JPH0390530A - 機械的強度の高いマグネシウム合金及び該合金の急速凝固による製造方法 - Google Patents
機械的強度の高いマグネシウム合金及び該合金の急速凝固による製造方法Info
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- JPH0390530A JPH0390530A JP2219876A JP21987690A JPH0390530A JP H0390530 A JPH0390530 A JP H0390530A JP 2219876 A JP2219876 A JP 2219876A JP 21987690 A JP21987690 A JP 21987690A JP H0390530 A JPH0390530 A JP H0390530A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C23/00—Alloys based on magnesium
- C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明はフランス原特許出願第８８−０２８８５号明細
書の特許請求の範囲第１項及び第２項に関連する、機械
的強度の高いマグネシウム合金及び該合金のｗ！！Ｊ遣
方法に関する。
書の特許請求の範囲第１項及び第２項に関連する、機械
的強度の高いマグネシウム合金及び該合金のｗ！！Ｊ遣
方法に関する。
これらの合金は少なくとも２９０ＭＰａ、特に少なくと
も４００ＭＰａの破壊荷重と、少なくとも５％の破断伸
びとを有し、更に以下の特徴を有する。
も４００ＭＰａの破壊荷重と、少なくとも５％の破断伸
びとを有し、更に以下の特徴を有する。
−重量組成は以下の範囲内にある。
アルミニウム ２〜１１％、好ましくは３〜９％亜鉛
０〜１２％、好ましくは０〜３％マンガン
０〜１％、好ましくは０．１〜０．２％カルシウム
０．５〜７％、好ましくは１〜７％希±（ＲＥ）
０．１〜４％、好ましくは０．５〜２．５％主要
不純物の含有量は以下の通りである。
０〜１２％、好ましくは０〜３％マンガン
０〜１％、好ましくは０．１〜０．２％カルシウム
０．５〜７％、好ましくは１〜７％希±（ＲＥ）
０．１〜４％、好ましくは０．５〜２．５％主要
不純物の含有量は以下の通りである。
ケイ素 ＜０，６％
銅 〈０．２％
鉄 く０．１％
ニッケル ＜０．０１％
残りはマグネシウムである。
平均結晶粒度は３μｍ未満である。
これらの合金は結晶粒界に析出した金属間化合物粒子Ｈ
ｇ＋、Ａｌ．２、場合によっては、Ｃａ濃度に依存して
生じるＡｌ２ｃａ、 Ｚｎが合金中に存在する場合に生
じるＨｇ３□（＾ｌ、Ｚｎ）＋−１希±（ＲＥ）の含有
量及び／又は種類に依存して生じるＨｇ−ＲＥ及び／又
は＾Ｉ−ＲＥで強化された均一マトリックスからなる。
ｇ＋、Ａｌ．２、場合によっては、Ｃａ濃度に依存して
生じるＡｌ２ｃａ、 Ｚｎが合金中に存在する場合に生
じるＨｇ３□（＾ｌ、Ｚｎ）＋−１希±（ＲＥ）の含有
量及び／又は種類に依存して生じるＨｇ−ＲＥ及び／又
は＾Ｉ−ＲＥで強化された均一マトリックスからなる。
これら金属間化合物粒子の平均結晶粒度は２μｍ未満で
あり、好ましくは０．５μｍ未満である。この構造は３
００℃に２４時間維持しても変わらない。Ｍｎが存在す
るときには、それは少なくとも第四元素（ｑｕａｔｅｒ
ｎａｒｙ ｅｌｅｎｅｎｔ）であり、その最小含有量は
好ましくは０．１重量％である。
あり、好ましくは０．５μｍ未満である。この構造は３
００℃に２４時間維持しても変わらない。Ｍｎが存在す
るときには、それは少なくとも第四元素（ｑｕａｔｅｒ
ｎａｒｙ ｅｌｅｎｅｎｔ）であり、その最小含有量は
好ましくは０．１重量％である。
このような合金は更に、耐蝕性も改善されている。従っ
て、最終的に脆弱区域を生じさせ得る局部腐食（例えば
点食（ｐｉｔｔｉｎｇ）、摩耗凹凸部形状の腐食等）を
有するフランス原特許出願第８８−０２８８５号及び最
初の追加特許第８９−０１９１３号に記載の合金とは異
なり、本発明の合金は少なくとも腐食が少ないというだ
けでなく均質になっている。従って、本発明の合金はカ
ルシウムと、特にＹ（本明ｍ書ではＲＥに包含される）
、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ又はミツシュメタル（ＭＭ）
のような希土とを必要な割合で含んでいる。これらの添
加物により、急速焼戻し及び引抜きによる圧縮後に得ら
れるマグネシウムベースの合金の機械的特性を改善する
ことができる。引抜き温度は、目的とする特性レベルを
高く維持する３５０℃か又は３５０℃を上回る温度であ
り得る。このような特性により特に、引抜き又は押し出
しの比率及び速度を増大させることができる。合金は加
熱に耐え得るので、その結果合金の特性は損なわれず、
生産性レベルが改善され得る。
て、最終的に脆弱区域を生じさせ得る局部腐食（例えば
点食（ｐｉｔｔｉｎｇ）、摩耗凹凸部形状の腐食等）を
有するフランス原特許出願第８８−０２８８５号及び最
初の追加特許第８９−０１９１３号に記載の合金とは異
なり、本発明の合金は少なくとも腐食が少ないというだ
けでなく均質になっている。従って、本発明の合金はカ
ルシウムと、特にＹ（本明ｍ書ではＲＥに包含される）
、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ又はミツシュメタル（ＭＭ）
のような希土とを必要な割合で含んでいる。これらの添
加物により、急速焼戻し及び引抜きによる圧縮後に得ら
れるマグネシウムベースの合金の機械的特性を改善する
ことができる。引抜き温度は、目的とする特性レベルを
高く維持する３５０℃か又は３５０℃を上回る温度であ
り得る。このような特性により特に、引抜き又は押し出
しの比率及び速度を増大させることができる。合金は加
熱に耐え得るので、その結果合金の特性は損なわれず、
生産性レベルが改善され得る。
最終合金中のカルシウムは粒界に及び／又は固溶体中に
析出する＾Ｌｅａ分散相の形態であり得る。
析出する＾Ｌｅａ分散相の形態であり得る。
Ｃａ濃度が適切なときに金属間化合物粒子４１□Ｃａが
生じる８粒度は１μ醜未満であり、好ましくは０．５μ
ｍ未満である。 Ｍｎが存在する必要はない。ＲＥの場
合も同様に、各希土特有の濃度がら分散相が生じる。例
えば非常に粒度の小さい（約４０〜５０ｎｍ）、Ａｌ及
びＭｎをベースとする他の金属間化合物粒子をマグネシ
ウム粒子中に分散させることもできる。
生じる８粒度は１μ醜未満であり、好ましくは０．５μ
ｍ未満である。 Ｍｎが存在する必要はない。ＲＥの場
合も同様に、各希土特有の濃度がら分散相が生じる。例
えば非常に粒度の小さい（約４０〜５０ｎｍ）、Ａｌ及
びＭｎをベースとする他の金属間化合物粒子をマグネシ
ウム粒子中に分散させることもできる。
本発明の合金は、本明細書の説明の一部を威す原特許に
記載の方法及び種々の実施態様により得られる。少なく
とも１０’に秒−に等しく、一般には１０’に秒″′未
満の速度で液状合金を急速凝固して、少なくとも寸法（
ｄｉｍｅｎｓｉｏｎｓ）の１つが１５０．ｃｚｍ未満の
凝固した生成物を製造し、次いでこの生成物を予備圧縮
した後に圧縮して又は直接圧縮することにより直接圧密
化（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ）する。圧縮は２００〜
３５０℃の温度で実施する。凝固した生成物が、予備圧
縮及び／又は圧縮により圧密化される前に粉砕のような
他の調整作業を受けないのが好ましい。この作業は恐ら
く得られた圧密化合金の機械的特性を損なう。
記載の方法及び種々の実施態様により得られる。少なく
とも１０’に秒−に等しく、一般には１０’に秒″′未
満の速度で液状合金を急速凝固して、少なくとも寸法（
ｄｉｍｅｎｓｉｏｎｓ）の１つが１５０．ｃｚｍ未満の
凝固した生成物を製造し、次いでこの生成物を予備圧縮
した後に圧縮して又は直接圧縮することにより直接圧密
化（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ）する。圧縮は２００〜
３５０℃の温度で実施する。凝固した生成物が、予備圧
縮及び／又は圧縮により圧密化される前に粉砕のような
他の調整作業を受けないのが好ましい。この作業は恐ら
く得られた圧密化合金の機械的特性を損なう。
凝固のための急速冷却は、通常強力に冷却された金属鋳
造用ドラムからなる、いわゆる“ロール急冷（ｈｙｐｅ
ｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）”装置上でストリップ形状に鋳
造するか、又は電極を溶融するかもしくは液状金属を噴
射して（この場合液状金属は機械的に分割されるか若し
くは噴霧（アトマイゼーション）され、次いで解放され
ている強力に冷却された表面上に吹き付けられる〉、又
は不活性ガス噴流中に液状合金を噴霧することにより実
施され得る。
造用ドラムからなる、いわゆる“ロール急冷（ｈｙｐｅ
ｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）”装置上でストリップ形状に鋳
造するか、又は電極を溶融するかもしくは液状金属を噴
射して（この場合液状金属は機械的に分割されるか若し
くは噴霧（アトマイゼーション）され、次いで解放され
ている強力に冷却された表面上に吹き付けられる〉、又
は不活性ガス噴流中に液状合金を噴霧することにより実
施され得る。
最初の２つの方法では、ストリップ状、薄片状又は小さ
な板状の固体が得られるが、最後の方法では粉末が得ら
れる。これらの方法は原特許出願明Ｍｉ書で詳細に説明
されているが、本発明の趣旨の範囲内ではない。急速に
凝固した生成物を圧密化する前に３５０℃以下の温度で
真空脱気することができる。
な板状の固体が得られるが、最後の方法では粉末が得ら
れる。これらの方法は原特許出願明Ｍｉ書で詳細に説明
されているが、本発明の趣旨の範囲内ではない。急速に
凝固した生成物を圧密化する前に３５０℃以下の温度で
真空脱気することができる。
同様に原特許出願明細書に記載されている圧密化は、本
発明の場合、凝固した生成物に対して直接、特に薄片状
又は板状生成物に対して直接実施する。急速凝固により
得られる本来の微細構造を保持するためには、高温に長
時間暴露させないことが必要である。従って、微温引抜
き又は押出しを使用する。それにより、高温下の通過時
間を最小限にすることができる。
発明の場合、凝固した生成物に対して直接、特に薄片状
又は板状生成物に対して直接実施する。急速凝固により
得られる本来の微細構造を保持するためには、高温に長
時間暴露させないことが必要である。従って、微温引抜
き又は押出しを使用する。それにより、高温下の通過時
間を最小限にすることができる。
引抜き温度は２００〜３５０℃である。引抜き比は一般
に１０〜４０であり、好ましくは１０〜２０である。ラ
ムの前進速度は好ましくは０．５〜３ＩｌＩＩＩ／秒で
あるが、それより速くなることもあり得る。
に１０〜４０であり、好ましくは１０〜２０である。ラ
ムの前進速度は好ましくは０．５〜３ＩｌＩＩＩ／秒で
あるが、それより速くなることもあり得る。
原特許出願明細書に記載の如く、固体生成物を、圧密化
する前にプレスコンテナー内に直接（速やかに〉導入す
るか、又は高々３５０℃の温度で予備圧縮した後にＭｇ
もしくはＭ、合金又はＡｌもしくはＡｌ合金から製造さ
れた金属鞘（ｍｅｔａｌ ５ｈｅａｔｈ）内に導入する
ことができる。金属鞘自体は前記コンテナー内に導入さ
れる。
する前にプレスコンテナー内に直接（速やかに〉導入す
るか、又は高々３５０℃の温度で予備圧縮した後にＭｇ
もしくはＭ、合金又はＡｌもしくはＡｌ合金から製造さ
れた金属鞘（ｍｅｔａｌ ５ｈｅａｔｈ）内に導入する
ことができる。金属鞘自体は前記コンテナー内に導入さ
れる。
変形例としては、３５０℃を上回る生成物の温度上昇を
引き起こさない他の圧縮処理を実施することができる。
引き起こさない他の圧縮処理を実施することができる。
これらの任意の処理には、静水圧引抜き（ｈｙｄｒｏｓ
ｔａｔｉｃ ｃｌｒａｗｉＢ）、鍛造、圧延及び超塑性
成形が含まれる。
ｔａｔｉｃ ｃｌｒａｗｉＢ）、鍛造、圧延及び超塑性
成形が含まれる。
従って予想外にも本発明方法により、前述した如く、金
属間化合物で強化された微細構造（３μｍ未満の粒子）
を有し、また３５０℃に達する、更には３５０℃を越え
る温度に長時間放置しても合金の構造と同様に変化しな
い優れた機械的特性を有する圧密化マグネシウム合金を
製造することができる。
属間化合物で強化された微細構造（３μｍ未満の粒子）
を有し、また３５０℃に達する、更には３５０℃を越え
る温度に長時間放置しても合金の構造と同様に変化しな
い優れた機械的特性を有する圧密化マグネシウム合金を
製造することができる。
更に、耐蝕性も均質性及び重量損失と共に改善され、重
量損失は低減される。
量損失は低減される。
ｆＪ
原特許出願明細書の実施例の場合と同一の急速凝固条件
下（ホイールキャスティング（ｗｈｅｅ Ｉｃａｓｔｉ
ｎｇ）、ホイールの周速： １０〜４０ｍ／秒、冷却速
度： １０’〜１０６に秒−１）で数種の合金を製造し
た。次いで、特性試験（顕微鏡検査、機械的特性の測定
、耐蝕性（５％ＮａＣｌ溶液中で３日間焼戻しして測定
））実施用の圧密化合金を得るために、得られたストリ
ップを引抜き又は押出し用プレスのコンテナーに直接導
入した。
下（ホイールキャスティング（ｗｈｅｅ Ｉｃａｓｔｉ
ｎｇ）、ホイールの周速： １０〜４０ｍ／秒、冷却速
度： １０’〜１０６に秒−１）で数種の合金を製造し
た。次いで、特性試験（顕微鏡検査、機械的特性の測定
、耐蝕性（５％ＮａＣｌ溶液中で３日間焼戻しして測定
））実施用の圧密化合金を得るために、得られたストリ
ップを引抜き又は押出し用プレスのコンテナーに直接導
入した。
引抜き工程の作動条件及び得られた合金の特性を表１に
示す。
示す。
Ｈν ＝ビッカース硬さ（ｋｇ／ｎ＋ｍ２）ＴＹ
Ｓ ＝０．２％の伸びで測定した降伏強さ（ＭＰ
ａ） ｔｌＴｓ ＝破壊荷重（ＭＰａ）（極限引張強さ
）ｅ ＝破断伸び（％） 腐食度 ＝重量損失（−ｇ／Ｃ−２／日（ｍ、ｃ、ｄ
））、腐食の外観 （１） 残りはマグネシウムである。
Ｓ ＝０．２％の伸びで測定した降伏強さ（ＭＰ
ａ） ｔｌＴｓ ＝破壊荷重（ＭＰａ）（極限引張強さ
）ｅ ＝破断伸び（％） 腐食度 ＝重量損失（−ｇ／Ｃ−２／日（ｍ、ｃ、ｄ
））、腐食の外観 （１） 残りはマグネシウムである。
（２）８８：ミツシュメタル
この表は本発明を説明する試験２０−２１−２２を包含
しているが、試験４−２３−７−９−１１−１２は従来
技術を例示しており、フランス追加特許第８９−０１９
１３号から一部引用したものである。
しているが、試験４−２３−７−９−１１−１２は従来
技術を例示しており、フランス追加特許第８９−０１９
１３号から一部引用したものである。
試験４，２３は＾２９１と同−組成で急速凝固及び圧密
化処理した合金に関する。試験７−９−１１−１２は同
様に急速凝固及び圧密化により得られるＣａ含有合金に
関する。これらの合金の腐食度及び／又は機械的特性に
関して得られた結果は、本発明の合金で得られた結果を
下回っている。試料２３，４及び７は不均質に腐食し、
また重量損失が比較的高い。試料４及び７は更に、機械
的特性が本発明の合金より劣っている。試料１１の腐食
は均質ではあるが、重量損失は合金２０の場合に匹敵し
得る程高く、また機械的特性は明らかに合金２０よりも
、更には合金２１．２２よりも劣っている。最後に、試
料１２は優れた耐蝕性を有するが、機械的特性は本発明
の合金も留意すべきである。
化処理した合金に関する。試験７−９−１１−１２は同
様に急速凝固及び圧密化により得られるＣａ含有合金に
関する。これらの合金の腐食度及び／又は機械的特性に
関して得られた結果は、本発明の合金で得られた結果を
下回っている。試料２３，４及び７は不均質に腐食し、
また重量損失が比較的高い。試料４及び７は更に、機械
的特性が本発明の合金より劣っている。試料１１の腐食
は均質ではあるが、重量損失は合金２０の場合に匹敵し
得る程高く、また機械的特性は明らかに合金２０よりも
、更には合金２１．２２よりも劣っている。最後に、試
料１２は優れた耐蝕性を有するが、機械的特性は本発明
の合金も留意すべきである。
よりも劣っている。
従って、本発明では積土を加えることにより、機械的特
性のレベルを高めることができ、腐食の均質性が改善さ
れ（試験２Ｏ−２１−２２） 、また重量損失が低減す
る〈試験２ｌ−２２）、 ３００℃での圧密化引抜きに
より機械的特性が得られること、また従来技術の試験で
の引抜きをこのように高温で実施すれば、従来技術との
差が増大することに留意すべきである。
性のレベルを高めることができ、腐食の均質性が改善さ
れ（試験２Ｏ−２１−２２） 、また重量損失が低減す
る〈試験２ｌ−２２）、 ３００℃での圧密化引抜きに
より機械的特性が得られること、また従来技術の試験で
の引抜きをこのように高温で実施すれば、従来技術との
差が増大することに留意すべきである。
Claims (13)
- （１）少なくとも２９０ＭＰ＿ａの破壊荷重と、一般に
少なくとも５％の破断伸びとを有するマグネシウムをベ
ースとする合金であって、 一重量組成が、 アルミニウム２〜１１％ 亜鉛０〜１２％ マンガン０〜１％ カルシウム０．５〜７％ 希土（ＲＥ）０．１〜４％ の範囲内にあり、主要不純物の含有量が、 ケイ素＜０．６％ 銅＜０．２％ 鉄＜０．１％ ニッケル＜０．０１％ の範囲内にあり、及び残りはマグネシウムであり、−平
均結晶粒度が３μｍ未満であり、該合金が金属間化合物
粒子Ｍｇ＿１＿７Ａｌ＿１＿２、場合によつては、Ｃａ
濃度に依存して生じるＡｌ＿２Ｃａ、Ｚｎが合金中に存
在する場合に生じるＭｇ＿３＿２（Ａｌ、Ｚｎ）＿４＿
９、希土の含有量及び／又は種類に依存して生じるＭｇ
−ＲＥ及び／又はＡｌ−ＲＥで強化された均一マトリッ
クスからなり、粒界に析出する前記粒子が１μｍ未満、
好ましくは０．５μｍ未満の平均結晶粒度を有し、３０
０℃に２４時間維持してもこの構造が変わらないことを
特徴とする合金。 - （２）重量組成が、 アルミニウム３〜９％ 亜鉛０〜３％ マンガン０．１〜０．２％ カルシウム１〜７％ ＲＥ０．５〜２．５％ の範囲内にあって、主要不純物の含有量が、ケイ素０．
１〜０．６％ 銅＜０．２％ 鉄＜０．１％ ニッケル＜０．０１％ の範囲内にあり、及び残りはマグネシウムであることを
特徴とする請求項１に記載の合金。 - （３）希土がＹ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ又はミッシュ
メタルからなることを特徴とする請求項１又は２に記載
の合金。 - （４）少なくとも１０＾４Ｋ秒＾−＾１の速度で液状合
金を急速冷却して、少なくとも寸法の１つが１５０μｍ
未満の凝固した生成物を製造し、次いでこの生成物を２
００〜３５０℃の温度で直接圧縮することを特徴とする
請求項１から３のいずれか一項に記載の合金の製造方法
。 - （５）強力に冷却された可動表面上で、厚さが１５０μ
ｍ未満の連続するストリップの形状に鋳造して、急速冷
却を実施することを特徴とする請求項４に記載の方法。 - （６）解放されている強力に冷却された表面に液状合金
を吹き付けて急速冷却を実施することを特徴とする請求
項４に記載の方法。 - （７）不活性ガス噴流を介して液状合金を噴霧して急速
冷却を実施することを特徴とする請求項４に記載の方法
。 - （８）プレス引抜き、静水圧引抜き、圧延、鍛造及び超
塑性変形の中から選択された手段により、急速凝固した
生成物を圧縮することを特徴とする請求項４から７のい
ずれか一項に記載の方法。 - （９）温度を２００〜３５０℃、引抜き比を１０〜４０
、好ましくは１０〜２０、プレスラムの前進速度を０．
５〜３ｍｍ／秒とするプレス引抜きにより、急速凝固し
た生成物を圧縮することを特徴とする請求項８に記載の
方法。 - （１０）急速冷却した生成物を引抜きプレスのコンテナ
ー内に直接導入することを特徴とする請求項９に記載の
方法。 - （１１）アルミニウム、マグネシウム又はこれら２つの
金属のいずれか一方をベースとする合金から製造した金
属鞘内に急速冷却した生成物をあらかじめ導入すること
を特徴とする請求項９に記載の方法。 - （１２）急速凝固した生成物を最初に、高々３５０℃の
温度でビレットの形態に予備圧縮することを特徴とする
請求項９から１１のいずれか一項に記載の方法。 - （１３）急速冷却した生成物を圧密化する前に、３５０
℃以下の温度で真空脱気することを特徴とする請求項９
から１１のいずれか一項に記載の方法。
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