JP5885139B2 - High specific strength magnesium with age hardening properties - Google Patents
High specific strength magnesium with age hardening properties Download PDFInfo
- Publication number
- JP5885139B2 JP5885139B2 JP2012033559A JP2012033559A JP5885139B2 JP 5885139 B2 JP5885139 B2 JP 5885139B2 JP 2012033559 A JP2012033559 A JP 2012033559A JP 2012033559 A JP2012033559 A JP 2012033559A JP 5885139 B2 JP5885139 B2 JP 5885139B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- magnesium
- bulk material
- sps
- powder
- producing
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
本発明は、強度の高いマグネシウムバルク材及びその製造法に関する。 The present invention relates to a magnesium bulk material having high strength and a method for producing the same.
金属マグネシウムは、非常に軽い軽金属材料として有用であるが、純マグネシウムの強度１００ＭＰａ以下と非常に低いため、輸送機器をはじめとする構造部材としての使用は皆無に等しいのが現状である。 Metallic magnesium is useful as a very light light metal material, but since the strength of pure magnesium is as low as 100 MPa or less, it is currently used as a structural member including transportation equipment.
金属マグネシウムの強度を向上させる方法としては、熔解・鋳造法で合金を作製する方法が一般的に行なわれている。しかし、このような方法では、工程が煩雑であり、熔解する必要があり、マグネシウムの燃焼という危険を伴うという問題がある。また、マグネシウムの合金化においては、レアアースメタル等の高価な元素を添加する必要がある。 As a method of improving the strength of metallic magnesium, a method of producing an alloy by a melting / casting method is generally performed. However, such a method has a problem that the process is complicated, needs to be melted, and involves a risk of burning magnesium. Further, in alloying magnesium, it is necessary to add an expensive element such as rare earth metal.
一方、金属ナノ結晶粒子に、結晶粒成長抑制物質として金属酸化物などを存在させ、メカニカルミリング処理後、放電プラズマ処理するナノ結晶金属バルク材が報告されている（特許文献１）。 On the other hand, a nanocrystalline metal bulk material in which a metal oxide or the like is present in a metal nanocrystal particle as a crystal grain growth inhibiting substance and subjected to a discharge plasma treatment after mechanical milling treatment has been reported (Patent Document 1).
本発明の課題は、高強度なマグネシウムバルク材を提供することにある。 An object of the present invention is to provide a high-strength magnesium bulk material.
そこで本発明者は、高価なレアメタル等を使用することなくマグネシウムの高強度化を図るべく種々検討した結果、マグネシウム粉末を酸素含有化合物の存在下にメカニカルミリング処理し、焼結し、次に得られた焼結体を加熱処理すれば、該焼結体が加熱処理により強度が飛躍的に向上し、高強度のマグネシウムバルク材が得られることを見出し、本発明を完成した。 Therefore, as a result of various studies to increase the strength of magnesium without using an expensive rare metal or the like, the inventor mechanically milled magnesium powder in the presence of an oxygen-containing compound, sintered, and then obtained. When the sintered body thus obtained was heat-treated, it was found that the strength of the sintered body was dramatically improved by the heat treatment, and a high-strength magnesium bulk material was obtained, and the present invention was completed.
すなわち、本発明は、以下の〔１〕〜〔８〕に関する。
〔１〕マグネシウムの粉末を酸素含有化合物の存在下にメカニカルミリング処理した後、該粉末を焼結し、次いで得られた焼結体を加熱処理することにより得られるマグネシウムバルク材。
〔２〕原料のマグネシウム粉末が、純度９９％以上のマグネシウム粉末である〔１〕記載のマグネシウムバルク材。
〔３〕酸素含有化合物が、カルボン酸類、硫酸類、リン酸類及びスルホン酸類から選ばれる酸類である〔１〕又は〔２〕記載のマグネシウムバルク材。
〔４〕メカニカルミリング処理が、カルボン酸類の存在下、ボールミルを用いるメカニカルミリング処理３〜８０時間である〔１〕〜〔３〕のいずれかに記載のマグネシウムバルク材。
〔５〕焼結処理が、放電プラズマ焼結である〔１〕〜〔４〕のいずれかに記載のマグネシウムバルク材。
〔６〕加熱処理が、焼結体を１５０〜３００℃に１０分〜８時間加熱するものである〔１〕〜〔５〕のいずれかに記載のマグネシウムバルク材。
〔７〕Ｍｇ以外にＭｇＯを５〜４５質量％含有するものである〔１〕〜〔６〕のいずれかに記載のマグネシウムバルク材。
〔８〕マグネシウムの粉末を酸素含有化合物の存在下にメカニカルミリング処理した後、該粉末を放電プラズマ焼結し、次いで得られた焼結体を加熱処理することを特徴とするマグネシウムバルク材の製造法。
That is, the present invention relates to the following [1] to [8].
[1] A magnesium bulk material obtained by mechanically milling magnesium powder in the presence of an oxygen-containing compound, sintering the powder, and then heat-treating the obtained sintered body.
[2] The magnesium bulk material according to [1], wherein the raw material magnesium powder is a magnesium powder having a purity of 99% or more.
[3] The magnesium bulk material according to [1] or [2], wherein the oxygen-containing compound is an acid selected from carboxylic acids, sulfuric acids, phosphoric acids and sulfonic acids.
[4] The magnesium bulk material according to any one of [1] to [3], wherein the mechanical milling treatment is performed for 3 to 80 hours using a ball mill in the presence of carboxylic acids.
[5] The magnesium bulk material according to any one of [1] to [4], wherein the sintering treatment is discharge plasma sintering.
[6] The magnesium bulk material according to any one of [1] to [5], wherein the heat treatment heats the sintered body to 150 to 300 ° C. for 10 minutes to 8 hours.
[7] The magnesium bulk material according to any one of [1] to [6], which contains 5 to 45% by mass of MgO in addition to Mg.
[8] Manufacture of a magnesium bulk material, characterized in that magnesium powder is mechanically milled in the presence of an oxygen-containing compound, then the powder is subjected to discharge plasma sintering, and then the obtained sintered body is heat-treated. Law.
本発明により得られるマグネシウムバルク材は、メカニカルミリング処理及びプラズマ焼結により得られた焼結体に比べて、加熱処理により強度が飛躍的に向上しており、輸送機器等の構造部材として広範囲に応用可能である。 Magnesium bulk material obtained by the present invention has dramatically improved strength due to heat treatment compared to sintered bodies obtained by mechanical milling and plasma sintering, and is widely used as a structural member for transportation equipment. Applicable.
本発明のマグネシウムバルク材は、（１）マグネシウムの粉末を酸素含有化合物の存在下にメカニカルミリング処理し、次に（２）該粉末を焼結し、さらに（３）得られた焼結体を加熱処理することにより得られる。 The magnesium bulk material of the present invention is obtained by (1) mechanically milling magnesium powder in the presence of an oxygen-containing compound, then (2) sintering the powder, and (3) obtaining the obtained sintered body. Obtained by heat treatment.
原料としてのマグネシウムは、金属マグネシウムであればよいが、純度９８％以上のマグネシウム、特に純度９９％以上のマグネシウムを用いるのが好ましい。また用いるマグネシウム粉体の粒子径は８００μｍ以下、さらに５００μｍ以下であるのが、メカニカルミリング、焼結及び加熱処理により高強度のマグネシウムバルク材を得る点で好ましい。 Magnesium as a raw material may be metallic magnesium, but it is preferable to use magnesium having a purity of 98% or more, particularly magnesium having a purity of 99% or more. Further, the particle diameter of the magnesium powder to be used is preferably 800 μm or less, and more preferably 500 μm or less, from the viewpoint of obtaining a high-strength magnesium bulk material by mechanical milling, sintering and heat treatment.
マグネシウム粉末のメカニカルミリングは、酸素含有化合物の存在下に行う。当該酸素含有化合物の存在下にマグネシウムをメカニカルミリングし、放電プラズマ焼結し、次いで加熱することにより、最後の加熱処理時にマグネシウム焼結体の強度が上昇する。酸素含有化合物としては、酸素を含有し、かつ金属を含まない化合物が好ましく、カルボン酸類、硫酸類、リン酸類及びスルホン酸類がより好ましい。これらの酸類のうち、焼結により消失する点から、有機酸がさらに好ましく、脂肪酸類がさらに好ましい。脂肪酸類としては、脂肪酸、脂肪酸エステル、脂肪酸アミド等が好ましく、炭素数１〜３０の脂肪酸、炭素数２〜５０の脂肪酸エステル、炭素数１〜３０の脂肪酸アミドがより好ましく、炭素数１〜３０の脂肪酸がさらに好ましく、炭素数６〜３０の脂肪酸が特に好ましい。これらの酸素含有化合物の使用量は、加熱処理時の強度向上効果の点から、マグネシウム１００質量部に対して０．１〜１０質量部が好ましく、０．１〜５質量部がより好ましく、０．５〜５質量部がさらに好ましい。 Mechanical milling of the magnesium powder is performed in the presence of an oxygen-containing compound. By mechanically milling magnesium in the presence of the oxygen-containing compound, discharge plasma sintering, and then heating, the strength of the magnesium sintered body is increased during the final heat treatment. As the oxygen-containing compound, a compound containing oxygen and not containing a metal is preferable, and carboxylic acids, sulfuric acids, phosphoric acids and sulfonic acids are more preferable. Of these acids, organic acids are more preferable, and fatty acids are more preferable from the viewpoint of disappearance by sintering. As fatty acids, fatty acids, fatty acid esters, fatty acid amides and the like are preferable, fatty acids having 1 to 30 carbon atoms, fatty acid esters having 2 to 50 carbon atoms, and fatty acid amides having 1 to 30 carbon atoms are more preferable, and those having 1 to 30 carbon atoms. Are more preferable, and fatty acids having 6 to 30 carbon atoms are particularly preferable. The amount of these oxygen-containing compounds used is preferably from 0.1 to 10 parts by weight, more preferably from 0.1 to 5 parts by weight, based on 100 parts by weight of magnesium, from the viewpoint of improving the strength during heat treatment. More preferably, it is 5-5 mass parts.
メカニカルミリング処理は、機械的エネルギーを付与しながら混合する方法であれば特に限定されるものではないが、例えばボールミル、ターボミル、メカノフュージョン、ディスクミル等を挙げることができ、中でもボールミルが好ましく、特に振動型ボールミル、遊星型ボールミルが好ましい。ボールミルを採用する場合、ボールとしては鋼、セラミックスが用いられるが、鋼が好ましい。その使用量はマグネシウム１００質量部に対して１００〜５０００質量部程度が好ましい。回転数は、１００〜８００ｒｐｍが好ましい。処理時間は１時間〜１００時間が好ましく、さらに３〜８０時間がより好ましく、８〜５０時間がさらに好ましく、２０〜４０時間がさらに好ましく、２８〜３６時間が特に好ましい。また、雰囲気は、不活性ガス雰囲気、例えば窒素ガス、アルゴンガス雰囲気で行うのが好ましい。 The mechanical milling process is not particularly limited as long as it is a method of mixing while applying mechanical energy, and examples thereof include a ball mill, a turbo mill, a mechano-fusion, a disk mill, etc. Among them, a ball mill is preferable, A vibration type ball mill and a planetary ball mill are preferable. When a ball mill is employed, steel and ceramics are used as the ball, but steel is preferred. As for the usage-amount, about 100-5000 mass parts is preferable with respect to 100 mass parts of magnesium. The rotation speed is preferably 100 to 800 rpm. The treatment time is preferably 1 hour to 100 hours, more preferably 3 to 80 hours, further preferably 8 to 50 hours, further preferably 20 to 40 hours, and particularly preferably 28 to 36 hours. The atmosphere is preferably an inert gas atmosphere such as a nitrogen gas or argon gas atmosphere.
得られたメカニカルミリング混合物を焼結する。焼結手段は、無加圧焼結法、ホット水圧プレス法、高周波誘導加熱法、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）が挙げられるが、放電プラズマ焼結が特に好ましい。放電プラズマ焼結法としては、放電プラズマ装置に黒鉛ダイスを設置し、真空又は不活性ガス（窒素、アルゴン等）雰囲気下、黒鉛ダイスにパルス直流又は短形波を加えた直流を流すか、あるいは最初にパルス直流を流し次いで短形波を加えた直流を流して行う。放電プラズマ条件としては、原料を７００〜１２００℃、加圧力２０〜８０ＭＰａに６０〜６００秒保持するのが好ましい。
また、得られるマグネシウムバルク材の形状は、焼結に用いる装置により調整することができる。
The obtained mechanical milling mixture is sintered. Examples of the sintering means include pressureless sintering, hot hydraulic pressing, high frequency induction heating, and discharge plasma sintering (SPS), with discharge plasma sintering being particularly preferred. As a spark plasma sintering method, a graphite die is installed in a discharge plasma apparatus, and a direct current obtained by applying a pulse direct current or a short wave to a graphite die in a vacuum or an inert gas (nitrogen, argon, etc.) atmosphere, or First, a pulse direct current is applied, and then a direct current with a short wave added is applied. As discharge plasma conditions, it is preferable to hold the raw material at 700 to 1200 ° C. and a pressure of 20 to 80 MPa for 60 to 600 seconds.
Moreover, the shape of the obtained magnesium bulk material can be adjusted with the apparatus used for sintering.
次に得られた焼結体を加熱処理する。当該加熱処理により焼結体の強度が飛躍的に向上する。この強度向上効果の理由は、定かではないが、メカニカルミリング処理においてマグネシウム粉末中に均一に分散された少量の酸素含有化合物が焼結により完全に消失せず、少量酸素の状態で焼結体中に均一に残存し、当該酸素が加熱処理により一部マグネシウムと反応して酸化マグネシウムを生成することによるものと考えられる。なお、焼結体は一度常温に冷却してから、加熱処理に付すのが好ましい。
加熱処理は、大気圧下、１５０〜３００℃に１０分〜８時間行うのが好ましく、２００〜３００℃に１０分〜８時間行うのがより好ましく、２２０〜２８０℃に１０分〜８時間行うのがさらに好ましく、２３０〜２７０℃に１０分〜８時間行うのがさらに好ましい。また、加熱雰囲気は、大気中でもよいし、不活性ガス中でもよいが、大気中がより好ましく、２５〜３５質量％がさらに好ましい。
Next, the obtained sintered body is heat-treated. The strength of the sintered body is dramatically improved by the heat treatment. The reason for this strength improvement effect is not clear, but a small amount of oxygen-containing compound uniformly dispersed in the magnesium powder in the mechanical milling process is not completely lost by sintering, and in the sintered body in a small amount of oxygen. It is considered that the oxygen remains uniformly and partly reacts with magnesium by heat treatment to produce magnesium oxide. It is preferable that the sintered body is once cooled to room temperature and then subjected to heat treatment.
The heat treatment is preferably performed at 150 to 300 ° C. for 10 minutes to 8 hours under atmospheric pressure, more preferably 200 to 300 ° C. for 10 minutes to 8 hours, and 220 to 280 ° C. for 10 minutes to 8 hours. More preferably, it is more preferable to carry out at 230-270 degreeC for 10 minutes-8 hours. The heating atmosphere may be in the air or in an inert gas, but is preferably in the air and more preferably 25 to 35% by mass.
得られたマグネシウムバルク材は、マグネシウムの他にＭｇＯを含有する。バルク材全量中のＭｇＯの含有量は５〜４５質量％程度であるが、１０〜４０質量％が好ましく、２０〜４０質量％がより好ましく、２５〜３５質量％がさらに好ましい。
また０〜１０質量％のＭｇＨ2及び０〜１０質量％のＭｇ（ＯＨ）2を含有していてもよい。
The obtained magnesium bulk material contains MgO in addition to magnesium. The content of MgO in the bulk material is about 5 to 45% by mass, preferably 10 to 40% by mass, more preferably 20 to 40% by mass, and still more preferably 25 to 35% by mass.
Or may contain a 0 to 10 mass% MgH 2 and 0 to 10% by weight of Mg (OH) 2.
得られたマグネシウムバルク材は、純マグネシウムバルク材に比べて、また焼結体に比べても強度が向上している。その硬度は４０ＨＶ以上であり、５０ＨＶ以上、さらに８０ＨＶ以上のものも得られる。従って、本発明のマグネシウムバルク材は、輸送機器や電気電子機器の材料として広く使用することができる。 The obtained magnesium bulk material has improved strength compared to the pure magnesium bulk material and also compared to the sintered body. The hardness is 40 HV or more, and 50 HV or more, and further 80 HV or more can be obtained. Therefore, the magnesium bulk material of the present invention can be widely used as a material for transportation equipment and electrical / electronic equipment.
次に実施例を挙げて本発明を詳細に説明する。 EXAMPLES Next, an Example is given and this invention is demonstrated in detail.
実施例１
純度９９．９１％、平均粒子径３８４μｍの純Ｍｇ粉末２５．０ｇとクロム鋼製ボール４００ｇおよびステアリン酸０．５０ｇをアルゴンガス雰囲気中で５００ｍｌのクロム鋼製容器に装入し、遊星型ボールミル（Fritsch，Ｐ−５）を用いてメカニカルミリング（ＭＭ）処理した。ＭＭ処理条件は、ボールミルの公転速度を２００ｒｐｍ一定とし、ＭＭ処理時間は２ｈ、４ｈ、８ｈ、１６ｈ、３２ｈおよび６４ｈと変化させた。
得られたＭＭ粉末４ｇをφ２０の黒鉛型に装入し、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）装置を用いて固化成形した。ＳＰＳ焼結条件は成形温度７２３Ｋ、加圧力４５ＭＰａ、保持時間１８０ｓ一定とした。
作製したＳＰＳ材は、大気中で４７３Ｋ、５２３Ｋおよび５７３Ｋで、最大８ｈまで熱処理した。
ＳＰＳ材および熱処理材の硬さをビッカース硬度計（荷重１ｋｇ，保持時間２０ｓ）で１０ポイント測定した。ＳＰＳ材および熱処理材の化合物相を同定するために、Ｘ線回折装置（６０ｍＡ，４０ｋＶのＣｕＫα線，回折角度２０〜８０°，回折速度１．６６×１０-2ｄｅｇ／ｓ）で測定した。
Example 1
25.0 g of pure Mg powder having a purity of 99.91% and an average particle diameter of 384 μm, 400 g of chromium steel balls and 0.50 g of stearic acid were charged into a 500 ml chromium steel container in an argon gas atmosphere, and a planetary ball mill ( Fritsch, P-5) was used for mechanical milling (MM) treatment. The MM treatment conditions were such that the revolution speed of the ball mill was constant at 200 rpm, and the MM treatment time was changed to 2h, 4h, 8h, 16h, 32h and 64h.
4 g of the obtained MM powder was charged into a φ20 graphite mold and solidified using a spark plasma sintering (SPS) apparatus. The SPS sintering conditions were a molding temperature of 723 K, a pressing force of 45 MPa, and a holding time of 180 s.
The produced SPS material was heat-treated in air at 473K, 523K, and 573K for a maximum of 8 hours.
The hardness of the SPS material and the heat-treated material was measured at 10 points with a Vickers hardness meter (load 1 kg, holding time 20 s). In order to identify the compound phases of the SPS material and the heat-treated material, measurement was performed with an X-ray diffractometer (60 mA, 40 kV CuKα ray,
図１に各ＳＰＳ材の等時加熱（１ｈ）による硬さの変化を示す。未加熱のＭＭ ２ｈおよびＭＭ ８ｈ ＳＰＳ材の硬さは、ＭＭ未処理のＳＰＳ材よりも低い値を示したが、ＭＭ ４ｈ、ＭＭ １６ｈ、ＭＭ ３２ｈおよびＭＭ ６４ｈ ＳＰＳ材は、高い値を示した。ＭＭ １６ｈ、ＭＭ ３２ｈおよびＭＭ ６４ｈ ＳＰＳで顕著な硬さの差は認められなかった。これらの結果は、ＭＭ処理による粉末への加工ひずみの導入には限界があること、さらに、導入された加工ひずみがＳＰＳ焼結中に回復する割合が異なることを示唆している。
４７３Ｋで熱処理したＭＭ ２ｈ、ＭＭ ４ｈ、ＭＭ １６ｈおよびＭＭ ３２ｈ ＳＰＳ材の硬さは、未加熱のＳＰＳ材よりも約５ＨＶ高い値を示し、ＭＭ ８ｈおよびＭＭ ６４ｈ ＳＰＳ材では、約１５ＨＶ高い値を示した。
本発明で作製したＳＰＳ材は１ｈという短時間の熱処理で硬化が認められた。５２３Ｋにおける熱処理により、各ＳＰＳ材の硬さは、さらに高くなった。特に、ＭＭ ３２ｈ ＳＰＳ材の硬さは、未加熱と比較して約２倍の８５．８ＨＶを示した。熱処理５７３Ｋでは、ＳＰＳ材の硬さは５２３Ｋと比較して軟化した。各ＳＰＳ材の硬さの誤差は、±８ＨＶ以内であった。
FIG. 1 shows changes in hardness due to isochronous heating (1 h) of each SPS material. The
The hardness of the
The SPS material produced in the present invention was found to be cured by a short heat treatment of 1 h. By the heat treatment at 523K, the hardness of each SPS material was further increased. In particular, the hardness of the MM 32h SPS material showed 85.8 HV, which is about twice that of unheated. In the heat treatment 573K, the hardness of the SPS material was softened as compared with 523K. The error in hardness of each SPS material was within ± 8 HV.
図１より、硬さの向上が最も顕著に表れた５２３Ｋで等温加熱による硬さの変化を図２に示す。ＭＭ ２ｈ ＳＰＳ材は、０．５ｈでピーク硬さ３７．１ＨＶを示し、その後、硬さは一定値を示した。この値は、ＭＭ未処理のＳＰＳ材よりも高い値である。ＭＭ ４ｈ ＳＰＳ材は、２ｈでピーク硬さ４９．５ＨＶを示し、その後、緩やかに軟化した。一方、ＭＭ ８ｈ、ＭＭ １６ｈおよびＭＭ ６４ｈ ＳＰＳ材は、２ｈでピーク硬さを示し、その後、顕著な硬さの軟化傾向は認められなかった。最も顕著な時効硬化挙動を示したのは、ＭＭ ３２ｈ ＳＰＳ材で、１ｈで８５．８ＨＶを示し、その後、緩やかに硬さは高くなり、８ｈで最高硬さ９０．７ＨＶを示した。また、本発明で作製したＳＰＳ材は、顕著な軟化が認められず、優れた熱的安定性を示した。時効温度を４７３Ｋおよび５７３Ｋに変化させても、ＳＰＳ材の硬さの変化は、図２に示した５２３Ｋと同様の傾向を示した。
From FIG. 1, the change in hardness due to isothermal heating at 523 K where the improvement in hardness was most noticeable is shown in FIG. 2. The
明瞭な時効硬化挙動を示した３２ｈ ＳＰＳ材の等温加熱（５２３）によるＸ線回折パターンの変化を図３に示す。未加熱の粉末およびＳＰＳ材では、純Ｍｇの回折ピークが認められた。一方、０．５ｈ熱処理したＳＰＳ材は、Ｍｇの回折ピーク以外にＭｇＯ、ＭｇＨ2およびＭｇ（ＯＨ）2の回折ピークが認められた。特に、ＭｇＯの回折ピーク強度は、他の化合物の回折ピーク強度より高かった。また、熱処理時間が長くなるにつれてＭｇＨ2およびＭｇ（ＯＨ）2の回折ピーク強度が高まった。しかし、ＭｇＨ2およびＭｇ（ＯＨ）2の回折ピーク強度に対応した顕著な硬さの変化は認められなかった。このことから、時効硬化挙動の支配的な要因は、ＭｇＯの生成であると考えられる。図４から、ＭｇＯのマグネシウムバルク材中の含有量は５〜４５質量％、さらに１０〜４０質量％、さらに２０〜４０質量％であるのが好ましいことがわかる。
また、ＭｇＨ2は０〜１０質量％、Ｍｇ（ＯＨ）2は０〜１０質量％が好ましいことがわかる。
ＭｇＨ2の生成は、ステアリン酸を構成する水素とＭｇとの固相反応が誘起されたためであると考えられる。ＭｇＯおよびＭｇ（ＯＨ）2に関しては、ステアリン酸を構成する酸素もしくは、純Ｍｇ粉末の表面に形成されている酸化皮膜およびＭｇ（ＯＨ）2がＭＭ処理中に粉末内部に取り込まれたためと考えられる。また、ＭＭ処理をしていない純Ｍｇ粉末から作製したＳＰＳ材を大気中で熱処理してもＭｇＯは生成されなかった。このことから、ＭｇＯの生成における酸素の供給源は、ステアリン酸であると推察した。これらの結果は、ＭｇＯ、ＭｇＨ2およびＭｇ（ＯＨ）2の生成には、水素や酸素を含むステアリン酸を伴ったＭＭ処理およびその後の熱処理が必要であることを示唆している。
The change of the X-ray diffraction pattern by isothermal heating (523) of the 32h SPS material which showed a clear age hardening behavior is shown in FIG. In the unheated powder and SPS material, a pure Mg diffraction peak was observed. On the other hand, the SPS material heat-treated for 0.5 h showed diffraction peaks of MgO, MgH 2 and Mg (OH) 2 in addition to the diffraction peak of Mg. In particular, the diffraction peak intensity of MgO was higher than that of other compounds. In addition, the diffraction peak intensities of MgH 2 and Mg (OH) 2 increased with increasing heat treatment time. However, no significant change in hardness corresponding to the diffraction peak intensities of MgH 2 and Mg (OH) 2 was observed. From this, it is considered that the dominant factor of age hardening behavior is the formation of MgO. FIG. 4 shows that the content of MgO in the magnesium bulk material is preferably 5 to 45% by mass, more preferably 10 to 40% by mass, and further preferably 20 to 40% by mass.
Further, MgH 2 is 0 to 10 mass%, Mg (OH) 2 is found to be preferred 0 to 10% by weight.
It is considered that the production of MgH 2 is due to the induction of a solid phase reaction between hydrogen constituting stearic acid and Mg. Regarding MgO and Mg (OH) 2, it is considered that oxygen constituting stearic acid or an oxide film formed on the surface of pure Mg powder and Mg (OH) 2 were taken into the powder during MM treatment. . In addition, MgO was not generated even when an SPS material made from pure Mg powder not subjected to MM treatment was heat-treated in the atmosphere. From this, it was guessed that the supply source of oxygen in the production of MgO was stearic acid. These results suggest that the production of MgO, MgH 2 and Mg (OH) 2 requires MM treatment with stearic acid containing hydrogen and oxygen and subsequent heat treatment.
図４に各ＳＰＳ材の等温加熱（５２３Ｋ）によるＭｇＯの回折ピーク強度を純Ｍｇの回折ピーク強度で除した値を回折ピーク強度比として示す。この回折ピーク強度比を相対的なＭｇＯ生成量として見積もったるＭＭ ２ｈ ＳＰＳ材は、０．５ｈで強度比３．２％を示したが、その後、強度比は、０％であった。一方、ＭＭ ４ｈおよびＭＭ ６４ｈ ＳＰＳ材は、０．５ｈ以後、強度比は一定値（約５％）を示し、ＭＭ ８ｈおよびＭＭ １６ｈ ＳＰＳ材は、０．５ｈ以後、強度比約１０％を示した。特に、ＭＭ ３２ｈ ＳＰＳ材は、０．５ｈで強度比２６．１％を示し、その後、わずかに増加し、８ｈで３１．５％を示した。これらの結果は、図２で示した等温加熱による各ＳＰＳ材の硬さの変化と対応しており、各ＳＰＳ材の時効硬化挙動の支配的な要因は、ＭｇＯ生成によるものと考えられる。
FIG. 4 shows a value obtained by dividing the diffraction peak intensity of MgO by isothermal heating (523K) of each SPS material by the diffraction peak intensity of pure Mg as a diffraction peak intensity ratio. The
Claims (6)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012033559A JP5885139B2 (en) | 2012-02-20 | 2012-02-20 | High specific strength magnesium with age hardening properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012033559A JP5885139B2 (en) | 2012-02-20 | 2012-02-20 | High specific strength magnesium with age hardening properties |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013170284A JP2013170284A (en) | 2013-09-02 |
| JP5885139B2 true JP5885139B2 (en) | 2016-03-15 |
Family
ID=49264425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012033559A Expired - Fee Related JP5885139B2 (en) | 2012-02-20 | 2012-02-20 | High specific strength magnesium with age hardening properties |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5885139B2 (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6286317B2 (en) * | 2014-08-05 | 2018-02-28 | 高周波熱錬株式会社 | Heating coil |
| CN115807176B (en) * | 2022-12-29 | 2023-08-11 | 中北大学 | Preparation method of magnesium alloy combining spark plasma sintering and free fluid rapid cooling |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5669059A (en) * | 1994-01-19 | 1997-09-16 | Alyn Corporation | Metal matrix compositions and method of manufacturing thereof |
| JP2011243776A (en) * | 2010-05-19 | 2011-12-01 | Nihon Univ | High-specific strength magnesium functional material having magnetism |
-
2012
- 2012-02-20 JP JP2012033559A patent/JP5885139B2/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013170284A (en) | 2013-09-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2015105024A1 (en) | Titanium powder material, titanium material, and method for producing oxygen solid solution titanium powder material | |
| JP7042250B2 (en) | Manufacture of Tungsten Carbide (WC) Spherical Powder | |
| CA2833058C (en) | Post-sinter conglutination and oxidation-preventative vanadium-nitrogen alloy preparation method | |
| JP5550013B2 (en) | Magnetic nanocomposite and method for producing the same | |
| WO2018088709A1 (en) | Method for preparing metal powder, and metal powder | |
| Shon et al. | Pulsed current activated synthesis and rapid consolidation of a nanostructured Mg 2 Al 4 Si 5 O 18 and its mechanical properties | |
| EP2607507B1 (en) | High-strength titanium alloy member and process for production thereof | |
| CN102601367B (en) | The heat treatment method of a kind of radiation or multipole oriental magnetic ring | |
| JP2011051856A (en) | Method for producing high-purity silicon nitride fine powder | |
| KR20210100674A (en) | Spherical niobium alloy powder, product containing same, and method for preparing same | |
| JP5885139B2 (en) | High specific strength magnesium with age hardening properties | |
| CN103938005A (en) | Method for preparing ultra-fine grained titanium and titanium alloy from jet-milled titanium hydride powder | |
| KR102574046B1 (en) | Low-temperature production method of boron carbide | |
| CN1154124C (en) | Anisotropic magnet powders and their production method | |
| JPH08217424A (en) | Hexagonal boron nitride powder and its production | |
| JP4730338B2 (en) | COMPOSITE MATERIAL FOR INJECTION MOLDING COMPRISING CERAMIC DISPERSED MAGNESIUM COMPOSITE MATERIAL AND ITS MANUFACTURING METHOD | |
| RU2531393C1 (en) | METHOD OF OBTAINING SOLID MAGNESIUM MATERIAL Sm2Fe17NX | |
| JP2017165605A (en) | METHOD FOR PRODUCING TANTALUM NITRIDE (Ta3 N5) | |
| JP2905043B2 (en) | Manufacturing method of permanent magnet powder material | |
| RU2648335C1 (en) | Method for production of hard-magnetic material | |
| JP2009013471A (en) | Ru TARGET MATERIAL, AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME | |
| WO2012046773A1 (en) | Titanium-hydroxyapatite composite material having high strength and excellent biocompatibility | |
| KR101409182B1 (en) | Manufacturing method of high purity aluminium nitride | |
| CN116732321B (en) | Preparation method for improving uniformity of vanadium-aluminum alloy and vanadium-aluminum alloy | |
| US5716670A (en) | Silicon nitride powder and method for producing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150206 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20151111 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20151117 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20151224 |
|
| 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: 20160126 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160201 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5885139 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |