JP2009191353A - マグネシウム合金部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】安価で鍛造性に優れたマグネシウム合金部材の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、全量に対して０．１〜０．７重量％の範囲のＺｒとを溶解し、得られた溶湯Ｍを所定の形状の鋳型３に連続的に供給し、該鋳型３内で冷却して取り出すことにより、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなり、且つ５０〜１５０μｍの範囲の結晶粒子径を有する鋳造体Ｍａを得る工程と、該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して鍛造することにより、マグネシウム合金部材となる鍛造体を得る工程とを備える。前記鍛造により付与される相当歪み量が、１．１〜５．０の範囲である。
【選択図】 図１

Description

本発明は、高強度と高延性とを備えるマグネシウム合金部材の製造方法に関するものである。

マグネシウムは、鉄、アルミニウムに比べて軽量であるため、鉄鋼材料、アルミニウム合金材料からなる部材に代わる軽量代替材として、マグネシウム合金を自動車部品等の構造部材に用いることが検討されている。ところが、一般のマグネシウム合金は、鉄鋼、アルミニウム合金、チタン合金等の他の金属構造材料に比較して強度が低く、比較的高強度とされるダイキャスト用のＡＺ９１材ですら１６０ＭＰａ程度である。また、ピストン等の産業用部品の可動部では少なくとも４〜５％の伸びが必要とされるが、一般のマグネシウム合金は延性についても十分とは言えず、前記ＡＺ９１材で３％程度である。

そこで、従来、高強度と高延性とを備えるマグネシウム合金部材の製造方法が種々提案されている。

例えば、本発明者らは、先に、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙ等の希土類元素とを溶解してなる溶湯を用いて得られた鋳造体を押出加工して押出加工材を得た後、該押出加工材を３５０〜５００℃の温度に加熱して鍛造することによりマグネシウム合金部材としての鍛造体を得るマグネシウム合金部材の製造方法を特許出願している（特願２００７−０７５０８５号明細書参照）。前記製造方法によれば、マグネシウム合金に長周期構造を示すＭｇ_１２ＺｎＹ相が含まれると共に、前記押出加工により該Ｍｇ_１２ＺｎＹ相にキンクを発生させることができるので、材料強度を著しく向上させることができる。

しかしながら、前記製造方法では、前記押出加工の際に、押出用のビレットの切削加工分、押出時の押し残し分、押出先端の不均質分等の無駄が生じるために歩留まりが低く、コストの増大が避けられないという不都合がある。

また、前記鋳造体の鋳造方法として、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙとを溶解し、得られた溶湯を攪拌した後、静置し、１０〜２００秒の範囲の時間で凝固させる方法が知られている（特許文献１参照）。前記製造方法によれば、Ｙの偏析を抑制することができると共に、成分が均一化されたマグネシウム合金を得ることができ、該マグネシウム合金では、α−Ｍｇ相中に長周期構造を示すＭｇ_１２ＺｎＹ相を析出させることができる。

しかしながら、前記鋳造方法は、アルゴン雰囲気下で実施するために作業効率が低い上、冷却速度が遅く凝固時間が長いため、得られたマグネシウム合金において、晶出相の粒子径が粗大になり、鍛造時の圧縮率が５０〜７０％になると割れが発生する等、十分な鍛造性を得ることができないという不都合がある。
特開２００６−２５５７１３号公報

本発明は、かかる不都合を解消して、安価で鍛造性に優れたマグネシウム合金部材の製造方法を提供することを目的とする。

かかる目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金の製造方法は、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、全量に対して０．１〜０．７重量％の範囲のＺｒとを溶解し、得られた溶湯を所定の形状の鋳型に連続的に供給し、該鋳型内で冷却して取り出すことにより、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなり、且つ５０〜１５０μｍの範囲の結晶粒子径を有する鋳造体を得る工程と、該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して鍛造することにより、マグネシウム合金部材となる鍛造体を得る工程とを備えることを特徴とする。

本発明の製造方法では、まず、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、全量に対して０．１〜０．７重量％の範囲のＺｒとを溶解し、溶湯とする。次に、前記溶湯を所定の形状の鋳型に連続的に供給し、該鋳型内で水冷等の手段により冷却して、連続的に取り出す。

このようにすると、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなり、該マグネシウム合金が長周期構造を示すＭｇ_１２ＺｎＹ相を含む鋳造体が得られる。ここで、前記マグネシウム合金は、前記範囲のＺｒを含むと共に、前記鋳型内で急冷されるので、結晶粒子径が５０〜１５０μｍの範囲の微細なものとなる。Ｚｒの量が、全量に対して０．１重量％未満では前記結晶粒子径を５０〜１５０μｍの範囲とすることができない。また、Ｚｒの量が、全量に対して０．７重量％を超えても、それ以上の効果は少なく、歩留まりが悪化し、コスト増となる。

次に、本発明の製造方法では、前記鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して鍛造することにより、マグネシウム合金部材となる鍛造体を得る。このとき、前記鋳造体は、前記マグネシウム合金が前記範囲の大きさの結晶粒子径を備えることにより優れた鍛造性を示すことができる。前記鍛造の際に前記鋳造体を加熱する温度が３５０℃未満では、鍛造体表面に割れが生じることがある。また、５００℃を超えると、加工歪の減少や金属組織の粗大化等により強度低下を招く。

前記鍛造によれば、前記マグネシウム合金に含まれる長周期構造を示す前記Ｍｇ_１２ＺｎＹ相にキンクを発生させることができ、前記鍛造体からなる前記マグネシウム合金部材に優れた強度を付与することができる。

上述のように、本発明の製造方法では、前記溶湯を所定の形状の鋳型に連続的に供給し、該鋳型内で水冷等の手段により冷却することにより、作業効率を向上させることができる。また、本発明の製造方法では、前記鍛造において前記Ｍｇ_１２ＺｎＹ相にキンクを発生させることにより、前記鋳造体を押出加工に付することなく、前記鍛造体からなる前記マグネシウム合金部材に優れた強度を付与することができる。従って、本発明の製造方法によれば、前記押出加工による歩留まりの低下を避けることができ、前記鍛造体からなり優れた強度を備えるマグネシウム合金部材を安価に製造することができる。

本発明の製造方法では、前記鍛造において、相当歪み量を増加させていくことにより、強度を増大させることができるが、相当歪み量が１．１以上になると破壊強度の増加が見られなくなり、相当歪み量が１．５以上になると０．２％耐力の増加も見られなくなる。しかし、本発明の製造方法では、前記鍛造において前記Ｍｇ_１２ＺｎＹ相にキンクを発生させることにより、前記鍛造体からなる前記マグネシウム合金部材に優れた強度を付与することができるので、相当歪み量１．１以上を狙って、歪みを付与すれば良い。

そこで、本発明の製造方法は、前記鍛造により付与される相当歪み量が、１．１〜５．０の範囲であるときに適している。本発明の製造方法では、前記鍛造により、１．１以上の相当歪みを付与することにより、前記長周期構造を示すＭｇ_１２ＺｎＹ相に歪みを導入することができ、前記鍛造体において、さらに優れた強度を得ることができる。

尚、前記相当歪み量は、５．０が加工上の限界であり、これを超える相当歪み量を付与することは困難である。

次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。図１は本実施形態の製造方法に用いる連続鋳造装置の説明的断面図であり、図２乃至図４は実施例１〜３で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真であり、図５及び図６は比較例１，２で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真である。また、図７は割れの有無と粒子径及び圧縮率との関係を示すグラフであり、図８は相当歪み量と破壊強度との関係を示すグラフであり、図９は相当歪み量と０．２％耐圧との関係を示すグラフである。

本実施形態のマグネシウム合金の製造方法では、まず、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、全量に対して０．１〜０．７重量％の範囲のＺｒとを溶解し、得られた溶湯を所定の形状の鋳型に連続的に供給し、該鋳型内で冷却して取り出すことにより、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなる鋳造体としての連続鋳造棒を得る。前記溶湯を得る際に、Ｚｎは全量に対して２．８〜９．０重量％の範囲とし、Ｙは全量に対して５．０〜９．０重量％の範囲とする。また、このとき、Ｚｎに対するＹの重量比Ｙ／Ｚｎを１．０〜１．８とする。

前記連続鋳造棒は、例えば、図１に示す連続鋳造装置１により鋳造することができる。連続鋳造装置１は、溶湯Ｍを収容するタンディッシュ２と、タンディッシュ２の底部に備えられた鋳型３と、鋳型３の下方に連設された冷却水ジャケット４と、引き出し機５により昇降するボトムブロック６とを備えている。連続鋳造装置１に供給された溶湯Ｍは、タンディッシュ２から鋳型３に引き出され、冷却水ジャケット４で冷却されて凝固した後、連続鋳造棒Ｍａとなってボトムブロック６により冷却水ピット７に導かれる。

連続鋳造装置１で得られた連続鋳造棒Ｍａは、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなり、該マグネシウム合金は、長周期構造を示すＭｇ_１２ＺｎＹ相を含んでいる。また、前記マグネシウム合金は、前記範囲のＺｒを含むと共に、前記冷却水ジャケット４で冷却されることにより急速に凝固するので、晶出したα−Ｍｇ相の結晶粒子径が５０〜１５０μｍの範囲と微細であり、優れた塑性加工性を備えている。

本実施形態の製造方法では、次に、前記連続鋳造棒Ｍａを３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造することにより、ピストン等のマグネシウム合金部材となる鍛造体を得る。本実施形態の製造方法は、前記鍛造により、１．１〜５．０の範囲、好ましくは１．５〜２．０の範囲の相当歪み量を付与するときに好適に用いることができ、前記マグネシウム合金部材に優れた強度を付与することができる。

次に、実施例及び比較例を示す。

本実施例では、まず、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、Ｚｒとを７４０℃の温度で溶解し、溶湯を調製した。前記溶湯は、それぞれ全量に対し、４．８重量％のＺｎと、６．５重量％のＹと、０．１重量％のＺｒとを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物とからなる。

次に、前記溶湯を図１に示す連続鋳造装置１のタンディッシュ２に連続的に供給し、鋳型３及び冷水ジャケット４を介して、１００ｍｍ／分の鋳造速度で引き出すことにより、鋳造体として、直径７６ｍｍの連続鋳造棒Ｍａを製造した。冷却速度は約１５℃／秒であった。本実施例で得られた連続鋳造棒Ｍａのマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真を図２に示す。

次に、図２から、結晶粒子径を測定し、算出した。結果を表１に示す。

本実施例では、溶湯に含まれるＺｎの量を全量に対して４．９重量％とし、Ｙの量を６．８重量％とし、Ｚｒの量を０．４重量％とした以外は、実施例１と全く同一にして、鋳造体としての連続鋳造棒Ｍａを製造した。本実施例で得られた連続鋳造棒Ｍａのマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真を図３に示す。

次に、図３から、結晶粒子径を測定し、算出した。結果を表１に示す。

本実施例では、溶湯に含まれるＺｎの量を全量に対して４．９重量％とし、Ｙの量を６．４重量％とし、Ｚｒの量を０．６２重量％とした以外は、実施例１と全く同一にして、鋳造体としての連続鋳造棒Ｍａを製造した。本実施例で得られた連続鋳造棒Ｍａのマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真を図４に示す。

次に、図４から、結晶粒子径を測定し、算出した。結果を表１に示す。
〔比較例１〕
本比較例では、溶湯に含まれるＺｎの量を全量に対して５．０重量％とし、Ｙの量を６．２重量％とし、Ｚｒの量を０．００５重量％未満とした以外は、実施例１と全く同一にして、鋳造体としての連続鋳造棒Ｍａを製造した。本実施例で得られた連続鋳造棒Ｍａのマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真を図５に示す。

次に、図５から、結晶粒子径を測定し、算出した。結果を表１に示す。
〔比較例２〕
本比較例では、まず、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、Ｚｒとを７４０℃の温度で溶解し、溶湯を調製した。前記溶湯は、それぞれ全量に対し、５．１重量％のＺｎと、６．９重量％のＹと、０．７８重量％のＺｒとを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物とからなる。

次に、前記溶湯を攪拌した後、静置し、１０〜２００秒の範囲の時間で凝固させて鋳造体を製造した。冷却速度は約０．１℃／秒であった。本比較例で得られた連続鋳造棒Ｍａのマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真を図６に示す。

次に、図６から、結晶粒子径を測定し、算出した。結果を表１に示す。

表１から、図１に示す連続鋳造装置１を用いて鋳造体を製造する場合には、前記溶湯に含まれるＺｒの量を全量の０．１〜０．７重量％の範囲とすることにより、得られた鋳造体のマグネシウム合金の結晶粒子径を５０〜１５０μｍの範囲の微小なものとすることができることが明らかである。一方、前記溶湯に含まれるＺｒの量が全量の０．１重量％未満の場合には、得られた鋳造体のマグネシウム合金の結晶粒子径が１５０μｍを超えることが明らかである。

また、前記溶湯を攪拌した後、静置し、１０〜２００秒の範囲の時間で凝固させて鋳造体を製造する場合には、前記溶湯に含まれるＺｒの量を全量の０．７８重量％としても、得られた鋳造体のマグネシウム合金の結晶粒子径が１００μｍを超えることが明らかである。

本実施例では、実施例１と全く同一にして得られた連続鋳造棒Ｍａから、直径１５ｍｍ、長さ１５ｍｍの円柱状のビレットを削り出し、該ビレットを試験片として、４００℃の温度で圧縮鍛造し、鍛造体を製造した。前記圧縮鍛造における圧縮速度は１５ｍｍ／秒とし、圧縮率は４０％、５０％、６０％、７０％とした。

次に、本実施例で得られた鍛造体を目視で観察し、割れの有無を評価した。結果を表２及び図７に示す。尚、表２及び図７において、「○」は割れが発生していないことを示し、「×」は割れが発生していることを示す。

本実施例では、実施例２と全く同一にして得られた連続鋳造棒Ｍａから円柱状のビレットを削り出し、該ビレットを試験片とした以外は、実施例４と全く同一にして、鍛造体を製造した。

次に、本実施例で得られた鍛造体を目視で観察し、割れの有無を評価した。結果を表２及び図７に示す。

本実施例では、実施例３と全く同一にして得られた連続鋳造棒Ｍａから円柱状のビレットを削り出し、該ビレットを試験片とした以外は、実施例４と全く同一にして、鍛造体を製造した。

次に、本実施例で得られた鍛造体を目視で観察し、割れの有無を評価した。結果を表２及び図７に示す。
〔比較例３〕
本比較例では、比較例１と全く同一にして得られた連続鋳造棒Ｍａから円柱状のビレットを削り出し、該ビレットを試験片とした以外は、実施例４と全く同一にして、鍛造体を製造した。

次に、本比較例で得られた鍛造体を目視で観察し、割れの有無を評価した。結果を表２及び図７に示す。
〔比較例４〕
本比較例では、比較例２と全く同一にして得られた鋳造体から円柱状のビレットを削り出し、該ビレットを試験片とした以外は、実施例４と全く同一にして、鍛造体を製造した。

次に、本比較例で得られた鍛造体を目視で観察し、割れの有無を評価した。結果を表２及び図７に示す。

表２及び図７から、マグネシウム合金の結晶粒子径が５５〜１００μｍの範囲にある実施例４の鋳造体は、圧縮率４０〜６０％の範囲の圧縮鍛造を行っても、得られた鍛造体に割れが発生せず、また、実施例５，６の鋳造体は、圧縮率４０〜７０％の範囲の圧縮鍛造を行っても、得られた鍛造体に割れが発生せず、優れた鍛造性を備えていることが明らかである。

本実施例では、まず、実施例２と全く同一にして得られた連続鋳造棒Ｍａから３種の円柱状のビレットＡ，Ｂ，Ｃを削り出し、各ビレットＡ，Ｂ，Ｃを試験片として、同一形状への据え込み鍛造を行い、それぞれ圧縮率の異なる据え込み鍛造素材を得た。前記ビレットＡは、直径７０ｍｍ、長さ５１．９ｍｍ、ビレットＢは、直径６０ｍｍ、長さ７０．７ｍｍ、ビレットＣは、直径５０ｍｍ、長さ１０１．８ｍｍであり、前記据え込み形状は直径９４．５ｍｍ、長さ２８ｍｍである。この結果、前記各ビレットの据え込み鍛造時の圧縮率は、ビレットＡが４６％、ビレットＢが６０％、ビレットＣが７２％となる。各ビレットＡ，Ｂ，Ｃの形状と、前記圧縮率との関係を表３に示す。

次に、各ビレットＡ，Ｂ，Ｃの軸に沿って長さ方向の底面近傍の部分ａと、中央の部分ｂとを強度評価部位として、前記据え込み鍛造により付与された相当歪み量を算出した。前記相当歪み量は、予め圧縮変形時の変形抵抗値を測定しておき、市販のシミュレーションソフト（Scientific Forming Technologies Corporation社製、商品名：ＤＥ−ＦＯＲＭ）を用いて算出した。各ビレットＡ，Ｂ，Ｃの強度測定部位ａ，ｂに付与された相当歪み量を表４に示す。

次に、各ビレットＡ，Ｂ，Ｃの強度測定部位ａ，ｂの静強度として、破壊強度及び０．２％耐圧を室温で測定した。相当歪み量と破壊強度との関係を図８に、相当歪み量と０．２％耐圧との関係を図９にそれぞれ示す。

図８，図９から、本実施例で得られた鍛造体としての据え込み鍛造素材（マグネシウム合金部材に相当する）は、優れた強度を備えていることが明らかである。

また、図８から、破壊強度は相当歪み量が１．１以下の範囲で上昇していることが明らかである。また、図９から、０．２％耐圧は相当歪み量が１．５以下の範囲で急激に上昇していることが明らかである。

本発明の製造方法に用いる連続鋳造装置の説明的断面図。 実施例１で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真。 実施例２で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真。 実施例３で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真。 比較例１で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真。 比較例２で得られたマグネシウム合金の金属組織の光学顕微鏡写真。 割れの有無と粒子径及び圧縮率との関係を示すグラフ。 相当歪み量と破壊強度との関係を示すグラフ。 相当歪み量と０．２％耐圧との関係を示すグラフ。

符号の説明

１…連続鋳造装置、 ３…鋳型、 Ｍ…溶湯、 Ｍａ…鋳造物。

Claims (2)

1. Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙと、全量に対して０．１〜０．７重量％の範囲のＺｒとを溶解し、得られた溶湯を所定の形状の鋳型に連続的に供給し、該鋳型内で冷却して取り出すことにより、ＺｎとＹとを含むマグネシウム合金からなり、且つ５０〜１５０μｍの範囲の結晶粒子径を有する鋳造体を得る工程と、
   該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して鍛造することにより、マグネシウム合金部材となる鍛造体を得る工程と、
   を備えることを特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。
2. 前記鍛造により付与される相当歪み量が、１．１〜５．０の範囲であることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム合金部材の製造方法。