JPH0641701A - 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法Info
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- JPH0641701A JPH0641701A JP3254143A JP25414391A JPH0641701A JP H0641701 A JPH0641701 A JP H0641701A JP 3254143 A JP3254143 A JP 3254143A JP 25414391 A JP25414391 A JP 25414391A JP H0641701 A JPH0641701 A JP H0641701A
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- JP
- Japan
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- magnesium alloy
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- amorphous
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-
- 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
Abstract
(57)【要約】
【目的】 比強度に優れかつ常温で放置後に脆化しない
非晶質マグネシウム合金を提供する。 【構成】 Mga Mb Xc (MはZn及びGaの1種ま
たは2種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタ
ル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdの1種または2種
以上の元素、a=65〜96.5at%,b=3〜30
at%,c=0.2〜8at%)又は、Mgd Me Xf
Tg (TはAg,Zr,Ti,Hfからなる1種または
2種以上の元素、d=65〜96.5at%、e=2〜
30at%、f=0.2〜8at%、g=0.5〜10
at%)であり、非晶質相が50%以上である高強度非
晶質マグネシウム合金。
非晶質マグネシウム合金を提供する。 【構成】 Mga Mb Xc (MはZn及びGaの1種ま
たは2種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタ
ル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdの1種または2種
以上の元素、a=65〜96.5at%,b=3〜30
at%,c=0.2〜8at%)又は、Mgd Me Xf
Tg (TはAg,Zr,Ti,Hfからなる1種または
2種以上の元素、d=65〜96.5at%、e=2〜
30at%、f=0.2〜8at%、g=0.5〜10
at%)であり、非晶質相が50%以上である高強度非
晶質マグネシウム合金。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は比強度及び延性に優れた
特性をもつ非晶質マグネシウム合金及びその製造方法に
関する。
特性をもつ非晶質マグネシウム合金及びその製造方法に
関する。
【0002】
【従来の技術】マグネシウム合金は、JIS H520
3,MC2で規定されている如く引張強さが約24kg
/mm2 、比重が1.8であるために比強度が高く、最
近の自動車の燃費軽減などのための車重軽量化に対して
有力な材料である。マグネシウム合金は特開平3−10
041に見られるようにMg−希土類金属−遷移金属系
非晶質合金とすることにより高強度化できるが、非晶質
化のために添加される希土類元素の量が多いため比強度
が期待される程大きくならず、他の高比強度材料との競
争力に問題があった。そのため現在の軽量化材料の代表
であるアルミニウム合金に比べて用途開発が遅れてい
た。
3,MC2で規定されている如く引張強さが約24kg
/mm2 、比重が1.8であるために比強度が高く、最
近の自動車の燃費軽減などのための車重軽量化に対して
有力な材料である。マグネシウム合金は特開平3−10
041に見られるようにMg−希土類金属−遷移金属系
非晶質合金とすることにより高強度化できるが、非晶質
化のために添加される希土類元素の量が多いため比強度
が期待される程大きくならず、他の高比強度材料との競
争力に問題があった。そのため現在の軽量化材料の代表
であるアルミニウム合金に比べて用途開発が遅れてい
た。
【0003】前掲特許公開公報以外にさらにMg−Al
−Ag三元系マグネシウム合金も非晶質化できることが
知られている。
−Ag三元系マグネシウム合金も非晶質化できることが
知られている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】前掲Mg−Al−Ag
系非晶質合金は結晶化温度が低く、作製後室温で大気中
に24時間程度放置すると脆化を生じる問題点があっ
た。また、前掲特開平3−10041号で公開されたM
g−希土類金属−遷移金属系非晶質Mg合金は、Mg−
Al−Ag系合金より比重が高いために比強度が十分に
高くなく、また同様に放置すると脆化するものが少なく
ないため特性が安定していなかった。
系非晶質合金は結晶化温度が低く、作製後室温で大気中
に24時間程度放置すると脆化を生じる問題点があっ
た。また、前掲特開平3−10041号で公開されたM
g−希土類金属−遷移金属系非晶質Mg合金は、Mg−
Al−Ag系合金より比重が高いために比強度が十分に
高くなく、また同様に放置すると脆化するものが少なく
ないため特性が安定していなかった。
【0005】したがって、本発明は、Mg含有量を多く
しつつ高強度を得て比強度を高め、結晶化温度の上昇に
より耐熱性を高め、さらに常温放置でも脆化しない非晶
質マグネシウム合金及びその製法を提供することを目的
とする。
しつつ高強度を得て比強度を高め、結晶化温度の上昇に
より耐熱性を高め、さらに常温放置でも脆化しない非晶
質マグネシウム合金及びその製法を提供することを目的
とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明は、Mgリッチ側
の組成範囲で特定の元素を添加することによりマグネシ
ウム非晶質合金を得るとともにその強度上昇を図ること
を見出し、完成した。
の組成範囲で特定の元素を添加することによりマグネシ
ウム非晶質合金を得るとともにその強度上昇を図ること
を見出し、完成した。
【0007】本発明のマグネシウム合金の第一は組成が
Mga Mb Xc (MはZn及びGaの1種または2種の
元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタル),Y,
Nd,Pr,Sm及びGdの1種または2種以上の元
素、aは65〜96.5at%,bは3〜30at%,
cは0.2〜8at%)であり、また非晶質相が50%
以上である高強度非晶質マグネシウム合金である。
Mga Mb Xc (MはZn及びGaの1種または2種の
元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタル),Y,
Nd,Pr,Sm及びGdの1種または2種以上の元
素、aは65〜96.5at%,bは3〜30at%,
cは0.2〜8at%)であり、また非晶質相が50%
以上である高強度非晶質マグネシウム合金である。
【0008】本発明のマグネシウム合金の第二は、組成
がMgd Me Xf Tg (MはZn,Gaの1種または2
種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタル),
Y,Nd,Pr,Sm及びGdからなる1種または2種
以上の元素、TはAg,Zr,Ti,Hfからなる1種
または2種以上の元素、dは65〜96.5at%、e
は2〜30at%、fは0.2〜8at%、gは0.5
〜10at%)であり、非晶質相が50%以上である高
強度非晶質マグネシウム合金である。また、非晶質相は
50%以上とする。
がMgd Me Xf Tg (MはZn,Gaの1種または2
種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミッシュメタル),
Y,Nd,Pr,Sm及びGdからなる1種または2種
以上の元素、TはAg,Zr,Ti,Hfからなる1種
または2種以上の元素、dは65〜96.5at%、e
は2〜30at%、fは0.2〜8at%、gは0.5
〜10at%)であり、非晶質相が50%以上である高
強度非晶質マグネシウム合金である。また、非晶質相は
50%以上とする。
【0009】本発明に係る高強度非晶質マグネシウム合
金の一つの製造方法は、組成がMga Mb Xc (MはZ
n及びGaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,
Mm(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びG
dの1種または2種以上の元素、aは65〜96.5a
t%,bは3〜30at%,cは0.2〜8at%)で
あるマグネシウム合金溶湯を102 〜105 ℃/sec
の冷却速度で冷却することを特徴とする。
金の一つの製造方法は、組成がMga Mb Xc (MはZ
n及びGaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,
Mm(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びG
dの1種または2種以上の元素、aは65〜96.5a
t%,bは3〜30at%,cは0.2〜8at%)で
あるマグネシウム合金溶湯を102 〜105 ℃/sec
の冷却速度で冷却することを特徴とする。
【0010】本発明に係る高強度非晶質マグネシウム合
金の他の製造方法は、組成がMgdMe Xf Tg (Mは
Zn,Gaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,
Mm(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びG
dからなる1種または2種以上の元素、TはAg,Z
r,Ti,Hfからなる1種または2種以上の元素、d
は65〜96.5at%、eは2〜30at%、fは
0.2〜8at%、gは0.5〜10at%)であるマ
グネシウム合金溶湯を102 〜105 ℃/secの冷却
速度で冷却することを特徴とする。
金の他の製造方法は、組成がMgdMe Xf Tg (Mは
Zn,Gaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,
Mm(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びG
dからなる1種または2種以上の元素、TはAg,Z
r,Ti,Hfからなる1種または2種以上の元素、d
は65〜96.5at%、eは2〜30at%、fは
0.2〜8at%、gは0.5〜10at%)であるマ
グネシウム合金溶湯を102 〜105 ℃/secの冷却
速度で冷却することを特徴とする。
【0011】
【作用】本発明のマグネシウム合金は、非晶質化元素M
(Zn及び/又はGa)及びX(La,Ce,Mm,
Y,Nd,Pr,Sm及び/又はGd)を、場合により
さらに耐熱性と強度付与元素T(Ag,Zr,Ti及び
/又はHf)を、軽量化のために主成分であるMgに添
加することによって構成される。
(Zn及び/又はGa)及びX(La,Ce,Mm,
Y,Nd,Pr,Sm及び/又はGd)を、場合により
さらに耐熱性と強度付与元素T(Ag,Zr,Ti及び
/又はHf)を、軽量化のために主成分であるMgに添
加することによって構成される。
【0012】次に各成分の限定理由について述べる。M
は30at%以上ではMgとの化合物が多量に析出する
ことに加えて比重が大きくなり、一方3at%以下では
非晶質合金化が困難になる。Xは0.2at%以下では
非晶質化が困難になり、8at%を超えると脆化が起こ
ることに加えて比重が大きくなる。Tは0.5at%以
下では耐熱特性や高強度化に効果がなく、10at%を
超えると非晶質化が困難になる。非晶質相を50%以上
と限定した理由は50%未満であると脆化が生じるため
である。
は30at%以上ではMgとの化合物が多量に析出する
ことに加えて比重が大きくなり、一方3at%以下では
非晶質合金化が困難になる。Xは0.2at%以下では
非晶質化が困難になり、8at%を超えると脆化が起こ
ることに加えて比重が大きくなる。Tは0.5at%以
下では耐熱特性や高強度化に効果がなく、10at%を
超えると非晶質化が困難になる。非晶質相を50%以上
と限定した理由は50%未満であると脆化が生じるため
である。
【0013】これらの合金は溶湯から通常の冷却速度1
02 〜105 ℃/sec で冷却されることにより50%以
上が非晶質化される。非晶質相は冷却速度を高めること
により100%となる。非晶質相以外の結晶質相はhc
p構造をしたα−Mg(M,X,Tを固溶する)であ
る。このマグネシウム相が非晶質相中に粒子として分散
してマグネシウム合金の強度を高める。このマグネシウ
ム粒子の大きさが1〜100nmであり、マグネシウム
粒子が均一に分散しているときに強度が著しく大きい。
02 〜105 ℃/sec で冷却されることにより50%以
上が非晶質化される。非晶質相は冷却速度を高めること
により100%となる。非晶質相以外の結晶質相はhc
p構造をしたα−Mg(M,X,Tを固溶する)であ
る。このマグネシウム相が非晶質相中に粒子として分散
してマグネシウム合金の強度を高める。このマグネシウ
ム粒子の大きさが1〜100nmであり、マグネシウム
粒子が均一に分散しているときに強度が著しく大きい。
【0014】急冷後の非晶質合金を結晶化温度(Tx)
以下で熱処理することにより、非晶質基地からマグネシ
ウム粒子を析出させ強度を高めることができる。熱処理
すると伸びは減少するが、急冷状態の時に比べて強度は
高くなる。
以下で熱処理することにより、非晶質基地からマグネシ
ウム粒子を析出させ強度を高めることができる。熱処理
すると伸びは減少するが、急冷状態の時に比べて強度は
高くなる。
【0015】以下、実施例により本発明を詳しく説明す
る。
る。
実施例1 高周波溶解炉により表1の組成のマグネシウム合金を母
合金として用意した。それを非晶質合金の作成法として
よく知られている片ロール法(図1参照)により急冷凝
固し箔帯に作成した。図1に示すように先端に小孔1
(口径:0.1mm)を有する片ロール装置の石英管2
にインゴットを充填し、母合金を加熱溶解した後、銅製
のロール3の真上に設置した。石英管2内の溶融合金4
をアルゴンガスの加圧の下で石英管の小孔1から噴射
し、ロール3の表面と接触させることにより急冷凝固さ
せて合金箔帯5を得た。
合金として用意した。それを非晶質合金の作成法として
よく知られている片ロール法(図1参照)により急冷凝
固し箔帯に作成した。図1に示すように先端に小孔1
(口径:0.1mm)を有する片ロール装置の石英管2
にインゴットを充填し、母合金を加熱溶解した後、銅製
のロール3の真上に設置した。石英管2内の溶融合金4
をアルゴンガスの加圧の下で石英管の小孔1から噴射
し、ロール3の表面と接触させることにより急冷凝固さ
せて合金箔帯5を得た。
【0016】このようにして得た厚さは20μm幅1m
mの組成Mg85Zn12Ce3 合金をディフラクトメータ
ーによりX線回折した回折図を図2のAに示す。回折像
には非晶質の散乱像中にMgのピークが認められる。結
晶質相の割合は12%であった。
mの組成Mg85Zn12Ce3 合金をディフラクトメータ
ーによりX線回折した回折図を図2のAに示す。回折像
には非晶質の散乱像中にMgのピークが認められる。結
晶質相の割合は12%であった。
【0017】また、この材料を結晶化温度より約1℃よ
り低い温度で20sec 熱処理したところ図2のBの回折
を得た。熱処理の施さない合金の回折像と比べてhcp
構造のMgのピークが明確になっている。この合金の熱
処理後の組織を観察したところ非晶質基地に10nm以
下の粒子が20%の割合で分散していることが認められ
た(図3参照)。上記マグネシウム合金の特性を表1に
示す。
り低い温度で20sec 熱処理したところ図2のBの回折
を得た。熱処理の施さない合金の回折像と比べてhcp
構造のMgのピークが明確になっている。この合金の熱
処理後の組織を観察したところ非晶質基地に10nm以
下の粒子が20%の割合で分散していることが認められ
た(図3参照)。上記マグネシウム合金の特性を表1に
示す。
【0018】
【表1】
【0019】実施例2 実施例1の方法により、高周波溶解炉により表2に組成
を示すマグネシウム合金を母合金として用意し、片ロー
ル法により急冷凝固し、箔帯を得た。箔帯のX線回折の
結果を表2に示す。また、24時間放置後箔帯から18
0°曲げ試験片及び引張試験片を採取して試験した結果
を表2に示す。
を示すマグネシウム合金を母合金として用意し、片ロー
ル法により急冷凝固し、箔帯を得た。箔帯のX線回折の
結果を表2に示す。また、24時間放置後箔帯から18
0°曲げ試験片及び引張試験片を採取して試験した結果
を表2に示す。
【0020】
【表2】
【0021】上記箔帯につき結晶化温度−10℃で0.
1時間熱処理をした後同様の試験を行った結果を表3、
表4に示す。
1時間熱処理をした後同様の試験を行った結果を表3、
表4に示す。
【0022】
【表3】
【0023】
【表4】
【0024】以上の実験結果、本発明の非晶質合金はM
gリッチな組成でも高強度化と非晶質化が可能であり、
従来の非晶質合金に比べて比強度に優れ、また延性にす
ぐれた合金であることが確認できた。
gリッチな組成でも高強度化と非晶質化が可能であり、
従来の非晶質合金に比べて比強度に優れ、また延性にす
ぐれた合金であることが確認できた。
【0025】
【発明の効果】以上説明したように、本発明により軽量
化材料としてのマグネシウム合金の用途開発が可能にな
った。
化材料としてのマグネシウム合金の用途開発が可能にな
った。
【図面の簡単な説明】
【図1】片ロール装置を示す図である。
【図2】X線回折図である。
【図3】リボン材料の電子顕微鏡像を示す図である。
1 小孔 2 石英管 3 銅ロール 4 溶融合金 5 箔
【手続補正書】
【提出日】平成5年7月29日
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図1】 片ロール装置の図である。
【図2】 X線回折図である。
【図3】 熱処理後のMg85Zn12Ce3 合金の非晶質
基地に粒子が分散していることを示す電子顕微鏡による
金属組織写真である。
基地に粒子が分散していることを示す電子顕微鏡による
金属組織写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉3丁目8−22 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 11−806 (72)発明者 加藤 晃 宮城県仙台市太白区八木山本町2−36−1 サクセス 26B101 (72)発明者 柴田 利介 宮城県仙台市青葉区米ケ袋1丁目5番12号 (72)発明者 西山 信行 東京都中央区八重洲一丁目9番9号 帝国 ピストンリング株式会社内
Claims (5)
- 【請求項1】 組成がMga Mb Xc (MはZn及びG
aの1種または2種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミ
ッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdの1種
または2種以上の元素、aは65〜96.5at%,b
は3〜30at%,cは0.2〜8at%)であり、ま
た非晶質相が50%以上であることを特徴とする高強度
非晶質マグネシウム合金。 - 【請求項2】 組成がMgd Me Xf Tg (MはZn,
Gaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,Mm
(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdか
らなる1種または2種以上の元素、TはAg,Zr,T
i,Hfからなる1種または2種以上の元素、dは65
〜96.5at%、eは2〜30at%、fは0.2〜
8at%、gは0.5〜10at%)であり、非晶質相
が50%以上であることを特徴とする高強度非晶質マグ
ネシウム合金。 - 【請求項3】 組成がMga Mb Xc (MはZn及びG
aの1種または2種の元素、XはLa,Ce,Mm(ミ
ッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdの1種
または2種以上の元素、aは65〜96.5at%,b
は3〜30at%,cは0.2〜8at%)であるマグ
ネシウム合金溶湯を102 〜105 ℃/secの冷却速
度で冷却することを特徴とする高強度非晶質マグネシウ
ム合金の製造方法。 - 【請求項4】 組成がMgd Me Xf Tg (MはZn,
Gaの1種または2種の元素、XはLa,Ce,Mm
(ミッシュメタル),Y,Nd,Pr,Sm及びGdか
らなる1種または2種以上の元素、TはAg,Zr,T
i,Hfからなる1種または2種以上の元素、dは65
〜96.5at%、eは2〜30at%、fは0.2〜
8at%、gは0.5〜10at%)であるマグネシウ
ム合金溶湯を102 〜105 ℃/secの冷却速度で冷
却することを特徴とする高強度非晶質マグネシウム合金
の製造方法。 - 【請求項5】 冷却後に結晶化温度より低い温度で熱処
理を行うことを特徴とする請求項3又は4記載の高強度
非晶質マグネシウム合金の製造方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3254143A JP2911267B2 (ja) | 1991-09-06 | 1991-09-06 | 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 |
US07/937,602 US5348591A (en) | 1991-09-06 | 1992-09-02 | High-strength amorphous magnesium alloy |
CA002077475A CA2077475C (en) | 1991-09-06 | 1992-09-03 | High-strength amorphous magnesium alloy and method for producing the same |
EP92308067A EP0531165B1 (en) | 1991-09-06 | 1992-09-04 | High-strength amorphous magnesium alloy and method for producing the same |
DE69225283T DE69225283T2 (de) | 1991-09-06 | 1992-09-04 | Hochfeste amorphe Magnesiumlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3254143A JP2911267B2 (ja) | 1991-09-06 | 1991-09-06 | 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0641701A true JPH0641701A (ja) | 1994-02-15 |
JP2911267B2 JP2911267B2 (ja) | 1999-06-23 |
Family
ID=17260822
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3254143A Expired - Lifetime JP2911267B2 (ja) | 1991-09-06 | 1991-09-06 | 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5348591A (ja) |
EP (1) | EP0531165B1 (ja) |
JP (1) | JP2911267B2 (ja) |
CA (1) | CA2077475C (ja) |
DE (1) | DE69225283T2 (ja) |
Cited By (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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KR100701028B1 (ko) * | 2004-06-14 | 2007-03-29 | 연세대학교 산학협력단 | 비정질 형성능이 우수한 마그네슘계 비정질 합금 |
KR100701029B1 (ko) * | 2005-06-14 | 2007-03-29 | 연세대학교 산학협력단 | 고연성의 마그네슘계 비정질 합금 |
JP2007169756A (ja) * | 2005-12-26 | 2007-07-05 | Honda Motor Co Ltd | 耐熱マグネシウム合金 |
WO2007108467A1 (ja) | 2006-03-20 | 2007-09-27 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | マグネシウム合金材およびその製造方法 |
EP1925684A2 (en) | 2006-11-21 | 2008-05-28 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Magnesium alloy material and production thereof |
JP2010248610A (ja) * | 2009-03-27 | 2010-11-04 | Kumamoto Univ | 高強度マグネシウム合金 |
WO2011125887A1 (ja) | 2010-03-31 | 2011-10-13 | 国立大学法人 熊本大学 | マグネシウム合金板材 |
US8246536B2 (en) | 2006-04-26 | 2012-08-21 | Hoya Corporation | Treatment tool insertion channel of endoscope |
KR20120123187A (ko) | 2011-04-19 | 2012-11-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 마그네슘 합금재 및 엔진 부품 |
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