperature lower than 150 ° C., many hours are required to reach the maximum hardness, which causes a problem in the process, At temperatures above 180 ° C., the maximum hardness is reached quickly, but the maximum hardness is reduced.
[0027]
Further, in the present invention, before performing the double aging treatment, the precipitation phase that can be generated during the working process in order to maximize the effect of the precipitation phase contributing to strength, the temperature range of 340 to 340 in the solid solution. More preferably, the solution treatment is performed at 410 ° C. for 6 to 12 hours.
[0028]
The temperature range and time were set with reference to the Mg-Zn binary state in consideration of the conditions under which each of the precipitated phases of the main alloy element Zn was sufficiently dissolved and the thermal safety of the alloy itself.
[0029]
On the other hand, in the present invention, it is more preferable to perform stretching before performing the double aging treatment. At this time, the range of the stretching at the time of the thermomechanical treatment for strengthening the alloy is limited from the elastic region to the region having the maximum strength or less based on the deformation rate by the tensile test of the alloy before the heat treatment. Therefore, in the present invention, the range was limited to 3 to 7% by a tensile test.
[0030]
According to the present invention, the elongation ratio with respect to the strength is improved as compared with the existing working alloy, and a high-strength magnesium alloy can be manufactured at low cost. That is, when compared with the existing conventional extrusion alloys shown in Table 1, the elongation is improved by more than twice while maintaining the similar strength level as compared with the ZC71 alloy having the maximum strength level. Also, high strength can be obtained in a state where dangerous alloy elements such as Th which are dangerous to handle and expensive alloy elements and alloy elements such as Zr which are difficult to add in the production process are excluded. Further, by adding Mn added to the existing Mg-Mn mother alloy form to the Zn-Mn mother alloy form, the loss of material can be reduced and the manufacturing cost can be reduced. Hereinafter, the contents, functions and effects of the present invention will be described more clearly based on the attached drawings and examples.
[0031]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the high-strength magnesium alloy according to the present invention will be described with reference to examples.
Examples 1 to 11
According to the present invention, an alloy casting having the nominal composition shown in Table 2 below was manufactured. CO during melting of alloy₂+ 0.5% SF₆Was applied to the surface of the molten metal at a flow rate of 2 L / min, using a steel crucible. Mn is Zn-15 wt. % Of Mn at 700 ° C., the molten metal was stirred for 5 minutes using a stirrer, cooled to 670 ° C., and Zn or Zn and Al were added together and stirred for 2 minutes. When Si is added, Si is Mg-10 wt. % Si master alloy form and then stirred at 720 ° C. for 10 minutes. After the stirring, the mixture was furnace-cooled to 670 ° C., and Zn or Zn and Al or Ca were added, followed by stirring for 2 minutes. Thereafter, the molten metal was furnace-cooled to 660 ° C., and an alloy casting was produced by directly immersing the entire crucible in normal-temperature water.
[Table 2]

[0032]
In order to control the microstructure of the alloy cast material thus manufactured, the alloy cast material was homogenized at 340 to 410 ° C. for 12 hours, and then a billet was manufactured and preheated at 320 to 360 ° C. for 30 minutes. Thereafter, the temperature of the container and the mold of the extruder was set at 320 to 360 ° C., and extruded to produce an alloy extruded material.
[0033]
FIGS. 1 (a) to 1 (c) are photographs showing the surface microstructure of the extruded Z6, ZM61 and ZAM621 alloys produced as described above, and FIGS. 1 (d) and 1 (e) are photographs. It is a microstructure photograph of the ZAM631 + 2.5Si and ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca alloy extruded material thus produced. As shown in the drawing, the grain size of the existing magnesium alloy Z6 alloy is about 22 μm, and the grain sizes of the ZM61 alloy and ZAM621 alloy according to the present invention are about 12 μm and 8 μm, respectively. Was. The grain sizes of the ZAM631 + 2.5Si alloy and the ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca alloy were about 12 μm and 6 μm, respectively.
Therefore, 1 wt. % Of Mn, the crystal grain size on the microstructure is reduced to about 1/2, and 1 wt. % Mn and 2 wt. % Al reduced the grain size by about 1/3. Then, 0.4 wt. %, The size of the crystal grains was 6 μm, which was about ／ of that of ZAM621. As a result, the grain size of the alloy according to the present invention is reduced by about 2/3 in the case of the alloy to which Mn and Al are added, and is reduced by about 3/4 in the case of the alloy to which Si and Ca are added. You can see that
[0034]
FIG. 2 is a graph showing the age-hardened state of the Mg—Zn binary alloy extruded material (Z6) during the aging treatment. A single aging treatment and a double aging treatment were performed on the alloy extruded material Z6 in order to improve hardness and strength. That is, after the Z6 alloy extruded material was aged at 90 ° C. for 48 hours for primary aging, it was treated again at 180 ° C. for 384 hours with different times for secondary aging. FIG. 2 shows such an age hardened state. As shown in the drawing, the maximum hardness (Hardness) of the alloy is increased during the double aging treatment compared to the single aging treatment, and the time required to reach the maximum hardness is obtained. Is shortened.
[0035]
FIG. 3 shows an age-hardened state of a Mg-Zn based alloy extruded material (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention at the time of double aging treatment. It is the graph shown in comparison with the age hardening state at the time of double aging treatment of (Z6). For Z6, ZM61 and ZAM621 alloys, aging was performed at 70 ° C for 48 hours to perform primary aging in the extruded state, and the time was then varied up to 384 hours at 150 ° C to perform secondary aging again. The aging treatment was performed. FIG. 3 shows the age-hardened state due to this. As shown in the figure, the ZAM621 alloy obtained by adding 2 wt% of Al and 1 wt% of Mn to the Z6 alloy has an extruded state of about 35% compared to the Z6 alloy. It can be seen that the hardness was increased by about 20% in the maximum double-aged state. However, the ZM61 alloy in which only Mn was added to the Z6 alloy had a high hardness in an extruded state, but hardly hardened due to the progress of aging, and had a lower maximum hardness than the Z6 alloy.
[0036]
FIG. 4 shows the age hardened state during the double aging treatment after the solution treatment of the Mg-Zn alloy extruded material (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention. It is the graph shown in comparison with the age hardening state at the time of processing on conditions similar to a Zn binary alloy extruded material (Z6). First, a solution treatment was performed on the Z6, ZM61 and ZAM621 alloy extruded materials for 12 hours while maintaining a temperature of 380 to 410 ° C., and then a double aging treatment was performed. The age hardened state is shown in FIG. 4. As shown in FIG. 4, by adding Mn or Al and Mn to the Z6 alloy, the hardness is generally improved in the age hardening process, and the maximum hardness is increased. A hardness improvement of 10% or more could be obtained by the addition of the reference alloy element. In particular, the age-hardened state of the ZM61 alloy to which only Mn was added showed a large difference from the age-hardened state under the heat treatment conditions in which the solution treatment was not performed before the double aging treatment, and the hardness was significantly improved by the progress of aging. However, the maximum hardness was similar to that of the ZAM621 alloy to which Al and Mn were simultaneously added.
[0037]
FIG. 5 shows a double aging treatment of an extruded Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn, and Si are added or Al, Mn, Si, and Ca are added according to the present invention. 5 is a graph showing the age hardened state at the time. After aging for 48 hours at 70 ° C. for primary aging in an extruded state, aging treatment was performed again at 150 ° C. for a different time for secondary aging. That is, as shown in FIGS. 3 and 5, by simultaneously adding 2.5 wt% of Si and 0.4 wt% of Ca to the ZAM631 alloy, the maximum double aging state at 150 ° C. is about 12%. It can be seen that the time required to reach the maximum hardness was remarkably reduced along with the improvement in the hardness.
[0038]
[Table 3]

FIG. 6 shows the tensile properties of Mg-Zn based alloy extruded materials (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added at room temperature according to the present invention at room temperature of Mg-Zn binary alloy extruded materials (Z6). It is the graph shown in comparison with the tensile property. As shown in the figure, it can be seen that the addition of Mn or Al and Mn to the Z6 alloy significantly increased the yield strength and the maximum tensile strength in the extruded state. In addition, an excellent stretch ratio of 25% or more can be obtained by processing an alloy using extrusion. The specific results are shown in Table 3 above.
[0039]
FIG. 7 shows tensile properties at room temperature of Mg-Zn based alloy extruded materials (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn and Si are added or Al, Mn, Si and Ca are added according to the present invention. FIG. As shown in the figure, 2.5 wt. % Si and 0.4 wt. %, The maximum tensile strength in the extruded state was increased. In addition, a working rate of 16% or more could be obtained by processing the alloy using extrusion. The specific results are shown in Table 3 above.
[0040]
[Table 4]

FIG. 8 shows the tensile properties of Mg-Zn based alloy extruded materials (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added at room temperature during double aging according to the present invention. It is the graph shown in comparison with the tensile property at normal temperature at the time of double aging treatment of material (Z6). Z6, ZM61 and ZAM621 alloy extruded materials were aged at 70 ° C. for 48 hours for primary aging, and again aged for 96 hours at 150 ° C. for secondary aging, and then subjected to tensile properties. Is shown in FIG. As shown in the figure, when compared with the tensile curve when the double aging treatment was not performed, the yield strength and the maximum tensile strength of the alloy were increased by the double aging, and the elongation was similar. Table 4 shows the tensile test results after the double aging treatment and the tensile properties of the alloy and the like that appeared.
[0041]
FIG. 9 shows a double aging treatment of an extruded Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn, and Si are added or Al, Mn, Si, and Ca are added according to the present invention. 5 is a graph showing tensile properties at room temperature at the time. After aging for 48 hours at 70 ° C. for primary aging of the alloy extruded material, it was aged again for 24 hours at 150 ° C. for secondary aging, and the tensile properties are shown in FIG. Was. As shown, 2.5 wt. % Si and 2.5 wt. % Si and 0.4 wt. % Of the extruded material (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca), the remarkably large yield strength and maximum tensile strength are increased as compared with the alloy without the double aging treatment. Can be obtained. The specific results are shown in Table 4 above.
Referring to Table 4, the tensile property of the alloy (ZM61) obtained by adding Mn to the Z6 alloy shows a state that is slightly increased as compared with the Z6 alloy obtained by the double aging treatment. In the case of the alloy (ZAM621) in which Al and Mn were simultaneously added to the Z6 alloy, the strength was superior to that of the Z6 alloy due to the double aging treatment, and particularly, the maximum tensile strength was significantly increased. All of the alloys exhibited excellent elongation even after the double aging treatment.
[0042]
FIG. 10 shows that after extruding a Mg—Zn based alloy extruded material (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention, the tensile properties at room temperature during double aging treatment are changed to Mg. -It is the graph shown in comparison with the tensile property at normal temperature at the time of processing on the same conditions as the extruded material of Zn binary alloy (Z6). Z6, ZM61 and ZAM621 alloy extruded materials are solution-treated at 380-410 ° C for 12 hours, then aging at 70 ° C for 48 hours for primary aging, and then secondary aging again. After aging at 150 ° C. for 96 hours, the tensile properties are shown in FIG. As shown, when the solution treatment was performed before the double aging treatment, the yield strength and the maximum tensile strength of the ZM61 alloy were significantly increased, and the elongation was similar to that of the Z6 alloy. In the case of the ZAM621 alloy, the yield strength was lower than that of the ZM61, but the maximum tensile strength was similar, and in particular, the elongation was significantly increased. Table 5 below shows the room-temperature tensile properties of each alloy when the solution was subjected to the double aging treatment after the solution treatment.
[Table 5]

On the other hand, a comparison between the case where the alloy extruded material is directly subjected to the double aging treatment and the case where the alloy extruded material is subjected to the solution aging treatment followed by the double aging treatment show that in the case of the ZM61 alloy, the solution aging treatment is performed before the double aging treatment. It can be seen that the strength was significantly increased by carrying out the above, but in the case of the Z6 and ZAM621 alloys, the strength was slightly increased. The elongation was significantly reduced in the Z6 and ZM61 alloys by performing the solution treatment before the double aging treatment, but was at a similar level in the ZAM621 alloy.
[0043]
FIG. 11 shows the tensile properties at room temperature during the double aging treatment after stretching 5% of an extruded Mg—Zn alloy (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention. It is the graph shown in comparison with the tensile property in normal temperature at the time of processing on the conditions similar to Mg-Zn binary alloy extruded material (Z6). After stretching Z6, ZM61 and ZAM621 alloy extruded materials by 5%, aging is performed at 70 ° C for 48 hours for primary aging, and then aged for 96 hours at 150 ° C for secondary aging again. Was done.
The tensile properties are shown in FIG. 11, and as shown in the figure, the strength level of the ZAM621 alloy is improved as compared with the case where no stretching is performed, and the elongation is 20% or more. In addition, the strength of the alloy was generally improved by stretching the extruded material before double aging. In particular, in the case of the ZAM621 alloy, a solution level is not performed before the double aging treatment for strengthening the alloy, and the strength level is comparable to that of the ZM61 alloy that has been subjected to the solution treatment only by performing only the stretching, The draw ratio was also greatly increased. In the following, when the alloy extruded material was stretched by 5% and then subjected to the double aging treatment, the room-temperature tensile properties of each alloy are shown in Table 6.
[Table 6]

[0044]
[Industrial applicability]
According to the present invention, Mn is added to a Mg-Zn binary alloy, or Al and Mn are added together, and Si or Si and Ca are again added thereto to produce a work material having a reduced grain size. This is subjected to heat treatment and working heat treatment to provide a magnesium alloy having improved hardness and strength at room temperature and an improved elongation.
[Brief description of the drawings]
1 (a) to 1 (e) show microstructure photographs of a Mg—Zn binary alloy extruded material according to the present invention, and FIG. 1 (a) shows an Mg—Zn binary alloy extruded material ( In the microstructure photograph of Z6),
1 (b) and FIG. 1 (C) are microstructure photographs of an extruded Mg—Zn alloy (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added.
1 (d) and FIG. 1 (e) show the extruded materials of Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn and Si are added or Al, Mn, Si and Ca are added. It is a microstructure photograph.
FIG. 2 is a graph showing an age-hardened state during aging treatment of an extruded Mg—Zn alloy (Z6) according to the present invention.
FIG. 3 shows the age-hardened state and the Mg-Zn binary alloy extrusion of a Mg-Zn alloy extruded material (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention during double aging treatment. It is the graph which compared and showed the age hardening state at the time of double aging treatment of material (Z6).
FIG. 4 shows the age hardened state of Mg-Zn alloy extruded material (ZM61, ZAM621) added with Mn or Al and Mn according to the present invention after double aging treatment and Mg. -It is the graph which compared and showed the age hardening state at the time of processing a Zn binary alloy extruded material (Z6) under the same conditions.
FIG. 5 shows double aging of an extruded Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn and Si are added or Al, Mn, Si and Ca are added according to the present invention. It is the graph which showed the age hardening state at the time of a process.
FIG. 6 shows tensile properties at room temperature of Mg-Zn based alloy extruded materials (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added, and Mg-Zn binary alloy extruded material (Z6) according to the present invention. 5 is a graph showing a comparison between the tensile properties at room temperature.
FIG. 7 shows tensile strength of an extruded Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn, and Si are added or Al, Mn, Si, and Ca are added according to the present invention. 4 is a graph showing properties.
FIG. 8 shows tensile properties at normal temperature and Mg-Zn binary system of a Mg-Zn alloy extruded material (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added according to the present invention. It is the graph which compared and showed the tensile property at normal temperature at the time of double aging treatment of the alloy extruded material (Z6).
FIG. 9 shows double aging of an extruded Mg—Zn alloy (ZAM631 + 2.5Si, ZAM631 + 2.5Si + 0.4Ca) to which Al, Mn, and Si are added or Al, Mn, Si, and Ca are added according to the present invention. It is the graph which showed the tensile property in normal temperature at the time of a process.
FIG. 10 shows tensile properties at room temperature during double aging treatment after solution treatment of an extruded Mg—Zn alloy (ZM61, ZAM621) to which Mn according to the present invention is added or Al and Mn are added. It is the graph which showed and compared the tensile property at normal temperature when Mg-Zn binary alloy extruded material (Z6) was processed on the same conditions.
FIG. 11: Tensile properties of double-aged Mg-Zn based alloy extruded materials (ZM61, ZAM621) to which Mn is added or Al and Mn are added at room temperature after 5% stretching. 7 is a graph showing a comparison between tensile properties at room temperature when Mg-Zn binary alloy extruded material (Z6) is treated under similar conditions.

Claims

3 to 10 wt. % Zn and 0.25 to 3.0 wt. % Of Mn, and unavoidable impurities and Mg.

1 to 6 wt. The high-strength magnesium alloy according to claim 1, further comprising: Al.

0.1-4.0 wt. 3. The high-strength magnesium alloy according to claim 2, wherein the alloy further comprises% Si.

0.1-2.0 wt. The high-strength magnesium alloy according to claim 3, wherein the alloy further comprises% Ca.

The high-strength magnesium alloy according to claim 2, wherein the content of Al is equal to or less than the content of Zn.

The content of Zn is 5.0 to 7.0 wt. %, And the high-strength magnesium alloy according to claim 1.

The content of Mn is 0.75 to 2.0 wt. %, And the high-strength magnesium alloy according to claim 1.

The content of Si is 1.5 to 3.0 wt. %. 5. The high-strength magnesium alloy according to claim 3, wherein

The content of Ca is 0.3 to 1.0 wt. %. The high-strength magnesium alloy according to claim 4, wherein

The method for producing a high-strength magnesium alloy according to the above claim, wherein when adding Mn to the molten magnesium, a Zn-Mn mother alloy is added.

In the magnesium melt, Zn-10 to 20 wt. The method for producing a high-strength magnesium alloy according to claim 10, wherein a master alloy of% and Mn is added at a temperature of 670 to 720 ° C, and Zn or Zn and Al are added to produce a cast material.

Zn-10 to 20 wt. % And Mn are added at a temperature of 670 to 720 ° C., and by adding a Mg—Si master alloy, Zn or Zn and Al or Ca are added to form a cast material. A method for producing a high-strength magnesium alloy according to claim 10.

The high-strength magnesium alloy according to claim 11 or 12, wherein the addition of Zn or Zn and Al is performed after cooling in a furnace to reduce loss of Zn having a high vapor pressure at an alloy production temperature. Production method.

The casting material is homogenized at 340 to 410 ° C. for 6 to 12 hours to produce a billet, and the billet is preheated at 150 to 400 ° C. for 30 minutes to 2 hours, and further processed. The method for producing a high-strength magnesium alloy according to claim 11 or 12, wherein

The method according to claim 14, wherein after the first aging treatment is performed on the billet material at 70 to 100C for 24 to 96 hours, the second aging treatment is performed at 150 to 180C for 48 hours or more. Manufacturing method of high strength magnesium alloy.

The method for producing a high-strength magnesium alloy according to claim 15, wherein a solution treatment is performed at 340 to 410C for 6 to 12 hours before the secondary aging treatment.

The method for producing a high-strength magnesium alloy according to claim 15, wherein stretching of 3 to 7% is performed before the secondary aging treatment.