JP2024503546A - Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金及びそのパイプ材の製造方法、並びにその応用 - Google Patents
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Abstract
本発明は、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金及びその製造方法、並びにその応用に関するものであり、合金材料技術分野に属する。このマグネシウム合金は、重量％の含有量で、組成Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％を含み、残部がＭｇであり、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率は、１５～２２％である。Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造方法は、Ａｌ源、ＲＥ源、Ｍｎ源とＭｇ源を混合溶融して液体混合金属を形成し、液体混合金属を棒材に半連続的に鋳造し、棒材を３６０～４００℃で６～１０ｈの均一化熱処理を行い、熱処理後の棒材を押し出し成形し、マグネシウム合金パイプ材を得るステップを含む。本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、高い伸び率を有し、成形パイプの伸び率が１５～２２％となり、大きい塑性変形に耐えることができる。また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の優れた溶接性能を有し、溶接強度損失率が６％未満であり、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度の損失を大幅に低減し、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度を確保する。このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、車両設備や医療機器分野に用いられる。【選択図】図１
Description
本開示は、２０２１年１月１３日に中国特許庁に提出された出願番号ＣＮ ２０２１１００４０８０４．４、発明の名称「Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金及びそのパイプ材の製造方法、及び応用」である中国特許出願の優先権を要求し、その全部の内容は、引用により本開示に組み込まれる。
本発明は、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金、このマグネシウム合金パイプ材の製造方法、及び、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の応用に関するものであり、合金材料技術分野に属する。
今まで、マグネシウム合金は、最も軽い金属構造材料で、その密度は、アルミニウムの２／３、鋼の１／４のみに相当し、しかも、高い比強度と比剛性を持っている。
また、マグネシウム合金は、良好な減衰性、切削加工性と熱伝導性、及び、回収、再生しやすいなど多くの優れた性能を有し、その応用分野は、益々拡大している。
また、マグネシウム合金は、良好な減衰性、切削加工性と熱伝導性、及び、回収、再生しやすいなど多くの優れた性能を有し、その応用分野は、益々拡大している。
マグネシウム合金には、主に、Ｍｇ－Ａｌ系とＭｇ－Ｚｎ－Ｚｒ系のマグネシウム合金が含まれており、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、より低い製造コストとより簡単な製造方法のため、広く利用されている。
しかし、従来のＭｇ－Ａｌ系合金は、伸び率が悪く、外力による衝撃変形や循環負荷時に破断しやすい。
また、マグネシウム合金は、応用時、一般的に溶接で相互に接続されるが、従来のＭｇ－Ａｌ系合金は、溶接後の溶接強度損失率が大きく、資源の大量の浪費を生じただけでなく、溶接の堅牢性と外観の美感にも影響を与えた。
しかし、従来のＭｇ－Ａｌ系合金は、伸び率が悪く、外力による衝撃変形や循環負荷時に破断しやすい。
また、マグネシウム合金は、応用時、一般的に溶接で相互に接続されるが、従来のＭｇ－Ａｌ系合金は、溶接後の溶接強度損失率が大きく、資源の大量の浪費を生じただけでなく、溶接の堅牢性と外観の美感にも影響を与えた。
本発明は、従来のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の問題点に対して、高い伸び率と低い溶接強度損失率を備えるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金を提供し、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造方法を提供することを目的とする。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の車両設備や医療機器分野における応用も、提供する。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の車両設備や医療機器分野における応用も、提供する。
本発明に係るＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、重量％の含有量で、組成Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％を含み、残部がＭｇであり、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率は、１５～２２％である。
任意に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率は、１７～２１．６％である。
任意に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、６％未満である。
任意に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の降伏強度は、１８２～２３５ＭＰａ、引張強度は、３０６～３４２ＭＰａである。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金において、Ａｌの含有量（重量％）は、７．０～８．２％、ＲＥの含有量（重量％）は、１．１～２．０％、Ｍｎの含有量（重量％）は、０．４～０．８％であることが好ましい。
上記パラメ－タ範囲のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、より低い溶接強度損失率（５．５％未満）、より高い伸び率およびより高い強度を得ることが可能である。
上記パラメ－タ範囲のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、より低い溶接強度損失率（５．５％未満）、より高い伸び率およびより高い強度を得ることが可能である。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金において、Ａｌの含有量（重量％）は、７．８～８．２％、ＲＥの含有量（重量％）は、１．３～１．９％、Ｍｎの含有量（重量％）は、０．５～０．８％であり、かつ、ＲＥ中のＹの含有量（重量％）は、０．８～１．６％、Ｃｅの含有量（重量％）は、０～０．８％であることがさらに好ましい。
このとき、得られるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率は、１７．４～２１．６％で、溶接強度損失率は、５％未満であり、かつ、降伏強度は、２２０～２３５ＭＰａに、引張強度は、３２０～３４２ＭＰａに達する。
このとき、得られるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率は、１７．４～２１．６％で、溶接強度損失率は、５％未満であり、かつ、降伏強度は、２２０～２３５ＭＰａに、引張強度は、３２０～３４２ＭＰａに達する。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金におけるＡｌの含有量（重量％）は、７．８～８．２％、ＲＥ中の含有量（重量％）は、１．５～１．９％、Ｍｎの含有量（重量％）は、０．５～０．８％であり、かつ、ＲＥ中のＹの含有量（重量％）は、０．８％、Ｃｅの含有量（重量％）は、０．５～０．８％であることがよりさらに好ましい。
このとき、得られるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、４．３％以下である。
このとき、得られるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、４．３％以下である。
任意に、上記マグネシウム合金において、ＲＥは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｄｙ、Ｅｒのうち少なくとも１つを含む。ＲＥはＹとＣｅを主とし、その他の希土類元素は、微量である。
本発明に係るＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造方法は、以下のステップを含む。
元素の重量％で、Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、残部：Ｍｇに応じて、Ａｌ源、ＲＥ源、Ｍｎ源とＭｇ源を混合溶融して液体混合金属を形成するステップと、
液体混合金属を棒材に半連続的に鋳造するステップと、
棒材を３６０～４００℃で６～１０ｈの均一化熱処理を行うステップと、
熱処理後の棒材を押し出し成形し、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材を得るステップとを含む。
本発明で述べたＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の応用は、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金を車両設備や医療機器分野に用いたものである。
従来技術に比べると、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、高い伸び率を有し、成形パイプの伸び率が１５～２２％となり、大きい塑性変形に耐えることができるという利点がある。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、６％未満と低く、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度の損失を大幅に低減し、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度を確保する。
また、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、降伏強度が１８２～２３２ＭＰａ、引張強度が３０６～３４０ＭＰａと高い強度を備えている。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、６％未満と低く、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度の損失を大幅に低減し、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度を確保する。
また、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、降伏強度が１８２～２３２ＭＰａ、引張強度が３０６～３４０ＭＰａと高い強度を備えている。
以下、本発明について、図面と実施例を参照してさらに説明する。
本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、重量％で、組成Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％を含み、残部は、Ｍｇである。
具体的に、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ｍｇ－Ａｌ系合金にＲＥ（希土類元素）とＭｎを添加することにより、マグネシウム合金の塑性、強度を向上させ、合金の溶接強度損失率を低減する。
Ｍｎの添加は、半連続鋳造時に導入した不純物元素Ｆｅ元素を除去することができ、溶接性能と力学性能に有益で、溶接強度損失率を下げる。
また、Ｍｎは、マグネシウム中で化合物を形成せず、異質の核形成質点として結晶粒を微細化することができ、パイプに押し出す際、動的再結晶を促進し、結晶粒を微細化し、かつ、組織を弱化させ、強度と塑性を向上させる。
また、Ｍｎは、マグネシウム中で化合物を形成せず、異質の核形成質点として結晶粒を微細化することができ、パイプに押し出す際、動的再結晶を促進し、結晶粒を微細化し、かつ、組織を弱化させ、強度と塑性を向上させる。
ＲＥの添加は、マグネシウム合金の結晶粒サイズを微細化し、マグネシウム合金のβ強化相の形態を改善し、マグネシウム合金の強度と塑性を高めることができる。
マグネシウム合金の強度は、降伏強度と引張強度で表現することができ、本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、パイプ材に成形した後、パイプ材の降伏強度の範囲が１８２～２３５ＭＰａ、好ましくは、２２０～２３５ＭＰａである。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の引張強度の範囲は、３０６～３４２ＭＰａ、好ましくは、３２０～３４０ＭＰａである。
伸び率は、マグネシウム合金の塑性と直接関係しており、本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金をパイプ材に成形した後、パイプ材の伸び率は、１５～２２％に達することができ、好ましくは、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の伸び率は、１７－２１．６％であり、高い伸び率によりマグネシウム合金は、大きい塑性変形に耐え、マグネシウム合金の適用範囲を高めることができる。
マグネシウム合金の強度は、降伏強度と引張強度で表現することができ、本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、パイプ材に成形した後、パイプ材の降伏強度の範囲が１８２～２３５ＭＰａ、好ましくは、２２０～２３５ＭＰａである。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の引張強度の範囲は、３０６～３４２ＭＰａ、好ましくは、３２０～３４０ＭＰａである。
伸び率は、マグネシウム合金の塑性と直接関係しており、本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金をパイプ材に成形した後、パイプ材の伸び率は、１５～２２％に達することができ、好ましくは、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の伸び率は、１７－２１．６％であり、高い伸び率によりマグネシウム合金は、大きい塑性変形に耐え、マグネシウム合金の適用範囲を高めることができる。
溶接強度損失率は、マグネシウム合金成形材の溶接後、溶接試料の原成形材試料に対する強度損失率である。
本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、６％未満であり、好ましくは、溶接強度損失率は、５％未満であり、さらに好ましくは、溶接強度損失率は、４．３％未満である。
本発明の実施例で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、ＲＥ元素の添加により、高温溶接時にＡｌ～ＲＥ高温安定相が形成され、この高温安定相が粒界に固着して、溶接中のマグネシウム合金結晶粒の成長を阻害する。
また、ＲＥ元素は、マグネシウム合金中のβ強化相のサイズを大幅に微細化するとともに、高温溶接中のβ強化相の成長を回避して、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度の損失を低減し、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度を確保する。
本発明で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率は、６％未満であり、好ましくは、溶接強度損失率は、５％未満であり、さらに好ましくは、溶接強度損失率は、４．３％未満である。
本発明の実施例で提供されるＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、ＲＥ元素の添加により、高温溶接時にＡｌ～ＲＥ高温安定相が形成され、この高温安定相が粒界に固着して、溶接中のマグネシウム合金結晶粒の成長を阻害する。
また、ＲＥ元素は、マグネシウム合金中のβ強化相のサイズを大幅に微細化するとともに、高温溶接中のβ強化相の成長を回避して、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度の損失を低減し、マグネシウム合金成形材の溶接後の強度を確保する。
任意に、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＡｌの重量％の範囲は、７．０～８．６％であり、好ましくは、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＡｌの重量％の範囲は、７．０～８．２％で、より好ましくは、Ａｌの重量％の範囲は、７．８～８．２％である。
具体的に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＡｌの重量％を一定範囲に制御するとき、Ａｌ元素とＭｇ元素の組み合わせが第二相の強化作用を有し、マグネシウム合金成形過程において、最適な状態（適度な体積分率、形態およびサイズ）のβ強化相が得られ、マグネシウム合金の強度を向上させる。
また、マグネシウムマトリックス中の固溶部分のＡｌ元素は、固溶強化及び塑性改善の役割を果たすことができる。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＡｌの重量％が高すぎると、例えば、８．６％を超える場合、粗大な共晶β相が析出するため、溶接後、析出相とマトリクスとの界面結合能力が弱くなり、マトリクスとβ相との界面にマイクロポアが形成されやすくなり、溶接強度損失率が増加する一方、粗大なβ相は、奉仕中に応力集中を起こし、塑性崩壊が早期に発生し、伸び率が低下する。
一方、上記マグネシウム合金中のＡｌの重量％が低すぎると、例えば、７％未満の場合、粒内のＡｌ元素が減少するため、塑性向上に不利であるとともに、析出相数が少ない結晶粒微細化の程度が低下し、第二相強化の作用が働きにくく、マグネシウム合金の強度向上に不利である。
また、析出相の少ない合金は、溶接後、結晶粒の成長がより顕著になるため、溶接強度損失率の増加をもたらす。
また、マグネシウムマトリックス中の固溶部分のＡｌ元素は、固溶強化及び塑性改善の役割を果たすことができる。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＡｌの重量％が高すぎると、例えば、８．６％を超える場合、粗大な共晶β相が析出するため、溶接後、析出相とマトリクスとの界面結合能力が弱くなり、マトリクスとβ相との界面にマイクロポアが形成されやすくなり、溶接強度損失率が増加する一方、粗大なβ相は、奉仕中に応力集中を起こし、塑性崩壊が早期に発生し、伸び率が低下する。
一方、上記マグネシウム合金中のＡｌの重量％が低すぎると、例えば、７％未満の場合、粒内のＡｌ元素が減少するため、塑性向上に不利であるとともに、析出相数が少ない結晶粒微細化の程度が低下し、第二相強化の作用が働きにくく、マグネシウム合金の強度向上に不利である。
また、析出相の少ない合金は、溶接後、結晶粒の成長がより顕著になるため、溶接強度損失率の増加をもたらす。
任意に、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＲＥの重量％の範囲は、０．８～２．０％であり、好ましくは、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＲＥの重量％の範囲は、１．１～２．０％であり、より好ましくは、ＲＥの重量％の範囲は、１．３～１．９％である。
具体的に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金にＲＥを添加すると、ＲＥ元素は、独特の電子配置構造と化学的特徴を有し、マグネシウム合金に適量の希土類元素を添加することで原子間結合力の強化、マグネシウム原子の拡散速度の低減、マグネシウム合金の再結晶温度の向上、再結晶成長速度の緩和が可能となり、成形性と耐食性を著しく向上させることができる。
また、ＲＥは、一般的に粒界に分布しており、マグネシウム合金の結晶粒サイズを微細化し、マグネシウム合金の各結晶粒間の調和能力を高めることができ、さらに、ＲＥは、マグネシウム合金の成形過程で熱的に安定なβ強化相を形成し、マグネシウム合金の強度と塑性を高めることもできる。
具体的に、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金にＲＥを添加すると、ＲＥ元素は、独特の電子配置構造と化学的特徴を有し、マグネシウム合金に適量の希土類元素を添加することで原子間結合力の強化、マグネシウム原子の拡散速度の低減、マグネシウム合金の再結晶温度の向上、再結晶成長速度の緩和が可能となり、成形性と耐食性を著しく向上させることができる。
また、ＲＥは、一般的に粒界に分布しており、マグネシウム合金の結晶粒サイズを微細化し、マグネシウム合金の各結晶粒間の調和能力を高めることができ、さらに、ＲＥは、マグネシウム合金の成形過程で熱的に安定なβ強化相を形成し、マグネシウム合金の強度と塑性を高めることもできる。
ＲＥは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｄｙ、Ｅｒの少なくとも１つを含むことができる。
具体的に、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＲＥ元素は、ＹとＣｅを主とし、Ｙの重量％の範囲は、０．８～１．６％、Ｃｅの重量％の範囲は、０～０．８％である。
具体的に、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金中のＲＥ元素は、ＹとＣｅを主とし、Ｙの重量％の範囲は、０．８～１．６％、Ｃｅの重量％の範囲は、０～０．８％である。
図１に示すように、本発明は、以下のステップを含むＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の製造方法を提供する。
Ｓ１０１：元素の重量％の含有量でＡｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、残部：Ｍｇに応じて、Ａｌ源、ＲＥ源、Ｍｎ源及びＭｇ源を混合溶融した後、液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属をインゴットに鋳造する。
Ｓ１０３：インゴットを第一温度で均一化熱処理を行う。
Ｓ１０４：熱処理後のインゴットを押出成形し、本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金を得る。
具体的に、Ｓ１０２の鋳造プロセスは、半連続鋳造プロセスで実現できる。
半連続プロセスを採用すると、急速水冷のため、得られる結晶粒サイズが小さく、微細な結晶粒は、合金強度と伸び率を同時に向上させることができる。
Ｓ１０３において、第一温度の範囲は、３６０～４００℃、熱処理時間は、６～１０ｈであり、押出前の熱処理プロセスを採用することにより、マトリクスのＡｌ元素の含有量を増加させ、スリップ系を増加させ、合金の伸び率を向上させることができる。
半連続プロセスを採用すると、急速水冷のため、得られる結晶粒サイズが小さく、微細な結晶粒は、合金強度と伸び率を同時に向上させることができる。
Ｓ１０３において、第一温度の範囲は、３６０～４００℃、熱処理時間は、６～１０ｈであり、押出前の熱処理プロセスを採用することにより、マトリクスのＡｌ元素の含有量を増加させ、スリップ系を増加させ、合金の伸び率を向上させることができる。
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材を製造する場合、ステップＳ１０２において、インゴットは、棒材、すなわち、液体混合金属を棒材に鋳造する。
ステップＳ１０４において、熱処理後の棒材を逆押出成形することにより、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材を得ることができる。
逆押出成形のプロセスパラメ～タには、押出温度、押出比、押出速度が含まれ、そのうち、押出温度の範囲は、２８０～３３０℃、押出比は、４９：１、押出速度の範囲は、８～１５ｍｍ／ｓである。
ステップＳ１０４において、熱処理後の棒材を逆押出成形することにより、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材を得ることができる。
逆押出成形のプロセスパラメ～タには、押出温度、押出比、押出速度が含まれ、そのうち、押出温度の範囲は、２８０～３３０℃、押出比は、４９：１、押出速度の範囲は、８～１５ｍｍ／ｓである。
以下、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造を例に、具体的な実施例および比較例により、本発明で提供するマグネシウム合金について詳細に説明する。
本発明の製造方法により得られるマグネシウム合金パイプ材は、伸び率が大きく、大きな塑性変形に耐えることができ、かつ、溶接強度損失率が低く、これら性能によりマグネシウム合金パイプ材の適用範囲を向上させる。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、高い降伏強度と引張強度を有する。
本発明の製造方法により得られるマグネシウム合金パイプ材は、伸び率が大きく、大きな塑性変形に耐えることができ、かつ、溶接強度損失率が低く、これら性能によりマグネシウム合金パイプ材の適用範囲を向上させる。
また、このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、高い降伏強度と引張強度を有する。
＜実施例１＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９１．７ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造するプロセスによって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例２＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．４ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９１．３ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造するプロセスによって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を３６０℃で熱処理し、その熱処理時間は、１０ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を８ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、２８０℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、２８０℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例３＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９１．９ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例４＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：８．２ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．５ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を３８０℃で熱処理し、その熱処理時間は、６ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１０ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３３０℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３３０℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例５＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：８．６ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例６＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：１．２ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．５ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例７＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：１．６ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例８＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．３ｇ（ＲＥ：１．１％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ： ９０．６ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例９＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ ：７．８ｇ、Ｙ： １．２ｇ、Ｃｅ：０．３ｇ（ＲＥ：１．５％）、Ｍｎ ：０．５ｇ、Ｍｇ： ９０．２ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１０＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ（ＲＥ：１．３％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．４ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１１＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．８ｇ（ＲＥ：１．６％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１２＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ（ＲＥ：１．４％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．３ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１３＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ（ＲＥ：１．５％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．２ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１４＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ（ＲＥ：１．６％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１５＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ、Ｈｏ：０．１ｇ（ＲＥ：１．７％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１６＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ、Ｈｏ：０．１ｇ、Ｄｙ：０．１ｇ（ＲＥ：１．８％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．０ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１７＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ、Ｈｏ：０．１ｇ、Ｅｒ：０．１ｇ（ＲＥ：１．９％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：８９．９ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１８＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：８．０ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ（ＲＥ：１．３％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．４ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例１９＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：８．０ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ、Ｈｏ：０．１ｇ、Ｅｒ：０．１ｇ（ＲＥ：１．９％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：８９．６ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例２０＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：８．２ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ、Ｌａ：０．１ｇ、Ｎｄ：０．１ｇ、Ｇｄ：０．１ｇ（ＲＥ：１．６％）、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：８９．７ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例２１＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ（ＲＥ：１．３％）、Ｍｎ：０．２ｇ、Ｍｇ：９０．７ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例２２＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ（ＲＥ：１．３％）、Ｍｎ：０．４ｇ、Ｍｇ：９０．５ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜実施例２３＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７．８ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｃｅ：０．５ｇ（ＲＥ：１．３％）、Ｍｎ：０．８ｇ、Ｍｇ：９０．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜比較例１＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：６．５ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９２．２ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜比較例２＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：９．６ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：８９．１ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜比較例３＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７ｇ、Ｙ：０．５ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９２．０ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜比較例４＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７ｇ、Ｙ：２．３ｇ、Ｍｎ：０．５ｇ、Ｍｇ：９０．２ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源とＭｇ源を均一に混合し、溶融混練して液体混合金属を形成する。
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
＜比較例５＞
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、Ａｌ：７ｇ、Ｙ：０．８ｇ、Ｍｇ：９２．２ｇを含む。
このＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、具体的に、以下の製造方法により得られる。
Ｓ１０１：Ａｌ源、Ｙ源、Ｍｎ源及びＭｇ源を均一に混合する、混合原料を溶融混練して液体混合金属とする；
Ｓ１０２：液体混合金属を半連続的に鋳造する技術によって棒材に鋳造する。
Ｓ１０３：棒材を４００℃で熱処理し、その熱処理時間は、８ｈであった。
Ｓ１０４：熱処理後の棒材を１２ｍｍ／ｓの押出速度で逆押出成形し、マグネシウム合金パイプ材を得た。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
押出温度は、３００℃、押出比は、４９：１であった。
表１ 実施例１～実施例２０のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金と比較例１～比較例５のマグネシウム合金の性能パラメ－タ
表１から分かるように、実施例１～実施例２３のマグネシウム合金パイプ材の降伏強度は、いずれも１８２ＭＰａ以上、実施例１９のマグネシウム合金パイプ材の降伏強度は、２３５ＭＰａに達し、引張強度は、いずれも３０６ＭＰａ以上、実施例１９のマグネシウム合金パイプ材の引張強度は、３４２ＭＰａに達し、伸び率は、いずれも１５％より大きく、実施例１７のマグネシウム合金パイプ材の伸び率は、２１．６％に達し、実施例１～実施例２３のマグネシウム合金パイプ材の溶接強度損失率は、いずれも６％未満であり、実施例１５～実施例１７、実施例１９～実施例２０及び実施例２３のマグネシウム合金パイプ材の溶接強度損失率は、４％以下であり、３．５％まで下げることができる。
実施例１と比較例１～比較例２とを比較すると、比較例１では、添加されたＡｌの含有量が低いため、マグネシウム合金の降伏強度と引張強度が、それぞれ１６５Ｍｐａ、２８７Ｍｐａと低く、溶接強度損失率が増加する。
比較例２では、添加されたＡｌの含有量が高すぎるため、マグネシウム合金の塑性が悪くなり、伸び率が１２．７％に低下するとともに、溶接強度損失率が７．３％に著しく増大した。
比較例２では、添加されたＡｌの含有量が高すぎるため、マグネシウム合金の塑性が悪くなり、伸び率が１２．７％に低下するとともに、溶接強度損失率が７．３％に著しく増大した。
実施例１と比較例３～比較例４とを比較すると、比較例３では、添加されたＲＥの含有量が低すぎるため、マグネシウム合金の降伏強度と引張強度が低く、しかも、塑性も悪く、伸びが１３．９％であるとともに、溶接強度損失率が増大した。
比較例４では、添加されたＲＥの含有量が高すぎ、マグネシウム合金の降伏強度と引張強度は向上したが、塑性が著しく悪くなり、伸び率が１２．８％のみであり、溶接強度損失率も増大した。
比較例４では、添加されたＲＥの含有量が高すぎ、マグネシウム合金の降伏強度と引張強度は向上したが、塑性が著しく悪くなり、伸び率が１２．８％のみであり、溶接強度損失率も増大した。
実施例１と比較例５とを比較すると、比較例５では、Ｍｎが添加されたためマグネシウム合金全体の性能が低下し、その中で、伸び率が著しい低下し、溶接強度損失率が６％を超えて著しく増大した。
本発明のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金は、車両設備や医療機器の分野に応用することができ、例えば、Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金を棒材に成形し、複数のマグネシウム合金棒材を溶接して車椅子、ストレッチャ－、自転車、マウンテンバイクなどの設備の耐力部材や支持部材とすることができ、これらの設備を軽量化させるとともに、これらの設備の強度と安定性を確保する。
Claims (9)
- Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金であって、
重量％の含有量で、成分Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％を含み、残部がＭｇであり、
前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率が、１５～２２％であることを特徴とするＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。 - 前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金において、Ａｌの含有量（重量％）は、７．０～８．２％であり、
ＲＥの含有量（重量％）は、１．１～２．０％であり、
Ｍｎの含有量（重量％）は、０．４～０．８％であることを特徴とする請求項１に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。 - 前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金において、Ａｌの含有量（重量％）が、７．８～８．２％であり、
ＲＥの含有量（重量％）が、１．３～１．９％であり、
Ｍｎの含有量（重量％）が、０．５～０．８％であり、
前記ＲＥ中のＹの含有量（重量％）が、０．８～１．６％であり、Ｃｅの含有量（重量％）が、０～０．８％であることを特徴とする請求項２に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。 - 前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の伸び率が、１７～２１．６％であることを特徴とする請求項１に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。
- 前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の溶接強度損失率が、６％未満であることを特徴とする請求項１に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。
- 前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の降伏強度が、１８２～２３５ＭＰａであり、引張強度が、３０６～３４２ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。
- 前記ＲＥは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙ、Ｇｄ、Ｈｏ、ＤｙおよびＥｒのうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金。
- Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造方法であって、
元素の重量％で、Ａｌ：７．０～８．６％、ＲＥ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、残部：Ｍｇに応じて、Ａｌ源、ＲＥ源、Ｍｎ源とＭｇ源を混合溶融して液体混合金属を形成するステップと、
前記液体混合金属を棒材に半連続的に鋳造するステップと、
前記棒材を３６０～４００℃で６～１０ｈの均一化熱処理を行うステップと、
熱処理後の棒材を逆押出成形し、前記Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材を得るステップとを含むことを特徴とするＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金パイプ材の製造方法。 - 請求項１から請求項７のいずれか一項に記載のＭｇ－Ａｌ系マグネシウム合金の車両設備及び医療機器分野に用いるための応用。
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