JP2019151925A - Flame retardant magnesium alloy and manufacturing method therefor - Google Patents
Flame retardant magnesium alloy and manufacturing method therefor Download PDFInfo
- Publication number
- JP2019151925A JP2019151925A JP2019035261A JP2019035261A JP2019151925A JP 2019151925 A JP2019151925 A JP 2019151925A JP 2019035261 A JP2019035261 A JP 2019035261A JP 2019035261 A JP2019035261 A JP 2019035261A JP 2019151925 A JP2019151925 A JP 2019151925A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- formula
- atomic
- content
- retardant magnesium
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 197
- RNFJDJUURJAICM-UHFFFAOYSA-N 2,2,4,4,6,6-hexaphenoxy-1,3,5-triaza-2$l^{5},4$l^{5},6$l^{5}-triphosphacyclohexa-1,3,5-triene Chemical compound N=1P(OC=2C=CC=CC=2)(OC=2C=CC=CC=2)=NP(OC=2C=CC=CC=2)(OC=2C=CC=CC=2)=NP=1(OC=1C=CC=CC=1)OC1=CC=CC=C1 RNFJDJUURJAICM-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 66
- 239000003063 flame retardant Substances 0.000 title claims abstract description 66
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 36
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 170
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 165
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims abstract description 41
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 19
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 19
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 33
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910052769 Ytterbium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 claims description 16
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910000946 Y alloy Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910000882 Ca alloy Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910000748 Gd alloy Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910018131 Al-Mn Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910018137 Al-Zn Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910018461 Al—Mn Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910018573 Al—Zn Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910000691 Re alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910009378 Zn Ca Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 4
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 abstract description 22
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 abstract description 22
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 16
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 5
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 abstract 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 23
- 239000000463 material Substances 0.000 description 14
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 12
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 12
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 9
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 7
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 6
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 6
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052689 Holmium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910000821 Yb alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 5
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 5
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 5
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 229910000858 La alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000583 Nd alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 4
- 229910000600 Ba alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000636 Ce alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001279 Dy alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001106 Ho alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001154 Pr alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000542 Sc alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000612 Sm alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001278 Sr alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000000903 blocking effect Effects 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 2
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 229910000952 Be alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012528 membrane Substances 0.000 description 1
- 239000012778 molding material Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000003252 repetitive effect Effects 0.000 description 1
- 229910052708 sodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000010119 thixomolding Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018035155 | 2018-02-28 | ||
| JP2018035155 | 2018-02-28 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019151925A true JP2019151925A (en) | 2019-09-12 |
| JP7362052B2 JP7362052B2 (en) | 2023-10-17 |
Family
ID=67948399
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019035261A Active JP7362052B2 (en) | 2018-02-28 | 2019-02-28 | Flame retardant magnesium alloy and its manufacturing method |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7362052B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021117909A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | 国立大学法人 熊本大学 | Non-combustible magnesium alloy and method for producing same |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113436A (en) * | 2001-10-03 | 2003-04-18 | Matsumoto Seisakusho:Kk | Magnesium alloy with high damping ability |
| JP2003129157A (en) * | 2001-10-25 | 2003-05-08 | Science Univ Of Tokyo | Magnesium alloy with high damping capacity |
| WO2006036033A1 (en) * | 2004-09-30 | 2006-04-06 | Yoshihito Kawamura | High-strength and high-toughness metal and process for producing the same |
| JP2010248610A (en) * | 2009-03-27 | 2010-11-04 | Kumamoto Univ | High-strength magnesium alloy |
| WO2013157653A1 (en) * | 2012-04-19 | 2013-10-24 | 国立大学法人 熊本大学 | Magnesium alloy and method for producing same |
| WO2014171548A1 (en) * | 2013-04-15 | 2014-10-23 | 国立大学法人 熊本大学 | Fire-resistant magnesium alloy and production method therefor |
| WO2016000575A1 (en) * | 2014-06-30 | 2016-01-07 | Byd Company Limited | Magnesium alloy, prepairing method and use thereof |
| WO2018012602A1 (en) * | 2016-07-15 | 2018-01-18 | 住友電気工業株式会社 | Magnesium alloy |
-
2019
- 2019-02-28 JP JP2019035261A patent/JP7362052B2/en active Active
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113436A (en) * | 2001-10-03 | 2003-04-18 | Matsumoto Seisakusho:Kk | Magnesium alloy with high damping ability |
| JP2003129157A (en) * | 2001-10-25 | 2003-05-08 | Science Univ Of Tokyo | Magnesium alloy with high damping capacity |
| WO2006036033A1 (en) * | 2004-09-30 | 2006-04-06 | Yoshihito Kawamura | High-strength and high-toughness metal and process for producing the same |
| JP2010248610A (en) * | 2009-03-27 | 2010-11-04 | Kumamoto Univ | High-strength magnesium alloy |
| WO2013157653A1 (en) * | 2012-04-19 | 2013-10-24 | 国立大学法人 熊本大学 | Magnesium alloy and method for producing same |
| WO2014171548A1 (en) * | 2013-04-15 | 2014-10-23 | 国立大学法人 熊本大学 | Fire-resistant magnesium alloy and production method therefor |
| WO2016000575A1 (en) * | 2014-06-30 | 2016-01-07 | Byd Company Limited | Magnesium alloy, prepairing method and use thereof |
| WO2018012602A1 (en) * | 2016-07-15 | 2018-01-18 | 住友電気工業株式会社 | Magnesium alloy |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021117909A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | 国立大学法人 熊本大学 | Non-combustible magnesium alloy and method for producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7362052B2 (en) | 2023-10-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5852580B2 (en) | Flame retardant magnesium alloy having excellent mechanical properties and method for producing the same | |
| JP6768637B2 (en) | Rolled material made of magnesium-lithium alloy, magnesium-lithium alloy, and work piece containing magnesium-lithium alloy as material | |
| JP4653388B2 (en) | Yttrium modified amorphous alloy | |
| JP6361051B2 (en) | Flame retardant magnesium alloy and method for producing the same | |
| KR101258470B1 (en) | High-Strength High-Ductility Ignition-Proof Magnesium Alloy | |
| JP4958267B2 (en) | Magnesium alloy material and method for producing the same | |
| KR101367894B1 (en) | Magnesium alloy for normal temperature | |
| JP2022513645A (en) | Magnesium alloy material and its manufacturing method | |
| JP2008150704A (en) | Magnesium alloy material and production thereof | |
| JP2006097037A (en) | Magnesium alloy and its production method | |
| JP3737440B2 (en) | Heat-resistant magnesium alloy casting and manufacturing method thereof | |
| JP2020531683A (en) | Copper-based alloys for the production of bulk metallic glasses | |
| JP2012126982A (en) | Method for manufacturing heat-resistant magnesium alloy, heat-resistant magnesium alloy casting and method for manufacturing the same | |
| JP7362052B2 (en) | Flame retardant magnesium alloy and its manufacturing method | |
| JP2020147780A (en) | Incombustible magnesium alloy, and method for producing the same | |
| KR20150076459A (en) | Magnesium alloy and method for manufacturing the same | |
| US20220195564A1 (en) | A casting magnesium alloy for providing improved thermal conductivity | |
| JP2012214852A (en) | Method for producing magnesium alloy | |
| JP2010248610A (en) | High-strength magnesium alloy | |
| WO2021117909A1 (en) | Non-combustible magnesium alloy and method for producing same | |
| JP5757507B2 (en) | Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy with Re added and method for producing the same | |
| WO2018212024A1 (en) | Magnesium alloy, magnesium alloy cast, and method for producing same | |
| JP2023156711A (en) | Magnesium alloy and method for producing the same | |
| TH2101005448A (en) | fire resistant magnesium alloy and methods for producing the same | |
| UA66589A (en) | An aluminium alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220201 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20221223 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230111 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230302 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230530 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230721 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230905 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230922 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7362052 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |