JP2007224389A - 耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたダイカスト用マグネシウム合金 - Google Patents
耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたダイカスト用マグネシウム合金 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】Al、希土類元素、及びMnを含有する、耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたマグネシウム合金である。Mnの含有量は0.05〜1.0重量%である。Alの含有量をa質量%、R.E.の含有量をb質量%とすると、a≧2.5、2.5≧b/a≧1.5−2.5/a、且つ31.3/a−4.3≧b/aである。残部が、Mg及び不可避不純物からなる。定常部断面における所定の面積を100%とすると、所定面積内のMg−Al化合物の面積率が0.1%以下である。
【選択図】図3
Description
上記Mnの含有量は0.05〜1.0重量%であり、
上記Alの含有量をa質量%、上記R.E.の含有量をb質量%とすると、a≧2.5、2.5≧b/a≧1.5−2.5/a、且つ31.3/a−4.3≧b/aであり、
残部が、Mg及び不可避不純物からなり、
定常部断面における所定の面積を100%とすると、所定面積内のMg−Al化合物の面積率が0.1%以下であることを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金にある(請求項1)。
上記Alは、上記マグネシウム合金において、鋳造性、耐食性を向上する効果を有する。
上記R.E.は、上記マグネシウム合金中に一部固溶するため、耐食性を大きく向上することができる。
また、上記Mnを含有することによって、耐食性を向上することができる。
上記範囲を満たすことで、Al及びR.E.の含有量は適正化される。この場合には、上記Al−R.E.系化合物の晶出の際にAlを消費し、熱的に不安定なMg−Al化合物(以下、β相)の晶出を抑制することができる。それ故、定常部断面における所定の面積を100%とすると、熱的に不安定なβ相の面積率が0.1%以下となり、優れた耐熱性を得ることができる。更に、上記β相の晶出が抑制されることで、マグネシウム合金は、擬二次元凝固を示す。そのため、固液共存温度範囲が小さくなり、凝固時の温度バランスが良好になるため、鋳造割れを抑制することができる。
上記Mnの含有量が0.05質量%未満の場合には、マグネシウム合金の耐食性が低下するという問題があり、一方、上記Mnの含有量が1.0質量%を超える場合には、溶湯中でMnと、Alと、R.E.とが比重の大きな化合物を形成して沈降するため、スラッジの発生量を多くすると共に、合金中のAl量及びR.E.量を低下させるという問題がある。
a<2.5の場合、には、Al含有による鋳造性向上効果を確保できないと共に、安定なAl−R.E.系化合物相の絶対量が不足して十分な耐熱性が得られないという問題がある。
上記Al−R.E.系化合物としては、例えば、Al2Ce化合物、Al11Ce3化合物、Al2La化合物、Al11La3化合物、Al2Nd化合物、Al11Nd3化合物、Al2Pr化合物、Al11Pr3化合物等が挙げられる。
本発明のダイカスト用マグネシウム合金における必須元素は、マグネシウムの他には、Al、R.E.、Mnである。その他の元素は基本的には不可避不純物として含まれる程度である。
上記Mg−Al化合物しては、例えば、Mg17Al12化合物(β層)がある。
上記面積率が0.1%を超える場合には、熱的に不安定な上記β相により、マグネシウム合金の耐熱性が低下するという問題がある。
上記R.E.は高価な合金元素であるため、多量の添加はコストアップにつながる。そのため、安価なMmを用いることが経済的であり、有効である。ここで、主成分とは、50重量%以上を占める成分と定義する。
この場合には、上記Al−R.E.系化合物相と異なる相ではあるが、耐熱性に関して上記Al−R.E.系化合物相と同様の効果を示す相が形成されるため、耐熱性を向上することができる。
上記Srの含有量が1.5質量%を超える場合には、晶出するMg−Sr系化合物が増加するため、鋳造性が大きく低下するおそれがある。
また、上記Caを添加する場合には、更に、溶湯の防燃効果を得ることができる。
上記Caの含有量が1.0質量%を超える場合には、晶出するMg−Ca系化合物が増加するため、鋳造性が大きく低下するおそれがある。
上記Siの含有量が1.0質量%を超える場合には、溶湯中でSiとR.E.とが比重の大きな化合物を形成して沈降するため、合金中のR.E量を低下させるおそれがあり、上記Snの含有量が2.0質量%を超える場合には、溶湯中でSnとR.E.とが比重の大きな化合物を形成して沈降するため、合金中のR.E.量を低下させるおそれがある。
上記Al−R.E.系化合物は熱的に安定であるため、マグネシウム合金の耐熱性を向上することができる。該Al−R.E.系化合物は、マグネシウム合金中の不純物を化合物内に取り込むため、ダイカスト用マグネシウム合金の耐食性を向上することができる。そのため、Al−R.E.系化合物の面積率が95%以上であることが好ましい。
上記Al−R.E.系化合物の面積率が95%未満の場合には、ダイカスト用マグネシウム合金の耐熱性及び耐食性が低下するおそれがある。
この場合には、Al及びR.E.の含有量が更に適正化される。熱的に不安定なMg−Al化合物は晶出せず、熱的に安定なAl−R.E.系化合物が晶出し、優れた耐熱性を得ることができる。また、固液共存温度範囲が更に小さくなり、凝固時の温度バランスが良好になるため、鋳造割れを抑制することができる。
本発明のダイカスト用マグネシウム合金にかかる実施例について、説明する。
本例では、表1に示す組成のマグネシウム合金を用いて鋳造を行い、組成分析を行った。
上記鋳造は、まず、SUS430製溶解るつぼを用いて溶湯を準備した。純Mg(99.9%)インゴット、純Al(99.9%)インゴット、Mg−3.3Mn合金を上記るつぼに投入し、その後、炉において、防燃ガスとして少量のSF6ガスを吹き付けた状態で溶解を行い、溶湯温度が750℃に至るまで加熱した。更に、所定量のMm(52%Ce−25%La−16%Nd−6%Pr合金)を上記るつぼ内に投入して溶湯の攪拌を行った。溶湯温度を720℃とした後、炉中で30分間沈静保持した。その後、るつぼを炉から取り出し、堅型ダイカスト機を用いて鋳造を行い、ダイカスト鋳物を作製した。
射出速度:0.3m/s
射出圧力:28MPa
加圧時間:5s
金型温度:室温
射出溶湯温度:液相線温度+30℃
金型形状:20mm×20mm×48mm(以下、A形状)
本例は、表2に示す組成のマグネシウム合金を用いて鋳造を行い、組織観察、β相面積率、軸力保持率、鋳造性を測定した。
まず、上記実施例1と同様にして、表2に示す組成のマグネシウム合金を溶製して、上記A形状のダイカスト鋳物を作製した。得られたダイカスト鋳物の一部を切り出した試料について、組織観察を行い、組織写真によりβ相の面積を測定し、β相率(面積率)を算出した。
また、A点は試料E5、B点は試料C4、C点は試料C7、D点は試料C8における点である。
上記図3、図4、図5、図6はそれぞれ、試料E5(図2におけるA点)、試料C4(図2におけるB点)、試料C7(図2におけるC点)、試料E8(図2におけるD点)の組織の写真である。
図4より知られるごとく、本発明の比較例である試料C4は、化合物としてAl−R.E.系化合物3、及びMg−R.E.系化合物4が観察された。
また、図5より知られるごとく、本発明の比較例である試料C7は、Al−R.E.系化合物3、及びMg−Al化合物5が観察された。
また、図6より知られるごとく、本発明の比較例である試料C8は、Al−R.E.系化合物3、及びMg−Al化合物5が観察された。
<鋳造条件>
射出速度:(プランジャー移動速度)を0.3〜0.35m/s
射出圧力:28MPa
金型温度:室温〜40℃
(評価基準)
○:軸力保持率の割合(ADC12合金比)が70を超えるもの
×:軸力保持率の割合(ADC12合金比)が70以下のもの
<鋳造条件>
射出速度:1m/s
射出圧力:64MPa
加圧時間:5s
金型温度:200℃
射出溶湯温度:液相線温度+30℃
金型形状:厚みv(2mm)、幅w(50mm)、高さx(80mm)の板の上部に、厚みz(3mm)、幅w(50mm)、高さ(30mm)の肉厚部を有する形状
本発明の比較例である試料C1及び試料C2は、Alの含有量が本発明の下限を下回るため、熱的に安定なAl−R.E.系化合物の晶出が不十分であり、軸力保持率が低下し、耐熱性が不合格であった。
また、本発明の比較例である試料C5、試料C7、試料C9は、b/aが本発明の下限であるb/a=1.5−2.5/aを下回るため、熱的に不安定なβ相の晶出を抑制することができず、また、β相率が本発明の上限を上回るため、軸力保持率が低下し、耐熱性が不合格であった。
また、本発明の比較例である試料C8は、b/aが本発明の上限であるb/a=31.3/a−4.3を上回るため、熱的に不安定なβ相の晶出を抑制することができず、また、β相率が本発明の上限を上回り、軸力保持率が低下したため、耐熱性が不合格であった。
また、本発明の比較例である試料C10は、b/aが本発明の上限であるb/a=31.3/Al−4.3を上回るため、軸力保持率が低下し、耐熱性が不合格であった。
本例は、表3〜表5に示す組成のマグネシウム合金を用いて鋳造を行い、実施例2と同様にして軸力保持率を測定し、耐熱性を評価した。
Al量、Mm量、SR量、Ca量、Si量、Sn量、Mn量を変えた、表3〜表5に示す組成のマグネシウム合金を、上記実施例1と同様にして溶製し、上記実施例1と同様の方法で形状Aのダイカスト鋳物を鋳造した。また、上記実施例2と同様の方法で軸力保持率を求め、耐熱性を評価した。結果を表3〜表5にあわせて示す。評価が○のものを合格、評価が×のものを不合格とする。
(評価基準)
○:軸力保持率の割合(ADC12比)が70を超えるもの
×:軸力保持率の割合(ADC12比)が70以下のもの
本発明の比較例である試料C11、試料C12、及び試料C13は、b/aが本発明の下限であるb/a=1.5−2.5/aを下回るため、軸力保持率が低下し、耐熱性が不合格であった。
本例は、表6に示す組成のマグネシウム合金を用いて鋳造を行い、腐食速度を測定した。
表6に示す、Al量、Mm量を変えた種々の組成のマグネシウム合金を、上記実施例1と同様にして溶製し、上記実施例2と同様の方法で、B形状のダイカスト鋳物を鋳造した。肉厚部分から、試験片を切り出して、以下の条件で、5%NaCl水溶液中への浸漬腐食試験を行い、腐食速度を求め、耐食性を評価した。
<浸漬腐食試験条件>
試験片形状:20mm×20mm×3mm
測定温度:24℃
測定時間:300h
式1:Mg+2H2O=Mg(OH)2+H2
式2:Y=X×24.32/(22.4×103)
(Y:溶出Mg量(g)、X:発生水素ガス量(mL))
汎用ダイカスト合金AZ91D合金は、耐食性に優れており、実用上耐食性の問題はないとされていることから、同様の浸漬腐食試験により求めたAZ91D合金の腐食速度を評価の基準とした。
○:腐食速度がAZ91Dの腐食速度以下の場合
×:腐食速度がAZ91Dの腐食速度より大きい場合
結果を表6に示す。
本発明の比較例である試料C14は、Alの含有量が本発明の下限を下回り、且つ、b/aが本発明の上限であるb/a=2.5を上回るため、耐食性が不合格であった。
本発明の比較例である試料C15は、b/aが本発明の上限であるb/a=2.5を上回るため、耐食性不合格であった。
3 Al−R.E.系化合物
Claims (5)
- Al、希土類元素(以下、R.E.とする)、及びMnを含有する、耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたマグネシウム合金であって、
上記Mnの含有量は0.05〜1.0重量%であり、
上記Alの含有量をa質量%、上記R.E.の含有量をb質量%とすると、a≧2.5、2.5≧b/a≧1.5−2.5/a、且つ31.3/a−4.3≧b/aであり、
残部が、Mg及び不可避不純物からなり、
定常部断面における所定の面積を100%とすると、所定面積内のMg−Al化合物の面積率が0.1%以下であることを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金。 - 請求項1において、上記R.E.としてCeを主成分とするミッシュメタル(以下、Mmとする)を用いることを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金。
- 請求項1又は2において、更に、Sr:1.5重量%以下、Ca:1.0重量%以下、Si:1.0重量%以下、及びSn:2.0重量%以下から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金。
- 請求項1〜3のいずれか一項において、晶出する化合物の定常部断面における合計面積を100%とすると、Al−R.E.系化合物の面積率が95%以上であることを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金。
- 請求項1〜4のいずれか一項において、上記Alの含有量をa質量%、上記R.E.の含有量をb質量%とすると、a≧2.5、2.3≧b/a≧1.6−2.3/a、且つ31.3/a−4.3≧b/aであることを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金。
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