JPH073375A - 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度マグネシウム合金及びその製造方法Info
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- JPH073375A JPH073375A JP5402693A JP5402693A JPH073375A JP H073375 A JPH073375 A JP H073375A JP 5402693 A JP5402693 A JP 5402693A JP 5402693 A JP5402693 A JP 5402693A JP H073375 A JPH073375 A JP H073375A
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Landscapes
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度が引張り強度で６００ＭＰａ以上と高
く、靭性が高く、バルク形態のマグネシウム合金を提供
する。 【構成】 一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、Ｘは
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル）からなる群から選ばれる１種または２種以上の元
素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１のＡ，
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で囲ま
れた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５
原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３
原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母相にＭ
ｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散したマグ
ネシウム合金。
く、靭性が高く、バルク形態のマグネシウム合金を提供
する。 【構成】 一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、Ｘは
Ｙ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル）からなる群から選ばれる１種または２種以上の元
素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１のＡ，
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で囲ま
れた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５
原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３
原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母相にＭ
ｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散したマグ
ネシウム合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度マグネシウム合金
及びその製造法に関するものであり、さらに詳しく述べ
るならば微結晶マグネシウム合金の強度及び靭性を高め
る技術に関するものである。
及びその製造法に関するものであり、さらに詳しく述べ
るならば微結晶マグネシウム合金の強度及び靭性を高め
る技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】本出願人らは特願平３−７４６８１号
（平成３年３月１４日出願）及び欧州公開特許公報０５
０３８８０号において、Ｍｇa Ｍb Ａｌc Ｘd Ｚe （た
だし、ＭはＬａ，Ｃｅ，及び／又はＭｍ（ミッシュメタ
ル）、ＸはＮｉ及び／Ｃｕ，ＺはＭｎ，Ｚｎ，Ｚｒ及び
／又はＴｉ，ａ＝７０〜９０ａｔ％，ｂ＝２〜１５ａｔ
％，ｄ＝２〜１５ａｔ％，ｅ＝０．１〜８ａｔ％、ａ＋
ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００ａｔ％）からなる組成の高強度
耐熱性非晶質マグネシウム合金を提案した。この合金の
引張強度は実施例では約８０〜１００ｋｇ／ｍｍ2 であ
り、従来のマグネシウム合金よりも遥かに高い強度をも
っている。
（平成３年３月１４日出願）及び欧州公開特許公報０５
０３８８０号において、Ｍｇa Ｍb Ａｌc Ｘd Ｚe （た
だし、ＭはＬａ，Ｃｅ，及び／又はＭｍ（ミッシュメタ
ル）、ＸはＮｉ及び／Ｃｕ，ＺはＭｎ，Ｚｎ，Ｚｒ及び
／又はＴｉ，ａ＝７０〜９０ａｔ％，ｂ＝２〜１５ａｔ
％，ｄ＝２〜１５ａｔ％，ｅ＝０．１〜８ａｔ％、ａ＋
ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００ａｔ％）からなる組成の高強度
耐熱性非晶質マグネシウム合金を提案した。この合金の
引張強度は実施例では約８０〜１００ｋｇ／ｍｍ2 であ
り、従来のマグネシウム合金よりも遥かに高い強度をも
っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
マグネシウム合金は組織が非晶質であるために、形態が
箔などに限定されており、各種部品として実用する面で
は問題がある。したがって、本発明は強度が高く、靭性
にすぐれかつ各種形状に加工できるマグネシウム合金及
びその加工方法を提供することを目的とする。
マグネシウム合金は組織が非晶質であるために、形態が
箔などに限定されており、各種部品として実用する面で
は問題がある。したがって、本発明は強度が高く、靭性
にすぐれかつ各種形状に加工できるマグネシウム合金及
びその加工方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記した目的を達成する
本発明の第一は、一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、
ＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシ
ュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種以上
の元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１の
Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で
囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦
４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍ≦３原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母
相にＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散し
たことを特徴とする高強度マグネシウム合金であり、ま
た本発明の第二は、一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただ
し、ＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種
以上の元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１
のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点
で囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦
４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍ≦３原子％で表される組成を有するＭｇ合金溶湯を急
冷凝固し、該急冷凝固合金に４５０℃以下の温度で熱間
加工を施すことを特徴とする高強度マグネシウム合金の
製造方法である。以下本発明の構成を説明する。
本発明の第一は、一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、
ＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシ
ュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種以上
の元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１の
Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で
囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦
４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍ≦３原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母
相にＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散し
たことを特徴とする高強度マグネシウム合金であり、ま
た本発明の第二は、一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただ
し、ＸはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）からなる群から選ばれる１種または２種
以上の元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１
のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点
で囲まれた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦
４．５原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍ≦３原子％で表される組成を有するＭｇ合金溶湯を急
冷凝固し、該急冷凝固合金に４５０℃以下の温度で熱間
加工を施すことを特徴とする高強度マグネシウム合金の
製造方法である。以下本発明の構成を説明する。
【０００５】本発明の第一にかかるマグネシウム合金に
おいて、Ｍｇは母相となる微結晶をつくる元素である。
Ｍｇの量が８７原子％未満であると、軽量であるという
マグネシウム合金の特長が失われ、母相の結晶が粗大化
し、また靭性の低下などが招かれる。一方Ｍｇの量が９
８原子％を越えると母相中に析出する金属間化合物の量
が不足して強度の低下を招く。
おいて、Ｍｇは母相となる微結晶をつくる元素である。
Ｍｇの量が８７原子％未満であると、軽量であるという
マグネシウム合金の特長が失われ、母相の結晶が粗大化
し、また靭性の低下などが招かれる。一方Ｍｇの量が９
８原子％を越えると母相中に析出する金属間化合物の量
が不足して強度の低下を招く。
【０００６】ＺｎはＭｇとの金属間化合物を形成し、こ
の金属間化合物が微細なＭｇ母相中に微細に分散して靭
性を損なうことなく強度を高める。また、ＸはＹ，Ｃ
ｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュメタル）
からなる群から選ばれる１種または２種以上の元素はＭ
ｇの母相を微細化するとともに、Ｍｇとの金属間化合物
を形成し、この金属間化合物が微細なＭｇ母相中に微細
に分散して靭性を損なうことなく強度を高める。これら
の元素の量は図１に示された範囲とすることが必要であ
る。すなわち、ＡＦＥ線より上側、ＥＤ線より右側及び
ＢＣＤ線より下側では分散する金属間化合物が粗大化し
て材料が脆くなるので、これらの線上あるいは線で囲ま
れた範囲内とする必要がある。
の金属間化合物が微細なＭｇ母相中に微細に分散して靭
性を損なうことなく強度を高める。また、ＸはＹ，Ｃ
ｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュメタル）
からなる群から選ばれる１種または２種以上の元素はＭ
ｇの母相を微細化するとともに、Ｍｇとの金属間化合物
を形成し、この金属間化合物が微細なＭｇ母相中に微細
に分散して靭性を損なうことなく強度を高める。これら
の元素の量は図１に示された範囲とすることが必要であ
る。すなわち、ＡＦＥ線より上側、ＥＤ線より右側及び
ＢＣＤ線より下側では分散する金属間化合物が粗大化し
て材料が脆くなるので、これらの線上あるいは線で囲ま
れた範囲内とする必要がある。
【０００７】さらに、Ｙ（イットリウム）を添加する場
合は本発明の合金で析出するＹ（イットリウム）とＭｇ
の金属間化合物は、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍとＭｇの金属間化合物に比べ、Ｘ元素の原子％が高
い。このためＹ（イットリウム）を添加する場合は４．
５原子％まで脆化することがない。他方Ｃｅ，Ｌａ，Ｎ
ｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍの場合は上限を３原子％とする必
要がある。
合は本発明の合金で析出するＹ（イットリウム）とＭｇ
の金属間化合物は、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍ
ｍとＭｇの金属間化合物に比べ、Ｘ元素の原子％が高
い。このためＹ（イットリウム）を添加する場合は４．
５原子％まで脆化することがない。他方Ｃｅ，Ｌａ，Ｎ
ｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍの場合は上限を３原子％とする必
要がある。
【０００８】続いて本発明のマグネシウム合金の組織を
説明する。この合金はＭｇ母相（Ｍｇの結晶構造をもつ
相）とＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物の分散
相とから構成されており、分散相は母相中に微細に分散
している。Ｍｇ母相はサブミクロンの微結晶であり、こ
のなかにさらに微細な金属間化合物相が分散している。
説明する。この合金はＭｇ母相（Ｍｇの結晶構造をもつ
相）とＭｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物の分散
相とから構成されており、分散相は母相中に微細に分散
している。Ｍｇ母相はサブミクロンの微結晶であり、こ
のなかにさらに微細な金属間化合物相が分散している。
【０００９】さらに、本発明の第二にかかるマグネシウ
ム合金の加工方法について説明する。この方法では上記
組成を有するＭｇ合金溶湯を急冷凝固する。得られた合
金は、Ｘ線回折法により特有のハローパターを示す非晶
質組織、結晶特有の回折ピークを示す微細結晶質あるい
はハローパターンと回折ピークが混在する非結晶と結晶
質の混合組織のいずれかである。
ム合金の加工方法について説明する。この方法では上記
組成を有するＭｇ合金溶湯を急冷凝固する。得られた合
金は、Ｘ線回折法により特有のハローパターを示す非晶
質組織、結晶特有の回折ピークを示す微細結晶質あるい
はハローパターンと回折ピークが混在する非結晶と結晶
質の混合組織のいずれかである。
【００１０】この合金を４５０℃以下の温度で加工を行
う。この加工により上記した組織の内非晶質組織は金属
間化合物が分散した微結晶組織に変わり、所望の組織が
得られる。また微細結晶質では若干の粒成長は起こる
が、再結晶による粗大化は起こらず所望の組織が得られ
る。加工は引抜、圧延、鍛造、押出などの塑性加工法に
よることができ、得られるバルク材は円柱、板、異形な
どの種々の形状である。以下、さらに本発明の実施態様
につき説明する。
う。この加工により上記した組織の内非晶質組織は金属
間化合物が分散した微結晶組織に変わり、所望の組織が
得られる。また微細結晶質では若干の粒成長は起こる
が、再結晶による粗大化は起こらず所望の組織が得られ
る。加工は引抜、圧延、鍛造、押出などの塑性加工法に
よることができ、得られるバルク材は円柱、板、異形な
どの種々の形状である。以下、さらに本発明の実施態様
につき説明する。
【００１１】Ｍｇ合金溶湯の急冷凝固は、一般的に急冷
凝固法として知られているガン法、ピストン・アンビル
法、あるいは連続的な薄帯を作製する遠心法、単ロール
法、双ロール法、あるいは粉末を作製するスプレー法、
細線を作製する回転液中紡糸法などによることができ
る。これらの方法の中でも、１０2 〜１０6 Ｋ／ｓの冷
却速度が容易に得られる単ロール法、双ロール法または
高圧ガス噴射法が特に適している。
凝固法として知られているガン法、ピストン・アンビル
法、あるいは連続的な薄帯を作製する遠心法、単ロール
法、双ロール法、あるいは粉末を作製するスプレー法、
細線を作製する回転液中紡糸法などによることができ
る。これらの方法の中でも、１０2 〜１０6 Ｋ／ｓの冷
却速度が容易に得られる単ロール法、双ロール法または
高圧ガス噴射法が特に適している。
【００１２】単ロール法、双ロール法によりＭｇ合金薄
帯を作製するためには３００〜１００００ｒｐｍで回転
する直径３０〜３００ｍｍの銅製又は鋼製ノズルに合金
溶湯を噴射する。これにより幅が１〜３００ｍｍ，厚さ
が５〜５００μｍの薄帯が得られる。
帯を作製するためには３００〜１００００ｒｐｍで回転
する直径３０〜３００ｍｍの銅製又は鋼製ノズルに合金
溶湯を噴射する。これにより幅が１〜３００ｍｍ，厚さ
が５〜５００μｍの薄帯が得られる。
【００１３】また、高圧ガス噴射法によりＭｇ合金薄帯
を得るには、溶湯ノズルから流下させた合金溶湯に４〜
１５ＭＰａの高圧窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガ
スなどを吹きつけ、溶湯を微細に分断し同時に急冷凝固
させる。
を得るには、溶湯ノズルから流下させた合金溶湯に４〜
１５ＭＰａの高圧窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガ
スなどを吹きつけ、溶湯を微細に分断し同時に急冷凝固
させる。
【００１４】上述の急冷凝固法で得られたＭｇ合金はそ
のまま塑性加工することも可能であるが、薄帯あるいは
細線の場合は粉砕した後銅、アルミニウム又はそれらの
合金製の缶に充填して塑性加工することが好ましい。こ
の際急冷凝固してから金属缶に充填するまでの急冷凝固
材の酸化を抑制するため酸素量１ｐｐｍ以下の高清浄度
の雰囲気中で急冷凝固粉末を取り扱うことが好ましい。
また金属缶に充填された粉末には塑性加工するに先立っ
て真空脱ガスを施すことが好ましい。加工温度は２００
℃以上であることが好ましい。２００℃未満の加工温度
では粉末の固化とバルク化が困難になる。
のまま塑性加工することも可能であるが、薄帯あるいは
細線の場合は粉砕した後銅、アルミニウム又はそれらの
合金製の缶に充填して塑性加工することが好ましい。こ
の際急冷凝固してから金属缶に充填するまでの急冷凝固
材の酸化を抑制するため酸素量１ｐｐｍ以下の高清浄度
の雰囲気中で急冷凝固粉末を取り扱うことが好ましい。
また金属缶に充填された粉末には塑性加工するに先立っ
て真空脱ガスを施すことが好ましい。加工温度は２００
℃以上であることが好ましい。２００℃未満の加工温度
では粉末の固化とバルク化が困難になる。
【００１５】
【作用】母相組織を微結晶質とし、特定の金属間化合物
を母相に分散させたＭｇa Ｚｎb Ｘc 合金は強度と靭性
を兼備している。上記した組成では加工により組織の粗
大化が起こり難いので、高強度と高靭性を保ちつつ部品
に近い形状のバルク材を得ることができる。以下、実施
例により本発明をさらに詳しく説明する。
を母相に分散させたＭｇa Ｚｎb Ｘc 合金は強度と靭性
を兼備している。上記した組成では加工により組織の粗
大化が起こり難いので、高強度と高靭性を保ちつつ部品
に近い形状のバルク材を得ることができる。以下、実施
例により本発明をさらに詳しく説明する。
【００１６】
実施例１ 表１に化学組成を示すＭｇ合金をＡｒ雰囲気中で高周波
溶解して、母合金を溶製した。この母合金をＡｒ雰囲気
中で高周波炉で７７５℃で溶解した後、９．８ＭＰａの
Ａｒガスで高圧ガス噴射法により微細な結晶質金属から
なる粉末とした。
溶解して、母合金を溶製した。この母合金をＡｒ雰囲気
中で高周波炉で７７５℃で溶解した後、９．８ＭＰａの
Ａｒガスで高圧ガス噴射法により微細な結晶質金属から
なる粉末とした。
【００１７】アトマイズされた粉末のうち粒径の小さい
ものはより急冷されており、析出粒子が小さく、また添
加元素の固溶量も大きい。そこで、得られた粉末を分級
し、２５μｍ以下の粉末を温度３００〜４００℃、加圧
力４００〜１０００ＭＰａ押出比６０で押出を行い、直
径６ｍｍ，長さ２７０ｍｍ，密度１００％の円柱材を得
た。なお粉末作製から押出までの段階で粉末が暴露され
た雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧がともに１ｐｐｍ以下
の高清浄度雰囲気であった。
ものはより急冷されており、析出粒子が小さく、また添
加元素の固溶量も大きい。そこで、得られた粉末を分級
し、２５μｍ以下の粉末を温度３００〜４００℃、加圧
力４００〜１０００ＭＰａ押出比６０で押出を行い、直
径６ｍｍ，長さ２７０ｍｍ，密度１００％の円柱材を得
た。なお粉末作製から押出までの段階で粉末が暴露され
た雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧がともに１ｐｐｍ以下
の高清浄度雰囲気であった。
【００１８】円柱材をＸ線回折したところ、表１に示す
金属間化合物がＭｇ相と共に観察された。またＭｇ母相
の平均粒径は約０．５ｎｍ，金属間化合物の平均粒径は
約５０ｎｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物
が分散していることがＴＥＭで観察された。
金属間化合物がＭｇ相と共に観察された。またＭｇ母相
の平均粒径は約０．５ｎｍ，金属間化合物の平均粒径は
約５０ｎｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物
が分散していることがＴＥＭで観察された。
【００１９】次に円柱材をインストロン型引張試験機に
よる引張試験に供した。この結果も表１に示す。本発明
のＭｇ合金の引張強度は６００〜７００ＭＰａであって
極めて高い値であることがわかる。
よる引張試験に供した。この結果も表１に示す。本発明
のＭｇ合金の引張強度は６００〜７００ＭＰａであって
極めて高い値であることがわかる。
【００２０】
【表１】 組成 押出 金属間化合物相 引張 硬さ 温度℃ 耐力MPa Hv 1 Mg95Zn2Mm3 300 Mg17La2, Mg12Nd, CeMg12, Mg2Zn3 726 152 2 Mg92Zn5Mm3 400 同上 620 150 3 Mg92Zn10Mm2 375 同上 610 130 4 Mg95.5Y2.5Mm2 325 Mg17La2, Mg12Nd, CeMg12, Mg24Y5 600 160
【００２１】実施例２ 表２に化学組成を示すＭｇ合金を実施例１と同様の方法
により溶解し、同様の条件で急冷凝固して微細結晶質の
合金を作製した。この粉末を実施例１と同様の条件で熱
間押出成形して円柱材を作製した。この円柱材のビッカ
ース硬度を測定した結果を表２に示す。
により溶解し、同様の条件で急冷凝固して微細結晶質の
合金を作製した。この粉末を実施例１と同様の条件で熱
間押出成形して円柱材を作製した。この円柱材のビッカ
ース硬度を測定した結果を表２に示す。
【００２２】また同じ組成をもつ合金を単ロール法でリ
ボン材に作製し、これを熱間押出温度に相当する温度に
加熱して押出材と同じ組織にした後、密着曲げにより靭
性を評価した。密着曲げ試験ではリボン材が破壊するこ
となく密着曲げ可能かどうかを調べた。密着曲げ可能な
材料は靭性をもつｄｕｃｔｉｌｅ材料であり、不可能な
材料は脆い材料である。この結果も表２に示す。
ボン材に作製し、これを熱間押出温度に相当する温度に
加熱して押出材と同じ組織にした後、密着曲げにより靭
性を評価した。密着曲げ試験ではリボン材が破壊するこ
となく密着曲げ可能かどうかを調べた。密着曲げ可能な
材料は靭性をもつｄｕｃｔｉｌｅ材料であり、不可能な
材料は脆い材料である。この結果も表２に示す。
【００２３】
【表２】 No 組成 押出 金属間化合物相 密着 硬さ 温度℃ 曲げ Hv 5 Mg89Zn10Mm1 300 Mg17La2, Mg12Nd, CeMg12, Mg2Zn3 可能 123 6 Mg87Zn10Mm3 400 同上 可能 180 7 Mg91.5Zn7.5Mm1 300 同上 可能 121 8 Mg90.5Zn7.5Mm2 300 同上 可能 130 9 Mg93Zn5Mm2 400 同上 可能 125 10 Mg94Zn5Mm1 300 同上 可能 115 11 Mg94.5Zn2.5Mm3 300 同上 可能 154 12 Mg95.5Zn2.5Mm2 300 同上 可能 151
【００２４】比較例１ 実施例２と同様の試験を表３に組成を示すＭｇ合金につ
いて行った。結果を表３に示す。
いて行った。結果を表３に示す。
【００２５】
【表３】 No 組成 押出 金属間化合物相 密着 硬さ 温度℃ 曲げ Hv 13 Mg86Zn10Mm4 300 Mg17La2, Mg12Nd, CeMg12, Mg2Zn3 不可 301 14 Mg86Zn10Mm4 400 同上 不可 230 15 Mg88.5Zn7.5Mm4 300 同上 不可 283 16 Mg88.5Zn7.5Mm4 400 同上 不可 227 17 Mg90Zn5Mm5 300 同上 不可 271 18 Mg90Zn5Mm5 400 同上 不可 231 19 Mg90Zn10 300 同上 不可 96 20 Mg95Zn5 300 （Ｍｇのみ） 可能 70 21 Mg97Zn2Mm1 300 Mg17La2, Mg12Nd, CeMg12, Mg2Zn3 可能 68 比較例の材料はすべて脆いかあるいは硬度が低い材料で
あることがわかった。
あることがわかった。
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＭｇ合金
は高い強度と靭性を兼備し、かつ円柱材などのバルク材
料として提供されるから高い比強度が要求される部品に
好適に適用できるものである。
は高い強度と靭性を兼備し、かつ円柱材などのバルク材
料として提供されるから高い比強度が要求される部品に
好適に適用できるものである。
【図１】本発明のＺｎとＸ成分の範囲を示すグラフであ
る。
る。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年９月２７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】アトマイズされた粉末のうち粒径の小さい
ものはより急冷されており、析出粒子が小さく、また添
加元素の固溶量も大きい。そこで、得られた粉末を分級
し、２５μｍ以下の粉末を温度３００〜４００℃、加圧
力４００〜１０００ＭＰａ押出比１０：１で押出を行
い、直径６ｍｍ，長さ２７０ｍｍ，密度１００％の円柱
材を得た。なお粉末作製から押出までの段階で粉末が暴
露された雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧がともに１ｐｐ
ｍ以下の高清浄度雰囲気であった。
ものはより急冷されており、析出粒子が小さく、また添
加元素の固溶量も大きい。そこで、得られた粉末を分級
し、２５μｍ以下の粉末を温度３００〜４００℃、加圧
力４００〜１０００ＭＰａ押出比１０：１で押出を行
い、直径６ｍｍ，長さ２７０ｍｍ，密度１００％の円柱
材を得た。なお粉末作製から押出までの段階で粉末が暴
露された雰囲気は酸素分圧、水蒸気分圧がともに１ｐｐ
ｍ以下の高清浄度雰囲気であった。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】円柱材をＸ線回折したところ、表１に示す
金属間化合物がＭｇ相と共に観察された。またＭｇ母相
の平均粒径は約０．３μｍ，金属間化合物の平均粒径は
約５０ｎｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物
が分散していることがＴＥＭで観察された。
金属間化合物がＭｇ相と共に観察された。またＭｇ母相
の平均粒径は約０．３μｍ，金属間化合物の平均粒径は
約５０ｎｍであり、微細な母相中に微細な金属間化合物
が分散していることがＴＥＭで観察された。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000003207 トヨタ自動車株式会社 愛知県豊田市トヨタ町１番地 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号 (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 堀切 秀彦 東京都中央区八重洲１丁目９番９号 帝国 ピストンリング株式会社内 (72)発明者 加藤 晃 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、Ｘ
はＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュ
メタル）からなる群から選ばれる１種または２種以上の
元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１のＡ，
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で囲ま
れた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５
原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３
原子％で表される組成を有し、微結晶からなる母相にＭ
ｇ−Ｚｎ系及びＭｇ−Ｘ系金属間化合物が分散したこと
を特徴とする高強度マグネシウム合金。 - 【請求項２】 一般式でＭｇa Ｚｎb Ｘc （ただし、Ｘ
はＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ（ミッシュ
メタル）からなる群から選ばれる１種または２種以上の
元素、８７原子％≦ａ≦９８％，ｂ及びｃは図１のＡ，
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ点を結ぶ線上及びこれらの点で囲ま
れた範囲であり、かつ０≦Ｙ（イットリウム）≦４．５
原子％、０≦Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍ，Ｍｍ≦３
原子％で表される組成を有する合金溶湯を急冷凝固し、
その後該急冷凝固合金に４５０℃以下の温度で塑性加工
を施すことを特徴とする高強度マグネシウム合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05402693A JP3238516B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05402693A JP3238516B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH073375A true JPH073375A (ja) | 1995-01-06 |
| JP3238516B2 JP3238516B2 (ja) | 2001-12-17 |
Family
ID=12959080
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05402693A Expired - Lifetime JP3238516B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3238516B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0748647A (ja) * | 1993-08-04 | 1995-02-21 | Ykk Kk | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
| WO2002066696A1 (fr) * | 2001-01-26 | 2002-08-29 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Alliage de magnesium a haute resistance |
| WO2004085689A1 (ja) * | 2003-03-25 | 2004-10-07 | Yoshihito Kawamura | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 |
| EP1688509A1 (en) * | 2003-11-26 | 2006-08-09 | KAWAMURA, Yoshihito | High strength and high toughness magnesium alloy and method for production thereof |
| JP2008536005A (ja) * | 2005-03-08 | 2008-09-04 | ペ，ドン−ヒョン | ミッシュメタルが添加されたマグネシウム合金、ミッシュメタルが添加されたマグネシウム合金加工材の製造方法及びこれによって製造されるマグネシウム合金加工材 |
| WO2008117890A1 (ja) | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ｍｇ合金およびその製造方法 |
| US8308878B2 (en) | 2001-06-05 | 2012-11-13 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Magnesium-based alloy wire and method of its manufacture |
| US9943904B2 (en) | 2004-06-30 | 2018-04-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Producing method for magnesium alloy material |
-
1993
- 1993-03-15 JP JP05402693A patent/JP3238516B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0748647A (ja) * | 1993-08-04 | 1995-02-21 | Ykk Kk | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
| WO2002066696A1 (fr) * | 2001-01-26 | 2002-08-29 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Alliage de magnesium a haute resistance |
| JPWO2002066696A1 (ja) * | 2001-01-26 | 2004-06-24 | 株式会社東北テクノアーチ | 高強度マグネシウム合金 |
| JP5161414B2 (ja) * | 2001-01-26 | 2013-03-13 | 能人 河村 | 高強度マグネシウム合金 |
| US8308878B2 (en) | 2001-06-05 | 2012-11-13 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Magnesium-based alloy wire and method of its manufacture |
| WO2004085689A1 (ja) * | 2003-03-25 | 2004-10-07 | Yoshihito Kawamura | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 |
| EP1690954A4 (en) * | 2003-11-26 | 2008-07-09 | Yoshihito Kawamura | HIGH STRENGTH AND HIGH RESISTANCE MAGNESIUM ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| EP1688509A4 (en) * | 2003-11-26 | 2008-07-09 | Yoshihito Kawamura | HIGH STRENGTH AND HIGH SPEED MAGNESIUM ALLOYING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1690954A1 (en) * | 2003-11-26 | 2006-08-16 | KAWAMURA, Yoshihito | High strength and high toughness magnesium alloy and method for production thereof |
| EP1688509A1 (en) * | 2003-11-26 | 2006-08-09 | KAWAMURA, Yoshihito | High strength and high toughness magnesium alloy and method for production thereof |
| US9943904B2 (en) | 2004-06-30 | 2018-04-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Producing method for magnesium alloy material |
| JP2008536005A (ja) * | 2005-03-08 | 2008-09-04 | ペ，ドン−ヒョン | ミッシュメタルが添加されたマグネシウム合金、ミッシュメタルが添加されたマグネシウム合金加工材の製造方法及びこれによって製造されるマグネシウム合金加工材 |
| WO2008117890A1 (ja) | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ｍｇ合金およびその製造方法 |
| US8636853B2 (en) | 2007-03-26 | 2014-01-28 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Mg alloy and method of production of same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3238516B2 (ja) | 2001-12-17 |
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