JPH0673485A - チキソトロープマグネシウム合金及びその製法 - Google Patents
チキソトロープマグネシウム合金及びその製法Info
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- JPH0673485A JPH0673485A JP5137792A JP13779293A JPH0673485A JP H0673485 A JPH0673485 A JP H0673485A JP 5137792 A JP5137792 A JP 5137792A JP 13779293 A JP13779293 A JP 13779293A JP H0673485 A JPH0673485 A JP H0673485A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 チキソトロープマグネシウム合金の直接的製
法を提供するにある。 【構成】 結晶粒微細化剤を添加した溶融マグネシウム
合金を制御した急速冷却処理し、次いで二相領域に加熱
することからなる。
法を提供するにある。 【構成】 結晶粒微細化剤を添加した溶融マグネシウム
合金を制御した急速冷却処理し、次いで二相領域に加熱
することからなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチキソトロープマグネシ
ウム合金の製法に関する。チキソトロープ材料の特徴は
機械的剪断応力下でそれら材料が例えば塗料または粘土
のように粘稠な液体のように流動することである。代表
的には５０体積％が溶融してなる二相領域の温度に加熱
された合金は条件によってはチキソトロープ材料のよう
に振舞う。このようなことが起こるためには溶融物が自
由に流動できなければならない。このことはミクロ組織
に要求される。
ウム合金の製法に関する。チキソトロープ材料の特徴は
機械的剪断応力下でそれら材料が例えば塗料または粘土
のように粘稠な液体のように流動することである。代表
的には５０体積％が溶融してなる二相領域の温度に加熱
された合金は条件によってはチキソトロープ材料のよう
に振舞う。このようなことが起こるためには溶融物が自
由に流動できなければならない。このことはミクロ組織
に要求される。
【０００２】
【従来技術】鋳造合金の組織は通常樹枝状晶の形態のα
相と、樹枝状晶間及び樹枝状晶の枝の間の低融点共晶と
からなる。この組織が二相領域温度に加熱されると共晶
は溶融しα相が粗い組織として残る。しかし、機械的剪
断応力下では共晶は樹枝状晶の網目組織のために自由に
動くことができず、その結果合金材料中に熱間亀裂と呼
ばれるものを生ずる。
相と、樹枝状晶間及び樹枝状晶の枝の間の低融点共晶と
からなる。この組織が二相領域温度に加熱されると共晶
は溶融しα相が粗い組織として残る。しかし、機械的剪
断応力下では共晶は樹枝状晶の網目組織のために自由に
動くことができず、その結果合金材料中に熱間亀裂と呼
ばれるものを生ずる。
【０００３】この組織は種々な具合に影響され、その結
果、α相が樹枝状晶の形態でなく球状形をとることがで
きる。こうして上記共晶は合金材料全体に亙る連続相と
なり、二相領域における部分的に溶融した状態では、材
料が機械的剪断応力にさらされると自由に流動すること
ができるようになる。その場合、材料はチキソトロープ
性をもつと云われる。
果、α相が樹枝状晶の形態でなく球状形をとることがで
きる。こうして上記共晶は合金材料全体に亙る連続相と
なり、二相領域における部分的に溶融した状態では、材
料が機械的剪断応力にさらされると自由に流動すること
ができるようになる。その場合、材料はチキソトロープ
性をもつと云われる。
【０００４】チキソトロープ材料を製造する既知の特許
方法はいずれも凝固中の溶融材料の機械的または電磁誘
導式撹拌に基づくか、或は変形と再結晶との組合わせに
基づくものである。米国特許第4116423号明細書は機械
的撹拌によるチキソトロープマグネシウムの製法を記載
している。この方法は簡単であるが、比較的新式な装置
を必要とする。この方法は材料の繰返し鋳造に適してい
るのに過ぎない。撹拌領域における冷却速度に厳密な条
件が設定され、撹拌は装置に多大の摩耗を生じさせる。
結晶サイズは直径が１００〜４００μｍと大きい。
方法はいずれも凝固中の溶融材料の機械的または電磁誘
導式撹拌に基づくか、或は変形と再結晶との組合わせに
基づくものである。米国特許第4116423号明細書は機械
的撹拌によるチキソトロープマグネシウムの製法を記載
している。この方法は簡単であるが、比較的新式な装置
を必要とする。この方法は材料の繰返し鋳造に適してい
るのに過ぎない。撹拌領域における冷却速度に厳密な条
件が設定され、撹拌は装置に多大の摩耗を生じさせる。
結晶サイズは直径が１００〜４００μｍと大きい。
【０００５】チキソトロープ合金を再結晶操作と部分溶
融により製造する場合には、材料は押出し、鍛造、引抜
き或は圧延のような熱間加工が施される。部分溶融状態
に熱処理中、組織は極度に細かい結晶粒の非樹枝状晶の
組織へ再結晶される。このような方法は多数の工程をも
つ非常に複雑な方法である。このような方法は例えばマ
ラチ・ピー・クネディ（Malachi P. Kuneday）らにより
“セミソリッド・メタル・キャスティング・エンド・フ
ォージング”［メタル・ンハンドブック第９版、第１５
巻、３２７頁］に記載されている。
融により製造する場合には、材料は押出し、鍛造、引抜
き或は圧延のような熱間加工が施される。部分溶融状態
に熱処理中、組織は極度に細かい結晶粒の非樹枝状晶の
組織へ再結晶される。このような方法は多数の工程をも
つ非常に複雑な方法である。このような方法は例えばマ
ラチ・ピー・クネディ（Malachi P. Kuneday）らにより
“セミソリッド・メタル・キャスティング・エンド・フ
ォージング”［メタル・ンハンドブック第９版、第１５
巻、３２７頁］に記載されている。
【０００６】結晶粒微細化マグネシウム合金の製造方法
にはマグネシウム合金を液相温度以上に加熱するか或は
炭素もしくはジルコニウムのような結晶粒微細化剤を添
加する方法もある。結晶サイズが小さいとより良好な機
械的性質が得られる。
にはマグネシウム合金を液相温度以上に加熱するか或は
炭素もしくはジルコニウムのような結晶粒微細化剤を添
加する方法もある。結晶サイズが小さいとより良好な機
械的性質が得られる。
【０００７】
【発明の目的】本発明の目的はチキソトロープマグネシ
ウム合金を製造する直接的方法を提供するにある。こう
して、本発明の１目的は直接鋳造によりチキソトロープ
組織を得るにある。チキソトロープ性をもつマグネシウ
ム合金を提供することも本発明の目的である。
ウム合金を製造する直接的方法を提供するにある。こう
して、本発明の１目的は直接鋳造によりチキソトロープ
組織を得るにある。チキソトロープ性をもつマグネシウ
ム合金を提供することも本発明の目的である。
【０００８】鋳造物の温度が低いと抜取らなければなら
ない溶融熱が少なくなるから鋳造速度が相対的に速くな
る。鋳造物の温度が低いと鋳型の熱侵食も少なくなる。
鋳型への鋳込みが一層層状に行われ巻込みガスが少なく
なり、これは気孔率を低くするのに寄与し鋳造部品の熱
処理を可能となす。
ない溶融熱が少なくなるから鋳造速度が相対的に速くな
る。鋳造物の温度が低いと鋳型の熱侵食も少なくなる。
鋳型への鋳込みが一層層状に行われ巻込みガスが少なく
なり、これは気孔率を低くするのに寄与し鋳造部品の熱
処理を可能となす。
【０００９】本発明のこれらの及び他の目的は以下に記
載の生成物及び操作により達成される。本発明の特徴は
特許請求の範囲の記載に記載されるが、以下に本発明を
さらに詳細に説明する。
載の生成物及び操作により達成される。本発明の特徴は
特許請求の範囲の記載に記載されるが、以下に本発明を
さらに詳細に説明する。
【００１０】
【発明の詳細な記述】マグネシウム合金に結晶粒微細化
剤を添加し、急速凝固させ、次いで二相領域へ加熱する
ことによりチキソトロープマグネシウム合金が得られる
ことが意外にも見出された。急速凝固速度としては＞１
℃／秒、好適には＞１０℃／秒の凝固速度を使用するの
が好ましい。凝固は樹枝状晶の成長を回避するために急
速に行うことが必須である。二相領域への加熱は１〜３
０分、好適には２〜５分で行うべきである。
剤を添加し、急速凝固させ、次いで二相領域へ加熱する
ことによりチキソトロープマグネシウム合金が得られる
ことが意外にも見出された。急速凝固速度としては＞１
℃／秒、好適には＞１０℃／秒の凝固速度を使用するの
が好ましい。凝固は樹枝状晶の成長を回避するために急
速に行うことが必須である。二相領域への加熱は１〜３
０分、好適には２〜５分で行うべきである。
【００１１】Ｚｎ２〜８重量％、ＲＥ（希土類金属）
１.５〜５重量％及び結晶粒微細化剤としてＺｒ０.２〜
０.８重量％を含むマグネシウム合金は鋳造後二相領域
へ加熱することによりチキソトロープ性を示す。これに
よりα相が１０〜５０μｍの範囲の結晶サイズをもつ球
状晶であるミクロ組織を生ずる。球状晶のサイズは温度
とその保持時間に依存し、これら球状晶は低融点マトリ
ックスにより囲まれている。また、この合金の５０〜１
００μｍの結晶サイズをもち５〜３０μｍの枝間隔の二
次樹枝状晶を含む等軸晶組織もチキソトロープ的に振舞
う。Ｚｒによる結晶粒微細化合金ではＲＥ／Ｚｎ比が組
織に影響する。ＲＥ／Ｚｎ＞１とこの比が大きいと球状
晶組織が発達し易くなる。この比が小さいとより多くの
等軸晶組織を生じ、これは二相領域への加熱中に球状晶
に変態する。
１.５〜５重量％及び結晶粒微細化剤としてＺｒ０.２〜
０.８重量％を含むマグネシウム合金は鋳造後二相領域
へ加熱することによりチキソトロープ性を示す。これに
よりα相が１０〜５０μｍの範囲の結晶サイズをもつ球
状晶であるミクロ組織を生ずる。球状晶のサイズは温度
とその保持時間に依存し、これら球状晶は低融点マトリ
ックスにより囲まれている。また、この合金の５０〜１
００μｍの結晶サイズをもち５〜３０μｍの枝間隔の二
次樹枝状晶を含む等軸晶組織もチキソトロープ的に振舞
う。Ｚｒによる結晶粒微細化合金ではＲＥ／Ｚｎ比が組
織に影響する。ＲＥ／Ｚｎ＞１とこの比が大きいと球状
晶組織が発達し易くなる。この比が小さいとより多くの
等軸晶組織を生じ、これは二相領域への加熱中に球状晶
に変態する。
【００１２】Ａｌ６〜１２重量％、Ｚｎ０〜４重量％、
Ｍｎ０〜０.３重量％を含有する結晶粒微細化マグネシ
ウム合金もまた二相領域に加熱後にはチキソトロープ性
を示す。これらの合金の場合には炭素系結晶粒微細化
剤、好適にはワックス／蛍石／炭素粉末、またはカルシ
ウムシアナミドが使用される。この合金は５〜３０μｍ
の枝間隔二次樹枝状晶と＜１００μｍ、好適には５０〜
１００μｍの結晶サイズの等軸晶組織をもつ。
Ｍｎ０〜０.３重量％を含有する結晶粒微細化マグネシ
ウム合金もまた二相領域に加熱後にはチキソトロープ性
を示す。これらの合金の場合には炭素系結晶粒微細化
剤、好適にはワックス／蛍石／炭素粉末、またはカルシ
ウムシアナミドが使用される。この合金は５〜３０μｍ
の枝間隔二次樹枝状晶と＜１００μｍ、好適には５０〜
１００μｍの結晶サイズの等軸晶組織をもつ。
【００１３】以下に、図１〜７を参照して本発明を更に
詳細に説明する。図１はＺｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚ
ｒ０.５５％及び残余はマグネシウムからなる組成をも
つインゴットの鋳放しインゴット、及び６００℃で１時
間保持したインゴットについての液体割合の関数として
の温度と剪断応力並びにミクロ組織を示す。
詳細に説明する。図１はＺｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚ
ｒ０.５５％及び残余はマグネシウムからなる組成をも
つインゴットの鋳放しインゴット、及び６００℃で１時
間保持したインゴットについての液体割合の関数として
の温度と剪断応力並びにミクロ組織を示す。
【００１４】図２は図１に示した組成をもつインゴット
の鋳放しインゴットの組織を示す顕微鏡写真（図２
Ａ）、及び前記鋳放しインゴットを６００℃で１時間保
持したものの組織を示す顕微鏡写真（図２Ｂ）を示す。
の鋳放しインゴットの組織を示す顕微鏡写真（図２
Ａ）、及び前記鋳放しインゴットを６００℃で１時間保
持したものの組織を示す顕微鏡写真（図２Ｂ）を示す。
【００１５】図３はＺｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ
０.５５％及び残余はマグネシウムからなる組成をも
ち、ピストン速度０.５ｍ／秒（図３Ａ）、または１.２
ｍ／秒（図３Ｂ）で鋳造されたマグネシウム合金の顕微
鏡写真を示す。
０.５５％及び残余はマグネシウムからなる組成をも
ち、ピストン速度０.５ｍ／秒（図３Ａ）、または１.２
ｍ／秒（図３Ｂ）で鋳造されたマグネシウム合金の顕微
鏡写真を示す。
【００１６】図４は結晶粒微細化ＡＺ９１（１％Ｚｎ）
の鋳放しインゴットの等軸晶組織の顕微鏡写真（図４
Ａ）、及び鋳放し後１５分間で５７５℃へ加熱後水急冷
したＡＺ９１の顕微鏡写真（図４Ｂ）を示す。
の鋳放しインゴットの等軸晶組織の顕微鏡写真（図４
Ａ）、及び鋳放し後１５分間で５７５℃へ加熱後水急冷
したＡＺ９１の顕微鏡写真（図４Ｂ）を示す。
【００１７】図５はＡＺ９１マグネシウム合金の樹枝状
晶及び該合金を固体から半凝固状態に加熱した時の合金
の流動学的性質を示す。
晶及び該合金を固体から半凝固状態に加熱した時の合金
の流動学的性質を示す。
【００１８】図６はＺｎ２％、ＲＥ８％、Ｚｒ０.５５
％を含むマグネシウム合金の鋳放し時のミクロ組織（図
６Ａ）及び加熱処理ずみ状態のミクロ組織（図６Ｂ）を
示す。
％を含むマグネシウム合金の鋳放し時のミクロ組織（図
６Ａ）及び加熱処理ずみ状態のミクロ組織（図６Ｂ）を
示す。
【００１９】図７はＺｎ５％、ＲＥ２％、Ｚｒ０.５５
％を含むマグネシウム合金の鋳放し時のミクロ組織（図
７Ａ）及び加熱処理ずみ状態のミクロ組織（図７Ｂ）を
示す。
％を含むマグネシウム合金の鋳放し時のミクロ組織（図
７Ａ）及び加熱処理ずみ状態のミクロ組織（図７Ｂ）を
示す。
【００２０】予備試験を行った。この予備試験でインゴ
ットのミクロ組織は凝固速度に依存することが見出され
た。急冷は非樹枝状晶組織を生ずるが、緩徐な冷却は樹
枝状晶がより多い粗い組織を生成した。後続する二相領
域への加熱によりチキソトロープ組織を得るためには合
金を＞１℃／秒、好適には＞１０℃／秒の速度で凝固さ
せることが必要であるこが判明した。
ットのミクロ組織は凝固速度に依存することが見出され
た。急冷は非樹枝状晶組織を生ずるが、緩徐な冷却は樹
枝状晶がより多い粗い組織を生成した。後続する二相領
域への加熱によりチキソトロープ組織を得るためには合
金を＞１℃／秒、好適には＞１０℃／秒の速度で凝固さ
せることが必要であるこが判明した。
【００２１】以下に実施例を掲げて本発明をさらに説明
する。種々のマグネシウム合金をチキソトロープ性を示
すように処理することができる。実施例では２種の異な
るタイプの合金を使用した。Ｚｎ２〜８重量％、希土類
金属（ＲＥ）１.５〜５重量％を含むマグネシウム合金
をＺｒ０.２〜０.８重量％で結晶粒微細化を行つた。こ
れらの合金は少量の他の合金元素をも含むことができ
る。アルミニウムを含有するマグネシウム合金の場合に
は炭素系結晶粒微細化剤が使用される。好適なマグネシ
ウム合金はＡｌ ６〜１２重量％、Ｚｎ０〜４重量％及
びＭｎ０〜０.３重量％を含有する。これらの合金は少
量の他の合金元素を含んでいてもよい。
する。種々のマグネシウム合金をチキソトロープ性を示
すように処理することができる。実施例では２種の異な
るタイプの合金を使用した。Ｚｎ２〜８重量％、希土類
金属（ＲＥ）１.５〜５重量％を含むマグネシウム合金
をＺｒ０.２〜０.８重量％で結晶粒微細化を行つた。こ
れらの合金は少量の他の合金元素をも含むことができ
る。アルミニウムを含有するマグネシウム合金の場合に
は炭素系結晶粒微細化剤が使用される。好適なマグネシ
ウム合金はＡｌ ６〜１２重量％、Ｚｎ０〜４重量％及
びＭｎ０〜０.３重量％を含有する。これらの合金は少
量の他の合金元素を含んでいてもよい。
【００２２】
実施例１ チキソトロープミクロ組織をもつ合金は二相領域へ加熱
することによりその性状を固体から液体へ変化する。合
金へ少し圧力をかけると、この転移は合金が変形を始め
た時と規定される。この転移は実験室試験での流動学的
及び熱的測定値により特徴付けられる。
することによりその性状を固体から液体へ変化する。合
金へ少し圧力をかけると、この転移は合金が変形を始め
た時と規定される。この転移は実験室試験での流動学的
及び熱的測定値により特徴付けられる。
【００２３】Ｚｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ０.５５
％及び残余がマグネシウムの組成をもつ合金（ＺＥ５
２）の直径５０ｍｍ、長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳
造した。鋳造されたインゴットを種々の時間６００℃で
等温加熱し次いで急冷した。図２はＺＥ５２の鋳放し時
のミクロ組織（図２Ａ）、及び１８０秒で６００℃へ加
熱しその温度に１時間保持したインゴットのミクロ組織
（図２Ｂ）を示す。図２は鋳放しサンプル中の等軸晶組
織が半凝固状態に加熱された時に球状組織に変わり加熱
処理後には前より粗大な組織になったことを示す。加熱
処理ずみ合金について示したミクロ組織は液体中に懸吊
されたほとんど球状粒子であると考えられる。粒子サイ
ズは鋳放し時は約４０μｍで、加熱処理後は約１００μ
ｍである。
％及び残余がマグネシウムの組成をもつ合金（ＺＥ５
２）の直径５０ｍｍ、長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳
造した。鋳造されたインゴットを種々の時間６００℃で
等温加熱し次いで急冷した。図２はＺＥ５２の鋳放し時
のミクロ組織（図２Ａ）、及び１８０秒で６００℃へ加
熱しその温度に１時間保持したインゴットのミクロ組織
（図２Ｂ）を示す。図２は鋳放しサンプル中の等軸晶組
織が半凝固状態に加熱された時に球状組織に変わり加熱
処理後には前より粗大な組織になったことを示す。加熱
処理ずみ合金について示したミクロ組織は液体中に懸吊
されたほとんど球状粒子であると考えられる。粒子サイ
ズは鋳放し時は約４０μｍで、加熱処理後は約１００μ
ｍである。
【００２４】図１に示すように、流動学的測定を上記組
織について行った。すべてのサンプルについて加熱時間
は１０分であった。液体割合の関数としての剪断応力
（粘度）のグラフは固体から液体形態への転移が液体割
合が比較的高い方で生じ、結晶サイズは粗大になった。
固体から液体形態への転移は図に示すように、剪断応力
が最大τm＝４.５ｋＰａから減少し始めた時の降伏点と
して規定される。試験は合金の流動学的性質がミクロ組
織に依存することを示した。均一で小さな結晶粒は加熱
処理し且つ粗な組織よりも低い液体割合でチキソトロー
プ性を示した。
織について行った。すべてのサンプルについて加熱時間
は１０分であった。液体割合の関数としての剪断応力
（粘度）のグラフは固体から液体形態への転移が液体割
合が比較的高い方で生じ、結晶サイズは粗大になった。
固体から液体形態への転移は図に示すように、剪断応力
が最大τm＝４.５ｋＰａから減少し始めた時の降伏点と
して規定される。試験は合金の流動学的性質がミクロ組
織に依存することを示した。均一で小さな結晶粒は加熱
処理し且つ粗な組織よりも低い液体割合でチキソトロー
プ性を示した。
【００２５】実施例２ 工業的竪型圧搾鋳造機で鋳造試験を行った。Ｚｎ５.０
％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ０.５５％、残余マグネシウムの
組成をもつ合金を使用し、直径６０ｍｍ、長さ１５０ｍ
ｍのインゴットを鋳造した。チキソトロープパラメ−タ
を表１に示す。
％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ０.５５％、残余マグネシウムの
組成をもつ合金を使用し、直径６０ｍｍ、長さ１５０ｍ
ｍのインゴットを鋳造した。チキソトロープパラメ−タ
を表１に示す。
【表１】 Ｎｏ． 合 金 棒温度[℃] ピストン速度[m／秒] 1 ＺＥ５２ ６００ １.２ 2 ＺＥ５２ ６００ ０.５ 3 ＺＥ５２ ６０５ ０.５ 4 ＺＥ５２ ６０５ １.０ 5 ＺＥ５２ ６１０ １.２ 6 ＺＥ５２ ６１０ ０.５
【００２６】インゴットを抵抗炉で加熱した。熱電対を
加熱中インゴットに入れた。工片が所要の温度に達した
らそれを灼熱期間なしに鋳造シリンダに移した。すべて
の試験で加熱時間は約４０分であった。工片はまだそれ
らを炉から鋳造機の射出装置に移送できる稠度のもので
あった。使用したピストン速度は鋳造された成分につい
て２.８〜６.７ｍ／秒の射出速度に対応する。鋳造物の
組織を調べた。図３は０.５ｍ／秒のピストン速度（図
３Ａ）と、１.２ｍ／秒のピストン速度（図３Ｂ）との
成分のそれぞれ同じ位置で採取した顕微鏡写真を示す。
顕微鏡写真から高ピストン速度ではよりはっきりした輪
郭をもつ結晶粒が得られることが判かる。また、低鋳造
速度を使用した場合には鋳造部材に微細気孔率を生ずる
傾向がある。
加熱中インゴットに入れた。工片が所要の温度に達した
らそれを灼熱期間なしに鋳造シリンダに移した。すべて
の試験で加熱時間は約４０分であった。工片はまだそれ
らを炉から鋳造機の射出装置に移送できる稠度のもので
あった。使用したピストン速度は鋳造された成分につい
て２.８〜６.７ｍ／秒の射出速度に対応する。鋳造物の
組織を調べた。図３は０.５ｍ／秒のピストン速度（図
３Ａ）と、１.２ｍ／秒のピストン速度（図３Ｂ）との
成分のそれぞれ同じ位置で採取した顕微鏡写真を示す。
顕微鏡写真から高ピストン速度ではよりはっきりした輪
郭をもつ結晶粒が得られることが判かる。また、低鋳造
速度を使用した場合には鋳造部材に微細気孔率を生ずる
傾向がある。
【００２７】実施例３ Ａｌ ９.１％、Ｚｎ０.９２％、Ｍｎ０.３％及び残余が
マグネシウムの組成をもち、カルシウムシアナミドで結
晶粒微細化したＡＺ９１マグネシウム合金の鋳物をサン
プルとして使用した。直径６０ｍｍの小さい炉中で合金
の試験片（２０×２０×２０ｍｍ3）を二相領域に加熱
し、次いで急冷し、組織を調べた。図４Ａは鋳放し時の
結晶粒微細化ＡＺ９１の等軸晶組織を示す。この図から
判かるように、結晶組織は等軸晶性で、結晶サイズは＜
１００μｍである。二次樹枝晶枝間隔（ＤＡＳ）は５〜
３０μｍであった。図４Ｂは鋳造し、１５分間で５７５
℃に加熱し、次いで急冷により冷却したＡＺ９１を示
す。この図は、二相領域に加熱すると共晶マトリックス
中に球状α−Ｍｇを含むチキソトロープミクロ組織が合
金中に発達したことを示す。結晶サイズは５０〜７０μ
ｍである。
マグネシウムの組成をもち、カルシウムシアナミドで結
晶粒微細化したＡＺ９１マグネシウム合金の鋳物をサン
プルとして使用した。直径６０ｍｍの小さい炉中で合金
の試験片（２０×２０×２０ｍｍ3）を二相領域に加熱
し、次いで急冷し、組織を調べた。図４Ａは鋳放し時の
結晶粒微細化ＡＺ９１の等軸晶組織を示す。この図から
判かるように、結晶組織は等軸晶性で、結晶サイズは＜
１００μｍである。二次樹枝晶枝間隔（ＤＡＳ）は５〜
３０μｍであった。図４Ｂは鋳造し、１５分間で５７５
℃に加熱し、次いで急冷により冷却したＡＺ９１を示
す。この図は、二相領域に加熱すると共晶マトリックス
中に球状α−Ｍｇを含むチキソトロープミクロ組織が合
金中に発達したことを示す。結晶サイズは５０〜７０μ
ｍである。
【００２８】実施例４ 結晶粒微細化剤を添加或は添加してないＡＺ９１マグネ
シウム合金の流動学的性質を調べた。ワックス／蛍石／
炭素の混合物を結晶粒微細化剤として使用した。図５は
樹枝晶含有ＡＺ９１マグネシウム合金及び凝固状態から
半凝固状態に加熱した時のチキソトロープＡＺ９１マグ
ネシウム合金のそれぞれ流動学的性質を示す。図はチキ
ソトロープミクロ組織がその流動学的性質を５２％の液
体割合のところで変化させることを示す。対応する転移
は結晶粒微細化剤を添加しない樹枝晶組織では約９２％
以下の液体割合では起こらない。
シウム合金の流動学的性質を調べた。ワックス／蛍石／
炭素の混合物を結晶粒微細化剤として使用した。図５は
樹枝晶含有ＡＺ９１マグネシウム合金及び凝固状態から
半凝固状態に加熱した時のチキソトロープＡＺ９１マグ
ネシウム合金のそれぞれ流動学的性質を示す。図はチキ
ソトロープミクロ組織がその流動学的性質を５２％の液
体割合のところで変化させることを示す。対応する転移
は結晶粒微細化剤を添加しない樹枝晶組織では約９２％
以下の液体割合では起こらない。
【００２９】実施例５ ２種の合金の機械的性質を測定するためにこれらの合金
について引張り試験を行った。マグネシウムに亜鉛及び
希土類金属を添加し、ジルコニウムで結晶粒微細化した
合金系を使用した。表２に前記２種の供試合金の重量％
で表わした化学組成を示す。
について引張り試験を行った。マグネシウムに亜鉛及び
希土類金属を添加し、ジルコニウムで結晶粒微細化した
合金系を使用した。表２に前記２種の供試合金の重量％
で表わした化学組成を示す。
【表２】 合 金 Ｚｎ ＲＥ Ｚｒ ＺＥ５２ ５.１ ２.００ ０.４８ ＺＥ５５ ５.２ ４.６５ ０.４０
【００３０】インゴットは例２におけると同様に直径６
０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋼管中への永久鋳型鋳造物で
あった。鋼管を水急冷して２０〜４０℃／秒の凝固速度
とした。インゴットを３０分間加熱してから鋳造機の射
出装置に装填した。液体の体積割合が５０％未満だった
ので、インゴットは固体として取扱うことができた。鋳
型温度は３００℃で射出圧力は８００ＭＰａ、射出速度
は１.２ｍ／秒であった。
０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋼管中への永久鋳型鋳造物で
あった。鋼管を水急冷して２０〜４０℃／秒の凝固速度
とした。インゴットを３０分間加熱してから鋳造機の射
出装置に装填した。液体の体積割合が５０％未満だった
ので、インゴットは固体として取扱うことができた。鋳
型温度は３００℃で射出圧力は８００ＭＰａ、射出速度
は１.２ｍ／秒であった。
【００３１】引張り試験用の供試棒を鋳造物から切出
し、マグネシウムについての標準操作により引張り試験
を行った。表３に調査したチキソトロープ合金の引張り
降伏強さ（Ｒp0.2）、引張り強さ（Ｒm）及び伸び
（Ａ）を示す。
し、マグネシウムについての標準操作により引張り試験
を行った。表３に調査したチキソトロープ合金の引張り
降伏強さ（Ｒp0.2）、引張り強さ（Ｒm）及び伸び
（Ａ）を示す。
【表３】
【００３２】従来の鋳造合金の機械的性質を表４に示
す。
す。
【表４】 本発明合金の値を類似の組成をもつ慣用の鋳造合金につ
いての値と比較すると、これらのチキソトロープ鋳造物
の機械的性質は同じ範囲にあることを示す。
いての値と比較すると、これらのチキソトロープ鋳造物
の機械的性質は同じ範囲にあることを示す。
【００３３】実施例６ Ｚｎ２％、ＲＥ８％、Ｚｒ０.５５％及び残余がマグネ
シウムの組成をもつ合金（ＺＥ２８）の直径５０ｍｍ、
長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳造した。このインゴッ
トを１５分間で５９５℃に加熱し、次いで急冷により冷
却した。図６に鋳放し状態のミクロ組織（図６Ａ）及び
加熱処理ずみ状態の鋳造物のミクロ組織（図６Ｂ）を示
す。このインゴットの鋳造物は球状晶を生じ、この組織
は熱処理中も著しくは変化はしなかった。球状晶のサイ
ズは３０〜５０μｍであった。
シウムの組成をもつ合金（ＺＥ２８）の直径５０ｍｍ、
長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳造した。このインゴッ
トを１５分間で５９５℃に加熱し、次いで急冷により冷
却した。図６に鋳放し状態のミクロ組織（図６Ａ）及び
加熱処理ずみ状態の鋳造物のミクロ組織（図６Ｂ）を示
す。このインゴットの鋳造物は球状晶を生じ、この組織
は熱処理中も著しくは変化はしなかった。球状晶のサイ
ズは３０〜５０μｍであった。
【００３４】実施例７ Ｚｎ５％、ＲＥ２％、Ｚｒ０.５５％及び残余がマグネ
シウムの組成をもつ合金（ＺＥ５２）の直径５０ｍｍ、
長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳造した。このインゴッ
トを１５分間で５９５℃に加熱し、次いで急冷処理によ
り冷却した。図７に鋳放し状態のミクロ組織（図７Ａ）
及び加熱処理ずみ状態の鋳造物のミクロ組織（図７Ｂ）
を示す。このインゴットの鋳造により＜１００μｍの結
晶サイズをもつ等軸晶組織を生じ、その結晶サイズは＜
１００μｍで、５〜３０μｍの枝間隔の二次樹枝晶を含
むものであった。熱処理中この組織は約１００μｍのサ
イズの球状組織に変態した。
シウムの組成をもつ合金（ＺＥ５２）の直径５０ｍｍ、
長さ１５０ｍｍのインゴットを鋳造した。このインゴッ
トを１５分間で５９５℃に加熱し、次いで急冷処理によ
り冷却した。図７に鋳放し状態のミクロ組織（図７Ａ）
及び加熱処理ずみ状態の鋳造物のミクロ組織（図７Ｂ）
を示す。このインゴットの鋳造により＜１００μｍの結
晶サイズをもつ等軸晶組織を生じ、その結晶サイズは＜
１００μｍで、５〜３０μｍの枝間隔の二次樹枝晶を含
むものであった。熱処理中この組織は約１００μｍのサ
イズの球状組織に変態した。
【００３５】
【発明の効果】本発明によれば、チキソトロープマグネ
シウム合金を製造する簡単で直接的な方法が得られる。
本明細書に記載のように処理した細粒化合金は二相領域
に加熱することによりチキソトロープ的に振舞う。鋳造
は層状に充填しながら高速度で実施できる。製品もまた
良好な機械的性質を有する。
シウム合金を製造する簡単で直接的な方法が得られる。
本明細書に記載のように処理した細粒化合金は二相領域
に加熱することによりチキソトロープ的に振舞う。鋳造
は層状に充填しながら高速度で実施できる。製品もまた
良好な機械的性質を有する。
【図１】Ｚｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ０.５５％及
び残余はマグネシウムからなる組織をもつインゴットの
鋳放し時（図１Ａ）の、及び６００℃で１時間保持した
インゴット（図１Ｂ）についての液体割合の関数として
の温度と剪断応力並びにミクロ組織を示す図。
び残余はマグネシウムからなる組織をもつインゴットの
鋳放し時（図１Ａ）の、及び６００℃で１時間保持した
インゴット（図１Ｂ）についての液体割合の関数として
の温度と剪断応力並びにミクロ組織を示す図。
【図２】図２は図１に示した組成をもつインゴットの鋳
放しインゴットの組織を示す顕微鏡写真（図２Ａ）、及
び前記鋳放しインゴットを６００℃で１時間保持したも
のの組織を示す顕微鏡写真（図２Ｂ）を示す。
放しインゴットの組織を示す顕微鏡写真（図２Ａ）、及
び前記鋳放しインゴットを６００℃で１時間保持したも
のの組織を示す顕微鏡写真（図２Ｂ）を示す。
【図３】Ｚｎ５.０％、ＲＥ１.５％、Ｚｒ０.５５％及
び残余はマグネシウムからなる組成をもち、ピストン速
度０.５ｍ／秒（図３Ａ）、または１.２ｍ／秒（図３
Ｂ）で鋳造されたマグネシウム合金の顕微鏡写真を示す
図。
び残余はマグネシウムからなる組成をもち、ピストン速
度０.５ｍ／秒（図３Ａ）、または１.２ｍ／秒（図３
Ｂ）で鋳造されたマグネシウム合金の顕微鏡写真を示す
図。
【図４】鋳放し結晶粒微細化ＡＺ９１（１％Ｚｎ）の等
軸晶組織の顕微鏡写真（図４Ａ）及び５７５℃に１５分
間で５７５℃に加熱後水急冷したＡＺ９１（図４Ｂ）の
顕微鏡写真を示す図。
軸晶組織の顕微鏡写真（図４Ａ）及び５７５℃に１５分
間で５７５℃に加熱後水急冷したＡＺ９１（図４Ｂ）の
顕微鏡写真を示す図。
【図５】ＡＺ９１マグネシウム合金の樹枝晶の流動学的
性質及び該合金を固体から半凝固状態に加熱した時の流
動学的性質を示す図。
性質及び該合金を固体から半凝固状態に加熱した時の流
動学的性質を示す図。
【図６】Ｚｎ２％、ＲＥ８％、Ｚｒ０.５５％を含むマ
グネシウム合金の鋳放し時（図６Ａ）のミクロ組織及び
加熱処理ずみ状態（図６Ｂ）におけるミクロ組織を示す
図。
グネシウム合金の鋳放し時（図６Ａ）のミクロ組織及び
加熱処理ずみ状態（図６Ｂ）におけるミクロ組織を示す
図。
【図７】Ｚｎ５％、ＲＥ２％、Ｚｒ０.５５％を含むマ
グネシウム合金の鋳放し時（図７Ａ）のミクロ組織及び
加熱処理ずみ状態（図７Ｂ）におけるミクロ組織を示す
図。
グネシウム合金の鋳放し時（図７Ａ）のミクロ組織及び
加熱処理ずみ状態（図７Ｂ）におけるミクロ組織を示す
図。
Claims (10)
- 【請求項１】 結晶粒微細化剤を含み、急冷後２相領域
に加熱することにより製造されたチキソトロープマグネ
シウム合金。 - 【請求項２】 マグネシウムと、結晶粒微細化剤として
２〜８重量％のＺｎ、１.５〜５重量％の希土類元素及
び０.２〜０.８重量％のＺｒを含む請求項１記載のチキ
ソトロープマグネシウム合金。 - 【請求項３】 合金が１０〜５０μｍの大きさの結晶粒
の球状結晶組織をもつ請求項２記載のチキソトロープマ
グネシウム合金。 - 【請求項４】 合金が５０〜１００μｍの結晶粒の大き
さの等方性結晶粒組織および５〜３０μｍの樹枝晶枝間
隔の２次樹枝晶を含む請求項２記載のチキソトロープマ
グネシウム合金。 - 【請求項５】 合金がマグネシウムと、Ａｌ６〜１２重
量％と、Ｚｎ０〜４重量％と、Ｍｎ０〜０.３重量％，
炭素系結晶粒微細化剤を含むことからなる請求項１記載
の合金。 - 【請求項６】 結晶粒微細化剤がワックス／蛍石／炭素
粉末またはカルシウムシアナミドである請求項５記載の
合金。 - 【請求項７】 合金が＜１００μｍの結晶サイズ、好適
には５０〜１００μｍの結晶サイズで二次樹枝晶の枝間
隔が５〜３０μｍの等軸晶組織をもつ請求項５記載の合
金。 - 【請求項８】 マグネシウム合金に結晶粒微細化剤を添
加し、合金を急速に冷却し、次いで二相領域に加熱する
ことを特徴とするチキソトロープマグネシウム合金の製
法。 - 【請求項９】 凝固速度が＞１℃／秒、好適には＞１０
℃である請求項８記載の製法。 - 【請求項１０】 二相領域への加熱を１〜３０分間、好
適には２〜５分間で行う請求項８記載の製法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| NO922266 | 1992-06-10 | ||
| NO922266A NO922266D0 (no) | 1992-06-10 | 1992-06-10 | Fremgangsmaate for fremstilling av tiksotrope magnesiumlegeringer |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673485A true JPH0673485A (ja) | 1994-03-15 |
| JP2939091B2 JP2939091B2 (ja) | 1999-08-25 |
Family
ID=19895224
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5137792A Expired - Lifetime JP2939091B2 (ja) | 1992-06-10 | 1993-06-08 | 揺変性マグネシウム合金及びその製法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5501748A (ja) |
| EP (1) | EP0575796B1 (ja) |
| JP (1) | JP2939091B2 (ja) |
| AT (1) | ATE145014T1 (ja) |
| CA (1) | CA2097983C (ja) |
| DE (1) | DE69305792T2 (ja) |
| NO (1) | NO922266D0 (ja) |
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| US6769473B1 (en) | 1995-05-29 | 2004-08-03 | Ube Industries, Ltd. | Method of shaping semisolid metals |
| WO2006033458A1 (ja) * | 2004-09-21 | 2006-03-30 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | マグネシウム合金 |
| US7837811B2 (en) | 2006-05-12 | 2010-11-23 | Nissei Plastic Industrial Co., Ltd. | Method for manufacturing a composite of carbon nanomaterial and metallic material |
| JP2016204678A (ja) * | 2015-04-15 | 2016-12-08 | 株式会社日本製鋼所 | マグネシウム−亜鉛系合金部材およびその製造方法 |
| DE112012001625B4 (de) | 2011-04-08 | 2019-06-13 | Okayama Prefectural Government | Magnesiumlegierungsspäne und Verfahren zur Herstellung eines Formgegenstands, bei dem diese verwendet werden |
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| JPH11104800A (ja) * | 1997-09-29 | 1999-04-20 | Mazda Motor Corp | 軽金属合金塑性加工用素材および塑性加工材の製造方法 |
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| EP1062064A4 (en) | 1997-10-20 | 2003-05-28 | Chipless Metals Llc | MANUFACTURE OF PRECISION MOLDINGS USING THIXOTROPIC MATERIALS |
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| DE60045156D1 (de) * | 1999-05-14 | 2010-12-09 | Yutaka Matsuda | Herstellungsverfahren für teile aus magnesiumlegierungen |
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1992
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1993
- 1993-06-04 EP EP93109014A patent/EP0575796B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-04 DE DE69305792T patent/DE69305792T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-06-04 AT AT93109014T patent/ATE145014T1/de not_active IP Right Cessation
- 1993-06-08 JP JP5137792A patent/JP2939091B2/ja not_active Expired - Lifetime
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- 1993-06-10 US US08/074,659 patent/US5501748A/en not_active Expired - Fee Related
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