JP5327515B2 - 鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物 - Google Patents
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Description
もっとも、車両等にMg合金部材を利用する場合、その熱伝導性、耐熱強度、クリープ性など、高温環境下での使用に適した高温特性が要求されることが多い。一般的なMg合金部材にはAZ91D等が用いられることが多いが、そのようなMg合金部材はクリープ強度が非常に低く高温環境での使用には適さない。そこで、その高温特性を改善した種々のMg合金が、下記の特許文献などで提案されている。
(1)本発明の鋳造用マグネシウム合金(以下「Mg合金」と略記)は、全体を100質量%(以下、単に「%」という。)としたときに、2〜5.5%のアルミニウム(Al)と、該Alに対するカルシウム(Ca)の組成比(Ca/Al)が0.5〜1.5%となるCaと、0.1〜0.7%のマンガン(Mn)と、1〜6%のストロンチウム(Sr)と、残部がマグネシウム(Mg)と不可避不純物とからなり、高温特性に優れることを特徴とする。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金(以下「Mg合金」と略記)は、全体を100質量%(以下、単に「%」という。)としたときに、2〜6%のアルミニウム(Al)と、該Alに対するカルシウム(Ca)の組成比(Ca/Al)が0.5〜1.5となるCaと、0.1〜0.7%のマンガン(Mn)と、2〜6%のストロンチウム(Sr)と、残部がマグネシウム(Mg)と不可避不純物とからなることを特徴とする。
本発明のMg合金がこのような優れた特性を発現する理由は必ずしも定かではないが、Al、CaおよびMnの他に適量のSrが存在することで、融点が高くて硬いAl−Sr系化合物がAl−Ca系化合物と協調してMg合金中に晶出または析出すると共に、一方で融点の低い化合物の晶出や析出が抑制されて、それらの相乗効果により全体としてMg合金の硬さや耐クリープ性などが従来になく向上したと考えられる。
(1)本発明の鋳造用マグネシウム合金は、高温特性に優れるのみならず鋳造性にも優れる。そこで本発明は、上記の鋳造用マグネシウム合金の好適例として、マグネシウム合金鋳物としても把握できる。
(1)本明細書中でいう「改質元素」は、Al、Ca、Mn、SrおよびMg以外であって、Mg合金(鋳物)の特性改善に有効な微量の元素である。改善される特性の種類は問わないが、硬さ、強度、靱性、延性、熱伝導率、耐熱性(耐クリープ性)などがある。
本発明のMg合金鋳物はその形態を問わず、棒状、管状、板状等の素材であっても良いし、最終的な形状またはそれに近い構造部材自体であっても良い。勿論、鋳造素材(インゴット)であってもよい。
(1)Al
Alは、Mg結晶粒中に固溶して、Mg合金の室温強度を向上させ、また、Mg合金の耐蝕性を向上させる。もっとも、Mg合金中のAl量が増加すると、Alはそのマトリックス(デンドライトセルやα結晶粒)中に過飽和に固溶し、Alリッチ相が形成され得る。このAlリッチ相は、熱的に不安定であり、高温域でMg−Al系化合物(Mg17Al12)となってMgマトリックス中やMg結晶粒界中に析出するようになる。この高温状態が長時間継続すると、その金属間化合物(Mg−Al系化合物)は凝集し粗大化して、Mg合金のクリープ変形を増大(つまり、耐熱性を低下)させる。
従って、Alが過少では十分な特性が得られないが、Alが過多でも高温特性が低下し好ましくない。そこでAlは2〜6%であると好ましい。このAlの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、2.5%、3%、3.5%、4%、4.5%、5%さらには5.5%から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。
Caは、上述のAlの増加に伴う耐熱性の低下を抑制する。これはCaが前記したMg−Al化合物やマトリックスと反応して、クリープの低下要因となるMg17Al12を減少させると共に、高温域で安定なAl−Ca系化合物やMg−Ca化合物等を形成するためと考えられる。
これらのCa系金属間化合物は、主に結晶粒界中にネットワーク状に晶出または析出して、Mg合金の転位運動をくい止める楔作用をすると考えられる。そのような金属間化合物は、CaとAlとの協調により得られるので、本発明ではCa量を単に独立に規定せず、Alとの相関つまりCa/AlによりCa量を規定した。このCa/Alが過小では上述の効果が十分には得られず、Ca/Alが過大では、結晶粒界中にMg−Ca化合物が過剰に晶出し、伸び、靭性が悪化する。そこで本発明の場合、Ca/Alは0.5〜1.5が好ましい。このCa/Alの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、0.7、0.9、1.1さらには1.3から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。
Mnは、Mg結晶粒中に固溶してMg合金を固溶強化させると共に、Alとも反応してクリープの低下要因であるMg17Al12の析出を抑制する。従ってMnは、Mg合金の常温特性のみならず高温特性をも向上させ得る元素である。
さらにMnには、Mg合金の鋳造性に悪影響を与えることなく、Mg合金の腐食原因となる不純物のFeを沈降除去等する効果もある。
Mnが過少ではこのような効果が十分には得られず、Mnが過多になるとMg合金の硬さが低下し得る。そこで本発明のMg合金では、Mnが0.1〜0.8%であると好ましい。このMnの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%、0.6%、さらには0.7%から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。
SrもCaと同様に、クリープの低下要因となるMg17Al12を減少させると共に高温域で安定なAl−Sr系化合物等を形成し、Mg合金の高温特性を向上させる元素である。しかもAl−Sr系化合物は硬質であるため、Mg合金の耐摩耗性をも向上させる。
しかもSrは、前述のCaよりもMg合金の耐クリープ性(応力低下量の減少)や硬さを向上させる効果が大きい。
このSrが過少では上述の効果が十分に得られない。一方Srが過多でもMg合金の機械的な特性に対する弊害は少ない。ただし、Srが過多になるとMg合金の熱伝導率が低下するので好ましくない。なぜなら、熱伝導率が低下すると、Mg合金の伝熱性や放熱性が劣り、高温環境下で使用される部材としての利用拡大が図れないからである。
そこで本発明のMg合金では、Srが1〜6%であると好ましい。このSrの上下限は上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に1.5%、2%、2.5%、3%、4%さらには5%から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。
本発明のMg合金は、鋳造したままの状態(つまり鋳放し材)でも、上述の常温特性や高温特性を十分に発現する。もっとも、さらに熱処理が施されると、それらの特性がより高次元に、安定して発現されるようになる。
このような熱処理として、例えば溶体化処理および時効熱処理がある。溶体化処理は、溶解度線以上の温度に加熱した後に、常温などへ急冷する処理である。これにより合金元素がMg中に固溶した過飽和固溶体が得られる。時効熱処理は、溶体化処理で急冷したMg合金を溶解度線未満の温度(通常は常温より少し高い温度)で保持する処理である。これによりMg合金の金属組織が緩やかに変化し、Mg合金の硬さなどが向上する。
溶体化処理の加熱温度や冷却速度等または時効熱処理の加熱温度や保持時間等は、Mg合金の組成、所望特性などにより適宜選択される。例えば、溶体化処理の加熱温度は350〜550℃、冷却速度は0.3〜500℃/秒であると好ましい。時効熱処理の加熱温度は150〜300℃、保持時間は1〜50時間であると好ましい。
本発明のMg合金の用途は、宇宙、軍事、航空の分野を初めとして、自動車、家庭電気機器等、各種分野に及ぶ。もっとも、その耐熱性を生かして、高温環境下で使用される製品、例えば自動車のエンジンルーム内に配置されるエンジン、トランスミッション、エアコン用コンプレッサまたはそれらの関連製品に、本発明のMg合金が使用されると一層好適である。
(1)試験片の鋳造(鋳放し材の製作)
電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した原料を投入して溶解し、溶湯を調製した(溶湯調製工程)。原料としては、純Mg塊、純Al塊、純Ca塊、Al−Sr合金塊、Mg−Mn合金塊、Al−Mn合金塊、純Sr塊などを用いた。
この溶湯を十分に攪拌し、配合した原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。この溶解作業中、Mgの燃焼を防止するため、溶湯表面に炭酸ガスとSF6ガスとの混合ガスを吹き付け、適宜、フラックスを溶湯表面に散布した。
こうして得た各種の合金溶湯を750℃に保持した後、金型に流し込み(注湯工程)、大気雰囲気中で凝固させた(凝固工程)。こうして、長さ200mm×高さ40mm×下底幅20mm×上底幅 30mm の舟型インゴット(鋳放し材:マグネシウム合金鋳物)を重力鋳造により製造した。
これら各試験片の化学組成を分析した分析組成を、その試験片を鋳造する際に原料を配合した組成(配合組成)と共に表1Aに示した。
上述の鋳造をしたままの試験片(鋳放し材)に、さらに熱処理を施した試験片である熱処理材(マグネシウム合金鋳物)も用意した。ここで施した熱処理は、いわゆるT6熱処理である。具体的にいえば、T6熱処理は、350〜550℃の共晶温度直下(具体的な温度は試験片の合金組成により異なる。)に保持した試験片を水中・湯中・油中または空気中で急冷する溶体化熱処理と、その後の試験片を加熱炉内で200℃x1〜50時間保持する時効熱処理とからなる。
(1)上述した鋳放し材と熱処理材からなる各試験片について高温特性を測定した。ここでいう高温特性は熱伝導率およびクリープ性である。熱伝導率は25℃の大気雰囲気中で、レーザーフラッシュ法(ULVAC−RIKO製TC−7000)により求めた。また耐クリープ性は、各試験片に印加した応力が200℃の大気雰囲気中で40時間後に低下した量(応力低下量)で指標した。具体的には、前述したφ10x10の円柱状の試験片に、雰囲気温度200℃の下で初期荷重100MPaを印加し、そのときの初期変位を維持する。そして、そのまま40時間経過した後にクリープにより低下した応力を測定し、初期荷重100MPaに対する40時間経過後の応力の減少分を応力低下量として求めた。
引張(破断)強さおよび伸びは、引張試験(JISZ−2241)により求めた。
以上の測定結果を表1Bにまとめて示した。なお、表1Bには、一般的なMg合金として市販されているAZ91Dを用いて鋳造した比較試験片(比較鋳放し材)についても、上述した各特性を同様に測定等したので、表1Bにはその結果も併せて示した。
上述の表1Aおよび表1B(以下では両者を併せて、単に「表1」という。)と、それらの分析値または測定値からプロットしたグラフおよび種々の試験片の金属顕微鏡写真から、次のようなことが解る。
表1に基づき、各試験片の分析組成のSr量と各試験片の特性との相関を図1〜図4に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Srの影響を明確にするために、Ca/Alが0.8〜1.2の範囲のデータをプロットした。またSr量により、試験片の金属組織が変化する様子を図5に示した。
(i)先ず図1から明らかなように、Srが1質量%(以下単に「%」という。)未満では、いずれの試験片も硬さにほとんどなく変化がないことがわかる。一方、Srが1%以上になると硬さが増大しはじめ、Sr量が増加するほど試験片の硬さは大きくなった。
この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも、全体的に硬さが10〜15Hv大きくなった。従って、Sr量に関わらず、Mg合金鋳物に熱処理を施すことで、硬さを安定して高めることができる。
この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも、全体的に熱伝導率が5〜10W/mk大きくなった。従って、Mg合金鋳物に熱処理を施すことで、硬さのみならず熱伝導率をも安定して高めることができる。
以上のことから、試験片の硬さ、熱伝導率および応力低下量を高次元で両立させるには、Srを1〜6%、さらに1.5〜2.5%とするとより好ましいといえる。
また、Sr量が増加するほど、Al−Sr系化合物の面積率が増え、粒子形状が球状化することも、Mg合金鋳物の高温特性の向上に寄与したと思われる。
表1に基づき、各試験片の分析組成のAl量と各試験片の高温特性(熱伝導率)との相関を図6に示した。AlはMg合金鋳物の常温強度の向上に有効であるから2%以上存在することが好ましいが、図6から明らかなように、Al量の増加は熱伝導率を低下させる傾向にあり、Alが8%を超えると従来のAZ91Dと同程度の熱伝導率となった。この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも全体的に熱伝導率が5〜10W/mk大きくなった。
以上のことから、試験片の常温特性と高温特性とを高次元で両立させるには、Alを2〜6%さらに3〜5%とするとより好ましいといえる。
表1に基づき、各試験片の分析組成のCa量(特にCa/Al比)と各試験片の特性との相関を図7〜図9に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Ca(Ca/Al)の影響を明確にするために、Sr/Alが0.3〜0.7の範囲のデータをプロットした。
(i)先ず図7から明らかなように、Ca/Alは増加するほど硬さが向上する。これは硬質なAl−Ca系化合物が増加するためと思われる。この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であるが、熱処理材の方が鋳放し材よりもその傾向は大きかった。
以上のことから、試験片の常温特性(硬さと伸び)および高温特性(熱伝導率)を高次元で両立させる上で、Ca/Alは0.5〜1.5さらに0.5〜1%とするとより好ましい。
表1に基づき、各試験片の分析組成のMn量と各試験片の特性との相関を図10および図11に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Mnの影響を明確にするために、Mg−3%Al−3%Ca−0%Sr−x%Mnのデータをプロットした。また、Mn量によって試験片の金属組織が変化する様子を図12に示した。先ず図10から明らかなように、硬さはMnが0.3〜0.5%付近で極大となり、その前後の0.1〜0.7%付近で十分な硬さが得られることがわかった。
Claims (7)
- 全体を100質量%(以下、単に「%」という。)としたときに、
2〜5.5%のアルミニウム(Al)と、
該Alに対するカルシウム(Ca)の組成比(Ca/Al)が0.5〜1.5となるCaと、
0.1〜0.7%のマンガン(Mn)と、
1〜6%のストロンチウム(Sr)と、
残部がマグネシウム(Mg)と不可避不純物とからなることを特徴とする鋳造用マグネシウム合金。 - 前記Srは、1.5〜2.5%である請求項1に記載の鋳造用マグネシウム合金。
- 請求項1に記載の鋳造用マグネシウム合金からなることを特徴とするマグネシウム合金鋳物。
- 溶解度線以上の温度に加熱した後に急冷する溶体化処理と、該溶体化処理後に該溶解度線未満の温度で保持する時効熱処理とを施した請求項3に記載のマグネシウム合金鋳物。
- 全体を100質量%(以下、単に「%」という。)としたときに、
2〜6%のアルミニウム(Al)と、
該Alに対するカルシウム(Ca)の組成比(Ca/Al)が0.5〜1.5となるCaと、
0.1〜0.7%のマンガン(Mn)と、
2〜6%のストロンチウム(Sr)と、
残部がマグネシウム(Mg)と不可避不純物とからなることを特徴とする鋳造用マグネシウム合金。 - 請求項5に記載の鋳造用マグネシウム合金からなることを特徴とするマグネシウム合金鋳物。
- 溶解度線以上の温度に加熱した後に急冷する溶体化処理と、該溶体化処理後に該溶解度線未満の温度で保持する時効熱処理とを施した請求項6に記載のマグネシウム合金鋳物。
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