JPH05287430A - 高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金 - Google Patents
高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金Info
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- JPH05287430A JPH05287430A JP11321392A JP11321392A JPH05287430A JP H05287430 A JPH05287430 A JP H05287430A JP 11321392 A JP11321392 A JP 11321392A JP 11321392 A JP11321392 A JP 11321392A JP H05287430 A JPH05287430 A JP H05287430A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ
合金を提供する。 【構成】 本発明に係るＭｇ合金は、Ａｌ、Ｎｄ、Ｍｎ
および残部Ｍｇ（ただし、不可避不純物としてＦｅを含
む）よりなり、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕、Ｎｄの含有量
〔Ｎｄ〕およびＭｎの含有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔Ｎｄ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ である。これにより、高融点のＡｌＮｄ系金属間化合物
および高融点のＭｇＮｄ系金属間化合物が結晶粒界に晶
出（または析出）するのでＭｇ合金のクリープ強さが向
上し、またＡｌＭｎ系金属間化合物、ＡｌＮｄ系金属間
化合物およびＭｇＮｄ系金属間化合物がＦｅ固溶能を発
揮するのでＭｇ合金の耐食性が向上する。
合金を提供する。 【構成】 本発明に係るＭｇ合金は、Ａｌ、Ｎｄ、Ｍｎ
および残部Ｍｇ（ただし、不可避不純物としてＦｅを含
む）よりなり、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕、Ｎｄの含有量
〔Ｎｄ〕およびＭｎの含有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔Ｎｄ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ である。これにより、高融点のＡｌＮｄ系金属間化合物
および高融点のＭｇＮｄ系金属間化合物が結晶粒界に晶
出（または析出）するのでＭｇ合金のクリープ強さが向
上し、またＡｌＭｎ系金属間化合物、ＡｌＮｄ系金属間
化合物およびＭｇＮｄ系金属間化合物がＦｅ固溶能を発
揮するのでＭｇ合金の耐食性が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高クリープ強さおよび高
耐食性を有するＭｇ合金に関する。
耐食性を有するＭｇ合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高耐食性を有するＭｇ合金として
は、ＡＺ９１Ｄ、ＡＭ６０Ｂ等が知られている。一方、
高クリープ強さを有するＭｇ合金としてはＡＳ２１等が
知られている。
は、ＡＺ９１Ｄ、ＡＭ６０Ｂ等が知られている。一方、
高クリープ強さを有するＭｇ合金としてはＡＳ２１等が
知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の高耐食性を有す
るＭｇ合金は、Ａｌ含有量を比較的高く設定してＡｌＭ
ｎ系金属間化合物の生成量を増し、この金属間化合物
に、耐食性阻害元素である不可避不純物としてのＦｅを
固溶させることによって耐食性を確保している。
るＭｇ合金は、Ａｌ含有量を比較的高く設定してＡｌＭ
ｎ系金属間化合物の生成量を増し、この金属間化合物
に、耐食性阻害元素である不可避不純物としてのＦｅを
固溶させることによって耐食性を確保している。
【０００４】しかしながら、Ａｌ含有量を高めると、Ａ
ｌＭｎ系金属間化合物の生成量が増すだけでなく、Ｍｇ
合金の結晶粒界に晶出（または析出）する低融点のＭｇ
17Ａｌ11金属間化合物の生成量も増し、その金属間化合
物は、高温下では溶融して結晶粒界に生じる滑りを促進
させるためＭｇ合金のクリープ強さが低下することにな
る。
ｌＭｎ系金属間化合物の生成量が増すだけでなく、Ｍｇ
合金の結晶粒界に晶出（または析出）する低融点のＭｇ
17Ａｌ11金属間化合物の生成量も増し、その金属間化合
物は、高温下では溶融して結晶粒界に生じる滑りを促進
させるためＭｇ合金のクリープ強さが低下することにな
る。
【０００５】一方、従来の高クリープ強さを有するＭｇ
合金は、クリープ強さの低下要因であるＭｇ17Ａｌ11金
属間化合物の生成量を減らすためにＡｌ含有量を少なく
しているので、Ｆｅ固溶能を有するＡｌＭｎ系金属間化
合物の生成量も減少し、これに起因して耐食性は著しく
悪化する。
合金は、クリープ強さの低下要因であるＭｇ17Ａｌ11金
属間化合物の生成量を減らすためにＡｌ含有量を少なく
しているので、Ｆｅ固溶能を有するＡｌＭｎ系金属間化
合物の生成量も減少し、これに起因して耐食性は著しく
悪化する。
【０００６】このように従来のＭｇ合金は、クリープ強
さおよび耐食性について二者択一的であり、したがって
両特性を要求される機械部品、例えばエンジン用シリン
ダブロック等の構成材料としては不適切である、という
問題があった。
さおよび耐食性について二者択一的であり、したがって
両特性を要求される機械部品、例えばエンジン用シリン
ダブロック等の構成材料としては不適切である、という
問題があった。
【０００７】本発明は前記に鑑み、高クリープ強さおよ
び高耐食性を兼備し、各種機械部品用構成材料として適
切な前記Ｍｇ合金を提供することを目的とする。
び高耐食性を兼備し、各種機械部品用構成材料として適
切な前記Ｍｇ合金を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係る高クリープ
強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金は、Ａｌ、希土類
元素（以下、Ｒ．Ｅ．と称す）、Ｍｎおよび残部Ｍｇ
（ただし、不可避不純物を含む）よりなり、Ａｌの含有
量〔Ａｌ〕、Ｒ．Ｅ．の含有量〔ＲＥ〕およびＭｎの含
有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔ＲＥ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ であることを特徴する。
強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金は、Ａｌ、希土類
元素（以下、Ｒ．Ｅ．と称す）、Ｍｎおよび残部Ｍｇ
（ただし、不可避不純物を含む）よりなり、Ａｌの含有
量〔Ａｌ〕、Ｒ．Ｅ．の含有量〔ＲＥ〕およびＭｎの含
有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔ＲＥ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ であることを特徴する。
【０００９】
【作用】ＡｌはＭｇ合金の常温下における引張強さを向
上させる機能を有する。Ａｌの含有量〔Ａｌ〕を前記の
ように低く設定すると、Ｍｇ合金の結晶粒界に晶出（ま
たは析出）する低融点のＭｇ17Ａｌ11金属間化合物の生
成量が減少する。
上させる機能を有する。Ａｌの含有量〔Ａｌ〕を前記の
ように低く設定すると、Ｍｇ合金の結晶粒界に晶出（ま
たは析出）する低融点のＭｇ17Ａｌ11金属間化合物の生
成量が減少する。
【００１０】またＲ．Ｅ．の含有量〔ＲＥ〕を前記のよ
うに設定すると、Ｍｇ合金の結晶粒界には高融点のＡｌ
Ｒ．Ｅ．系金属間化合物および高融点のＭｇＲ．Ｅ．系
金属間化合物が晶出（または析出）する。これら高融点
のＡｌＲ．Ｅ．系金属間化合物等は高温下においても結
晶粒界に存在して、そこに発生する滑りを抑制する機能
を有し、また低融点のＭｇ17Ａｌ11金属間化合物の生成
量が減少していることもあって、Ｍｇ合金のクリープ強
さが向上する。
うに設定すると、Ｍｇ合金の結晶粒界には高融点のＡｌ
Ｒ．Ｅ．系金属間化合物および高融点のＭｇＲ．Ｅ．系
金属間化合物が晶出（または析出）する。これら高融点
のＡｌＲ．Ｅ．系金属間化合物等は高温下においても結
晶粒界に存在して、そこに発生する滑りを抑制する機能
を有し、また低融点のＭｇ17Ａｌ11金属間化合物の生成
量が減少していることもあって、Ｍｇ合金のクリープ強
さが向上する。
【００１１】一方、ＡｌＲ．Ｅ．系金属間化合物および
ＭｇＲ．Ｅ．系金属間化合物は耐食性阻害元素である不
可避不純物としてのＦｅを固溶する機能を有し、またＭ
ｎの含有量を前記のように設定することによってＡｌＭ
ｎ系金属間化合物のＦｅ固溶能も得られるので、Ｍｇ合
金の耐食性が向上する。
ＭｇＲ．Ｅ．系金属間化合物は耐食性阻害元素である不
可避不純物としてのＦｅを固溶する機能を有し、またＭ
ｎの含有量を前記のように設定することによってＡｌＭ
ｎ系金属間化合物のＦｅ固溶能も得られるので、Ｍｇ合
金の耐食性が向上する。
【００１２】この耐食性の向上は次のような理由によ
る。Ｍｇ合金の腐食はマトリックスと金属間化合物との
間の電位差に起因して発生し、その電位差が小さい程腐
食しにくくなる。Ｆｅを固溶したＡｌＭｎ系金属間化合
物（例えば、Ａｌ6 Ｍｎ）等とマトリックスとの間の電
位差は約０．４１Ｖであるが、ＦｅがＡｌと直接結合し
て生成されたＦｅＡｌ系金属間化合物（例えば、ＦｅＡ
ｌ3 ）とマトリックスとの間の電位差は約０．６９Ｖで
ある。このことから、ＦｅをＡｌＭｎ系金属間化合物等
に固溶させた方が前記電位差が低くなり、したがってＭ
ｇ合金の耐食性が向上することが判る。なお、Ｒ．Ｅ．
を含む金属間化合物がＦｅを固溶する理由は、Ｒ．Ｅ．
とＦｅとが非常に結合し易いことによるものと思われ
る。
る。Ｍｇ合金の腐食はマトリックスと金属間化合物との
間の電位差に起因して発生し、その電位差が小さい程腐
食しにくくなる。Ｆｅを固溶したＡｌＭｎ系金属間化合
物（例えば、Ａｌ6 Ｍｎ）等とマトリックスとの間の電
位差は約０．４１Ｖであるが、ＦｅがＡｌと直接結合し
て生成されたＦｅＡｌ系金属間化合物（例えば、ＦｅＡ
ｌ3 ）とマトリックスとの間の電位差は約０．６９Ｖで
ある。このことから、ＦｅをＡｌＭｎ系金属間化合物等
に固溶させた方が前記電位差が低くなり、したがってＭ
ｇ合金の耐食性が向上することが判る。なお、Ｒ．Ｅ．
を含む金属間化合物がＦｅを固溶する理由は、Ｒ．Ｅ．
とＦｅとが非常に結合し易いことによるものと思われ
る。
【００１３】Ａｌの含有量〔Ａｌ〕において、〔Ａｌ〕
＜１．０重量％では、ＡｌＭｎ系金属間化合物の生成量
が少な過ぎて、そのＦｅ固溶機能が十分に発揮されず、
また湯流れ性および離型性が悪化して鋳造作業性が悪く
なる。一方、〔Ａｌ〕＞５．０重量％ではＭｇ17Ａｌ11
金属間化合物の生成量が増すためＭｇ合金のクリープ強
さが低下する。
＜１．０重量％では、ＡｌＭｎ系金属間化合物の生成量
が少な過ぎて、そのＦｅ固溶機能が十分に発揮されず、
また湯流れ性および離型性が悪化して鋳造作業性が悪く
なる。一方、〔Ａｌ〕＞５．０重量％ではＭｇ17Ａｌ11
金属間化合物の生成量が増すためＭｇ合金のクリープ強
さが低下する。
【００１４】Ｍｇ合金の溶製において、Ｒ．Ｅ．の溶解
量はＡｌの含有量〔Ａｌ〕によって影響される。前記数
式は、１．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％における
Ｒ．Ｅ．の最大溶解量、したがって含有量〔ＲＥ〕の上
限値を示したものである。Ｒ．Ｅ．の含有量〔ＲＥ〕が
前記数式で規定される値を超えた領域はＲ．Ｅ．の飽和
領域であってＲ．Ｅ．は炉底に沈澱する。Ｒ．Ｅ．の含
有量〔ＲＥ〕の下限値は、高融点のＡｌＲ．Ｅ．系金属
間化合物等を十分に生成させるため、１．０重量％に設
定される。
量はＡｌの含有量〔Ａｌ〕によって影響される。前記数
式は、１．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％における
Ｒ．Ｅ．の最大溶解量、したがって含有量〔ＲＥ〕の上
限値を示したものである。Ｒ．Ｅ．の含有量〔ＲＥ〕が
前記数式で規定される値を超えた領域はＲ．Ｅ．の飽和
領域であってＲ．Ｅ．は炉底に沈澱する。Ｒ．Ｅ．の含
有量〔ＲＥ〕の下限値は、高融点のＡｌＲ．Ｅ．系金属
間化合物等を十分に生成させるため、１．０重量％に設
定される。
【００１５】Ｍｎの含有量〔Ｍｎ〕において、〔Ｍｎ〕
＞２．５重量％では、硬くて脆いαＭｎ粒子が晶出する
ためＭｇ合金の機械加工性が悪化し、またαＭｎ粒子回
りを起点とする疲労破壊が発生し易くなる。Ｍｎの含有
量〔Ｍｎ〕は、その溶解量も考慮すると、〔Ｍｎ〕≦
０．５重量％に設定するのが好ましい。
＞２．５重量％では、硬くて脆いαＭｎ粒子が晶出する
ためＭｇ合金の機械加工性が悪化し、またαＭｎ粒子回
りを起点とする疲労破壊が発生し易くなる。Ｍｎの含有
量〔Ｍｎ〕は、その溶解量も考慮すると、〔Ｍｎ〕≦
０．５重量％に設定するのが好ましい。
【００１６】
【実施例】Ｒ．Ｅ．としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｐｍ、Ｓｍ等が用いられる。本実施例ではＲ．Ｅ．
としてＮｄを選択した。
ｄ、Ｐｍ、Ｓｍ等が用いられる。本実施例ではＲ．Ｅ．
としてＮｄを選択した。
【００１７】Ａｌ、Ｎｄ、Ｍｎおよび不可避不純物とし
てＦｅを含むＭｇを用いて、溶解温度７００℃の条件下
で各種Ｍｇ合金を溶製した。
てＦｅを含むＭｇを用いて、溶解温度７００℃の条件下
で各種Ｍｇ合金を溶製した。
【００１８】表１は、各種Ｍｇ合金（１）〜（１１）の
化学成分（不可避不純物としてのＦｅを含む）、Ｍｎの
含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としてのＦｅの含有量
〔Ｆｅ〕との重量％の比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕を示す。
化学成分（不可避不純物としてのＦｅを含む）、Ｍｎの
含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としてのＦｅの含有量
〔Ｆｅ〕との重量％の比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕を示す。
【００１９】
【表１】 表１において、Ｍｇ合金（２）〜（７）が実施例Ｍｇ合
金に該当し、他のＭｇ合金（１），（８）〜（１１）は
比較例Ｍｇ合金に該当する。
金に該当し、他のＭｇ合金（１），（８）〜（１１）は
比較例Ｍｇ合金に該当する。
【００２０】図１は、実施例Ｍｇ合金（６）の金属組
織、特に、ＣＭＡ（新Ｘ線マイクロアナライザ）による
金属間化合物の定性分析結果を示す顕微鏡写真（５００
０倍）である。図１（ａ）〜（ｄ）において、黒色の地
の中に島状に点在するのが各化学成分であり、図１
（ａ）はＡｌを、図１（ｂ）はＮｄを、図１（ｃ）はＦ
ｅを、図１（ｄ）はＭｎをそれぞれ示す。
織、特に、ＣＭＡ（新Ｘ線マイクロアナライザ）による
金属間化合物の定性分析結果を示す顕微鏡写真（５００
０倍）である。図１（ａ）〜（ｄ）において、黒色の地
の中に島状に点在するのが各化学成分であり、図１
（ａ）はＡｌを、図１（ｂ）はＮｄを、図１（ｃ）はＦ
ｅを、図１（ｄ）はＭｎをそれぞれ示す。
【００２１】図１（ａ）の島状部分、即ちＡｌと、図１
（ｂ）の島状部分、即ちＮｄとが重なり合った所に高融
点のＡｌＮｄ系金属間化合物が生成されているもので、
この場合、ＡｌＮｄ系金属間化合物はＡｌ2 Ｎｄであ
り、その融点は６４０℃である。このＡｌ2 ＮｄはＭｇ
合金の結晶粒界に晶出（または析出）している。
（ｂ）の島状部分、即ちＮｄとが重なり合った所に高融
点のＡｌＮｄ系金属間化合物が生成されているもので、
この場合、ＡｌＮｄ系金属間化合物はＡｌ2 Ｎｄであ
り、その融点は６４０℃である。このＡｌ2 ＮｄはＭｇ
合金の結晶粒界に晶出（または析出）している。
【００２２】そして、図１（ａ）および（ｂ）における
Ａｌ2 Ｎｄに、さらに図１（ｃ）の島状部分、即ちＦｅ
が重なり合うことによってＦｅがＡｌ2 Ｎｄに固溶され
ていることが判る。
Ａｌ2 Ｎｄに、さらに図１（ｃ）の島状部分、即ちＦｅ
が重なり合うことによってＦｅがＡｌ2 Ｎｄに固溶され
ていることが判る。
【００２３】同様に、図１（ａ）および（ｄ）より、実
施例Ｍｇ合金（６）においてはＡｌＭｎ系金属化合物も
生成されていることが明らかであり、この金属間化合物
はＡｌ6 Ｍｎである。また図１（ｃ）を図１（ａ）およ
び（ｂ）に重ね合せることによってＡｌ6 ＭｎにＦｅが
固溶されていることが判る。
施例Ｍｇ合金（６）においてはＡｌＭｎ系金属化合物も
生成されていることが明らかであり、この金属間化合物
はＡｌ6 Ｍｎである。また図１（ｃ）を図１（ａ）およ
び（ｂ）に重ね合せることによってＡｌ6 ＭｎにＦｅが
固溶されていることが判る。
【００２４】金属間化合物としては高融点のＭｇＮｄ系
金属間化合物も生成され、その金属間化合物はＭｇ合金
の結晶粒界に析出しているが、顕微鏡写真は省略した。
この場合の金属間化合物はＭｇ9 Ｎｄであり、その融点
は５４８℃である。
金属間化合物も生成され、その金属間化合物はＭｇ合金
の結晶粒界に析出しているが、顕微鏡写真は省略した。
この場合の金属間化合物はＭｇ9 Ｎｄであり、その融点
は５４８℃である。
【００２５】表２は、各種Ｍｇ合金の引張強さ、クリー
プ強さおよび腐食量を示す。
プ強さおよび腐食量を示す。
【００２６】
【表２】 表２において、クリープ強さは、温度１５０℃、負荷時
間１００時間において、０．１％クリープ伸びを生じる
応力として表わされている。また腐食量は塩水噴霧テス
ト（試験温度：３５℃、腐食液：５％ＮａＣｌ溶液）を
行うことによって求められた。
間１００時間において、０．１％クリープ伸びを生じる
応力として表わされている。また腐食量は塩水噴霧テス
ト（試験温度：３５℃、腐食液：５％ＮａＣｌ溶液）を
行うことによって求められた。
【００２７】図２は、表１，表２におけるＡｌの含有量
〔Ａｌ〕と、引張強さおよびクリープ強さとの関係を示
すグラフであり、線ａが引張強さに、また線ｂがクリー
プ強さにそれぞれ該当する。
〔Ａｌ〕と、引張強さおよびクリープ強さとの関係を示
すグラフであり、線ａが引張強さに、また線ｂがクリー
プ強さにそれぞれ該当する。
【００２８】表１，表２および図２から明らかなよう
に、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕が増加すると、Ｍｇ合金の引
張強さは向上するがクリープ強さは低下する。従来の高
耐食性を有するＡＺ９１Ｄは、図１、点ｃで示すように
Ａｌの含有量８．６重量％において応力１３．１ＭＰａ
のクリープ強さを有する。
に、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕が増加すると、Ｍｇ合金の引
張強さは向上するがクリープ強さは低下する。従来の高
耐食性を有するＡＺ９１Ｄは、図１、点ｃで示すように
Ａｌの含有量８．６重量％において応力１３．１ＭＰａ
のクリープ強さを有する。
【００２９】この従来例Ｍｇ合金ＡＺ９１Ｄのクリープ
強さを十分に超えるためには、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕の
上限値を５．０重量％に設定し、またＮｄの含有量〔Ｎ
ｄ〕をそれが前記範囲を満足するように設定すればよい
ことが明らかである。エンジン用シリンダブロックに要
求されるクリープ強さを考慮すると、Ａｌの含有量〔Ａ
ｌ〕は〔Ａｌ〕≦３重量％であることが望ましい。
強さを十分に超えるためには、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕の
上限値を５．０重量％に設定し、またＮｄの含有量〔Ｎ
ｄ〕をそれが前記範囲を満足するように設定すればよい
ことが明らかである。エンジン用シリンダブロックに要
求されるクリープ強さを考慮すると、Ａｌの含有量〔Ａ
ｌ〕は〔Ａｌ〕≦３重量％であることが望ましい。
【００３０】表１、表２および図２において、Ａｌの含
有量〔Ａｌ〕の減少に伴いクリープ強さは向上するが、
腐食量、したがって耐食性は低下傾向となる。本発明に
おいては、Ｍｇ合金にクリープ強さだけでなく耐食性を
具備させるため、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕の下限値は１．
０重量％に設定される。
有量〔Ａｌ〕の減少に伴いクリープ強さは向上するが、
腐食量、したがって耐食性は低下傾向となる。本発明に
おいては、Ｍｇ合金にクリープ強さだけでなく耐食性を
具備させるため、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕の下限値は１．
０重量％に設定される。
【００３１】図３は、Ｍｇ合金におけるＡｌの含有量
〔Ａｌ〕とＮｄの含有量〔Ｎｄ〕との関係を示す。図
中、線ｄは前記数式、〔Ｎｄ〕＝３２〔Ａｌ〕-2＋２．
４に対応し、したがって、実施例におけるＮｄの含有量
〔Ｎｄ〕は、１．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％に
おいて、線ｄ上を含み、且つその線ｄよりも下側であっ
て〔Ｎｄ〕≧１．０重量％の領域Ｒとなる。
〔Ａｌ〕とＮｄの含有量〔Ｎｄ〕との関係を示す。図
中、線ｄは前記数式、〔Ｎｄ〕＝３２〔Ａｌ〕-2＋２．
４に対応し、したがって、実施例におけるＮｄの含有量
〔Ｎｄ〕は、１．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％に
おいて、線ｄ上を含み、且つその線ｄよりも下側であっ
て〔Ｎｄ〕≧１．０重量％の領域Ｒとなる。
【００３２】次に、各種Ｍｇ合金（１）〜（１１）にお
けるＭｎの含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としてのＦｅ
の含有量〔Ｆｅ〕との重量％の比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕
と、腐食量との関係について考察する。
けるＭｎの含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としてのＦｅ
の含有量〔Ｆｅ〕との重量％の比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕
と、腐食量との関係について考察する。
【００３３】高クリープ強さを有する従来例Ｍｇ合金Ａ
Ｓ２１が良好な耐食性を示す範囲は比〔Ｆｅ〕／〔Ｍ
ｎ〕≦０．０１であるが、実施例Ｍｇ合金（２）〜
（７）における前記範囲は比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕≦０．
０３に拡張されている。
Ｓ２１が良好な耐食性を示す範囲は比〔Ｆｅ〕／〔Ｍ
ｎ〕≦０．０１であるが、実施例Ｍｇ合金（２）〜
（７）における前記範囲は比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕≦０．
０３に拡張されている。
【００３４】低ＡｌのＭｇ合金においてはＦｅ固溶能を
有するＡｌＭｎ系金属間化合物の生成量が少なくなるの
で、その金属間化合物によってのみＭｇ合金の耐食性を
確保しようとすると、従来例Ｍｇ合金ＡＳ２１のように
比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕が低くなり、したがってＭｇ合金
の原材料としては高純度のものを用いない限りＭｇ合金
の耐食性を確保することができない。そのため、原材料
の高純度化に加えてリサイクル材を使用できない、とい
ったこともあるため、Ｍｇ合金の生産コストの上昇を招
く。
有するＡｌＭｎ系金属間化合物の生成量が少なくなるの
で、その金属間化合物によってのみＭｇ合金の耐食性を
確保しようとすると、従来例Ｍｇ合金ＡＳ２１のように
比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕が低くなり、したがってＭｇ合金
の原材料としては高純度のものを用いない限りＭｇ合金
の耐食性を確保することができない。そのため、原材料
の高純度化に加えてリサイクル材を使用できない、とい
ったこともあるため、Ｍｇ合金の生産コストの上昇を招
く。
【００３５】実施例Ｍｇ合金（２）〜（７）において
は、ＡｌＭｎ系金属間化合物によるＦｅ固溶能の減少分
を、ＡｌＲ．Ｅ．系金属間化合物およびＭｇＲ．Ｅ．系
金属間化合物のＦｅ固溶能により補うことができるの
で、比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕を従来例Ｍｇ合金のそれより
も高めることが可能である。
は、ＡｌＭｎ系金属間化合物によるＦｅ固溶能の減少分
を、ＡｌＲ．Ｅ．系金属間化合物およびＭｇＲ．Ｅ．系
金属間化合物のＦｅ固溶能により補うことができるの
で、比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕を従来例Ｍｇ合金のそれより
も高めることが可能である。
【００３６】これにより、Ｍｇ合金の原材料に関する純
度制限を緩和し、またリサイクル材の使用を可能にし
て、Ｍｇ合金の生産コストを低減することができる。
度制限を緩和し、またリサイクル材の使用を可能にし
て、Ｍｇ合金の生産コストを低減することができる。
【００３７】図４は、Ｍｇ合金溶製時における溶解温度
と、主としてるつぼから溶出してＭｇ合金に溶解したＦ
ｅの含有量との関係を示す。このＭｇ合金におけるＡｌ
の含有量〔Ａｌ〕は３．０重量％、Ｎｄの含有量〔Ｎ
ｄ〕は２．８重量％、Ｍｎの含有量〔Ｍｎ〕は０．２５
重量％である。
と、主としてるつぼから溶出してＭｇ合金に溶解したＦ
ｅの含有量との関係を示す。このＭｇ合金におけるＡｌ
の含有量〔Ａｌ〕は３．０重量％、Ｎｄの含有量〔Ｎ
ｄ〕は２．８重量％、Ｍｎの含有量〔Ｍｎ〕は０．２５
重量％である。
【００３８】図４から明らかなように、溶解温度ＴがＴ
≦７００℃ではＦｅの含有量が少なく、また昇温に伴う
Ｆｅの含有量上昇率も低いが、溶解温度Ｔ＞７００℃に
なると、Ｆｅの含有量が急激に多くなり、また昇温に伴
うＦｅの含有量上昇率も急激に高くなる。
≦７００℃ではＦｅの含有量が少なく、また昇温に伴う
Ｆｅの含有量上昇率も低いが、溶解温度Ｔ＞７００℃に
なると、Ｆｅの含有量が急激に多くなり、また昇温に伴
うＦｅの含有量上昇率も急激に高くなる。
【００３９】Ｍｇ合金の耐食性を考慮すると、Ｍｇ合金
溶製時における溶解温度ＴはＴ≦７００℃であることが
望ましい。
溶製時における溶解温度ＴはＴ≦７００℃であることが
望ましい。
【００４０】本発明において使用される他のＲ．Ｅ．で
あるＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ等の最大溶解量、し
たがってそれらの含有量の上限値も、１．０重量％≦
〔Ａｌ〕≦５．０重量％において、図３、線ｄ上を含
み、且つその線ｄよりも下側の領域Ｒに収まる。ただ
し、それらの含有量の下限値は１．０重量％である。
あるＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ等の最大溶解量、し
たがってそれらの含有量の上限値も、１．０重量％≦
〔Ａｌ〕≦５．０重量％において、図３、線ｄ上を含
み、且つその線ｄよりも下側の領域Ｒに収まる。ただ
し、それらの含有量の下限値は１．０重量％である。
【００４１】晶出（または析出）する金属間化合物につ
いては、例えば、Ｌａを使用した場合の高融点ＡｌＬａ
系金属間化合物は、Ａｌ2 Ｌａであり、その融点は６４
１℃である。また高融点ＭｇＬａ系金属間化合物はＭｇ
9 Ｌａであり、その融点は６１３℃である。Ｃｅを使用
した場合の高融点ＡｌＣｅ系金属間化合物はＡｌ2 Ｃｅ
であり、その融点は６３８℃である。また高融点ＭｇＣ
ｅ系金属間化合物はＭｇ9 Ｃｅであり、その融点は５９
２℃である。
いては、例えば、Ｌａを使用した場合の高融点ＡｌＬａ
系金属間化合物は、Ａｌ2 Ｌａであり、その融点は６４
１℃である。また高融点ＭｇＬａ系金属間化合物はＭｇ
9 Ｌａであり、その融点は６１３℃である。Ｃｅを使用
した場合の高融点ＡｌＣｅ系金属間化合物はＡｌ2 Ｃｅ
であり、その融点は６３８℃である。また高融点ＭｇＣ
ｅ系金属間化合物はＭｇ9 Ｃｅであり、その融点は５９
２℃である。
【００４２】
【発明の効果】本発明によれば、Ａｌ、Ｒ．Ｅ．および
Ｍｎの含有量を前記のように特定することによって高ク
リープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金を提供する
ことができる。
Ｍｎの含有量を前記のように特定することによって高ク
リープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金を提供する
ことができる。
【００４３】またＭｎの含有量と不可避不純物としての
Ｆｅとの比を前記のように特定することによって、Ｍｇ
合金の原材料に関する純度制限を緩和し、またリサイク
ル材の使用を可能にして、生産コストの安いＭｇ合金を
提供することができる。
Ｆｅとの比を前記のように特定することによって、Ｍｇ
合金の原材料に関する純度制限を緩和し、またリサイク
ル材の使用を可能にして、生産コストの安いＭｇ合金を
提供することができる。
【図１】Ｍｇ合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図２】Ａｌの含有量と引張強さおよびクリープ強さと
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図３】Ａｌの含有量とＮｄの含有量との関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図４】溶解温度とＦｅの含有量との関係を示すグラフ
である。
である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ａｌ、希土類元素（以下、Ｒ．Ｅ．と称
す）、Ｍｎおよび残部Ｍｇ（ただし、不可避不純物を含
む）よりなり、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕、Ｒ．Ｅ．の含有
量〔ＲＥ〕およびＭｎの含有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔ＲＥ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ であることを特徴する、高クリープ強さおよび高耐食性
を有するＭｇ合金。 - 【請求項２】 Ａｌ、希土類元素（以下、Ｒ．Ｅ．と称
す）、Ｍｎおよび残部Ｍｇ（ただし、不可避不純物を含
む）よりなり、Ａｌの含有量〔Ａｌ〕、Ｒ．Ｅ．の含有
量〔ＲＥ〕およびＭｎの含有量〔Ｍｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦５．０重量％、 １．０重量％≦〔ＲＥ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ であり、Ｍｎの含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としての
Ｆｅの含有量〔Ｆｅ〕との比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕が〔Ｆ
ｅ〕／〔Ｍｎ〕≦０．０３であることを特徴とする、高
クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金。 - 【請求項３】 Ａｌ、Ｎｄ、Ｍｎおよび残部Ｍｇ（ただ
し、不可避不純物を含む）よりなり、Ａｌの含有量〔Ａ
ｌ〕、Ｎｄの含有量〔Ｎｄ〕およびＭｎの含有量〔Ｍ
ｎ〕がそれぞれ １．０重量％≦〔Ａｌ〕≦３．０重量％、 １．０重量％≦〔Ｎｄ〕≦［３２〔Ａｌ〕-2＋２．４］
重量％、 〔Ｍｎ〕≦２．５重量％ であり、Ｍｎの含有量〔Ｍｎ〕と不可避不純物としての
Ｆｅの含有量〔Ｆｅ〕との比〔Ｆｅ〕／〔Ｍｎ〕が〔Ｆ
ｅ〕／〔Ｍｎ〕≦０．０３であることを特徴とする、高
クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11321392A JPH05287430A (ja) | 1992-04-07 | 1992-04-07 | 高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11321392A JPH05287430A (ja) | 1992-04-07 | 1992-04-07 | 高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287430A true JPH05287430A (ja) | 1993-11-02 |
Family
ID=14606437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11321392A Pending JPH05287430A (ja) | 1992-04-07 | 1992-04-07 | 高クリープ強さおよび高耐食性を有するＭｇ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05287430A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007224389A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたダイカスト用マグネシウム合金 |
| CN109182862A (zh) * | 2018-11-21 | 2019-01-11 | 蚌埠创特新材料科技有限公司 | 一种耐腐蚀镁铝合金 |
-
1992
- 1992-04-07 JP JP11321392A patent/JPH05287430A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007224389A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 耐熱性、鋳造性、耐食性に優れたダイカスト用マグネシウム合金 |
| CN109182862A (zh) * | 2018-11-21 | 2019-01-11 | 蚌埠创特新材料科技有限公司 | 一种耐腐蚀镁铝合金 |
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