JP2008195978A - マグネシウム基複合材料 - Google Patents

Abstract

【課題】機械的特性及び耐熱性に優れたマグネシウム基複合材料を提供する。
【解決手段】マグネシウム合金を母材として、該マグネシウム合金の結晶粒界上に金属粒子が分散されたマグネシウム基複合材料であって、 金属組織の顕微鏡写真から求めた、マグネシウム合金の結晶粒径、および前記分散金属粒子径が、次の条件（Ａ）、（Ｂ）を満たすマグネシウム基複合材料。 （Ａ）マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下であり、かつマグネシウム合金の結晶粒の内、その結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。 （Ｂ）前記分散金属粒子のうち、粒子径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。
【選択図】図８

Description

本発明はマグネシウム基複合材料、特にその機械的特性、耐熱性の改良に関する。

自動車、家電製品等に用いられる構造用機械部品に対する軽量化へのニーズは大きく、最軽量材料として知られているマグネシウム合金の利用に注目が集まっている。しかしながら、実用化のためにはまだまだ多くの課題が残されているのが現状である。例えば、マグネシウム合金をエンジン部品などの加熱を受ける構造部材に用いようとする場合、強度や硬度などが高いとともに、熱を受けてもその機械的性質が安定していることが求められる。

マグネシウム合金の機械的特性等を改善するために、様々な試みがなされている。
例えば、特許文献１には、マグネシウム合金に分散材としてＴｉやＦｅを添加して溶融・固化することにより延性が向上し、塑性変形能が改善されたマグネシウム基複合材料が得られることが記載されている。
しかしながら、このようなマグネシウム基複合材料で強度や硬度などの機械的特性や耐熱性に関して十分満足のいくものではなかった。
特開２００２−１０５５７５号公報

本発明は、前記背景技術の課題に鑑みなされたものであり、その目的は、機械的特性及び耐熱性に優れたマグネシウム基複合材料を提供することにある。

上記目的を達成するため、本発明者等が鋭意検討を行った結果、マグネシウム合金マトリックスとＴｉなどの金属粒子とを特定領域にまで微細化し、金属粒子をマグネシウム合金の結晶粒界に均一に分散させれば、強度、硬度、延性などの機械的特性において非常に優れるマグネシウム基複合材料が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明にかかるマグネシウム基複合材料は、マグネシウム合金を母材として、該マグネシウム合金の結晶粒界に金属粒子を分散させたマグネシウム基複合材料であって、金属組織の顕微鏡写真から求めた、マグネシウム合金の結晶粒径、及び前記分散金属粒子径が、次の（Ａ）及び（Ｂ）を満たすマグネシウム基複合材料である。
（Ａ）マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下であり、且つマグネシウム合金の結晶粒の内、その結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。
（Ｂ）前記分散金属粒子のうち、結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。

本発明において、前記分散金属粒子がＴｉ又はＦｅであることが好適である。
また、マグネシウム基複合材料の前記分散金属粒子の含有量が１質量％〜３０質量％、さらには２質量％〜１０質量％であることが好適である。
また、マグネシウム基複合材料の引張強度が３５０ＭＰａ以上、さらには４００ＭＰａ以上であることが好適である。
また、マグネシウム基複合材料の引張破断伸びが１０％以上であることが好適である。

また、マグネシウム基複合材料が熱間または温間塑性加工用であることが好適である。
また、本発明にかかるマグネシウム基複合材料は、母材となるマグネシウム合金のチップまたは粒状体と、分散金属粒子となる金属粉末との混合体を固相状態において両者が微細且つ均一に分散した分散体とし、この分散体を加熱塑性加工することにより得られたことが好適である。
なお、特許請求の範囲および明細書中では「マグネシウム合金」という用語を純マグネシウム金属も含めた意味で用いる。

本発明にかかるマグネシウム基複合材料によれば、母材となるマグネシウム合金の結晶粒径、および分散金属粒子の粒子径が上記（Ａ）及び（Ｂ）の条件を満たし、分散金属粒子がマグネシウム合金の結晶粒界に微細且つ均一に分布しているため、強度、硬度、延性などにの機械的特性や耐熱性等の材料特性に優れたものとなっている。

本発明にかかるマグネシウム基複合材料は、マグネシウム合金を母材として、該マグネシウム合金の結晶粒界上に金属粒子が分散されたマグネシウム基複合材料であり、金属組織の顕微鏡写真から求めた、マグネシウム合金の結晶粒径、および前記分散金属粒子の粒子径が、次の条件（Ａ）及び（Ｂ）を満たすことを特徴とする。
（Ａ）マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下（さらに好適には３μｍ以下）であり、且つマグネシウム合金の結晶粒の内、その結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下（さらに好適には１５％以下、より好ましくは１０％以下）である。
（Ｂ）前記分散金属粒子のうち、結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下（さらに好適には１５％以下、より好ましくは１０％以下）である。

ここで、金属粒子が「マグネシウム合金の結晶粒界上に分散された」とは、金属粒子が、マグネシウム合金の結晶粒内には存在せず、金属粒子がマグネシウム合金の結晶粒を取り囲むように分散していることを意味する。このため、本発明にかかるマグネシウム複合金属は加熱された場合でも結晶粒の粗大化が生じにくく、耐熱性が高い。例えば後述するように、４００℃の高温で加熱した場合でもその結晶粒径が粗大化せず、加熱前と同等の機械的性質を保持することができる。従って、本発明のマグネシウム基複合材料は、熱間若しくは温間塑性加工（例えば、鍛造、押し出し、圧延等）用の材料として好適に使用することができる。また、熱を受ける部材のための加工材料としても好適である。

また、マグネシウム合金の結晶粒が上記の条件（Ａ）を満たしていることから、従来のもの（特許文献１等）よりも強度や硬度などにおいて優れた機械的特性が得られる。また、分散化合物が上記条件（Ｂ）を満たしているため、従来のものよりも、分散化合物が均一に分散しており、機械的特性、耐熱性などに優れた特性を示す。

本発明で用いられる金属粒子としては、本発明の効果を発揮する限りにおいて特に制限されず、例えば、Ｔｉ、Ｆｅ、Ａｌなどが挙げられるが、好ましくはＴｉ又はＦｅであり、特に好ましくはＴｉである。ＴｉやＦｅはＭｇと金属間化合物を生成することなく、機械的性質及び耐熱性を顕著に向上させることができる。なお、本発明の効果を損なわない限り、必要に応じてその他の元素やその化合物を補助的に添加することもできる。また、マグネシウム合金に対する公知の強化材を添加することもできる。

本発明のマグネシウム基複合材料において、分散金属粒子の含有量は１〜３０質量％、さらには２〜１０質量％、特に３〜８質量％であることが好適である。分散金属粒子の含有量が少なすぎると添加効果が十分発揮されない。一方、過剰に配合すると、マグネシウム合金の軽量化のメリットを減じる。また、伸びが低下する傾向がある。

マグネシウム合金には、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｌｉ、Ａｇ、ＲＥ（ＲＥ：希土類元素）などＭｇ以外の元素が含まれていてよい。一般によく知られているマグネシウム合金としては、Ｍｇ−Ａｌ系合金（ＡＭ系）、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金（ＡＺ系）、Ｍｇ−Ｚｒ系合金（ＺＫ系）などがある。本発明の効果は、特にＭｇ−Ａｌ系合金で顕著である。

本発明のマグネシウム基複合材料は、固相でマグネシウム合金と金属粉末の両者を微細且つ均一に混合分散した分散体を、押出などにより加熱塑性加工して得ることができる。混合分散は公知の方法で行うことができるが、後の加熱塑性加工において結晶粒の粗大化を抑制し、機械的性質と耐熱性とを十分に発揮させるためには、均一に微細化・分散化することが望ましい。好適な方法としては、押し出し及び押し崩しによる方法、特に剪断力及び／又は摩擦力を伴う押し出し及び押し崩しによる方法が採用できる。
本発明にかかるマグネシウム基複合材料の好適な製造方法について以下さらに説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

＜製造方法＞
本発明にかかるマグネシウム基複合材料は、マグネシウム合金粉末と金属粉末とを混合した混合粉末を、（ａ）互いに交差して連なる複数の直線状の成形穴を有する型内に収容した状態で、上記成形穴内に挿入された押圧部材の前進、後退に伴い、上記混合原料を一の成形穴で押し固め、更にこの押し固めた混合原料を押し崩しながら他の成形穴へと送り込み、この押し固め、押し崩しを繰り返すことにより、圧縮成形体（分散体）を作成する工程と、（ｂ）該圧縮成形体を作成する工程にて得られた圧縮成形体を温間押し出し成形する工程と、を備えた製造方法で製造することが好適である。

ここで、マグネシウムもしくはマグネシウム合金粉末は、サイズが０．５ｍｍ〜５ｍｍであることが好適である。
また、金属粉末の平均粒子径は５μｍ〜１００μｍ、より好ましくは１０μｍ〜５０μｍであることが好適である。
圧縮成形体を作成する工程で、加える圧力は２５０ｋｇ／ｃｍ^２〜４００ｋｇ／ｃｍ^２であることが好適である。
また、押し出し成形を行う工程での押し出し温度は、２５０℃〜４００℃であることが好適である。

＜圧縮成形工程＞
本実施形態にかかる圧縮成形工程では、図１に示したような装置を用いて上記のマグネシウム合金チップとＴｉ粉末とを混合した混合粉末を用い、圧縮成形体を得ることが好適である。図１の装置によれば、混合粉末が交差部を通過する際にほぼ全面領域で大きな剪断力、摩擦力を受けるので、微細化・分散化が均一に効率よく行うことができる。

図１に示した装置１０は、直方体形状の型１２を備えており、型１２には直線状の４つの成形穴１４ａ，１４ｂ，１４ｃ，１４ｄが形成されている。各成形穴１４ａ〜１４ｄは同一の断面形状（好ましくは同一径の断面円形）をなしており、型１０の中心の交差部１５にて放射状に連結されている。また、各成形穴１４ａ〜１４ｄは、この順序で周方向に９０°の角度間隔をなして同一平面上（垂直面または水平面上）に配置されている。
成形穴１４ａ〜１４ｄには、それぞれ各成形穴１４ａ〜１４ｄとほぼ等しい断面形状の押圧部材１６ａ〜１６ｄ（第１〜第４の押圧部材）がスライド可能に挿入されており、各成形穴に沿って前進、後退するようになっている。これらの押圧部材１６ａ〜１６ｄの前進、後退は駆動手段１８ａ〜１８ｄによって行われる。駆動手段は油圧シリンダ等で構成される。また、制御手段２０では各該駆動手段１８ａ〜１８ｄの圧力情報、位置センサからの情報等を基に、各駆動手段の制御を行う。

まず、図２（ａ）に示すように、押圧部材１６ａを抜いた状態で混合粉末を成形穴１４ａに装填する。この際、押圧部材１６ｂ、１６ｃ、１６ｄの前進方向側（型の内部へ向う方向）側の端部は、交差部１５に隣接する成形穴１４ｂ、１４ｃ、１４ｄの奥端と一致する位置にある（以下、この位置を前進位置と呼ぶ）。各押圧部材１６ｂ、１６ｃ、１６ｄは、駆動手段１８ｂ、１８ｃ、１８ｄによって後退（型の外部へ向う方向）不能な状態で拘束され、実質的に固定された状態にある。そして、押圧部材１６ａを成形穴１４ａに挿入した後、以下のシーケンス制御を開始する。

最初に押圧部材１６ａについて押し固め工程を実行する。押圧部材１６ａを駆動手段１８ａにより成形穴１４ａ内部へ押し込む。すると他の押圧部材１６ｂ〜１６ｄは固定されているので混合粉末は成形穴１４ｂ〜１４ｄに向わずに成形穴１４ａにおいて押し固められ、円柱形状の塊になる。この塊は所定の強度を持っているが、比較的脆いものである。この押し固め状態は所定の加圧状態で短時間、例えば２秒程度維持される。
次に押圧部材１６ａについて押し崩し工程を実行する。駆動手段１８ａにより押圧部材１６ａを更に高い圧力で押し込むと同時に、駆動手段１８ｂにより押圧部材１６ｂを後退可能にする。すると、図２（ｂ）、（ｃ）に示すように押圧部材１６ａは前進位置まで押し込まれ、混合粉末は成形穴１４ａから交差部１５を経て成形穴１４ｂへと流動し、この過程で押し崩される。また、押圧部材１６ｂは流れ込んだ原料Ｍに押されて後退する。そして、押圧部材１６ａの前端が成形穴１４ａ奥端に達したときに押し崩し工程が完了する。

次に押圧部材１６ｂについて上記同様の押し固め工程を実行する。つまり、図２（ｄ）に示すように、押圧部材１６ａ、１６ｃ、１６ｄを前進位置で固定し、押圧部材１６ｂを駆動手段１８ｂにより内部へ押し込むことで、混合粉末を押し固める。
次に押圧部材１６ｂについて上記同様の押し崩し工程を実行する。つまり、押圧部材１６ｃを後退可能な状態（フリーな状態）にし、押圧部材１６ｂを押し込む。すると、図２（ｅ）、（ｆ）に示すように押圧部材１６ｂは前進位置まで押し込まれ、混合粉末は成形穴１４ｂから交差部１５を経て成形穴１４ｃへと流動し、この過程で押し崩される。また、押圧部材１６ｃは流れ込んだ混合粉末に押されて後退する。

同様に押圧部材１６ｃについて押し固め工程を実行する。つまり、図２（ｇ）に示すように押圧部材１６ａ、１６ｂ、１６ｄを前進位置で固定し、押圧部材１６ｃを駆動手段１８ｃにより型１２内部へ押し込むことで、混合粉末を押し固める。
次に押圧部材１６ｃについて上記同様の押し崩し工程を実行する。つまり、押圧部材１６ｄを後退可能な状態（自由な状態）にし、押圧部材１６ｃを押し込む。すると、図２（ｈ）、（ｉ）に示すように押圧部材１６ｃは前進位置まで押し込まれ、混合粉末は成形穴１４ｃから交差部１５を経て成形穴１４ｄへと流動し、この過程で押し崩される。また、押圧部材１６ｄは流れ込んだ混合粉末に押されて後退する。

同様に押圧部材１６ｄについて押し固め工程を実行する。つまり、図２（ｊ）に示すように押圧部材１６ａ、１６ｂ、１６ｃを前進位置で固定し、押圧部材１６ｄを駆動手段１８ｄにより型１２内部へ押し込むことで、混合粉末を押し固める。
次に押圧部材１６ｄについて上記同様の押し崩し工程を実行する。つまり、押圧部材１６ａを後退可能な状態（自由な状態）にし、押圧部材１６ｄを押し込む。すると、図２（ｋ）、（ｌ）に示すように押圧部材１６ｄは前進位置まで押し込まれ、混合粉末は成形穴１４ｄから交差部１５を経て成形穴１４ａへと流動し、この過程で押し崩される。また、押圧部材１６ａは流れ込んだ混合粉末に押されて後退する。

図２（ａ）〜（ｌ）に示された工程を任意回数繰り返し行って、均一且つ十分に微細化・分散化した後、最後に押し固め工程を行うことで圧縮成形体を得る。このように、混合粉末は押し固め工程により一旦押し固められた後で、押し崩し工程で交差部を通過する際にほぼ全断面領域で大きなせん断力、摩擦力を受けて押し崩されるため、混合粉末の微細化、均一な分散化を効率よく行うことができる。

また、より均一な微細化、分散化を行うために、上記押し固め及び押し崩し工程の間に図３に示すような攪拌工程を行うことが好適である。
まず、図４（ａ）に示すように、押圧部材１６ｃを前進位置で固定状態にし、押圧部材１６ｂ、ｄは後進可能なフリーの状態にする。この状態で押圧部材１６ａを押し込むと、図３（ｂ）、（ｃ）に示すように、混合粉末は成形穴１４ａから交差部１５を経て成形穴１４ｂ、１４ｄへ流れ込む。すると、押圧部材１６ｂと１６ｄは混合粉末に押されて後退する。

押圧部材１６ａを前進位置にまで押し込んだ後、図３（ｄ）に示すように押圧部材１６ａを固定状態、押圧部材１６ｃをフリーな状態にし、押圧部材１６ｂと１６ｄを押し込む。すると、図３（ｅ）、（ｆ）に示すように成形穴１４ｂ、１４ｄに存在した混合粉末は、成形穴１４ｃに流れ込む。ここで、押圧部材１４ｃは混合粉末に押されて後退する。
押圧部材１４ｂ、１４ｄを図３（ｆ）に示すようにその前進位置にまで押し込んだのち、図３（ｇ）に示すように押圧部材１６ｂ、１６ｄを固定状態、押圧部材１６ａをフリーの状態にする。そして、図３（ｈ）、（ｉ）に示すように押圧部材１６ｃをその前進位置にまで押し込むと、混合粉末は成形穴１４ｃから交差部１５を経て成形穴１４ａに至り、押圧部材１４ａは混合粉末に押されて後退する。

このような攪拌工程を上記押し固め及び押し崩し工程の間に設けることで、より効率よく微細化、分散化することができる。
上記実施形態では、型に成形穴を４つ設けた構成の装置における例を示したが、これに限定されず、成形穴を複数、例えば２〜６つ設けた構成の装置を用いてもよい。また、型を固定して押圧部材毎に駆動手段を設ける装置構成の場合を説明したが、駆動手段を一つにして型を回転させる構成の装置を用いてもよい。
なお、このような圧縮成形工程の例として、例えば特開２００５−２４８３２５号公報を参照することができる。

＜押し出し成形工程＞
上記で得られた圧縮成形体を予備加熱し、公知の装置を用い押し出し加工を行い、マグネシウム基複合材料を得る。ここで、予備加熱温度はマグネシウム合金の種類により変化するが、加熱炉設定温度で３００℃〜５５０℃が好適である。また、上記の押し出し加工時の温度は、２５０℃〜４００℃が好適であり、より好ましくは２５０℃〜３５０℃が好適である。

以上のようにして得られたマグネシウム基複合材料は、以下で見るように、上記の条件（Ａ）及び（Ｂ）を満たし、マグネシウム合金母材中にＴｉが均一に分散されたものとすることができる。
一方、特許文献１のように溶解法によりマグネシウム合金とＴｉ粉末との分散体を得た場合には均一な微細化・分散化が行われず、また、これを加熱押出加工しても上記（Ａ）及び（Ｂ）の条件を満足できる複合材料は得られない。

なお、本発明のマグネシウム基複合材料は上記の方法により好適に製造することができるが、製造方法はこれに限定されるものではない。また、加熱塑性加工として押出以外の塑性加工、例えば、鍛造、圧延、引抜きなどを行うこともでき、あるいはこれら加工を複数組み合わせてもよい。

本発明にかかるマグネシウム複合材料は、高強度・高硬度であり、これは、上記のようにマグネシウム合金の結晶粒が微細であり、しかもその粒界には微細な金属粒子が存在しているためと考えられる。例えば、従来のマグネシウム合金においては、引張強度が３５０ＭＰａ以上ものはほとんどないが、本発明によれば、３５０ＭＰａ以上、さらには４００ＭＰａ以上の高強度マグネシウム複合材料を得ることができる。
また、分散金属粒子の含有量を適正な範囲とすることにより、高強度でしかも伸びが１０％以上である高延性マグネシウム複合材料を得ることもできる。
また、本発明のマグネシウム基複合材料は高温保持後もその特性が維持できる。これは上記のような金属組織構造により、加熱によっても結晶粒が粗大化することなく金属組織構造が維持されるためと考えられる。

このように、本発明のマグネシウム基複合材料は強度、硬度、延性等の機械的特性に優れ、また耐熱性にも優れる。よって、これらの特性が要求される各種用途に好適に利用でき、例えば自動車のエンジン部品など非常に厳しい性能が要求される構造部材にも十分に適用できる。

以下、具体例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。なお、本発明で用いた試験方法は次の通りである。
（引張試験）
試験片として、平行部直径５ｍｍ、標点間距離２５ｍｍの形状（ＪＩＳ １４Ａ号試験片形状に準拠）に切り出したものを用い、室温で引張試験を行って、引張強度、０．２％耐力、破断伸びを調べた。引張試験機はオートグラフ万能試験機（（株）島津製作所製、引張最大荷重１００ｋＮ）を用い、試験機ストローク速度３．０ｍｍ／ｍｉｎ（変位制御）で行った。

（硬さ試験）
マイクロビッカース硬さ試験機（（株）島津製作所製、ＨＭＶ−２０００）を用いて、圧入荷重１００ｇにて６秒間圧入し、圧痕の大きさを測定し、硬さを測定した。

製造例１
マグネシウム合金（ＡＭ６０Ｂ）チップ９５質量％と、Ｔｉ粉末５質量％とを混合し、混合粉末を得た。マグネシウム合金チップの平均サイズは約２．５ｍｍであり、Ｔｉ粉末は、平均粒径４５μｍのものを用いた。
該混合粉末を上記図２に示した装置によって圧縮成形体（ビレット）とした。上記の圧縮成形体の形成工程における処理回数（ただし、図２（ａ）〜（ｌ）で示した微細化工程および図３（ａ）〜（ｉ）の攪拌工程を合わせたものを４回と数える）は３００回とした。得られた圧縮成形体を３５０℃で予備加熱し、コンテナ及びダイス加熱温度３８０℃、押出し径７ｍｍ、押出し比２８で押し出し成形し、マグネシウム基複合材料からなる丸棒を得た。

製造例２
製造例１において、マグネシウム合金（ＡＭ６０Ｂ）チップ９７質量％、Ｔｉ粉末３質量％とした以外は同様にしてマグネシウム基複合材料からなる丸棒を得た。

比較製造例１
Ｔｉを添加せず、マグネシウム合金（ＡＭ６０Ｂ）のみを用いた以外は製造例１と同様にして、マグネシウム合金からなる丸棒を製造した。

試験例１ 機械的性質
製造例１〜２及び比較製造例１で得られた丸棒から試験片を切り出し、引張試験を行った。結果を表１に示す。
（表１）
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試験材料 Ｔｉ量 引張強度 ０．２％耐力 伸び 比重
（質量％） （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％）
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製造例１ ５ ４１２ ３７７ １１．９ １．８４
製造例２ ３ ３９１ ３５６ １５．１ １．８１
比較製造例１ ０ ３６７ ３２３ １６．２ １．７８
――――――――――――――――――――――――――――――――――――――――

表１からわかるように、Ｔｉを添加した複合材料（製造例１〜２）では、Ｔｉ無添加の材料（比較製造例１）に比べて、引張強度及び０．２％耐力が向上し、製造例１では引張強度が４１２ＭＰａにまで向上した。
母材と同じＡＭ６０Ｂ合金も含めて、ＡＳＴＭ規格やＪＩＳ規格で規定されているような実用Ｍｇ合金の引張強度、０．２％耐力は何れも１００〜３００ＭＰａ程度であることから、本発明の複合材料は非常に高強度であることが理解される。

なお、Ｔｉ量の増加に伴って強度は向上するが、複合材料の比重も高くなり、Ｍｇの軽量性というメリットが損なわれる。よって、Ｔｉ配合量は１〜３０質量％とすることが好適である。
また、Ｔｉ量の増加に伴って複合材料の破断伸びが低下する傾向がある。マグネシウム基複合材料を塑性加工用材料などとする場合には強度とともに伸びも要求される。また、マグネシウム基複合材料を加工した部材においても、応力集中による破損などを考えてある程度の延性が要求される場合がある。よって、両者のバランスを考慮する場合には、Ｔｉ配合量を２〜１０質量％、さらには３〜８質量％とすることが好適である。

試験例２ 金属組織観察
図４は製造例１の丸棒の金属組織断面（押し出し方向に平行な断面）の光学顕微鏡写真（１００倍）、図５は製造例１の丸棒の金属組織断面（押し出し方向に平行な断面）のＳＥＭ写真（５０００倍）である。
図４〜５からわかるように、製造例１のマグネシウム基複合材料では母材のＭｇ合金マトリックスが非常に微細化されていた。Ｍｇ合金の結晶粒の大部分は３μｍ以下で、平均結晶粒径としては１．５μｍであった。また、Ｍｇ合金について結晶粒径１０μｍ以上のものの面積比は１５％であった。ＴｉはＭｇと金属間化合物を形成しないためＭｇ結晶粒界に存在しているが、粒径１０μｍ以上の粗大Ｔｉ粒子は非常に少なく、面積比で１％であった。

さらに、Ｔｉの分布を詳細に調べるために、製造例１のマグネシウム基複合材料のＭｇ及びＴｉの分布を分布電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ：Electron Probe Micro Analyzer）で調べた。結果を図６に示す（図６で黒く見える部分は、それぞれの金属がほとんど存在しないことを示している）。

図６から、ＭｇとＴｉの分布は相補的であり、微細化されたＭｇ合金の結晶粒界にＴｉが微細且つ均一に分散していることがわかる。また、図６においても粒径１０μｍ以上の粗大Ｔｉ粒子は面積比で１％であった。これらは、同図をカラーマッピングした場合にはより明確となる。
また、上記のような製造例１の丸棒で見られた金属組織構造は、製造例２の丸棒においても同様に観察された。

このように、本発明のマグネシウム基複合材料においてはＭｇ合金及び金属粒子が非常に微細化され、且つその結晶粒界に金属粒子が均一に分散していることにより、上記のような優れた機械的特性が得られるものと考えられる。

試験例３ 耐熱性
さらに、マグネシウム基複合材料を加熱処理した場合の金属組織の変化についても調べた。
図７は製造例１の丸棒を４００℃で４時間保持し、その後空冷した後の金属組織断面（押し出し方向に垂直な断面）のＳＥＭ写真（５０００倍）である。図７から明らかなように、Ｍｇ合金の結晶粒径は高温で保持された後も粗大化は見られなかった。これは、微細化されたＭｇ合金の結晶粒界にＴｉ粒子が微細且つ均一に分散しているためであると考えられる。

加熱保持によっても金属組織が安定していることは、その機械的性質も熱に対して安定であることを示唆するものである。
そこで、製造例１〜２の丸棒から切り出した試験片（直径７ｍｍ×長さ５ｍｍ）を加熱保持し、硬さの変化を調べた。試験片は、２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃又は４００℃の電気炉内に４時間保持し、その後空冷した。コントロールは室温で保持した。結果を図８に示す。
図８からわかるように、製造例１〜２のマグネシウム基複合材料は２００〜４００℃の加熱保持後もビッカーズ硬さ（Ｈｖ）の低下は見られなかった。これは、上記のように加熱による金属組織変化がないことによるものと考えられ、本発明のマグネシウム基複合材料が耐熱性に非常に優れることが理解される。

試験例４ マグネシウム合金の影響
製造例１及び比較製造例１において、それぞれＭｇ合金としてＡＭ６０Ｂの代わりにＡＺ３１Ｂを用い、製造例３及び比較製造例２の丸棒を製造した。具体的な製造方法は次の通りである。

製造例３
マグネシウム合金（ＡＺ３１Ｂ）チップ９５質量％と、Ｔｉ粉末５質量％とを混合し、混合粉末を得た。マグネシウム合金チップの平均サイズは約２．５ｍｍであり、Ｔｉ粉末は、平均粒径４５μｍのものを用いた。
該混合粉末を上記図２に示した装置によって圧縮成形体（ビレット）とした。上記の圧縮成形体の形成工程における処理回数（ただし、図２の（ａ）〜（ｌ）で示した微細化工程および図３（ａ）〜（ｉ）の攪拌工程を合わせたものを４回と数える）は２００回とした。得られた圧縮成形体を３００℃で予備加熱し、コンテナ及びダイス加熱温度３５０℃、押出し径１０ｍｍ、押出し比１４で押し出し成形し、マグネシウム基複合材料からなる丸棒を得た。

比較製造例２
Ｔｉを添加せず、マグネシウム合金（ＡＺ３１Ｂ）のみを用いてマグネシウム合金からなる丸棒を製造した。
マグネシウム合金（ＡＺ３１Ｂ）チップ（平均サイズは約２．５ｍｍ）を上記図２に示した装置によって圧縮成形体（ビレット）とした。上記の圧縮成形体の形成工程における処理回数（ただし、図２の（ａ）〜（ｌ）で示した微細化工程および図３（ａ）〜（ｉ）の攪拌工程を合わせたものを４回と数える）は３００回とした。得られた圧縮成形体を３００℃で予備加熱し、コンテナ及びダイスの加熱温度３５０℃、押出し径７ｍｍ、押出し比２８で押し出し成形し、マグネシウム合金からなる丸棒を得た。

下記表２に示すように、異なるマグネシウム合金に対してもＴｉ添加効果が認められた。
（表２）
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試験材料 Ｔｉ量 引張強度 ０．２％耐力 伸び
（質量％） （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％）
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製造例３ ５ ３８０ ３４７ １２．８
比較製造例２ ０ ３６７ ３４３ １６．０
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試験例５ 金属組織構造
製造例１において、圧縮成形体の形成工程における処理回数を２０回に減らした以外は同様にしてマグネシウム基複合材料からなる丸棒を製造した（比較製造例３）。得られた丸棒の金属組織について、製造例１と比較した。各試験方法は上記と同じである。
表３のように、比較製造例３は上記（Ａ）及び（Ｂ）の範囲を満足しておらず、強度や硬度、耐熱性に劣るものであった。
その一因としては、比較製造例３では圧縮成形体におけるＭｇ合金チップ及びＴｉ粉末の微細化・均一分散化が不十分であったために、後の加熱塑性加工、さらには４００℃の熱処理において、結晶粒子が粗大したためと考えられる。

（表３）
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製造例１ 比較製造例３
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処理回数（回） ３００ ２０
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Ｍｇ合金
平均結晶粒径（μｍ） １．５ ３．５
１０μｍ以上の面積比（％） １５ ３５
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Ｔｉ粒子
平均粒径（μｍ） ０．５ ５
１０μｍ以上の面積比（％） １ ３
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引張強度（ＭＰａ） ４１２ ２９０
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硬度（Ｈｖ）
熱処理前 １００ ７０
熱処理後（４００℃×４時間） １００ ６０
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本発明にかかるマグネシウム基複合材料の製造において用いられる装置の一例を示す概略構成図である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料の製造工程の一例を示す説明図である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料の製造工程の一例を示す説明図である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料（製造例１）の光学顕微鏡写真（１００倍）である。

本発明にかかるマグネシウム基複合材料（製造例１）のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料（製造例１）のＥＰＭＡによるＭｇ及びＴｉ分布図である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料（製造例１）を４００℃で４時間の保持した後のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 本発明にかかるマグネシウム基複合材料（製造例１〜２）の加熱保持後の硬さを示す図である。

Claims (11)

1. マグネシウム合金を母材として、該マグネシウム合金の結晶粒界に金属粒子を分散させたことを特徴とするマグネシウム基複合材料。
2. 請求項１記載のマグネシウム基複合材料において、金属組織の顕微鏡写真から求めた、マグネシウム合金の結晶粒径、及び前記分散金属粒子径が、次の（Ａ）及び（Ｂ）を満たすことを特徴とするマグネシウム基複合材料。
   （Ａ）マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下であり、且つマグネシウム合金の結晶粒の内、その結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。
   （Ｂ）前記分散金属粒子のうち、結晶粒径が１０μｍ以上のものが面積比３０％以下である。
3. 請求項１又は２記載のマグネシウム基複合材料において、前記分散金属粒子がＴｉ又はＦｅであることを特徴とするマグネシム基複合材料。
4. 請求項１〜３の何れかに記載のマグネシウム基複合材料において、前記分散金属粒子の含有量が１質量％〜３０質量％であることを特徴とするマグネシウム基複合材料。
5. 請求項４記載のマグネシウム基複合材料において、前記分散金属粒子の含有量が２質量％〜１０質量％であることを特徴とするマグネシウム基複合材料。
6. 請求項１〜５の何れかに記載のマグネシウム基複合材料であって、引張強度が３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度マグネシウム基複合材料。
7. 請求項６記載のマグネシウム基複合材料であって、引張強度が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする、高強度マグネシウム基複合材料。
8. 請求項１〜７の何れかに記載のマグネシウム基複合材料であって、引張破断伸びが１０％以上であることを特徴とする高延性マグネシウム基複合材料。
9. 請求項１〜８の何れかに記載のマグネシウム基複合材料であって、熱間または温間塑性加工用であることを特徴とするマグネシウム基複合材料。
10. 母材となるマグネシウム合金のチップまたは粒状体と、分散金属粒子となる金属粉末との混合体を固相状態において両者が微細且つ均一に分散した分散体とし、この分散体を加熱塑性加工することにより得られたことを特徴とするマグネシウム基複合材料。
11. 請求項１〜９の何れかに記載のマグネシウム基複合材料であって、母材となるマグネシウム合金のチップまたは粒状体と、分散金属粒子となる金属粉末との混合体を固相状態において両者が微細且つ均一に分散した分散体とし、この分散体を加熱塑性加工することにより得られたことを特徴とするマグネシウム基複合材料。

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