JP2019151925A - Flame retardant magnesium alloy and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、難燃性マグネシウム合金及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a flame retardant magnesium alloy and a method for producing the same.
マグネシウム合金は、高い比強度を有するために輸送機器軽量化のキーテクノロジーとして期待されている。しかしながら、マグネシウム合金は高温で簡単に発火してしまうことが知られている。安全に鋳造・溶解作業を行うことや、航空機などの輸送機器に使用する上での安全性向上のために難燃性を有したマグネシウム合金の開発が以前より進められて来た。これに関連する技術が特許文献1に開示されている。 Magnesium alloys are expected as a key technology for reducing the weight of transportation equipment because of their high specific strength. However, magnesium alloys are known to easily ignite at high temperatures. The development of flame retardant magnesium alloys has been underway for a long time in order to perform safe casting and melting operations and improve safety when used in transportation equipment such as aircraft. A technique related to this is disclosed in Patent Document 1.
従来の難燃性マグネシウム合金はCaやYの元素を添加して、マグネシウム合金表面に酸化皮膜を形成させることによって、マグネシウム合金の発火点を向上させてきた。しかし、従来の難燃性マグネシウム合金には以下の課題が存在する。 Conventional flame retardant magnesium alloys have improved the ignition point of magnesium alloys by adding Ca and Y elements to form an oxide film on the surface of the magnesium alloy. However, conventional flame retardant magnesium alloys have the following problems.
Caは1原子%以上の添加により優れた難燃性を示すが、金属間化合物の形成によってマグネシウム合金の脆化を招く恐れがある。また、Yも微量添加で合金表面に酸化皮膜を形成して、難燃性を発現するが、合金の溶解時にYの内部酸化によって溶湯汚染を引き起こす可能性がある。 Ca exhibits excellent flame retardancy when added in an amount of 1 atomic% or more, but the formation of an intermetallic compound may cause embrittlement of the magnesium alloy. Y also forms an oxide film on the surface of the alloy when added in a small amount to exhibit flame retardancy, but may cause molten metal contamination due to internal oxidation of Y during melting of the alloy.
そこで、元のマグネシウム合金の性能を阻害することがなく、且つ溶解時に内部酸化を発生させず、微量添加でマグネシウム合金に難燃性を付与する元素が必要とされている。 Therefore, there is a need for an element that does not hinder the performance of the original magnesium alloy, does not generate internal oxidation during melting, and imparts flame retardancy to the magnesium alloy with a small amount of addition.
本発明の一態様は、合金の性能を阻害しない程度の微量添加で難燃性を付与でき、且つ溶解時に内部酸化を抑制できる難燃性マグネシウム合金またはその製造方法を提供することを課題とする。また、本発明の一態様は、合金の性能を阻害しない程度の微量添加で溶解時に内部酸化を抑制できる難燃性マグネシウム合金またはその製造方法を提供することを課題とする。 An object of one embodiment of the present invention is to provide a flame-retardant magnesium alloy that can impart flame retardancy with a small amount of addition that does not hinder the performance of the alloy, and that can suppress internal oxidation during melting, or a method for producing the same. . Another object of one embodiment of the present invention is to provide a flame-retardant magnesium alloy that can suppress internal oxidation at the time of melting by addition of a trace amount that does not inhibit the performance of the alloy, or a method for manufacturing the same.
以下に本発明の種々の態様について説明する。
[1]Mg合金に0.05原子%以上0.6原子%以下(好ましくは0.1原子%以上0.6原子%以下)のYbを含有させた難燃性マグネシウム合金を溶解する工程を含み、
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
Various aspects of the present invention will be described below.
[1] A step of dissolving a flame retardant magnesium alloy containing 0.05 atom% or more and 0.6 atom% or less (preferably 0.1 atom% or more and 0.6 atom% or less) of Yb in an Mg alloy. Including
The said Mg alloy contains Mg of 85 atomic% or more, The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
[2]Mg合金に3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させた難燃性マグネシウム合金を溶解する工程を含み、
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[2] including a step of dissolving a flame retardant magnesium alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in the Mg alloy,
The said Mg alloy contains Mg of 85 atomic% or more, The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
[3]上記[1]または[2]において、
前記Mg合金は、Mg−Zn−Y合金、Mg−Zn−Gd合金、Mg−Zn−(Y−Gd)合金、Mg−Zn−Y−X−Z合金、Mg−Zn−Gd−X−Z合金、及びMg−Zn−Y−Gd−X−Z合金のいずれかであり、
前記Xは、Al、Ca及びLiからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Zは、希土類元素、Mn、Si、Zr、Ti、Hf、Nb、Sn、Ag、Sr、Sc、Sb、B、C及びBeからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Znの含有量をa原子%、前記Yの含有量をb原子%、前記Gdの含有量をb原子%、前記Y及びGdの合計含有量をb原子%、前記Xの含有量をc原子%、前記Zの含有量をd原子%とすると、下記(式1)〜(式6)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式1)0.1≦a≦3.0
(式2)0.1≦b≦3.0
(式3)c≦3.0
(式4)d≦1.0
(式5)b≦a+2
(式6)b≧a−1
[3] In the above [1] or [2],
The Mg alloy includes Mg—Zn—Y alloy, Mg—Zn—Gd alloy, Mg—Zn— (Y—Gd) alloy, Mg—Zn—Y—X—Z alloy, Mg—Zn—Gd—X—Z. Alloy, or Mg-Zn-Y-Gd-XZ alloy,
X is at least one element selected from the group consisting of Al, Ca and Li;
Z is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements, Mn, Si, Zr, Ti, Hf, Nb, Sn, Ag, Sr, Sc, Sb, B, C, and Be;
The Zn content is a atomic%, the Y content is b atomic%, the Gd content is b atomic%, the total content of Y and Gd is b atomic%, and the X content is c. A method for producing a flame retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 1) to (formula 6) when the atomic percent and the Z content are d atomic percent.
(Formula 1) 0.1 ≦ a ≦ 3.0
(Formula 2) 0.1 ≦ b ≦ 3.0
(Formula 3) c ≦ 3.0
(Formula 4) d ≦ 1.0
(Formula 5) b ≦ a + 2
(Formula 6) b ≧ a−1
[4]上記[1]または[2]において、
前記Mg合金は、Caをx原子%含有し、Alをy原子%含有し、残部がMgからなる組成を有し、
aとbが下記(式31)〜(式33)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式31)3≦x≦7
(式32)4.5≦y≦12
(式33)1.2≦y/x≦3.0
[4] In the above [1] or [2],
The Mg alloy has a composition containing Ca at x atom%, Al at y atom%, and the balance being Mg.
a and b satisfy the following (formula 31) to (formula 33): a method for producing a flame-retardant magnesium alloy;
(Formula 31) 3 ≦ x ≦ 7
(Formula 32) 4.5 ≦ y ≦ 12
(Formula 33) 1.2 ≦ y / x ≦ 3.0
[5]上記[4]において、
前記Mg合金にZnをx1原子%含有し、x1が下記(式34)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式34)0<x1≦3
[5] In the above [4],
A method for producing a flame-retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy contains x1 atomic% of Zn, and x1 satisfies the following (formula 34).
(Formula 34) 0 <x1 ≦ 3
[6]上記[4]または[5]において、
前記Mg合金にMn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をx2原子%含有し、x2が下記(式35)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式35)0<x2≦0.3
[6] In the above [4] or [5],
The Mg alloy contains x2 atom% of at least one element selected from the group consisting of Mn, Zr, Si, Sc, Sn, Ag, Cu, Li, Be, Mo, Nb, W, and a rare earth element, and x2 The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by satisfy | filling following (Formula 35).
(Formula 35) 0 <x2 ≦ 0.3
[7]上記[1]または[2]において、
前記Mg合金は、下記(A)〜(F)のいずれかの合金であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(A)Mg−Al−Mn合金であり、Alの含有量をe原子%、Mnの含有量をf原子%とすると、下記(式7)及び(式8)を満たす。
(式7)2.7≦e≦9.2
(式8)0.02≦f≦0.07
(B)Mg−Al−Mn−Ca合金であり、Alの含有量をg原子%、Mnの含有量をh原子%、Caの含有量をi原子%とすると、下記(式9)〜(式11)を満たす。
(式9)2.7≦g≦9.2
(式10)0.02≦h≦0.07
(式11)0.4≦i≦1.6
(C)Mg−Al−Zn合金であり、Alの含有量をj原子%、Znの含有量をk原子%とすると、下記(式12)及び(式13)を満たす。
(式12)2.7≦j≦8.4
(式13)0.3≦k≦1.2
(D)Mg−Al−Zn−Ca合金であり、Alの含有量をl原子%、Znの含有量をm原子%、Caの含有量をn原子%とすると、下記(式14)〜(式16)を満たす。
(式14)2.7≦l≦8.5
(式15)0.3≦m≦1.2
(式16)0.4≦n≦1.6
(E)Mg−Nd−Y合金であり、Ndの含有量をo原子%、Yの含有量をp原子%とすると、下記(式17)及び(式18)を満たす。
(式17)0.3≦o≦0.7
(式18)0.7≦p≦1.4
(F)Mg−Al−RE合金であり、Alの含有量をq原子%、REの含有量をr原子%とすると、下記(式19)及び(式20)を満たす。
(式19)2.2≦q≦4.2
(式20)0.2≦r≦0.9
なお、REはすべての希土類元素を含む意味である。
[7] In the above [1] or [2],
The said Mg alloy is an alloy in any one of following (A)-(F), The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
(A) It is an Mg—Al—Mn alloy, and when the Al content is e atomic% and the Mn content is f atomic%, the following (formula 7) and (formula 8) are satisfied.
(Formula 7) 2.7 ≦ e ≦ 9.2
(Formula 8) 0.02 ≦ f ≦ 0.07
(B) Mg—Al—Mn—Ca alloy, where the Al content is g atomic%, the Mn content is h atomic%, and the Ca content is i atomic%, the following (formula 9) to ( Equation 11) is satisfied.
(Formula 9) 2.7 ≦ g ≦ 9.2
(Formula 10) 0.02 ≦ h ≦ 0.07
(Formula 11) 0.4 ≦ i ≦ 1.6
(C) It is an Mg—Al—Zn alloy, and satisfies the following (Formula 12) and (Formula 13) when the Al content is j atomic% and the Zn content is k atomic%.
(Formula 12) 2.7 ≦ j ≦ 8.4
(Formula 13) 0.3 ≦ k ≦ 1.2
(D) Mg—Al—Zn—Ca alloy, where the Al content is 1 atomic%, the Zn content is m atomic%, and the Ca content is n atomic%, the following (formula 14) to ( Equation 16) is satisfied.
(Formula 14) 2.7 ≦ l ≦ 8.5
(Formula 15) 0.3 ≦ m ≦ 1.2
(Formula 16) 0.4 ≦ n ≦ 1.6
(E) Mg—Nd—Y alloy satisfying the following (Formula 17) and (Formula 18) when the Nd content is o atomic% and the Y content is p atomic%.
(Formula 17) 0.3 ≦ o ≦ 0.7
(Formula 18) 0.7 ≦ p ≦ 1.4
(F) Mg—Al—RE alloy. When Al content is q atomic% and RE content is r atomic%, the following (formula 19) and (formula 20) are satisfied.
(Formula 19) 2.2 ≦ q ≦ 4.2
(Formula 20) 0.2 ≦ r ≦ 0.9
Note that RE means to include all rare earth elements.
[8]上記[1]において、
前記Mg合金を溶解する際は大気雰囲気中の750℃以下の温度で行われることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[8] In the above [1],
The method for producing a flame-retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy is melted at a temperature of 750 ° C. or lower in an air atmosphere.
[9]上記[1]乃至[8]のいずれか一項において、
前記Mg合金を溶解した後に、溶解したMg合金を鋳造することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[9] In any one of [1] to [8] above,
A method for producing a flame retardant magnesium alloy, comprising melting the Mg alloy and then casting the molten Mg alloy.
[10]上記[9]において、
前記Mg合金を鋳造する際の冷却速度は1000K/秒以下であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[10] In the above [9],
The method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein a cooling rate when casting the Mg alloy is 1000 K / second or less.
[11]上記[9]または[10]において、
前記鋳造した後のMg合金の酸化皮膜が、Yb及びBeを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄いことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[11] In the above [9] or [10],
A method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy oxide film after casting is thinner than the Mg alloy oxide film not containing Yb and Be.
[12]上記[9]乃至[11]のいずれか一項において、
前記鋳造した後のMg合金の内部酸化物の量が、Yb及びBeを含有しないMg合金の内部酸化物の量より少ないことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
[12] In any one of [9] to [11] above,
The method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein the amount of the internal oxide of the Mg alloy after casting is less than the amount of the internal oxide of the Mg alloy not containing Yb and Be.
[13]Mg合金に0.05原子%以上0.6原子%以下(好ましくは0.1原子%以上0.6原子%以下)のYbを含有させた難燃性マグネシウム合金であり、
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[13] A flame retardant magnesium alloy in which 0.05 atom% or more and 0.6 atom% or less (preferably 0.1 atom% or more and 0.6 atom% or less) Yb is contained in an Mg alloy,
The flame retardant magnesium alloy characterized in that the Mg alloy contains 85 atomic% or more of Mg.
[14]Mg合金に3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させた難燃性マグネシウム合金であり、
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[14] A flame-retardant magnesium alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in an Mg alloy,
The flame retardant magnesium alloy characterized in that the Mg alloy contains 85 atomic% or more of Mg.
[15]上記[13]または[14]において、
前記Mg合金は、Mg−Zn−Y合金、Mg−Zn−Gd合金、Mg−Zn−(Y−Gd)合金、Mg−Zn−Y−X−Z合金、Mg−Zn−Gd−X−Z合金、及びMg−Zn−Y−Gd−X−Z合金のいずれかであり、
前記Xは、Al、Ca及びLiからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Zは、希土類元素、Mn、Si、Zr、Ti、Hf、Nb、Sn、Ag、Sr、Sc、Sb、B、C及びBeからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Znの含有量をa原子%、前記Yの含有量をb原子%、前記Gdの含有量をb原子%、前記Y及びGdの合計含有量をb原子%、前記Xの含有量をc原子%、前記Zの含有量をd原子%とすると、下記(式1)〜(式6)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式1)0.1≦a≦3.0
(式2)0.1≦b≦3.0
(式3)c≦3.0
(式4)d≦1.0
(式5)b≦a+2
(式6)b≧a−1
[15] In the above [13] or [14],
The Mg alloy includes Mg—Zn—Y alloy, Mg—Zn—Gd alloy, Mg—Zn— (Y—Gd) alloy, Mg—Zn—Y—X—Z alloy, Mg—Zn—Gd—X—Z. Alloy, or Mg-Zn-Y-Gd-XZ alloy,
X is at least one element selected from the group consisting of Al, Ca and Li;
Z is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements, Mn, Si, Zr, Ti, Hf, Nb, Sn, Ag, Sr, Sc, Sb, B, C, and Be;
The Zn content is a atomic%, the Y content is b atomic%, the Gd content is b atomic%, the total content of Y and Gd is b atomic%, and the X content is c. A flame-retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 1) to (formula 6) when the atomic percent and the Z content are d atomic percent.
(Formula 1) 0.1 ≦ a ≦ 3.0
(Formula 2) 0.1 ≦ b ≦ 3.0
(Formula 3) c ≦ 3.0
(Formula 4) d ≦ 1.0
(Formula 5) b ≦ a + 2
(Formula 6) b ≧ a−1
[16]上記[13]または[14]において、
前記Mg合金は、Caをx原子%含有し、Alをy原子%含有し、残部がMgからなる組成を有し、
aとbが下記(式31)〜(式33)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式31)3≦x≦7
(式32)4.5≦y≦12
(式33)1.2≦y/x≦3.0
[16] In the above [13] or [14],
The Mg alloy has a composition containing Ca at x atom%, Al at y atom%, and the balance being Mg.
a flame retardant magnesium alloy, wherein a and b satisfy the following (formula 31) to (formula 33):
(Formula 31) 3 ≦ x ≦ 7
(Formula 32) 4.5 ≦ y ≦ 12
(Formula 33) 1.2 ≦ y / x ≦ 3.0
[17]上記[16]において、
前記Mg合金にZnをx1原子%含有し、x1が下記(式34)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式34)0<x1≦3
[17] In the above [16],
A flame retardant magnesium alloy containing x1 atomic% of Zn in the Mg alloy, wherein x1 satisfies the following (formula 34).
(Formula 34) 0 <x1 ≦ 3
[18]上記[16]または[17]において、
前記Mg合金にMn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をx2原子%含有し、x2が下記(式35)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式35)0<x2≦0.3
[18] In the above [16] or [17],
The Mg alloy contains x2 atom% of at least one element selected from the group consisting of Mn, Zr, Si, Sc, Sn, Ag, Cu, Li, Be, Mo, Nb, W, and a rare earth element, and x2 A flame-retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 35).
(Formula 35) 0 <x2 ≦ 0.3
[19]上記[13]または[14]において、
前記Mg合金は、下記(A)〜(G)のいずれかの合金であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(A)Mg−Al−Mn合金であり、Alの含有量をe原子%、Mnの含有量をf原子%とすると、下記(式7)及び(式8)を満たす。
(式7)2.7≦e≦9.2
(式8)0.02≦f≦0.07
(B)Mg−Al−Mn−Ca合金であり、Alの含有量をg原子%、Mnの含有量をh原子%、Caの含有量をi原子%とすると、下記(式9)〜(式11)を満たす。
(式9)2.7≦g≦9.2
(式10)0.02≦h≦0.07
(式11)0.4≦i≦1.6
(C)Mg−Al−Zn合金であり、Alの含有量をj原子%、Znの含有量をk原子%とすると、下記(式12)及び(式13)を満たす。
(式12)2.7≦j≦8.4
(式13)0.3≦k≦1.2
(D)Mg−Al−Zn−Ca合金であり、Alの含有量をl原子%、Znの含有量をm原子%、Caの含有量をn原子%とすると、下記(式14)〜(式16)を満たす。
(式14)2.7≦l≦8.5
(式15)0.3≦m≦1.2
(式16)0.4≦n≦1.6
(E)Mg−Nd−Y合金であり、Ndの含有量をo原子%、Yの含有量をp原子%とすると、下記(式17)及び(式18)を満たす。
(式17)0.3≦o≦0.7
(式18)0.7≦p≦1.4
(F)Mg−Al−RE合金であり、Alの含有量をq原子%、REの含有量をr原子%とすると、下記(式19)及び(式20)を満たす。
(式19)2.2≦q≦4.2
(式20)0.2≦r≦0.9
[19] In the above [13] or [14],
The said Mg alloy is an alloy in any one of following (A)-(G), The flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
(A) It is an Mg—Al—Mn alloy, and when the Al content is e atomic% and the Mn content is f atomic%, the following (formula 7) and (formula 8) are satisfied.
(Formula 7) 2.7 ≦ e ≦ 9.2
(Formula 8) 0.02 ≦ f ≦ 0.07
(B) Mg—Al—Mn—Ca alloy, where the Al content is g atomic%, the Mn content is h atomic%, and the Ca content is i atomic%, the following (formula 9) to ( Equation 11) is satisfied.
(Formula 9) 2.7 ≦ g ≦ 9.2
(Formula 10) 0.02 ≦ h ≦ 0.07
(Formula 11) 0.4 ≦ i ≦ 1.6
(C) It is an Mg—Al—Zn alloy, and satisfies the following (Formula 12) and (Formula 13) when the Al content is j atomic% and the Zn content is k atomic%.
(Formula 12) 2.7 ≦ j ≦ 8.4
(Formula 13) 0.3 ≦ k ≦ 1.2
(D) Mg—Al—Zn—Ca alloy, where the Al content is 1 atomic%, the Zn content is m atomic%, and the Ca content is n atomic%, the following (formula 14) to ( Equation 16) is satisfied.
(Formula 14) 2.7 ≦ l ≦ 8.5
(Formula 15) 0.3 ≦ m ≦ 1.2
(Formula 16) 0.4 ≦ n ≦ 1.6
(E) Mg—Nd—Y alloy satisfying the following (Formula 17) and (Formula 18) when the Nd content is o atomic% and the Y content is p atomic%.
(Formula 17) 0.3 ≦ o ≦ 0.7
(Formula 18) 0.7 ≦ p ≦ 1.4
(F) Mg—Al—RE alloy. When Al content is q atomic% and RE content is r atomic%, the following (formula 19) and (formula 20) are satisfied.
(Formula 19) 2.2 ≦ q ≦ 4.2
(Formula 20) 0.2 ≦ r ≦ 0.9
[20]上記[13]において、
前記Mg合金は750℃以上の発火温度を有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[20] In the above [13],
The flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy has an ignition temperature of 750 ° C or higher.
[21]上記[13]乃至[20]のいずれか一項において、
前記Mg合金を溶解して鋳造した場合、その鋳造したMg合金の酸化皮膜が、Yb及びBeを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄いことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[21] In any one of [13] to [20] above,
A flame-retardant magnesium alloy characterized in that, when the Mg alloy is melted and cast, an oxide film of the cast Mg alloy is thinner than an oxide film of an Mg alloy not containing Yb and Be.
[22]上記[13]乃至[21]のいずれか一項において、
前記Mg合金を溶解して鋳造した場合、その鋳造したMg合金の内部酸化物の量が、Yb及びBeを含有しないMg合金の内部酸化物の量より少ないことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[22] In any one of [13] to [21] above,
When the Mg alloy is melted and cast, the amount of internal oxide of the cast Mg alloy is less than the amount of internal oxide of the Mg alloy not containing Yb and Be. .
[23]上記[13]乃至[22]のいずれか一項において、
前記Mg合金は鋳造物であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
[23] In any one of the above [13] to [22],
The flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy is a casting.
本発明の一態様によれば、合金の性能を阻害しない程度の微量添加で難燃性を付与でき、且つ溶解時に内部酸化を抑制できる難燃性マグネシウム合金またはその製造方法を提供することができる。また、本発明の一態様によれば、合金の性能を阻害しない程度の微量添加で溶解時に内部酸化を抑制できる難燃性マグネシウム合金またはその製造方法を提供するこができる。 According to one embodiment of the present invention, it is possible to provide a flame retardant magnesium alloy that can impart flame retardancy with a small amount of addition that does not hinder the performance of the alloy and that can suppress internal oxidation during melting, or a method for producing the same. . In addition, according to one embodiment of the present invention, it is possible to provide a flame-retardant magnesium alloy that can suppress internal oxidation during melting by addition of a trace amount that does not inhibit the performance of the alloy, or a method for manufacturing the same.
以下では、本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容に限定して解釈されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the following description, and it will be easily understood by those skilled in the art that modes and details can be variously changed without departing from the spirit and scope of the present invention. Therefore, the present invention should not be construed as being limited to the description of the embodiments below.
また、以下に示す各実施の形態によるMg合金における長周期積層構造相を発生させるための組成範囲及び製造工程の条件等については、特許第3905115号、特許第3940154号、特許第4139841号に記載したとおりである。 In addition, the composition range for generating the long-period laminated structure phase in the Mg alloy according to each embodiment described below, the conditions of the manufacturing process, and the like are described in Japanese Patent No. 3905115, Japanese Patent No. 3940154, and Japanese Patent No. 4139842. Just as you did.
[第1の実施形態]
本発明の一態様に係る難燃性マグネシウム合金の製造方法について説明する。
85原子%以上のMgを含有するMg合金に、0.05原子%以上0.6原子%以下(好ましくは0.1原子%以上0.6原子%以下)のYbを含有させた合金を、大気雰囲気中で750℃以下の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ybを含有することにより750℃超の発火温度を有するため、大気雰囲気中で溶解しても発火することがない。つまり、Mg合金に0.05原子%以上0.6原子%以下(好ましくは0.1原子%以上0.6原子%以下)のYbを含有させた合金の発火温度は、Ybを含有させない元のMg合金の発火温度より高くすることができる。なお、元のMg合金の組成によって発火温度は異なるが、元のMg合金の発火温度が高くても、Ybを添加することで、元のMg合金の発火温度より高くすることができる。このようにしてMg合金の鋳造物を作る。鋳造時の冷却速度は1000K/秒以下であり、より好ましくは100K/秒以下である。
[First Embodiment]
A method for producing a flame-retardant magnesium alloy according to one embodiment of the present invention will be described.
An alloy in which Yb of 0.05 atomic% or more and 0.6 atomic% or less (preferably 0.1 atomic% or more and 0.6 atomic% or less) is contained in an Mg alloy containing 85 atomic% or more of Mg, It is melted and cast at a temperature of 750 ° C. or lower in an air atmosphere. Since this alloy has an ignition temperature of more than 750 ° C. by containing Yb, it does not ignite even if it is melted in the air atmosphere. That is, the ignition temperature of an alloy containing 0.05 to 0.6 atom% (preferably 0.1 to 0.6 atom%) of Yb in the Mg alloy is the same as the ignition temperature of the alloy not containing Yb. It can be made higher than the ignition temperature of the Mg alloy. Although the ignition temperature differs depending on the composition of the original Mg alloy, even if the ignition temperature of the original Mg alloy is high, the ignition temperature of the original Mg alloy can be made higher by adding Yb. In this way, a casting of Mg alloy is made. The cooling rate at the time of casting is 1000 K / second or less, more preferably 100 K / second or less.
上記のMg合金は、Mg−Zn−Y合金、Mg−Zn−Gd合金、Mg−Zn−(Y−Gd)合金、Mg−Zn−Y−X−Z合金、Mg−Zn−Gd−X−Z合金、及びMg−Zn−Y−Gd−X−Z合金のいずれかを用いてもよい。
前記Xは、Al、Ca及びLiからなる群から選択される少なくとも1種の元素である。
前記Zは、希土類元素、Mn、Si、Zr、Ti、Hf、Nb、Sn、Ag、Sr、Sc、Sb、B、C及びBeからなる群から選択される少なくとも1種の元素である。なお、希土類元素はすべての希土類元素を含む意味である。
The above Mg alloys include Mg—Zn—Y alloy, Mg—Zn—Gd alloy, Mg—Zn— (Y—Gd) alloy, Mg—Zn—Y—X—Z alloy, Mg—Zn—Gd—X—. Either Z alloy or Mg—Zn—Y—Gd—XZ alloy may be used.
X is at least one element selected from the group consisting of Al, Ca and Li.
Z is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements, Mn, Si, Zr, Ti, Hf, Nb, Sn, Ag, Sr, Sc, Sb, B, C, and Be. The rare earth element is meant to include all rare earth elements.
前記Znの含有量をa原子%、前記Yの含有量をb原子%、前記Gdの含有量をb原子%、前記Y及びGdの合計含有量をb原子%、前記Xの含有量をc原子%、前記Zの含有量をd原子%とすると、下記(式1)〜(式6)を満たすとよい。
(式1)0.1≦a≦3.0
(式2)0.1≦b≦3.0
(式3)c≦3.0
(式4)d≦1.0
(式5)b≦a+2
(式6)b≧a−1
The Zn content is a atomic%, the Y content is b atomic%, the Gd content is b atomic%, the total content of Y and Gd is b atomic%, and the X content is c. When the atomic% and the Z content are d atomic%, the following (formula 1) to (formula 6) may be satisfied.
(Formula 1) 0.1 ≦ a ≦ 3.0
(Formula 2) 0.1 ≦ b ≦ 3.0
(Formula 3) c ≦ 3.0
(Formula 4) d ≦ 1.0
(Formula 5) b ≦ a + 2
(Formula 6) b ≧ a−1
また、上記のMg合金は、Caをx原子%含有し、Alをy原子%含有し、残部がMgからなる組成を有し、aとbが下記(式31)〜(式33)を満たす合金を用いてもよい。
(式31)3≦x≦7
(式32)4.5≦y≦12
(式33)1.2≦y/x≦3.0
In addition, the Mg alloy has a composition containing Ca at x atom%, Al at y atom%, the balance being Mg, and a and b satisfy the following (formula 31) to (formula 33). An alloy may be used.
(Formula 31) 3 ≦ x ≦ 7
(Formula 32) 4.5 ≦ y ≦ 12
(Formula 33) 1.2 ≦ y / x ≦ 3.0
また、前記Mg合金にさらにZnをx1原子%含有し、x1が下記(式34)を満たすとよい。
(式34)0<x1≦3
The Mg alloy may further contain x1 atom% of Zn, and x1 preferably satisfies the following (formula 34).
(Formula 34) 0 <x1 ≦ 3
また、前記Mg合金にさらにMn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をx2原子%含有し、x2が下記(式35)を満たすとよい。
(式35)0<x2≦0.3
Further, the Mg alloy further contains x2 atomic% of at least one element selected from the group consisting of Mn, Zr, Si, Sc, Sn, Ag, Cu, Li, Be, Mo, Nb, W, and rare earth elements. , X2 may satisfy the following (formula 35).
(Formula 35) 0 <x2 ≦ 0.3
また、上記のMg合金は、下記(A)〜(F)のいずれかの合金を用いてもよい。
(A)Mg−Al−Mn合金であり、Alの含有量をe原子%、Mnの含有量をf原子%とすると、下記(式7)及び(式8)を満たす。
(式7)2.7≦e≦9.2
(式8)0.02≦f≦0.07
Moreover, any of the following alloys (A) to (F) may be used as the Mg alloy.
(A) It is an Mg—Al—Mn alloy, and when the Al content is e atomic% and the Mn content is f atomic%, the following (formula 7) and (formula 8) are satisfied.
(Formula 7) 2.7 ≦ e ≦ 9.2
(Formula 8) 0.02 ≦ f ≦ 0.07
(B)Mg−Al−Mn−Ca合金であり、Alの含有量をg原子%、Mnの含有量をh原子%、Caの含有量をi原子%とすると、下記(式9)〜(式11)を満たす。
(式9)2.7≦g≦9.2
(式10)0.02≦h≦0.07
(式11)0.4≦i≦1.6
(B) Mg—Al—Mn—Ca alloy, where the Al content is g atomic%, the Mn content is h atomic%, and the Ca content is i atomic%, the following (formula 9) to ( Equation 11) is satisfied.
(Formula 9) 2.7 ≦ g ≦ 9.2
(Formula 10) 0.02 ≦ h ≦ 0.07
(Formula 11) 0.4 ≦ i ≦ 1.6
(C)Mg−Al−Zn合金であり、Alの含有量をj原子%、Znの含有量をk原子%とすると、下記(式12)及び(式13)を満たす。
(式12)2.7≦j≦8.4
(式13)0.3≦k≦1.2
(C) It is an Mg—Al—Zn alloy, and satisfies the following (Formula 12) and (Formula 13) when the Al content is j atomic% and the Zn content is k atomic%.
(Formula 12) 2.7 ≦ j ≦ 8.4
(Formula 13) 0.3 ≦ k ≦ 1.2
(D)Mg−Al−Zn−Ca合金であり、Alの含有量をl原子%、Znの含有量をm原子%、Caの含有量をn原子%とすると、下記(式14)〜(式16)を満たす。
(式14)2.7≦l≦8.5
(式15)0.3≦m≦1.2
(式16)0.4≦n≦1.6
(D) Mg—Al—Zn—Ca alloy, where the Al content is 1 atomic%, the Zn content is m atomic%, and the Ca content is n atomic%, the following (formula 14) to ( Equation 16) is satisfied.
(Formula 14) 2.7 ≦ l ≦ 8.5
(Formula 15) 0.3 ≦ m ≦ 1.2
(Formula 16) 0.4 ≦ n ≦ 1.6
(E)Mg−Nd−Y合金であり、Ndの含有量をo原子%、Yの含有量をp原子%とすると、下記(式17)及び(式18)を満たす。
(式17)0.3≦o≦0.7
(式18)0.7≦p≦1.4
(E) Mg—Nd—Y alloy satisfying the following (Formula 17) and (Formula 18) when the Nd content is o atomic% and the Y content is p atomic%.
(Formula 17) 0.3 ≦ o ≦ 0.7
(Formula 18) 0.7 ≦ p ≦ 1.4
(F)Mg−Al−RE合金であり、Alの含有量をq原子%、REの含有量をr原子%とすると、下記(式19)及び(式20)を満たす。
(式19)2.2≦q≦4.2
(式20)0.2≦r≦0.9
(F) Mg—Al—RE alloy. When Al content is q atomic% and RE content is r atomic%, the following (formula 19) and (formula 20) are satisfied.
(Formula 19) 2.2 ≦ q ≦ 4.2
(Formula 20) 0.2 ≦ r ≦ 0.9
また、上記のMg合金は、その合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。 Further, the Mg alloy may contain impurities that do not affect the alloy characteristics.
上記のMg合金の鋳造物を作るプロセスとしては、種々のプロセスを用いることが可能であり、例えば、高圧鋳造、ロールキャスト、傾斜板鋳造、連続鋳造、チクソモールディング、ダイカストなどを用いることが可能である。また、Mg合金の鋳造物としてはインゴットから所定形状に切り出したものを用いてもよい。 Various processes can be used as a process for making the above-mentioned Mg alloy casting. For example, high pressure casting, roll casting, inclined plate casting, continuous casting, thixo molding, die casting, etc. can be used. is there. Further, as a cast of Mg alloy, a product cut out from an ingot into a predetermined shape may be used.
次いで、上記の鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が400℃〜550℃、処理時間が1分〜1500分(又は24時間)とすることが好ましい。 Next, the above casting may be subjected to a homogenization heat treatment. The heat treatment conditions at this time are preferably a temperature of 400 ° C. to 550 ° C. and a treatment time of 1 minute to 1500 minutes (or 24 hours).
次に、前記鋳造物に塑性加工を行う。この塑性加工の方法としては、例えば押出し、ECAE(equal−channel−angular−extrusion)加工法、圧延、引抜及び鍛造、これらの繰り返し加工、FSW(friction stir welding;摩擦撹拌溶接)加工などを用いる。 Next, the casting is plastically processed. As the plastic working method, for example, extrusion, ECAE (equal-channel-angular-extrusion) working method, rolling, drawing and forging, repetitive working thereof, FSW (friction stir welding) working or the like is used.
押出しによる塑性加工を行う場合は、押出し温度を250℃以上500℃以下とし、押出しによる断面減少率を5%以上とすることが好ましい。 When performing plastic working by extrusion, it is preferable that the extrusion temperature is 250 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the cross-sectional reduction rate by extrusion is 5% or more.
ECAE加工法は、試料に均一なひずみを導入するためにパス毎に試料長手方向を90°ずつ回転させる方法である。具体的には、断面形状がL字状の成形孔を形成した成形用ダイの前記成形孔に、成形用材料であるマグネシウム合金鋳造物を強制的に進入させて、特にL状成形孔の90°に曲げられた部分で前記マグネシウム合金鋳造物に応力を加えて強度及び靭性が優れた成形体を得る方法である。ECAEのパス回数としては1〜8パスが好ましい。より好ましくは3〜5パスである。ECAEの加工時の温度は250℃以上500℃以下が好ましい。 The ECAE processing method is a method of rotating the sample longitudinal direction by 90 ° for each pass in order to introduce a uniform strain to the sample. Specifically, a magnesium alloy cast material as a molding material is forcibly entered into the molding hole of the molding die in which a L-shaped molding hole is formed. This is a method of applying a stress to the magnesium alloy casting at a portion bent at a degree to obtain a molded body having excellent strength and toughness. The number of ECAE passes is preferably 1 to 8 passes. More preferably, it is 3 to 5 passes. The temperature during processing of ECAE is preferably 250 ° C. or more and 500 ° C. or less.
圧延による塑性加工を行う場合は、圧延温度を250℃以上500℃以下とし、圧下率を5%以上とすることが好ましい。 When performing plastic working by rolling, it is preferable that the rolling temperature is 250 ° C. or higher and 500 ° C. or lower and the rolling reduction is 5% or higher.
引抜加工による塑性加工を行う場合は、引抜加工を行う際の温度が250℃以上500℃以下、前記引抜加工の断面減少率が5%以上であることが好ましい。
鍛造による塑性加工を行う場合は、鍛造加工を行う際の温度が250℃以上500℃以下、前記鍛造加工の加工率が5%以上であることが好ましい。
When performing plastic working by drawing, it is preferable that the temperature at the time of drawing is 250 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the cross-sectional reduction rate of the drawing is 5% or more.
When performing plastic working by forging, it is preferable that the temperature at the time of forging is 250 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the processing rate of the forging is 5% or more.
Mg合金が長周期積層構造相を発生させる組成を有する場合、上記のように鋳造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてhcp構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工物は、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。長周期積層構造相を有することで強度を高くすることができ、且つ溶解、鋳造、加工時に燃焼しにくい性質を有するマグネシウム合金を実現できる。つまり、高強度と難燃化の両方の利点を兼ね備えたマグネシウム合金を実現することができる。 When the Mg alloy has a composition that generates a long-period multilayer structure phase, the plastic workpiece obtained by plastic processing as described above has a crystal structure of the hcp-structure magnesium phase and the long-period multilayer structure phase at room temperature. In addition, at least a part of the long-period laminated structure phase is curved or bent. Both the Vickers hardness and the yield strength of the plastic workpiece are higher than those of the casting before plastic processing. By having a long-period laminated structure phase, it is possible to increase the strength, and it is possible to realize a magnesium alloy that has the property of hardly burning during melting, casting, and processing. That is, it is possible to realize a magnesium alloy having both advantages of high strength and flame retardancy.
本実施形態によれば、Mg合金に0.05原子%以上0.6原子%以下のYbを含有させることで、溶解時に合金表面に緻密な酸化皮膜が形成され、合金と酸素の接触を阻むことができ、その結果、Mg合金に非常に高い難燃性を発現させることができる。また、Ybの添加量が0.6原子%以下と微量であるため、元のMg合金の性能を阻害することを抑制できるとともに、溶解時に内部酸化を抑制できる。つまり、Ybを微量添加することで、鋳造した後のMg合金の内部酸化物の量を、Ybを添加しないMg合金の内部酸化物の量より少なくすることができる。これにより、溶解時の内部酸化によって溶湯が汚染するのを抑制することができる。 According to the present embodiment, by containing 0.05 atomic% or more and 0.6 atomic% or less of Yb in the Mg alloy, a dense oxide film is formed on the alloy surface during melting, thereby preventing contact between the alloy and oxygen. As a result, the Mg alloy can exhibit very high flame retardancy. Moreover, since the addition amount of Yb is as small as 0.6 atomic% or less, it is possible to suppress the performance of the original Mg alloy from being inhibited and to suppress internal oxidation during dissolution. That is, by adding a small amount of Yb, the amount of the internal oxide of the Mg alloy after casting can be made smaller than the amount of the internal oxide of the Mg alloy without adding Yb. Thereby, it can suppress that a molten metal is contaminated by the internal oxidation at the time of a melt | dissolution.
また、本実施形態では、Mg合金に0.05原子%以上0.6原子%以下のYbを含有させることで、鋳造した後のMg合金の酸化皮膜を薄く均一にすることができる。つまり、鋳造した後のMg合金の酸化皮膜は、Ybを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄く均一になる。このため、酸化皮膜にクラックが入りにくくなり、酸化皮膜が割れにくくなる。逆に、溶解時に厚い酸化皮膜が形成されると、酸化皮膜にクラックが入りやすくなり、酸化皮膜が割れやすくなる。そして、酸化皮膜が割れると、その割れた部分の溶湯が空気に触れて発火しやすくなる。このため、溶解時に薄く均一性の高い酸化皮膜が形成されることで、その酸化皮膜の酸素の遮断能力を高くすることができる。これにより、難燃性を向上させることができるとともに、内部酸化によって溶湯内部への酸化物の汚染も低減できる。 Moreover, in this embodiment, the Mg alloy oxide film after casting can be made thin and uniform by containing 0.05 atomic% or more and 0.6 atomic% or less of Yb in the Mg alloy. That is, the Mg oxide oxide film after casting becomes thinner and more uniform than the Mg alloy oxide film not containing Yb. For this reason, it becomes difficult for a crack to enter into an oxide film, and an oxide film becomes difficult to break. On the contrary, when a thick oxide film is formed at the time of dissolution, the oxide film is easily cracked, and the oxide film is easily cracked. And if an oxide film is cracked, the molten metal in the cracked part will come into contact with air and easily ignite. For this reason, by forming a thin and highly uniform oxide film at the time of dissolution, the oxygen blocking ability of the oxide film can be increased. Thereby, while being able to improve a flame retardance, the contamination of the oxide inside a molten metal by internal oxidation can also be reduced.
[第2の実施形態]
本発明の一態様に係る難燃性マグネシウム合金の製造方法について説明する。
85原子%以上のMgを含有するMg合金に、3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させた合金を溶解して鋳造する。Mg合金に3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させた合金の発火温度は、Beを含有させない元のMg合金の発火温度より高くすることができる。なお、元のMg合金の組成によって発火温度は異なるが、元のMg合金の発火温度が高くても、Beを添加することで、元のMg合金の発火温度より高くすることができる。このようにしてMg合金の鋳造物を作る。鋳造時の冷却速度は1000K/秒以下であり、より好ましくは100K/秒以下である。
[Second Embodiment]
A method for producing a flame-retardant magnesium alloy according to one embodiment of the present invention will be described.
An alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in an Mg alloy containing 85 atomic% or more of Mg is melted and cast. The ignition temperature of the alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in the Mg alloy can be made higher than the ignition temperature of the original Mg alloy not containing Be. Although the ignition temperature varies depending on the composition of the original Mg alloy, even if the ignition temperature of the original Mg alloy is high, it can be made higher than the ignition temperature of the original Mg alloy by adding Be. In this way, a casting of Mg alloy is made. The cooling rate at the time of casting is 1000 K / second or less, more preferably 100 K / second or less.
上記のMg合金は、第1の実施形態と同様のものを用いることができる。また、上記のMg合金の鋳造物を作るプロセスは、第1の実施形態と同様のものを用いることができる。 As the Mg alloy, the same one as in the first embodiment can be used. Moreover, the process similar to 1st Embodiment can be used for the process which makes the casting of said Mg alloy.
次いで、上記の鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、第1の実施形態と同様のものを用いることができる。 Next, the above casting may be subjected to a homogenization heat treatment. The heat treatment conditions at this time can be the same as those in the first embodiment.
次に、前記鋳造物に塑性加工を行う。この塑性加工の方法としては、第1の実施形態と同様のものを用いることができる。 Next, the casting is plastically processed. As the plastic working method, the same one as in the first embodiment can be used.
Mg合金が長周期積層構造相を発生させる組成を有する場合は、第1の実施形態と同様の作用効果を奏する。 When the Mg alloy has a composition that generates a long-period laminated structure phase, the same effects as those of the first embodiment are achieved.
本実施形態によれば、Mg合金に3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させることで、溶解時に合金表面に緻密な酸化皮膜が形成され、合金と酸素の接触を阻むことができ、その結果、Mg合金に難燃性を発現させることができる。また、Beの添加量が3/10原子%以下と微量であるため、元のMg合金の性能を阻害することを抑制できるとともに、溶解時に内部酸化を抑制できる。つまり、Beを微量添加することで、鋳造した後のMg合金の内部酸化物の量を、Beを添加しないMg合金の内部酸化物の量より少なくすることができる。これにより、溶解時の内部酸化によって溶湯が汚染するのを抑制することができる。 According to the present embodiment, by containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in the Mg alloy, a dense oxide film is formed on the alloy surface during melting, thereby preventing contact between the alloy and oxygen. As a result, flame retardancy can be exhibited in the Mg alloy. Moreover, since the addition amount of Be is as small as 3/10 atomic% or less, it can suppress the performance of the original Mg alloy and can suppress internal oxidation during dissolution. That is, by adding a small amount of Be, the amount of the internal oxide of the Mg alloy after casting can be made smaller than the amount of the internal oxide of the Mg alloy without adding Be. Thereby, it can suppress that a molten metal is contaminated by the internal oxidation at the time of a melt | dissolution.
また、本実施形態では、Mg合金に3/100原子%以上3/10原子%以下のBeを含有させることで、鋳造した後のMg合金の酸化皮膜を薄く均一にすることができる。つまり、鋳造した後のMg合金の酸化皮膜は、Beを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄く均一になる。このため、酸化皮膜にクラックが入りにくくなり、酸化皮膜が割れにくくなる。このように溶解時に薄く均一性の高い酸化皮膜が形成されることで、その酸化皮膜の酸素の遮断能力を高くすることができる。これにより、難燃性を向上させることができるとともに、内部酸化によって溶湯内部への酸化物の汚染も低減できる。
なお、上記第1及び第2の実施形態を適宜組み合わせて実施することも可能である。
In the present embodiment, the Mg alloy after casting can be made thin and uniform by containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in the Mg alloy. That is, the Mg oxide oxide film after casting becomes thinner and more uniform than the Mg alloy oxide film not containing Be. For this reason, it becomes difficult for a crack to enter into an oxide film, and an oxide film becomes difficult to break. Thus, when the thin and highly uniform oxide film is formed at the time of dissolution, the oxygen blocking ability of the oxide film can be increased. Thereby, while being able to improve a flame retardance, the contamination of the oxide inside a molten metal by internal oxidation can also be reduced.
It should be noted that the first and second embodiments can be combined as appropriate.
図1は、Mg99X1合金の発火点を測定した結果を示す図である。
Mg99X1合金材は、純マグネシウムに添加元素Xを1原子%添加することで作製した。詳細には、これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。なお、Xは、Mg、Li、Na、Ca、Sr、Ba、Sc、Mn、Co、Ni、Cu、Y、Ag、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Gd、Dy、Ho、Yb、Al、Zn、Sn、Sbのいずれかである。
FIG. 1 is a diagram showing the results of measuring the ignition point of Mg 99 X 1 alloy.
The Mg 99 X 1 alloy material was produced by adding 1 atomic% of the additive element X to pure magnesium. Specifically, magnesium alloy ingots having these alloy components were melted in an argon atmosphere using a high-frequency melting furnace, and cut into shapes of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials. X is Mg, Li, Na, Ca, Sr, Ba, Sc, Mn, Co, Ni, Cu, Y, Ag, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Gd, Dy, Ho, Yb, Al , Zn, Sn, or Sb.
次に、これらの鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でφ3.8×0.6 mmのディスク状に加工後、サンプルをアルミナパンに入れて、TG/DTAを用いて加熱(50K/min)し、発火温度を測定した。測定は3回行い、3回測定した発火点の平均値を算出した。この結果を図1に示した。
Next, the ignition temperature of these cast materials was measured. The measurement method is as follows.
A cast material ingot was processed into a disk shape of φ3.8 × 0.6 mm with a lathe, the sample was placed in an alumina pan, heated with TG / DTA (50 K / min), and the ignition temperature was measured. The measurement was performed three times, and the average value of the ignition points measured three times was calculated. The results are shown in FIG.
図1に示すように、Mg99Yb1合金の発火点が、その他の合金に比べて最も高いことが分かる。 As shown in FIG. 1, it can be seen that the ignition point of the Mg 99 Yb 1 alloy is the highest compared to other alloys.
図2は、実施例2のMg−Yb合金及び比較例のMg−Ca合金それぞれのYb,Ca添加量と発火点の関係を示す図である。 FIG. 2 is a graph showing the relationship between the amount of Yb and Ca added and the ignition point of the Mg—Yb alloy of Example 2 and the Mg—Ca alloy of the comparative example.
実施例2及び比較例それぞれの合金材は、純マグネシウムに添加元素Ca、Ybを図2に示す範囲で添加することで作製した。詳細には、これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。 The alloy materials of Example 2 and Comparative Example were prepared by adding the additive elements Ca and Yb to pure magnesium in the range shown in FIG. Specifically, magnesium alloy ingots having these alloy components were melted in an argon atmosphere using a high-frequency melting furnace, and cut into shapes of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials.
次に、これらの鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でφ3.8×0.6 mmのディスク状に加工後、サンプルをアルミナパンに入れて、TG/DTAを用いて加熱(50K/min)し、発火温度を測定した。このようにして測定した結果を図2に示した。
Next, the ignition temperature of these cast materials was measured. The measurement method is as follows.
A cast material ingot was processed into a disk shape of φ3.8 × 0.6 mm with a lathe, the sample was placed in an alumina pan, heated with TG / DTA (50 K / min), and the ignition temperature was measured. The measurement results are shown in FIG.
図2に示すように、Mg−0.5原子%Ca合金の発火点が700℃であるのに対して、Mg−0.5原子%Yb合金は、960℃の発火点を示した。Mg−Yb合金は微量添加であっても、Mg−Ca合金より優れた難燃性を示していることが分かる。なお、Mg−Yb合金及びMg−Ca合金はともに1原子%添加において発火点が1200〜1300Kを示している。 As shown in FIG. 2, the ignition point of the Mg-0.5 atomic% Ca alloy was 700 ° C., whereas the Mg-0.5 atomic% Yb alloy showed an ignition point of 960 ° C. It can be seen that the Mg—Yb alloy exhibits flame retardancy superior to that of the Mg—Ca alloy even when added in a trace amount. Note that both the Mg—Yb alloy and the Mg—Ca alloy have ignition points of 1200 to 1300 K when 1 atomic% is added.
図3(A)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Yb合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図3(B)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Ca合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示す。 FIG. 3A shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Yb alloy heated for 10 minutes in a 700 ° C. high temperature atmosphere, and FIG. The cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Ca alloy heated for minutes is shown.
図3(A)に示すように、Mg−1Yb合金では、MgOとYb2O3が混合した酸化皮膜が合金のごく表面を均一に覆っており、内部酸化は観察されなかった。また、発火点が著しく向上した。詳細には、Mg-1Yb合金の酸化皮膜は、全体的に薄く均一に保たれていることが分かる。これは、Mg−1Yb合金表面に形成された酸化皮膜の酸素の遮断能力が高いことを示しており、内部酸化による合金内部への酸化物の汚染も低減できると考えられる。 As shown in FIG. 3A, in the Mg-1Yb alloy, an oxide film in which MgO and Yb 2 O 3 were mixed uniformly covered the very surface of the alloy, and internal oxidation was not observed. In addition, the ignition point was significantly improved. Specifically, it can be seen that the oxide film of the Mg-1Yb alloy is kept thin and uniform as a whole. This indicates that the oxide film formed on the surface of the Mg-1Yb alloy has a high oxygen blocking ability, and it is considered that the contamination of the oxide inside the alloy due to internal oxidation can be reduced.
図3(B)に示すように、Mg−1Ca合金においても、MgOとCaOが混合した酸化皮膜が合金表面を均一に覆っており、内部酸化は観察されなかった。また、発火点は著しく向上した。しかし、Caを0.6原子%以下と微量添加した場合は、Ybほどの発火点の向上は示さなかった(図2参照)。 As shown in FIG. 3B, also in the Mg-1Ca alloy, the oxide film mixed with MgO and CaO uniformly covered the alloy surface, and internal oxidation was not observed. In addition, the ignition point was significantly improved. However, when a small amount of Ca was added at 0.6 atomic% or less, the ignition point was not improved as much as Yb (see FIG. 2).
図4は、比較例のMg−Gd合金、Mg−La合金及びMg−Nd合金それぞれのGd,La,Nd添加量と発火点の関係を示す図である。図6は、比較例のMg−Dy合金、Mg−Ho合金、Mg−Y合金及びMg−Sm合金それぞれのDy,Ho,Y,Sm添加量と発火点の関係を示す図である。図8は、比較例のMg−Pr合金、Mg−Sr合金、Mg−Ba合金、Mg−Sc合金及びMg−Ce合金それぞれのPr,Sr,Ba,Sc,Ce添加量と発火点の関係を示す図である。 FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the amount of addition of Gd, La, and Nd and the ignition point of each of the Mg—Gd alloy, Mg—La alloy, and Mg—Nd alloy of the comparative example. FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the amount of Dy, Ho, Y, Sm added and the ignition point of each of the Mg—Dy alloy, Mg—Ho alloy, Mg—Y alloy, and Mg—Sm alloy of the comparative example. FIG. 8 shows the relationship between the amount of addition of Pr, Sr, Ba, Sc, and Ce and the ignition point of each of the Mg—Pr alloy, Mg—Sr alloy, Mg—Ba alloy, Mg—Sc alloy, and Mg—Ce alloy of Comparative Examples. FIG.
比較例それぞれの合金材は、純マグネシウムに添加元素Gd、La、Ndを図4に示す範囲で添加することで作製し、純マグネシウムに添加元素Dy、Ho、Y、Smを図6に示す範囲で添加することで作製し、純マグネシウムに添加元素Pr、Sr、Ba、Sc、Ceを図8に示す範囲で添加することで作製した。詳細には、これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いて大気雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。 The alloy materials of the comparative examples were prepared by adding the additive elements Gd, La, and Nd to pure magnesium in the range shown in FIG. 4, and the additive elements Dy, Ho, Y, and Sm were added to pure magnesium in the range shown in FIG. The additive elements Pr, Sr, Ba, Sc, and Ce were added to pure magnesium in the range shown in FIG. More specifically, magnesium alloy ingots having these alloy components were melted in an air atmosphere using a high-frequency melting furnace, and cut into a shape of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials.
次に、これらの鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は図2に示すものと同様である。 Next, the ignition temperature of these cast materials was measured. The measuring method is the same as that shown in FIG.
図4に示すように、Mg−Gd合金、Mg−La合金及びMg−Nd合金それぞれは1原子%添加において発火点が950〜1020Kを示している。 As shown in FIG. 4, each of the Mg—Gd alloy, the Mg—La alloy, and the Mg—Nd alloy has an ignition point of 950 to 1020 K when 1 atomic% is added.
図5(A)は、600℃の高温大気中で35分間加熱したMg−1La合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図5(B)は、600℃の高温大気中で35分間加熱したMg−1Gd合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図5(C)は、600℃の高温大気中で35分間加熱したMg−1Nd合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示す。 FIG. 5A shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1La alloy heated for 35 minutes in a high temperature atmosphere at 600 ° C., and FIG. FIG. 5C shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Gd alloy heated for 5 minutes, and FIG. 5C shows the oxide film formed on the surface of the Mg-1Nd alloy heated for 35 minutes in a high-temperature atmosphere at 600 ° C. A cross-sectional photograph is shown.
図5(A)〜(C)に示すように、比較例のMg−Gd合金、Mg−La合金及びMg−Nd合金では、MgOと添加元素の酸化物が混合した不均一な酸化皮膜が合金表面を覆っていた。MgOが主要な構成層であり、添加元素の酸化物は微量であった。そのため、これらの合金の発火点の向上は低かった(図4参照)。 As shown in FIGS. 5A to 5C, in the Mg—Gd alloy, the Mg—La alloy, and the Mg—Nd alloy of the comparative examples, a non-uniform oxide film in which MgO and an oxide of an additive element are mixed is an alloy. Covered the surface. MgO was the main constituent layer, and the oxide of the additive element was very small. Therefore, the improvement of the ignition point of these alloys was low (see FIG. 4).
図6に示すように、比較例のMg−Dy合金、Mg−Ho合金、Mg−Y合金及びMg−Sm合金それぞれは1原子%添加において発火点が1100Kを示している。 As shown in FIG. 6, each of the Mg—Dy alloy, Mg—Ho alloy, Mg—Y alloy, and Mg—Sm alloy of Comparative Examples has an ignition point of 1100 K when 1 atomic% is added.
図7(A)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Dy合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図7(B)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Ho合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図7(C)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Sm合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図7(D)は、700℃の高温大気中で10分間加熱したMg−1Y合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示す。 FIG. 7A shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Dy alloy heated for 10 minutes in a 700 ° C. high temperature atmosphere, and FIG. FIG. 7C shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Ho alloy heated for 5 minutes, and FIG. 7C shows the oxide film formed on the surface of the Mg-1Sm alloy heated for 10 minutes in a high-temperature atmosphere at 700 ° C. A cross-sectional photograph is shown, and FIG. 7D shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Y alloy heated for 10 minutes in a high-temperature atmosphere at 700 ° C.
図7(A)〜(D)に示すように、比較例のMg−1Dy合金、Mg−1Ho合金、Mg−1Y合金及びMg−1Sm合金では、添加元素の酸化物によって、合金表面が覆われていた (Dy,Ho,Sm,Y)。Sm添加合金ではMgOとSm酸化物との混合皮膜が形成されていた。発火点(図6参照)は向上したが、酸化皮膜の一部が内部酸化により異常成長している箇所が観察されたため、均一な皮膜ではなかった。また、図7(D)に示すように、Mg−1Y合金では、酸化皮膜が全体的に厚く、Yの内部酸化によって皮膜が異常成長していることが分かる。酸化皮膜の健全性が損なわれているばかりでなく、合金内部の酸化物による汚染の可能性がある。 As shown in FIGS. 7A to 7D, in the Mg-1Dy alloy, Mg-1Ho alloy, Mg-1Y alloy, and Mg-1Sm alloy of the comparative examples, the alloy surface is covered with the oxide of the additive element. (Dy, Ho, Sm, Y). In the Sm-added alloy, a mixed film of MgO and Sm oxide was formed. Although the ignition point (see FIG. 6) was improved, a portion of the oxide film that was abnormally growing due to internal oxidation was observed, and thus the film was not uniform. Further, as shown in FIG. 7D, it can be seen that in the Mg-1Y alloy, the oxide film is thick overall, and the film abnormally grows due to internal oxidation of Y. Not only is the soundness of the oxide film impaired, but there is a possibility of contamination by oxides inside the alloy.
また、図7に示すように、合金表面の酸化皮膜を観察した結果、Dy,Ho,Yを添加した合金では、合金表面に希土類(RE)酸化物単体の皮膜を形成しており、希土類元素の内部酸化が発生していた。また、図3、図5及び図7に示すように、Nd,Sm,Yb添加合金においては、酸化物とMg酸化物の混合した皮膜が形成していた。また、Nd,Sm添加合金においては、内部酸化が観察されたが、Yb添加合金では、内部酸化が見られなかった。Yb添加合金は、1原子%の微量添加であっても発火点が1000℃以上という優れた難燃性を発現し、安全に使用でき、且つ内部酸化を発生させず、微量添加でマグネシウム合金に難燃性を発現させるという条件を満たす。 Further, as shown in FIG. 7, as a result of observing the oxide film on the alloy surface, in the alloy added with Dy, Ho, Y, a rare earth (RE) oxide simple substance film is formed on the alloy surface. Internal oxidation occurred. Further, as shown in FIGS. 3, 5, and 7, in the Nd, Sm, Yb-added alloy, a film in which an oxide and a Mg oxide were mixed was formed. In addition, internal oxidation was observed in the Nd, Sm-added alloy, but no internal oxidation was observed in the Yb-added alloy. Yb-added alloy exhibits excellent flame retardancy with an ignition point of 1000 ° C. or higher even with a minute addition of 1 atomic%, can be used safely, does not generate internal oxidation, and can be added to a magnesium alloy with a slight addition. Satisfies the condition of exhibiting flame retardancy.
図8に示すように、比較例のMg−Pr合金、Mg−Sr合金、Mg−Ba合金、Mg−Sc合金及びMg−Ce合金それぞれは1原子%添加において発火点が向上しなかった。また、これらの合金のほとんどが、純Mgと発火点が変わらないため、皮膜は観察できなかった。 As shown in FIG. 8, the ignition point of each of the Mg—Pr alloy, the Mg—Sr alloy, the Mg—Ba alloy, the Mg—Sc alloy, and the Mg—Ce alloy of Comparative Examples did not improve when 1 atomic% was added. In addition, since most of these alloys have the same ignition point as that of pure Mg, no film could be observed.
図9は、実施例3のMg−1Al−xBe合金のBe濃度と発火点の関係を示す図である。 FIG. 9 is a graph showing the relationship between the Be concentration of the Mg-1Al—xBe alloy of Example 3 and the ignition point.
実施例3では、Mg−Al合金にAl−2.5wt.%Be合金を添加することで、図9に示すBe濃度範囲のMg−1Al−xBe合金を作製した。詳細には、これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。 In Example 3, Al-2.5 wt. By adding% Be alloy, an Mg-1Al-xBe alloy having a Be concentration range shown in FIG. 9 was produced. Specifically, magnesium alloy ingots having these alloy components were melted in an argon atmosphere using a high-frequency melting furnace, and cut into shapes of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials.
次に、これらの鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は実施例1と同様である。測定結果は図9に示した。図9に示すように、Mg−1Al合金にBeを添加することで、若干の発火点の向上が見られた。 Next, the ignition temperature of these cast materials was measured. The measuring method is the same as in Example 1. The measurement results are shown in FIG. As shown in FIG. 9, the ignition point was slightly improved by adding Be to the Mg-1Al alloy.
また、比較例のMg−1Zn−2Y合金、実施例3aのMg−1Zn−2Y−0.1Yb合金及び実施例3bのMg−1Zn−2Y−0.4Al合金+100ppmBeそれぞれの合金材を作製した。詳細には、これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。 Moreover, the alloy material of Mg-1Zn-2Y alloy of a comparative example, Mg-1Zn-2Y-0.1Yb alloy of Example 3a, and Mg-1Zn-2Y-0.4Al alloy of Example 3b + 100 ppmBe was produced. Specifically, magnesium alloy ingots having these alloy components were melted in an argon atmosphere using a high-frequency melting furnace, and cut into shapes of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials.
図10(A)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した比較例のMg−1Zn−2Y合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図10(B)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した実施例3aのMg−1Zn−2Y−0.1Yb合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図10(C)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した実施例3bのMg−1Zn−2Y−0.4Al合金+100ppmBeの表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示す。 FIG. 10A shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Zn-2Y alloy of the comparative example heated for 10 minutes in a high-temperature atmosphere at 700 ° C., and FIG. FIG. 10C shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-1Zn-2Y-0.1Yb alloy of Example 3a heated in high-temperature air for 10 minutes. FIG. The cross-sectional photograph of the oxide film formed in the surface of the Mg-1Zn-2Y-0.4Al alloy + 100ppmBe of Example 3b heated for minutes is shown.
図10(A)〜(C)に示すように、Mg−1Zn−2Y合金にBeもしくはYbを微量添加することで合金表面の酸化皮膜を薄く均一にすることができた。また、Mg−1Zn−2Y合金の酸化皮膜に存在したクラックがYb添加合金とBe添加合金では観察されず、健全な均一性の良い皮膜が形成されていた。 As shown in FIGS. 10A to 10C, by adding a small amount of Be or Yb to the Mg-1Zn-2Y alloy, the oxide film on the alloy surface could be made thin and uniform. Moreover, the crack which existed in the oxide film of Mg-1Zn-2Y alloy was not observed by the Yb addition alloy and Be addition alloy, but the film | membrane with the sound favorable uniformity was formed.
図11は、Mg97Zn1Y2合金、Mg96.923Zn1Y2Al0.07Be0.007合金、Mg96.835Zn1Y2Al0.15Be0.015合金、Mg96.67Zn1Y2Al0.3Be0.03合金、Mg95.9Zn1Y2Al1Be0.1合金それぞれのBe添加量と発火点の関係を示す図である。ここでの発火点は、3回測定した発火点の平均値である。なお、各合金はBeの添加量だけでなく、Al添加量も変化させている。 FIG. 11 shows Mg 97 Zn 1 Y 2 alloy, Mg 96.923 Zn 1 Y 2 Al 0.07 Be 0.007 alloy, Mg 96.835 Zn 1 Y 2 Al 0.15 Be 0.015 alloy, Mg 96 .67 Zn 1 Y 2 Al 0.3 be 0.03 alloy is a diagram showing the relationship between Mg 95.9 Zn 1 Y 2 Al 1 be 0.1 alloy of each be amount and ignition point. The ignition point here is an average value of the ignition points measured three times. In addition, each alloy is changing not only the addition amount of Be but Al addition amount.
図12は、Mg97Zn1Y2合金、Mg97−xZn1Y2Ybx合金(x=0.05,0.08,0.1)それぞれのYb添加量と発火点の関係を示す図である。ここでの発火点は、3回測定した発火点の平均値である。 FIG. 12 shows the relationship between the Yb addition amount and the ignition point of each of the Mg 97 Zn 1 Y 2 alloy and the Mg 97-x Zn 1 Y 2 Yb x alloy (x = 0.05, 0.08, 0.1). FIG. The ignition point here is an average value of the ignition points measured three times.
図11及び図12に示す合金材の作製方法は次のとおりである。上記の合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ32×70mmの形状に切り出して鋳造材を作製した。そして、これらの鋳造材の発火温度の測定方法は実施例1と同様である。 The method for producing the alloy material shown in FIGS. 11 and 12 is as follows. Magnesium alloy ingots having the above alloy components were melted in an argon atmosphere using a high-frequency melting furnace and cut into a shape of φ32 × 70 mm from these ingots to produce cast materials. And the measuring method of the ignition temperature of these cast materials is the same as that of Example 1.
図12に示すように、Yb添加量が0.05原子%から若干の発火点の増加が見られ、0.1原子%の添加でBe添加合金と同等の効果が得られた。 As shown in FIG. 12, the Yb addition amount was slightly increased from 0.05 atomic%, and an effect equivalent to that of the Be-added alloy was obtained with the addition of 0.1 atomic%.
図13は、比較例のMg−1Zn−2Y合金、実施例3aのMg−1Zn−2Y−0.1Yb合金及び実施例3bのMg−1Zn−2Y−0.4Al合金+100ppmBeの発火点の関係を示す図である。 FIG. 13 shows the relationship between the ignition points of the Mg-1Zn-2Y alloy of the comparative example, the Mg-1Zn-2Y-0.1Yb alloy of Example 3a, and the Mg-1Zn-2Y-0.4Al alloy of Example 3b + 100 ppmBe. FIG.
図13に示すように、Mg−1Zn−2Y合金にBeもしくはYbを添加することで発火点が向上した。なお、図13において、白丸(○)のプロットが3回測定した時の発火点、黒い棒のプロットが平均の発火点である。 As shown in FIG. 13, the ignition point was improved by adding Be or Yb to the Mg-1Zn-2Y alloy. In FIG. 13, the ignition point when the white circle (◯) plot is measured three times, and the black bar plot is the average ignition point.
図14(A)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した比較例のMg−10Al−5Ca合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図14(B)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した実施例3cのMg−10Al−5Ca−0.1Yb合金の表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示し、図14(C)は、700℃の高温大気中で10分間加熱した実施例3dのMg−10Al−5Ca合金+100ppmBeの表面に形成した酸化皮膜の断面写真を示す。 FIG. 14 (A) shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-10Al-5Ca alloy of the comparative example heated in a high temperature atmosphere at 700 ° C. for 10 minutes, and FIG. FIG. 14C shows a cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of the Mg-10Al-5Ca-0.1Yb alloy of Example 3c heated in high-temperature air for 10 minutes. FIG. The cross-sectional photograph of the oxide film formed on the surface of Mg-10Al-5Ca alloy +100 ppmBe of Example 3d heated for minutes is shown.
図14(A)〜(C)に示すように、Mg−10Al−5Ca合金にBeもしくはYbを微量添加することで合金表面の酸化皮膜を薄くすることができた。 As shown in FIGS. 14A to 14C, the oxide film on the alloy surface could be thinned by adding a small amount of Be or Yb to the Mg-10Al-5Ca alloy.
図15は、比較例のMg−10Al−5Ca合金、実施例3cのMg−10Al−5Ca−0.1Yb合金及び実施例3dのMg−10Al−5Ca合金+100ppmBeの発火点の関係を示す図である。 FIG. 15 is a diagram showing the relationship between the ignition points of the Mg-10Al-5Ca alloy of Comparative Example, the Mg-10Al-5Ca-0.1Yb alloy of Example 3c, and the Mg-10Al-5Ca alloy of Example 3d + 100 ppmBe. .
図15に示すように、Mg−10Al−5Ca合金にBeもしくはYbを添加することでの発火点の向上は見られなかった。なお、図15において、白丸(○)のプロットが3回測定した時の発火点、黒い棒のプロットが平均の発火点である。 As shown in FIG. 15, the ignition point was not improved by adding Be or Yb to the Mg-10Al-5Ca alloy. In FIG. 15, the ignition point when the white circle (◯) plot is measured three times, and the black bar plot is the average ignition point.
上記実施例1〜3で説明したように、YbとBeが発火温度の向上に効果的であることを見出した。これは、熱力学計算上では予想されないことである。以下に詳細に説明する。 As described in Examples 1 to 3 above, it was found that Yb and Be are effective in improving the ignition temperature. This is not expected in thermodynamic calculations. This will be described in detail below.
図16及び図17は、各種の添加元素の自由エネルギー変化の温度依存性を示す図である。図16は、MgOの生成よりも高い自由エネルギーで酸化物を形成する元素であってMgOより酸化物を形成し難い元素を示しており、Beも含まれている。図17は、MgOの生成よりも低い自由エネルギーで酸化物を形成する元素であってMgOより酸化物を形成しやすい元素を示している。 16 and 17 are diagrams showing the temperature dependence of the free energy change of various additive elements. FIG. 16 shows an element that forms an oxide with a higher free energy than the generation of MgO and that makes it difficult to form an oxide than MgO, and also includes Be. FIG. 17 shows an element that forms an oxide with a lower free energy than the formation of MgO and that can form an oxide more easily than MgO.
熱力学計算では、MgOよりも酸化皮膜の生成自由エネルギーが低い添加元素ほど酸化皮膜が形成し易いために発火温度が向上すると考えられる。具体的には、CaやYは、図17に示すようにMgOよりも酸化皮膜の生成自由エネルギーが低く、MgOよりも酸化皮膜が形成し易いために、発火温度が向上すると考えられる。
このことから、Ybは、CaやYなどと比べて高い自由エネルギーを示すので、熱力学計算上では、YbはCaやYより発火温度が向上するとは予想されない。
In the thermodynamic calculation, it is considered that the ignition temperature is improved because an additive film having an oxide film formation free energy lower than that of MgO is easier to form. Specifically, Ca and Y are considered to improve the ignition temperature because the free energy of formation of the oxide film is lower than that of MgO and the oxide film is easier to form than MgO as shown in FIG.
From this, Yb exhibits higher free energy than Ca and Y, and therefore Yb is not expected to have an ignition temperature higher than Ca and Y in thermodynamic calculation.
しかし、上記実施例1〜3で説明したように、YbとBeが発火温度の著しい増加をもたらすことを見出した。これは、熱力学計算に依存しないことであり、容易に予想できることではない。 However, as described in Examples 1 to 3 above, it was found that Yb and Be cause a significant increase in ignition temperature. This is not dependent on thermodynamic calculations and is not easily predictable.
Claims (23)
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 A step of dissolving a flame retardant magnesium alloy containing 0.05 atom% or more and 0.6 atom% or less of Yb in an Mg alloy,
The said Mg alloy contains Mg of 85 atomic% or more, The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 A step of dissolving a flame retardant magnesium alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in an Mg alloy,
The said Mg alloy contains Mg of 85 atomic% or more, The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
前記Mg合金は、Mg−Zn−Y合金、Mg−Zn−Gd合金、Mg−Zn−(Y−Gd)合金、Mg−Zn−Y−X−Z合金、Mg−Zn−Gd−X−Z合金、及びMg−Zn−Y−Gd−X−Z合金のいずれかであり、
前記Xは、Al、Ca及びLiからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Zは、希土類元素、Mn、Si、Zr、Ti、Hf、Nb、Sn、Ag、Sr、Sc、Sb、B、C及びBeからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Znの含有量をa原子%、前記Yの含有量をb原子%、前記Gdの含有量をb原子%、前記Y及びGdの合計含有量をb原子%、前記Xの含有量をc原子%、前記Zの含有量をd原子%とすると、下記(式1)〜(式6)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式1)0.1≦a≦3.0
(式2)0.1≦b≦3.0
(式3)c≦3.0
(式4)d≦1.0
(式5)b≦a+2
(式6)b≧a−1 In claim 1 or 2,
The Mg alloy includes Mg—Zn—Y alloy, Mg—Zn—Gd alloy, Mg—Zn— (Y—Gd) alloy, Mg—Zn—Y—X—Z alloy, Mg—Zn—Gd—X—Z. Alloy, or Mg-Zn-Y-Gd-XZ alloy,
X is at least one element selected from the group consisting of Al, Ca and Li;
Z is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements, Mn, Si, Zr, Ti, Hf, Nb, Sn, Ag, Sr, Sc, Sb, B, C, and Be;
The Zn content is a atomic%, the Y content is b atomic%, the Gd content is b atomic%, the total content of Y and Gd is b atomic%, and the X content is c. A method for producing a flame retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 1) to (formula 6) when the atomic percent and the Z content are d atomic percent.
(Formula 1) 0.1 ≦ a ≦ 3.0
(Formula 2) 0.1 ≦ b ≦ 3.0
(Formula 3) c ≦ 3.0
(Formula 4) d ≦ 1.0
(Formula 5) b ≦ a + 2
(Formula 6) b ≧ a−1
前記Mg合金は、Caをx原子%含有し、Alをy原子%含有し、残部がMgからなる組成を有し、
aとbが下記(式31)〜(式33)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式31)3≦x≦7
(式32)4.5≦y≦12
(式33)1.2≦y/x≦3.0 In claim 1 or 2,
The Mg alloy has a composition containing Ca at x atom%, Al at y atom%, and the balance being Mg.
a and b satisfy the following (formula 31) to (formula 33): a method for producing a flame-retardant magnesium alloy;
(Formula 31) 3 ≦ x ≦ 7
(Formula 32) 4.5 ≦ y ≦ 12
(Formula 33) 1.2 ≦ y / x ≦ 3.0
前記Mg合金にZnをx1原子%含有し、x1が下記(式34)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式34)0<x1≦3 In claim 4,
A method for producing a flame-retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy contains x1 atomic% of Zn, and x1 satisfies the following (formula 34).
(Formula 34) 0 <x1 ≦ 3
前記Mg合金にMn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をx2原子%含有し、x2が下記(式35)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(式35)0<x2≦0.3 In claim 4 or 5,
The Mg alloy contains x2 atom% of at least one element selected from the group consisting of Mn, Zr, Si, Sc, Sn, Ag, Cu, Li, Be, Mo, Nb, W, and a rare earth element, and x2 The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by satisfy | filling following (Formula 35).
(Formula 35) 0 <x2 ≦ 0.3
前記Mg合金は、下記(A)〜(F)のいずれかの合金であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。
(A)Mg−Al−Mn合金であり、Alの含有量をe原子%、Mnの含有量をf原子%とすると、下記(式7)及び(式8)を満たす。
(式7)2.7≦e≦9.2
(式8)0.02≦f≦0.07
(B)Mg−Al−Mn−Ca合金であり、Alの含有量をg原子%、Mnの含有量をh原子%、Caの含有量をi原子%とすると、下記(式9)〜(式11)を満たす。
(式9)2.7≦g≦9.2
(式10)0.02≦h≦0.07
(式11)0.4≦i≦1.6
(C)Mg−Al−Zn合金であり、Alの含有量をj原子%、Znの含有量をk原子%とすると、下記(式12)及び(式13)を満たす。
(式12)2.7≦j≦8.4
(式13)0.3≦k≦1.2
(D)Mg−Al−Zn−Ca合金であり、Alの含有量をl原子%、Znの含有量をm原子%、Caの含有量をn原子%とすると、下記(式14)〜(式16)を満たす。
(式14)2.7≦l≦8.5
(式15)0.3≦m≦1.2
(式16)0.4≦n≦1.6
(E)Mg−Nd−Y合金であり、Ndの含有量をo原子%、Yの含有量をp原子%とすると、下記(式17)及び(式18)を満たす。
(式17)0.3≦o≦0.7
(式18)0.7≦p≦1.4
(F)Mg−Al−RE合金であり、Alの含有量をq原子%、REの含有量をr原子%とすると、下記(式19)及び(式20)を満たす。
(式19)2.2≦q≦4.2
(式20)0.2≦r≦0.9 In claim 1 or 2,
The said Mg alloy is an alloy in any one of following (A)-(F), The manufacturing method of the flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
(A) It is an Mg—Al—Mn alloy, and when the Al content is e atomic% and the Mn content is f atomic%, the following (formula 7) and (formula 8) are satisfied.
(Formula 7) 2.7 ≦ e ≦ 9.2
(Formula 8) 0.02 ≦ f ≦ 0.07
(B) Mg—Al—Mn—Ca alloy, where the Al content is g atomic%, the Mn content is h atomic%, and the Ca content is i atomic%, the following (formula 9) to ( Equation 11) is satisfied.
(Formula 9) 2.7 ≦ g ≦ 9.2
(Formula 10) 0.02 ≦ h ≦ 0.07
(Formula 11) 0.4 ≦ i ≦ 1.6
(C) It is an Mg—Al—Zn alloy, and satisfies the following (Formula 12) and (Formula 13) when the Al content is j atomic% and the Zn content is k atomic%.
(Formula 12) 2.7 ≦ j ≦ 8.4
(Formula 13) 0.3 ≦ k ≦ 1.2
(D) Mg—Al—Zn—Ca alloy, where the Al content is 1 atomic%, the Zn content is m atomic%, and the Ca content is n atomic%, the following (formula 14) to ( Equation 16) is satisfied.
(Formula 14) 2.7 ≦ l ≦ 8.5
(Formula 15) 0.3 ≦ m ≦ 1.2
(Formula 16) 0.4 ≦ n ≦ 1.6
(E) Mg—Nd—Y alloy satisfying the following (Formula 17) and (Formula 18) when the Nd content is o atomic% and the Y content is p atomic%.
(Formula 17) 0.3 ≦ o ≦ 0.7
(Formula 18) 0.7 ≦ p ≦ 1.4
(F) Mg—Al—RE alloy. When Al content is q atomic% and RE content is r atomic%, the following (formula 19) and (formula 20) are satisfied.
(Formula 19) 2.2 ≦ q ≦ 4.2
(Formula 20) 0.2 ≦ r ≦ 0.9
前記Mg合金を溶解する際は大気雰囲気中の750℃以下の温度で行われることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 In claim 1,
The method for producing a flame-retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy is melted at a temperature of 750 ° C. or lower in an air atmosphere.
前記Mg合金を溶解した後に、溶解したMg合金を鋳造することを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 In any one of Claims 1 thru | or 8,
A method for producing a flame retardant magnesium alloy, comprising melting the Mg alloy and then casting the molten Mg alloy.
前記Mg合金を鋳造する際の冷却速度は1000K/秒以下であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 In claim 9,
The method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein a cooling rate when casting the Mg alloy is 1000 K / second or less.
前記鋳造した後のMg合金の酸化皮膜が、Yb及びBeを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄いことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 In claim 9 or 10,
A method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy oxide film after casting is thinner than the Mg alloy oxide film not containing Yb and Be.
前記鋳造した後のMg合金の内部酸化物の量が、Yb及びBeを含有しないMg合金の内部酸化物の量より少ないことを特徴とする難燃性マグネシウム合金の製造方法。 In any one of Claims 9 thru | or 11,
The method for producing a flame retardant magnesium alloy, wherein the amount of the internal oxide of the Mg alloy after casting is less than the amount of the internal oxide of the Mg alloy not containing Yb and Be.
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 It is a flame retardant magnesium alloy containing 0.05 atom% or more and 0.6 atom% or less of Yb in an Mg alloy,
The flame retardant magnesium alloy characterized in that the Mg alloy contains 85 atomic% or more of Mg.
前記Mg合金は85原子%以上のMgを含有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 It is a flame retardant magnesium alloy containing 3/100 atomic% or more and 3/10 atomic% or less of Be in an Mg alloy,
The flame retardant magnesium alloy characterized in that the Mg alloy contains 85 atomic% or more of Mg.
前記Mg合金は、Mg−Zn−Y合金、Mg−Zn−Gd合金、Mg−Zn−(Y−Gd)合金、Mg−Zn−Y−X−Z合金、Mg−Zn−Gd−X−Z合金、及びMg−Zn−Y−Gd−X−Z合金のいずれかであり、
前記Xは、Al、Ca及びLiからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Zは、希土類元素、Mn、Si、Zr、Ti、Hf、Nb、Sn、Ag、Sr、Sc、Sb、B、C及びBeからなる群から選択される少なくとも1種の元素であり、
前記Znの含有量をa原子%、前記Yの含有量をb原子%、前記Gdの含有量をb原子%、前記Y及びGdの合計含有量をb原子%、前記Xの含有量をc原子%、前記Zの含有量をd原子%とすると、下記(式1)〜(式6)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式1)0.1≦a≦3.0
(式2)0.1≦b≦3.0
(式3)c≦3.0
(式4)d≦1.0
(式5)b≦a+2
(式6)b≧a−1 In claim 13 or 14,
The Mg alloy includes Mg—Zn—Y alloy, Mg—Zn—Gd alloy, Mg—Zn— (Y—Gd) alloy, Mg—Zn—Y—X—Z alloy, Mg—Zn—Gd—X—Z. Alloy, or Mg-Zn-Y-Gd-XZ alloy,
X is at least one element selected from the group consisting of Al, Ca and Li;
Z is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements, Mn, Si, Zr, Ti, Hf, Nb, Sn, Ag, Sr, Sc, Sb, B, C, and Be;
The Zn content is a atomic%, the Y content is b atomic%, the Gd content is b atomic%, the total content of Y and Gd is b atomic%, and the X content is c. A flame-retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 1) to (formula 6) when the atomic percent and the Z content are d atomic percent.
(Formula 1) 0.1 ≦ a ≦ 3.0
(Formula 2) 0.1 ≦ b ≦ 3.0
(Formula 3) c ≦ 3.0
(Formula 4) d ≦ 1.0
(Formula 5) b ≦ a + 2
(Formula 6) b ≧ a−1
前記Mg合金は、Caをx原子%含有し、Alをy原子%含有し、残部がMgからなる組成を有し、
aとbが下記(式31)〜(式33)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式31)3≦x≦7
(式32)4.5≦y≦12
(式33)1.2≦y/x≦3.0 In claim 13 or 14,
The Mg alloy has a composition containing Ca at x atom%, Al at y atom%, and the balance being Mg.
a flame retardant magnesium alloy, wherein a and b satisfy the following (formula 31) to (formula 33):
(Formula 31) 3 ≦ x ≦ 7
(Formula 32) 4.5 ≦ y ≦ 12
(Formula 33) 1.2 ≦ y / x ≦ 3.0
前記Mg合金にZnをx1原子%含有し、x1が下記(式34)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式34)0<x1≦3 In claim 16,
A flame retardant magnesium alloy containing x1 atomic% of Zn in the Mg alloy, wherein x1 satisfies the following (formula 34).
(Formula 34) 0 <x1 ≦ 3
前記Mg合金にMn、Zr、Si、Sc、Sn、Ag、Cu、Li、Be、Mo、Nb、W、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をx2原子%含有し、x2が下記(式35)を満たすことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(式35)0<x2≦0.3 In claim 16 or 17,
The Mg alloy contains x2 atom% of at least one element selected from the group consisting of Mn, Zr, Si, Sc, Sn, Ag, Cu, Li, Be, Mo, Nb, W, and a rare earth element, and x2 A flame-retardant magnesium alloy satisfying the following (formula 35).
(Formula 35) 0 <x2 ≦ 0.3
前記Mg合金は、下記(A)〜(G)のいずれかの合金であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
(A)Mg−Al−Mn合金であり、Alの含有量をe原子%、Mnの含有量をf原子%とすると、下記(式7)及び(式8)を満たす。
(式7)2.7≦e≦9.2
(式8)0.02≦f≦0.07
(B)Mg−Al−Mn−Ca合金であり、Alの含有量をg原子%、Mnの含有量をh原子%、Caの含有量をi原子%とすると、下記(式9)〜(式11)を満たす。
(式9)2.7≦g≦9.2
(式10)0.02≦h≦0.07
(式11)0.4≦i≦1.6
(C)Mg−Al−Zn合金であり、Alの含有量をj原子%、Znの含有量をk原子%とすると、下記(式12)及び(式13)を満たす。
(式12)2.7≦j≦8.4
(式13)0.3≦k≦1.2
(D)Mg−Al−Zn−Ca合金であり、Alの含有量をl原子%、Znの含有量をm原子%、Caの含有量をn原子%とすると、下記(式14)〜(式16)を満たす。
(式14)2.7≦l≦8.5
(式15)0.3≦m≦1.2
(式16)0.4≦n≦1.6
(E)Mg−Nd−Y合金であり、Ndの含有量をo原子%、Yの含有量をp原子%とすると、下記(式17)及び(式18)を満たす。
(式17)0.3≦o≦0.7
(式18)0.7≦p≦1.4
(F)Mg−Al−RE合金であり、Alの含有量をq原子%、REの含有量をr原子%とすると、下記(式19)及び(式20)を満たす。
(式19)2.2≦q≦4.2
(式20)0.2≦r≦0.9 In claim 13 or 14,
The said Mg alloy is an alloy in any one of following (A)-(G), The flame-retardant magnesium alloy characterized by the above-mentioned.
(A) It is an Mg—Al—Mn alloy, and when the Al content is e atomic% and the Mn content is f atomic%, the following (formula 7) and (formula 8) are satisfied.
(Formula 7) 2.7 ≦ e ≦ 9.2
(Formula 8) 0.02 ≦ f ≦ 0.07
(B) Mg—Al—Mn—Ca alloy, where the Al content is g atomic%, the Mn content is h atomic%, and the Ca content is i atomic%, the following (formula 9) to ( Equation 11) is satisfied.
(Formula 9) 2.7 ≦ g ≦ 9.2
(Formula 10) 0.02 ≦ h ≦ 0.07
(Formula 11) 0.4 ≦ i ≦ 1.6
(C) It is an Mg—Al—Zn alloy, and satisfies the following (Formula 12) and (Formula 13) when the Al content is j atomic% and the Zn content is k atomic%.
(Formula 12) 2.7 ≦ j ≦ 8.4
(Formula 13) 0.3 ≦ k ≦ 1.2
(D) Mg—Al—Zn—Ca alloy, where the Al content is 1 atomic%, the Zn content is m atomic%, and the Ca content is n atomic%, the following (formula 14) to ( Equation 16) is satisfied.
(Formula 14) 2.7 ≦ l ≦ 8.5
(Formula 15) 0.3 ≦ m ≦ 1.2
(Formula 16) 0.4 ≦ n ≦ 1.6
(E) Mg—Nd—Y alloy satisfying the following (Formula 17) and (Formula 18) when the Nd content is o atomic% and the Y content is p atomic%.
(Formula 17) 0.3 ≦ o ≦ 0.7
(Formula 18) 0.7 ≦ p ≦ 1.4
(F) Mg—Al—RE alloy. When Al content is q atomic% and RE content is r atomic%, the following (formula 19) and (formula 20) are satisfied.
(Formula 19) 2.2 ≦ q ≦ 4.2
(Formula 20) 0.2 ≦ r ≦ 0.9
前記Mg合金は750℃以上の発火温度を有することを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 In claim 13,
The flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy has an ignition temperature of 750 ° C or higher.
前記Mg合金を溶解して鋳造した場合、その鋳造したMg合金の酸化皮膜が、Yb及びBeを含有しないMg合金の酸化皮膜より薄いことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 In any one of claims 13 to 20,
A flame-retardant magnesium alloy characterized in that, when the Mg alloy is melted and cast, an oxide film of the cast Mg alloy is thinner than an oxide film of an Mg alloy not containing Yb and Be.
前記Mg合金を溶解して鋳造した場合、その鋳造したMg合金の内部酸化物の量が、Yb及びBeを含有しないMg合金の内部酸化物の量より少ないことを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 A device according to any one of claims 13 to 21.
When the Mg alloy is melted and cast, the amount of internal oxide of the cast Mg alloy is less than the amount of internal oxide of the Mg alloy not containing Yb and Be. .
前記Mg合金は鋳造物であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。 In any one of claims 13 to 22,
The flame retardant magnesium alloy, wherein the Mg alloy is a casting.
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