JP5403508B2 - Ｍｇ合金部材。 - Google Patents

Description

本発明は、準結晶相を有するＭｇ合金からなるＭｇ合金部材に関する。

マグネシウムは、軽量で豊富な資源を示すことから、電子機器や構造部材などの軽量化材料として注目を浴びている。なかでも、鉄道車輌や自動車などの移動用構造部材への適応を検討した場合、使用に際しての安全性・信頼性の観点から、素材の高強度・高延性特性が求められている。金属材料におけるこれらの特性改善には、母相の大きさを微細にする、いわゆる結晶粒微細化が良く知られている。また、微細な粒子を母相に分散させる微細粒子分散強化法も、金属材料の特性改善のひとつの手法である。近年、一般的な結晶相とは異なり、決まった原子の配列が繰り返し並ぶ構造、すなわち並進秩序性を示さない準結晶相を分散粒子として使用することに注目を浴びている。その最大の理由は、母相結晶格子とマッチングが良く、格子同士が強固に結合し、塑性変形中、破壊の核や起点になりにくいことにある。マグネシウム系合金においても、下記特許文献１から6に示すようにマグネシウム合金に準結晶粒子を分散することで、優れた機械的特性を示すことが分かっている。
そして、その性能をさらに向上するために、マグネシウム母相の大きさを微細にしていた。しかし、結晶粒径を微細にするためには、強ひずみ加工法を使用するが、一般的な温間ひずみ付与法と比べてコンテナや金型の寿命が短く、エネルギー損失が大きくなると考えられる。

本発明は、このような実情に鑑み、マグネシウム母相の大きさに関係なく、その引張強度を向上することができたＭｇ合金部材と提供することを目的とする。

発明１のＭｇ合金部材は、合金組成式が次式：
（１００−x−y）ａｔ％Ｍｇ−yａｔ％Ｚｎ−xａｔ％ＲＥ
（式中、ＲＥはＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのいずれか一種の希土類元素で、x、yはそれぞれ原子％、０．２≦x≦１．５かつ５x≦y≦７xを示す）
で表されるＭｇ合金部材であって、
マグネシウム母相は２０〜４０μｍの結晶粒からなり、
Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥからなる準結晶相と、Ｍｇ−Ｚｎからなる析出相とを有すると共に、前記析出相は、針状形態の析出粒子が分散されてなると共に、当該析出粒子のアスペクト比は５〜５００であり、太さ（析出粒子の短径）が２〜５０ｎｍで、その大きさ（析出粒子の長さ）は１０〜１５００ｎｍであることを特徴とする。 発明２のＭｇ合金部材の製造方法は、合金組成式が次式：

（１００−x−y）ａｔ％Ｍｇ−yａｔ％Ｚｎ−xａｔ％ＲＥ
（式中、ＲＥはＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのいずれか一種の希土類元素で、x、yはそれぞれ原子％、０．２≦x≦１．５かつ５x≦y≦７xを示す）
で表される合金組成のＭｇ合金を溶解鋳造して作製された母合金を、熱処理温度を４６０℃以上〜５２０℃以下、保持時間を１２時間〜７２時間で熱処理する工程と、
前記熱処理されたＭｇ合金に対して温間ひずみ付与加工をする工程であって、前記ひずみ付与時の温度を４２０℃以上〜４６０℃以下とし、前記付与するひずみが１以上である前記工程と、
前記温間ひずみ付与加工されたＭｇ合金に対して、処理温度を１００℃以上〜２００℃以下で、保持時間を２４〜１６８時間で時効熱処理する工程と、を備えることを特徴とする。

発明１のＭｇ合金部材によれば、析出粒子が分散されていない従来Ｍｇ合金に比べ、遥かに高い機械的特性を発揮させることができた。

実施例１の熱処理材の光学顕微鏡による微細組織観察写真。 実施例１の押出材の光学顕微鏡による微細組織観察写真。 実施例１の押出材の高角散乱環状暗視野法による微細組織観察写真。 実施例１の時効処理材の高角散乱環状暗視野法による微細組織観察写真。 実施例１の時効処理材の透過型電子顕微鏡による微細組織観察写真。 実施例１に示した室温引張・圧縮試験により得られた公称応力−公称ひずみ曲線。 実施例２の時効処理材の透過型電子顕微鏡による微細組織観察写真。 実施例３の押出材の光学顕微鏡による微細組織観察写真。 実施例３の押出材の高角散乱環状暗視野法による微細組織観察写真。

１）マグネシウム系合金において、準結晶相を形成するためには、次の組成域が望ましい。
（１００−x−y）ａｔ％Ｍｇ−yａｔ％Ｚｎ−xａｔ％ＲＥ合金において（式中、ＲＥはＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのいずれか一種の希土類元素で、x、yはそれぞれ原子％）、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥからなる準結晶相が発現する組成域は、０．２≦x≦１．５かつ５x≦y≦７xである。ただし、xとyは、原子％である。

２）上記１）の組成域内のマグネシウムを用い、押出や圧延など温間ひずみ付与加工前に、亜鉛や希土類元素をマグネシウム母相に固溶させ、鋳造組織であるデンドライド組織を少なくするとともに、準結晶粒子や金属間化合物粒子などの粒子がマグネシウム母相に分散する割合を小さくする。これらの組織を得るためには、熱処理温度は、460℃以上〜520℃以下、好ましくは480℃以上〜500℃以下で、保持時間は、１２時間〜７２時間、好ましくは24時間〜48時間とするのが望ましい。３）次に、上記２）の組織を得た後、押出や圧延などの温間ひずみ付与加工を利用し、10〜50μｍ、好ましくは、20〜40μmからなるマグネシウム母相内や粒界に準結晶相粒子が分散する組織を形成する。
これらの組織を得るためには、ひずみ付与時の温度を420℃以上〜460℃以下、好ましくは430℃以上〜450℃以下で、付与するひずみが１以上であることが望ましい。
この歪みの付与は、成型加工する前に原材料の与えられてもよいし、所定の形状に成型する時に与えられてもよい。
４）最後に、上記３）の組織を得たのち、微細な析出粒子相をマグネシウム母相内に均一分散する組織を形成する時効処理を施す。具体的には、処理温度、100℃以上〜200℃以下、好ましくは100℃以上〜150℃以下で、保持時間は、24〜168時間、好ましくは24時間〜72時間、とするのが望ましい。
実施例では、得られた析出粒子は、アスペクト比が3以上の針状であって、太さ（析出粒子の短径）が2〜50ｎｍ、で、針状の長手方向が一定の方向に揃ったものであった。
針状の長手方向が一定の方向に揃った構造となるのは、押出加工後のものを時効処理したことによると思われる。よって、鍛造や圧延、押出などによりひずみを付与したままでは、析出粒子が等軸状若しくは、下記実施例に示すアスペクト比より小さい針状となり、その方向もランダムになると考えられるが、その間隔は上記のような一定の範囲内に収まるものと思われる。
また、上記時効熱処理は、Mg合金を所定の形状に成型したのち最終的な熱処理として行われることにより、生成した析出粒子相を保有したMg合金部材が得られる。
Mg-Znからなる析出粒子の形態は、下記実施例から見て、アスペクト比は、5〜500、好ましくは、5〜100、より好ましくは5〜10であり、その大きさ（析出粒子の長さ）は、10〜1500ｎｍ、好ましくは10〜500ｎｍ、より好ましくは10〜100ｎｍとするのが望ましく、亜鉛と希土類元素の添加濃度、温間ひずみ付与前の熱処理温度や温間付与時の温度、時効処理の温度や保持時間により調整することができる。
１）〜４）により得られた組織を有するマグネシウム合金は、比較的粗大なマグネシウム母相を示すものの強度・延性のトレード・オフ・バランス化を発揮する。

商用純マグネシウム（純度９９．９５％）に、６原子％亜鉛と１原子％イットリウムを溶解鋳造し、母合金を作製した。その後、４８０℃で２４時間炉内にて熱処理を行い、熱処理材を得た。
熱処理材を機械加工により、直径４０ｍｍの押出ビレットを準備した。押出ビレットを４３０℃に昇温した押出コンテナに投入し、３０分程度保持した後、２５：１の押出比で温間押出加工を施し、直径８ｍｍの押出材を得た。得られた押出材を１５０℃で２４時間オイルバスにて時効処理を行い、時効処理材を得た。
光学顕微鏡により熱処理材および押出材の微細組織観察を行い、図１、２にそれらの微細組織観察例を示す。
熱処理材（図１）では、典型的な鋳造組織であるデンドライド組織の占有率が少なく、押出材（図２）では、等軸からなる結晶粒を有することが分かる。
切片法による両試料の結晶粒径は、約３５０μｍ（熱処理材）、２５．５μｍ（押出材）である。また、透過型電子顕微鏡や高角散乱環状暗視野法による押出材および時効処理材の微細組織観察例を図３〜図５に示す。
図３の白色のコントラストは、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙからなる準結晶相（ｉ相：Ｍｇ_３Ｚｎ_６Ｙ_１）を示し、微細な準結晶粒子が粒界や粒内に存在することが確認できる。一方、図４の白色のコントラストは、Ｍｇ−Ｚｎからなる析出相（β相）を示し、針状形態を示すことが確認できる。また、図５から、これらの析出粒子は、マグネシウム母相内に緻密に分散していることが分かる。
図４と５から、この析出粒子の平均アスペクト比は5で、析出粒子の長さは12〜30ｎｍ、その太さ（短径）は3〜15ｎｍであった。
押出材および時効処理材から平行部直径３ｍｍ、長さ１５ｍｍを示す引張試験片、直径４ｍｍ、高さ８ｍｍを示す圧縮試験片を採取し、室温における引張・圧縮特性を評価した。
それぞれの試験片採取方向は、押出方向に対して平行方向で、初期引張・圧縮ひずみ速度は、１×１０^−３ｓ^−１である。図６に、室温引張・圧縮試験により得られた公称応力−公称ひずみ曲線を示す。両試料の引張、圧縮降伏応力は、２１３、１７１ＭＰａ（押出材）および３５２、２５４ＭＰａ（時効処理材）であり、時効処理によるβ相析出粒子の微細分散効果に起因し、引張、圧縮特性はそれぞれ６５、４８％向上することが分かる。たたし、引張・圧縮降伏応力は、０．２％ひずみのオフセット値を使用した。

実施例１の押出温度が３８０℃であること以外、すべて同じ手順・条件にて押出材と時効処理材を作製した。
透過型電子顕微鏡による時効処理材の微細組織観察例を図７に示す。図４、５と同様に、マグネシウム母相内にＭｇ−Ｚｎからなり針状形態を示す析出粒子（β相）の分散が確認できる。
図７から、この析出粒子の平均アスペクト比は50で、析出粒子の長さは150〜1100ｎｍ、その太さ（短径）は3〜25ｎｍであった。
しかし、図４と５に示す析出粒子形態を比較した場合、その大きさは粗大で、密度は比較的疎であることが分かる。また、実施例１と同形状・条件にて、押出材の室温機械的特性の評価を行い、得られた結果を表１にまとめる。押出加工後、時効処理を行うことにより、引張・圧縮特性の改善が観察できる。

商用純マグネシウム（純度９９．９５％）に、３原子％亜鉛と０．５原子％イットリウムを溶解鋳造し、母合金を作製した。その後、４８０℃で２４時間炉内にて熱処理を行った。熱処理後、実施例１、２の押出温度が４２０℃であること以外、すべて同じ手順・条件にて押出材と時効処理材を作製した。光学顕微鏡および高角散乱環状暗視野法による押出材の微細組織観察例を図８と９に示す。図８から、Mg母相は等軸であり、その平均結晶粒径は、36.2μmであることが分かる。また、図９から、白色のコントラストが準結晶粒子を示し、均一微細分散の様相を呈するが、Mg-Znからなる析出粒子の存在が確認できないことが分かる。
実施例１、２と同形状・条件にて、押出材の室温機械的特性の評価を行い、得られた結果を表１にまとめる。押出加工後、時効処理を行うことにより、引張・圧縮特性の改善が観察できる。

[特許文献1] 特開2002-309332
[特許文献2] 特開2005-113234
[特許文献3] 特開2005-113235
[特許文献4] 特願2006-211523
[特許文献5] 特願2007-238620
[特許文献6] 特願2008-145520

Claims (2)

1. 
   合金組成式が次式：
   （１００−x−y）ａｔ％Ｍｇ−yａｔ％Ｚｎ−xａｔ％ＲＥ
   （式中、ＲＥはＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのいずれか一種の希土類元素で、x、yはそれぞれ原子％、０．２≦x≦１．５かつ５x≦y≦７xを示す）
   で表されるＭｇ合金部材であって、
   マグネシウム母相は２０〜４０μｍの結晶粒からなり、
   Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥからなる準結晶相と、Ｍｇ−Ｚｎからなる析出相とを有すると共に、前記析出相は、針状形態の析出粒子が分散されてなると共に、当該析出粒子のアスペクト比は５〜５００であり、太さ（析出粒子の短径）が２〜５０ｎｍで、その大きさ（析出粒子の長さ）は１０〜１５００ｎｍであることを特徴とするＭｇ合金部材。
2. 合金組成式が次式：
   （１００−x−y）ａｔ％Ｍｇ−yａｔ％Ｚｎ−xａｔ％ＲＥ
   （式中、ＲＥはＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのいずれか一種の希土類元素で、x、yはそれぞれ原子％、０．２≦x≦１．５かつ５x≦y≦７xを示す）
   で表される合金組成のＭｇ合金を溶解鋳造して作製された母合金を、熱処理温度を４６０℃以上〜５２０℃以下、保持時間を１２時間〜７２時間で熱処理する工程と、
   前記熱処理されたＭｇ合金に対して温間ひずみ付与加工をする工程であって、前記ひずみ付与時の温度を４２０℃以上〜４６０℃以下とし、前記付与するひずみが１以上である前記工程と、
   前記温間ひずみ付与加工されたＭｇ合金に対して、処理温度を１００℃以上〜２００℃以下で、保持時間を２４〜１６８時間で時効熱処理する工程と、
   を備えることを特徴とするＭｇ合金部材の製造方法。