JP2006016658A5 - - Google Patents
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Description
この出願の発明は、平均結晶粒径が1.5μm以下であるマグネシウムを主成分とする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る。
従来より、自動車等の動力駆動する構造物の材料としてマグネシウム合金がその軽量性のために広く利用されている。マグネシウム合金をこのような構造物へ利用するためには、構造持続信頼性や安全性が保証される必要があり、そのため高強度のマグネシウム合金の提案がなされている。
例えば、特許文献1には、(a)Gd又はDy4〜15質量%、及び(b)Ca、Y及びランタノイド[(a)成分を除く]からなる群から選ばれた少なくとも1種の元素0.8〜5質量%を含有し、更に所望により(c)Zr及びMnからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素2質量%以下を含有し、残部がMgである組成を有する高強度マグネシウム合金が記載されている。この高強度マグネシウム合金は、上記組成の鍛造用材料を430〜570℃で2〜7時間均質化処理し、鍛造用材料の温度を380〜570℃とし、金型温度を鍛造用材料の温度よりも低い250〜400℃の範囲で熱間鍛造し、さらに、得られた熱間鍛造品を180〜290℃で2〜400時間時効硬化処理して製造される。
また、特許文献2には、合金全体の平均組成が原子%による組成式Mg100-a-bLnaZnb(式中、LnはY、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu又はミッシュメタルから選ばれる1種以上の希土類元素、0.5≦a≦5、0.2≦b≦4及び1.5≦a+b≦7である)であり、母相の平均結晶粒径が5μm以下である高強度マグネシウム合金が記載されている。この高強度マグネシウム合金では、母相の結晶粒の一部に、新たな化合物を析出することなしに結晶粒内で濃度変化が生じている濃度変調が存在し、その合金全体の平均組成と比べて希土類元素(Ln)の合計が1〜6原子%及び/又はZnが1〜6原子%、増加している。この高強度マグネシウム合金は、上記組成のマグネシウム合金を溶融状態から100K/s以上の冷却速度で急速凝固させ、ローターミルなどの粉砕機により平均粉末粒径30μm程度の粉末状の合金にし、さらに、粉末形状の合金を押出し容器に充填した後、加熱を行いながら押出比(断面積)3〜20の押出成型を行うことにより製造される。またこの高強度マグネシウム合金は、引張伸び値は3〜4%となっている。
また、特許文献3には、ZK60などのMg−Zn−Zr系、AZ61などのMg−Al−Zn系、Mg−Mn系のマグネシウム合金素材を溶体化処理した後、第一の鍛造加工工程で、250〜400℃の温度域において、少なくとも0.4以上の予ひずみを与え、その後に時効処理を行い、次いで前記鍛造加工温度を超えない所要の温度で、第二の鍛造加工を行うことにより、平均結晶粒径10μm以下の微細結晶粒組織を有するようにした高強度マグネシウム合金が記載されている。この文献に記載の発明では、溶体化処理工程により、素材中に不均一に析出しているマグネシウム化合物を十分に組織中に固溶させて、成分偏析をなくしている。次に、鍛造工程でこの素材に所要の予ひずみを与え、次工程の時効処理により、球状・アスペクト比が小さいマグネシウム化合物の微細粒子を析出させ、組織を均一化させている。そして、この析出した微細粒子により、鍛造加工工程において、素材の加工温度への過熱過程での結晶粒成長が妨げられ、加工による結晶粒微細化作用により、安定した微細結晶粒組織が形成されるようにしている。
一方、非特許文献1には、Mg−0.9質量%Ca(0.55原子%相当)鋳造材が記載されており、Mgに対するCa微量添加の効果が議論されている。このマグネシウム合金には他の熱処理はなんら施されていない。このマグネシウム合金の室温降伏強度は100MPa程度で、引張伸びは数%程度である。その強化メカニズムは、Mg2Caのラメラ相による析出強化であるが、高体積率の析出物の存在により、延性は著しく低くなっている。
さらに、非特許文献2には、Y濃度が5及び8質量%(1.4及び2.2原子%に相当)であるMg−Y二元鋳造合金が記載されており、その鋳造材とT6時効処理材についての降伏強度が報告されている。8質量%Y合金の降伏強度は、鋳造材及びT6時効処理材でそれぞれ約130MPa及び240MPaであり、延性についての記載はない。この合金における高強度化も析出物によるものである。
特開平9−263871号公報
特開2004−99941号公報
特開2003−277899号公報
MaterialsTransactionVol.43,No.10(2002),p.2643-2646(YasumasaChinoetal.)
MaterialsTransactionVol.42,No.7(2001),p.1332-1338(Si-YoungChangetal.)
上記した従来提案された高強度マグネシウム合金は、主として過飽和な異種元素の組み合わせによる粗大金属間化合物の晶出や析出を利用するか、または、高濃度の析出物を均一分散させることで高強度化を実現させている。しかしながら、従来技術で開発されたマグネシウム合金は、その大半が金属間化合物の分散強化に依存しているため,分散物の界面などで容易に破壊が進展する結果、延性に乏しいというのが欠点であった。特に、マグネシウム合金を動力駆動する構造物に適用する場合には、高強度のみならず高延性であることが、構造持続信頼性や安全性を保証するために要求されている。
そこで、この出願の発明は、以上のとおりの事情に鑑みてなされたもので、高強度化と高延性化を同時に実現したマグネシウム合金及びその製造方法を提供することを課題とする。
この出願の発明は、上記課題を解決するものとして以下の発明を提供するものである。
発明1の高強度マグネシウム合金は、周期律表2族、3族又はランタノイド系に含まれ、マグネシウムより原子半径が大きな原子が0.03〜0.54原子%含有され、この原子の含有濃度が、結晶粒界近傍において結晶粒内の1.5〜10倍であることを特徴とする。
なお、本明細書において、原子の「濃度」とは、電子ビーム径を0.5〜1.0nmに集束させたナノEDS(Energy-disperse X-ray spectroscopy)を用いて測定した粒界近傍第3隣接原子までの平均濃度である。
発明2は、発明1の高強度マグネシウム合金において、前記含有原子の高濃度部分が結晶粒全周を層状に覆っていることを特徴とする。
発明3は、発明1又は2の高強度マグネシウム合金の製造方法であって、マグネシウムより原子半径が大きな所定の原子が0.03〜0.54原子%含有されたマグネシウム母合金を450〜550℃の温度で1.5〜8時間均質化処理した後、焼き入れを行い、さらに150〜350℃の温度で温間ひずみを平均結晶粒径が1.5μm以下となるまで加えることを特徴とする。
発明4は、発明3の製造方法において、断面積比を16〜100にして温間ひずみを加えることを特徴とする。
この出願の発明によれば、高強度と高延性の両方にすぐれたマグネシウム合金が実現でき、その展伸材を用いることにより構造物の大型化を図ることが可能となり、特に動力駆動する構造物に適用した場合、すぐれた構造持続信頼性や安全性の面で期待できる。
また、この出願の発明によれば、微細結晶粒組織が形成されるため、温間での優れた成形性が期待できる;添加原子の体積率が極めて低いため、素材コストを抑えることができる;展伸材の用途拡大を促進し、省エネルギーや排気ガス低減などに貢献できる;といった利点も得ることができる。
この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この出願の発明による高強度マグネシウム合金は、周期律表2族、3族又はランタノイド系に含まれ、マグネシウムより原子半径が大きな1種の溶質原子0.03〜0.54原子%と、残部がマグネシウムからなり、平均結晶粒径が1.5μm以下で結晶粒界近傍の溶質原子が結晶粒内の溶質原子の濃度の1.5〜10倍の濃度で偏在している微細結晶粒組織を有することを特徴とする。
周期律表2族に含まれ、マグネシウム(原子半径:1.60Å;以下元素記号の後の括弧内は原子半径を表す)より大きな原子半径を有する原子としては、Ca(1.97Å)、Sr(2.15Å)、Ba(2.18Å)が挙げられる。
周期律表3族に含まれ、マグネシウムより大きな原子半径を有する原子としては、Sc(1.65Å)、Y(1.82Å)が挙げられる。
ランタノイド系に含まれ、マグネシウムより大きな原子半径を有する原子としては、La(1.88Å)、Ce(1.83Å)、Pr(1.83Å)、Nd(1.82Å)、Pm(1.8Å)、Sm(1.79Å)、Eu(1.99Å)、Gd(1.78Å)、Tb(1.76Å)、Dy(1.75Å)、Ho(1.75Å)、Er(1.74Å)、Tm(1.76Å)、Yb(1.94Å)及びLu(1.73Å)が挙げられる。
この出願の発明では、マグネシウム合金の高強度化を、(1)結晶粒組織の微細化、(2)原子半径差の大きい異種原子を結晶粒界に偏在させることによる結晶粒界の強化により実現している。また、高強度を損なわずに高延性を保証することを、(3)結晶粒内の異種元素濃度を抑制することにより、粒内変形能を維持させることで実現している。
この出願の発明のマグネシウム合金は、マグネシウムよりも原子半径が大きい溶質原子を用いているが、母材料であるマグネシウムより原子半径が大きいほど、原子半径差による格子ミスフィットが大きくなるため、再結晶過程で結晶粒界を形成しやすく、また、微細組織形成後に結晶粒界の滑り変形を抑制する効果が期待できる。ちなみに、具体的な例として、図1に示す2種類の溶質原子の効果を比較すると、0.3原子%の同一濃度であるにもかかわらず、イットリウムよりも原子半径差の大きいカルシウムによる高強度化がより顕著に現れている。
また、上記の原子の含有量は、0.03〜0.54原子%、より好ましくは0.2〜0.5原子%の範囲である。この原子の含有量をこの範囲に限定したのは、マグネシウムに添加する金属成分の濃度を極力低くし、結晶粒界の体積相当に限定することで金属間化合物の生成を抑制し、破壊の起点を可能な限り少なくすることを実現するためである。また、この原子がこの範囲であれば、サブミクロンサイズの結晶粒組織の結晶粒界近傍に原子が集まる場合に、粒界近傍を覆うことが可能である。ここで、この出願の明細書において、粒界の「近傍」とは、第3隣接原子層までのことをいう。この原子の含有量が多すぎると、金属間化合物の生成が抑制できず、延性が低下する。また、含有量が少なすぎると、この原子が粒界近傍を覆うことができなくなる。
また、この出願の発明のマグネシウム合金は、平均結晶粒径が1.5μm以下、より好ましくは0.2〜0.8μmの微細結晶粒組織を有している。平均結晶粒径が1.5μmより大きくなると、結晶粒の微細化による高強度化を妨げるようになる。
結晶粒微細化による強度増加は、図1に示した同一濃度の合金の鋳造材と微結晶粒材について得られる公称応力−ひずみ曲線からも明らかである。結晶粒の微細化により、延性を損なわずに飛躍的な高強度化が実現されていることがわかる。
また、この出願の発明のマグネシウム合金における微細結晶粒組織では、結晶粒界近傍の溶質原子が結晶粒内の溶質原子の濃度の1.5〜10倍、より好ましくは2.5〜10倍の濃度で偏在している。結晶粒界近傍の溶質原子の濃度が上記範囲より低いと、結晶粒界近傍に異種原子を高濃度配置させる組織制御を行うことができず、粒界におけるクラックの生成と進展を抑制できなくなる。また、結晶粒界近傍の溶質原子の濃度が上記範囲より高いと、粒界上に析出物を形成し、延性が低下する。
異種元素を粒界近傍に高濃度配置させるためには、たとえば、温間押出しなどにより温間ひずみを付与する手法を採用することができる。微細結晶粒組織の結晶粒界近傍への溶質原子の高濃度配置偏在により、緻密な強化粒界ネットワークを構築させることで、結晶粒組織の微細化とともに、著しい強度増加を行うことが可能となる。
図2に、この出願の発明のマグネシウム合金の比強度(降伏応力/比重)−引張伸び値バランスを、従来のマグネシウム鋳造材、マグネシウム展伸材、アルミニウム合金、鉄鋼材料と比較して示す。図中「新規開発合金」と記載されているのが、この出願の発明のマグネシウム合金である。同図より、この出願の発明のマグネシウム合金は、強度及び延性の両方にすぐれたものであることがわかる。
次に、この出願の発明のマグネシウム合金の製造方法の一例について述べるが、もちろん、この出願の発明は、ここに例示の方法に限定されるものではない。
まず、マグネシウムに上記した原子を溶解鋳造し、母合金を作製する。次に、得られた母合金を、たとえば、炉中にて450〜550℃の温度で1.5〜8時間程度、均質化処理する。均質化処理の後、炉から取り出し、たとえば、水焼き入れなどの焼き入れを行い、均一分散組織を凍結する。その後、温間押出しなどの方法を用い、150〜350℃の温度で温間ひずみを加えることにより、目的のマグネシウム合金を得る。温間ひずみを加える温度がこの範囲であると、結晶粒界近傍に異種原子を高濃度配置させる組織制御を確実に行えるようになる。また、温間押出し法を用いる場合、押出比(断面積比)が16〜100となるようにすることが好ましい。押出比がこの範囲であると、温間ひずみの付与が適切に行えるようになる。
次に、この出願の発明の実施例を述べる。
商用純マグネシウム(純度99.94%)に、0.3原子%のイットリウムを溶解鋳造し、母合金を得た。以下、この組成の合金を、Mg−0.3Yと記す。母合金を500℃にて2時間炉中保持し、イットリウム原子の均質化処理を行った。炉から取り出した後、水焼き入れを行うことで、均一分散組織を凍結した。その後、機械加工により、押出しビレット(直径40mm、長さ70mm)を作製した。ビレットを約290℃に昇温させた後に、25:1の押出比で温間押出しを実施し、直径8mmの押出材を得た。押出材から引張り試験片を採取し、ひずみ速度10-3s-1にて引張特性を評価した。結果として、降伏応力380MPa、引張伸び値14%の高強度・高延性が確認された(図1(a)参照)。組織観察を行った結果、平均結晶粒径1μm以下の組織が形成されていることが確認された(図3(a)参照)。また、高分解能観察とナノEDS(Energy-disperseX-rayspectroscopy)による元素濃度分布を調べた結果、結晶粒内が0.30原子%で、結晶粒界近傍が0.90原子%で、結晶粒界近傍では結晶粒内に比べて3.0倍程度の高濃度でイットリウムが偏在していることが確認された(図4(a)参照)。
また、実施例1で得た平均結晶粒径1μm以下の組織を有するMg−0.3Yと、Mg−0.3Y鋳造材(平均結晶粒径100μm以上)の引張試験による機械的特性評価結果を図1(a)に比較して示す。
実施例1において、0.3原子%のイットリウムに代わりに0.3原子%のカルシウムを用いたことと、押出し前の素材温度を約250℃としたこと以外は、上記と同様にして、母合金作製、均質化処理、水焼き入れ、機械加工、温間押出しを実施した。以下、この組成の合金を、Mg−0.3Caと記す。押出材から引張試験片を採取し、ひずみ速度10-3s-1にて引張特性を評価した。結果として、降伏応力390MPa、引張伸び値12%の高強度・高延性が確認された(図1(b)参照)。組織観察を行った結果、平均結晶粒径で1μm以下の組織が形成されていることが確認された(図3(b)参照)。また、高分解能観察とナノEDSによる元素濃度分布を調べた結果、結晶粒内が0.27原子%で、結晶粒界近傍が0.74原子%で、結晶粒界近傍では結晶粒内に比べて2.7倍程度の濃度でカルシウムが偏在していることが確認された(図4(b)参照)。
また、上記平均結晶粒径1μm以下の組織を有するMg−0.3Caと、Mg−0.3Ca鋳造材(平均結晶粒径100μm以上)と、平均結晶粒径1μm以下の組織からなる純マグネシウム(純度99.94%)と、平均結晶粒径100μm以上の純マグネシウム鋳造材の引張試験による機械的特性評価結果を図1(b)に示す。
上記平均結晶粒径1μm以下の組織を有するMg−0.3Caと、平均粒径1μm以下の結晶粒径からなる純マグネシウム(純度99.94%)とのデータを比較すると、溶質原子のもたらす効果は明らかであり、2倍の高強度化が実現されていることがわかる。また、上記平均結晶粒径1μm以下の組織を有するMg−0.3Caと、平均結晶粒径100μm以上の組織を有するMg− 0.3Ca鋳造材とのデータを比較すると、結晶粒の微細化効果も高強度化に対して重要であることがわかる。
実施例2において、0.3原子%のカルシウムの代わりに0.2原子%のカルシウムを用いたこと以外は上記と同様にして、母合金作製、均質化処理、水焼き入れ、機械加工、温間押出しを実施した。
押出材について、組織観察を行った結果、平均粒径1μm以下の組織が形成されていた。また、0.5nmまで収束させた電子ビームを用いたナノEDSによる測定を行った結果、結晶粒内で0.18原子%、結晶粒界近傍では1.55原子%で、結晶粒界近傍では結晶粒内に比べて8.6倍程度の濃度でカルシウムが偏在していることが確認された。
この出願の発明は、任意の動力駆動する構造物の重量を高強度マグネシウム合金の適用により飛躍的に軽量化し、同時に材料に延性を付与することで、使用に際しての構造持続信頼性や安全性を保証することでき、宇宙航空機、航空機、列車、自動車、車いすなどの用途に好ましく適用される。
Claims (4)
- 平均結晶粒径が1.5μm以下であるマグネシウムを主成分とする高強度マグネシウム合金であって、周期律表2族、3族又はランタノイド系に含まれ、マグネシウムより原子半径が大きな原子が0.03〜0.54原子%含有され、この原子の含有濃度が、結晶粒界近傍において結晶粒内の1.5〜10倍であることを特徴とする。
- 請求項1に記載の高強度マグネシウム合金において、前記含有原子の高濃度部分が結晶粒全周を層状に覆っていることを特徴とする。
- 請求項1または2に記載の高強度マグネシウム合金の製造方法であって、マグネシウムより原子半径が大きな所定の原子が0.03〜0.54原子%含有されたマグネシウム母合金を450〜550℃の温度で1.5〜8時間均質化処理した後、焼き入れを行い、さらに150〜350℃の温度で温間ひずみを平均結晶粒径が1.5μm以下となるまで加えることを特徴とする。
- 請求項3に記載の製造方法において、断面積比を16〜100にして温間ひずみを加えることを特徴とする。
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