JPS62287034A - 超塑性Mg−A1系共晶合金 - Google Patents
超塑性Mg−A1系共晶合金Info
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- JPS62287034A JPS62287034A JP12819286A JP12819286A JPS62287034A JP S62287034 A JPS62287034 A JP S62287034A JP 12819286 A JP12819286 A JP 12819286A JP 12819286 A JP12819286 A JP 12819286A JP S62287034 A JPS62287034 A JP S62287034A
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Landscapes
- Furnace Housings, Linings, Walls, And Ceilings (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
3、発明の詳細な説明
(産業上の利用分野)
本発明は、超塑性を有するMg−Al系共晶合金に関し
、特に本発明はSrを含有する10μm以下の微細な結
晶粒の共晶組織よりなる超塑性Mg−Al系共晶合金に
関するものである。
、特に本発明はSrを含有する10μm以下の微細な結
晶粒の共晶組織よりなる超塑性Mg−Al系共晶合金に
関するものである。
(従来の技術)
Mg−Aに元共晶合金が超塑性を有することはActa
Met 17 (1969)により開示されており、
Mg−Aに元共晶合金の熱間押出し材の伸びは試験温度
400℃、平均粒径り。−2,2μ、ひずみ速度; =
2 m1n−’の条件で最大2100%であり、また
ひずみ速度’e =20 m1n−’に増加させた場合
でも830%の伸びが得られ、この変形は拡散クリープ
と結晶粒界すべりにより生ずると記載されている。
Met 17 (1969)により開示されており、
Mg−Aに元共晶合金の熱間押出し材の伸びは試験温度
400℃、平均粒径り。−2,2μ、ひずみ速度; =
2 m1n−’の条件で最大2100%であり、また
ひずみ速度’e =20 m1n−’に増加させた場合
でも830%の伸びが得られ、この変形は拡散クリープ
と結晶粒界すべりにより生ずると記載されている。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明は、従来のMg−Aに元共晶合金が有する超塑性
をさらに向上させたMg−Al系合金を提供することを
目的とするものである。
をさらに向上させたMg−Al系合金を提供することを
目的とするものである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らはMg−Al共晶合金の有する超塑性をさら
に向上させるため、種々の研究を重ねた結果、Srを添
加、含有させたMg−Al系共晶合金が前記目的を達成
させることができることを新規に知見して、本発明を完
成した。すなわち本発明は、特許請求の範囲に記載の如
く、Al22〜33%。
に向上させるため、種々の研究を重ねた結果、Srを添
加、含有させたMg−Al系共晶合金が前記目的を達成
させることができることを新規に知見して、本発明を完
成した。すなわち本発明は、特許請求の範囲に記載の如
く、Al22〜33%。
Sr O,005〜0.30%、残部実質的にMgより
なり、10μm以下の微細な結晶粒の共晶組織よりなる
ことを特徴とする超塑性Mg−Al系共晶合金に関する
ものである。
なり、10μm以下の微細な結晶粒の共晶組織よりなる
ことを特徴とする超塑性Mg−Al系共晶合金に関する
ものである。
次に本発明の詳細な説明する。
第1図はMg−Al系状態図であって、共晶m織中では
AlzMlh化合物がMg固溶体のα相に比べ多くなっ
ており、しかもα相中にはアルミニウムが最大11.6
%、常温でも数%も固溶していることがわかる。
AlzMlh化合物がMg固溶体のα相に比べ多くなっ
ており、しかもα相中にはアルミニウムが最大11.6
%、常温でも数%も固溶していることがわかる。
ところで本発明者らは、共晶組織のMg −32,3%
AIを溶製し、湯温500℃で100℃に予熱した12
X120 X180 mの純銅製Book鋳型に鋳造し
た。
AIを溶製し、湯温500℃で100℃に予熱した12
X120 X180 mの純銅製Book鋳型に鋳造し
た。
しかし、得られた鋳塊は凝固後、数時間経過すると音を
たてて割れるという現象を生じた。この現象はMg−A
l共晶合金には組織中に脆い化合物が多量に存在するの
で鋳塊が急冷されることにより生じた鋳造ひずみおよび
急冷により過飽和に固溶された化合物がMg相中より析
出しようとするためのひずみに耐えられずある時間の経
過後に音をたてて割れることによると考えられる。
たてて割れるという現象を生じた。この現象はMg−A
l共晶合金には組織中に脆い化合物が多量に存在するの
で鋳塊が急冷されることにより生じた鋳造ひずみおよび
急冷により過飽和に固溶された化合物がMg相中より析
出しようとするためのひずみに耐えられずある時間の経
過後に音をたてて割れることによると考えられる。
本発明者らは、上記鋳造割れの対策として下記a)、b
)の手段について実験した。
)の手段について実験した。
a)鋳型温度を上昇させて鋳造する:
Mg−Al共晶合金の鋳造割れは純銅製鋳型のみに発生
し、組織観察用のシェル型では生じないことを本発明者
らは実験により知見したので、上記純銅製鋳型の予熱温
度を100〜400℃の間で100℃ずつ変化させて鋳
造試験を行った。その結果を下記第1表に示す。
し、組織観察用のシェル型では生じないことを本発明者
らは実験により知見したので、上記純銅製鋳型の予熱温
度を100〜400℃の間で100℃ずつ変化させて鋳
造試験を行った。その結果を下記第1表に示す。
第1表
〔注〕×:割れ発生 O:割れ発生せず上記第1表に
示す結果かられかるように鋳型温度200℃以上の場合
には割れは発生しない。
示す結果かられかるように鋳型温度200℃以上の場合
には割れは発生しない。
b)鋳造後熱処理を行う:
熱処理条件として加熱時間を4時間と一定にして温度を
200℃、250℃、350℃の3種類とし、凝固直後
の鋳塊の加熱実験を行った。その結果を第2表に示す。
200℃、250℃、350℃の3種類とし、凝固直後
の鋳塊の加熱実験を行った。その結果を第2表に示す。
第2表
〔注〕×:割れ発生 ○:割れ発生せず同表より25
0℃および350℃で4時間の熱処理を施すことによっ
て割れが防止されることがわかる。
0℃および350℃で4時間の熱処理を施すことによっ
て割れが防止されることがわかる。
上記a)、b)の手段により鋳塊の割れは防止すること
ができるが、鋳型予熱温度を上昇させることあるいは熱
処理を施すことによって組織が粗大化するという問題点
は依然として残る。
ができるが、鋳型予熱温度を上昇させることあるいは熱
処理を施すことによって組織が粗大化するという問題点
は依然として残る。
よって、本発明者らはMg−Aに元共晶合金に第3元素
としてSrを添加したところ、鋳造割れを組織の粗大化
なしに防止することのできること、ならびに優れた超塑
性を有する合金となることを新規に知見して本発明を完
成した。
としてSrを添加したところ、鋳造割れを組織の粗大化
なしに防止することのできること、ならびに優れた超塑
性を有する合金となることを新規に知見して本発明を完
成した。
本発明者らは、AI −20%Sr母合金を用いてMg
−Al合金にSrを0〜1.0%の範囲に添加し、鋳型
温度100℃、溶湯の鋳造温度500℃と一定にして鋳
塊を製造し、鋳塊の割れ発生状態を調査した。
−Al合金にSrを0〜1.0%の範囲に添加し、鋳型
温度100℃、溶湯の鋳造温度500℃と一定にして鋳
塊を製造し、鋳塊の割れ発生状態を調査した。
第3表 (%)
□□H
同表より、Srの添加により割れが防止できる添加量は
0.1〜0.3%Srの範囲であることがわかる。
0.1〜0.3%Srの範囲であることがわかる。
次にSrの添加による硬さ等の機械的性質の変化を調べ
た。その結果を第4表および第2図に示す。
た。その結果を第4表および第2図に示す。
第4表
同表ならびに第2図より、Srの増加に伴って硬度は増
加し、0.3〜1.0%Srのとき硬さはHv250と
なり、1.0%より多くSrを添加しても硬度の上昇は
みられず平衡状態になっていることがわかる。
加し、0.3〜1.0%Srのとき硬さはHv250と
なり、1.0%より多くSrを添加しても硬度の上昇は
みられず平衡状態になっていることがわかる。
次に本発明者らは純銅製鋳型を用いてMg−Al共晶合
金は鋳型予熱温度200℃で、一方、SrO,1%添加
したMg−Al共晶合金は鋳型予熱温度100℃で押出
し用鋳塊を溶製し、350φX5Qmmφの大きさのビ
レットとし、350℃、1時間および10時間の均質化
熱処理を施した。第3図(a)はMg−Al合金の鋳造
のままの、同図(blは350°C110時間熱処理後
の組織をそれぞれ示す顕微鏡写真であり、第4図(al
はMg−A1 O,1%Sr合金の鋳造のままの、同図
(b)は350℃、10時間熱処理後のMi織をそれぞ
れ示す顕微鏡写真である。第3および4図fa+からM
g−All共合合金よびこの合金に0.1%Srを添加
した合金の鋳造したままのものはそれぞれ典型的なラメ
ラ−組織を示している。なお、350℃、1時間の熱処
理ではその組織は鋳造のままのものに比し変化していな
かったが、同温度で10時間熱処理すると第3図(b)
、第4図(blに見られるように粒状化される。
金は鋳型予熱温度200℃で、一方、SrO,1%添加
したMg−Al共晶合金は鋳型予熱温度100℃で押出
し用鋳塊を溶製し、350φX5Qmmφの大きさのビ
レットとし、350℃、1時間および10時間の均質化
熱処理を施した。第3図(a)はMg−Al合金の鋳造
のままの、同図(blは350°C110時間熱処理後
の組織をそれぞれ示す顕微鏡写真であり、第4図(al
はMg−A1 O,1%Sr合金の鋳造のままの、同図
(b)は350℃、10時間熱処理後のMi織をそれぞ
れ示す顕微鏡写真である。第3および4図fa+からM
g−All共合合金よびこの合金に0.1%Srを添加
した合金の鋳造したままのものはそれぞれ典型的なラメ
ラ−組織を示している。なお、350℃、1時間の熱処
理ではその組織は鋳造のままのものに比し変化していな
かったが、同温度で10時間熱処理すると第3図(b)
、第4図(blに見られるように粒状化される。
次に全試料を350℃、10時間の加熱後300’C。
350°Cの温度でそれぞれ熱間押出しを行った。この
結果、Mg−Aに元共品合金については300“Cで押
出し可能であったが、Mg−Ah O,1%Sr合金で
は押出しすることはできなかった。この理由は第2図に
示すようにSr添加により硬さが二元合金よりHvlO
程度高くなっているためと考えられる。
結果、Mg−Aに元共品合金については300“Cで押
出し可能であったが、Mg−Ah O,1%Sr合金で
は押出しすることはできなかった。この理由は第2図に
示すようにSr添加により硬さが二元合金よりHvlO
程度高くなっているためと考えられる。
次に押出し加工温度を350℃とするとSr添加合金は
押出しが可能となったが、一方、二元合金にあってはく
びれが発生して試験片の採取ができなくなった。このく
びれは六方格子特有の現象と言われており、本発明者ら
は350℃の加工温度における加工速度(ラム速度)が
遅すぎるのではないかと考えられた。
押出しが可能となったが、一方、二元合金にあってはく
びれが発生して試験片の採取ができなくなった。このく
びれは六方格子特有の現象と言われており、本発明者ら
は350℃の加工温度における加工速度(ラム速度)が
遅すぎるのではないかと考えられた。
上記実験結果より、次の実験として押出し温度を、二元
合金については300℃、Sr添加合金については35
0℃として押出しを行った。第5図(a)。
合金については300℃、Sr添加合金については35
0℃として押出しを行った。第5図(a)。
fblは二元合金およびSr添加合金を上記それぞれの
温度で押出した後の金属組織の顕微鏡写真であり、両合
金とも鋳造組織がなくなり、共晶中の第2相が分断し粒
状化していることがわかる。
温度で押出した後の金属組織の顕微鏡写真であり、両合
金とも鋳造組織がなくなり、共晶中の第2相が分断し粒
状化していることがわかる。
次に前記押出し材をそれぞれ押出しのままおよび350
℃で所定の時間熱処理を行った場合の第2相粒径と熱処
理時間との関係を調べ、その結果を第6図に示す。同図
より押出しのままでは二元合金、Sr添加合金ともに化
合物粒径に差はなく、また両合金とも粒径は加熱時間と
ともに徐々に大きくなっており、5時間加熱後には押出
しのままの両合金の粒径の約2倍となり、また両合金と
もに各熱処理時間での粒径にあまり大きな差異はないこ
とがわかる。このことよりSr添加は粒径の粗大化に影
響はないことがわかった。
℃で所定の時間熱処理を行った場合の第2相粒径と熱処
理時間との関係を調べ、その結果を第6図に示す。同図
より押出しのままでは二元合金、Sr添加合金ともに化
合物粒径に差はなく、また両合金とも粒径は加熱時間と
ともに徐々に大きくなっており、5時間加熱後には押出
しのままの両合金の粒径の約2倍となり、また両合金と
もに各熱処理時間での粒径にあまり大きな差異はないこ
とがわかる。このことよりSr添加は粒径の粗大化に影
響はないことがわかった。
次に上記押出し材から引張試験片を採取するため切削加
工したが、この切削加工は極めて困難であり、実際に得
られた試験片は二元合金では1本、Sr添加合金では3
本であった。このことから、Sr添加合金の方が二元合
金に比べて多少加工性が良好であったと考えられる。
工したが、この切削加工は極めて困難であり、実際に得
られた試験片は二元合金では1本、Sr添加合金では3
本であった。このことから、Sr添加合金の方が二元合
金に比べて多少加工性が良好であったと考えられる。
上記それぞれ得られた試験片について熱間引張試験を行
った。試験条件として試験温度を400℃と一定にし、
ひずみ速度を二元合金については; =0.33 m1
n−’、 Sr添加合金にあっては 2−0.07 m
1n−’ 、 0.33 m1n−’ 、 0.6
7 m1n−’の3種とした。また何れの試験片も押出
し後、熱処理せずに引張試験を行った。それらの結果を
第5表に示す。
った。試験条件として試験温度を400℃と一定にし、
ひずみ速度を二元合金については; =0.33 m1
n−’、 Sr添加合金にあっては 2−0.07 m
1n−’ 、 0.33 m1n−’ 、 0.6
7 m1n−’の3種とした。また何れの試験片も押出
し後、熱処理せずに引張試験を行った。それらの結果を
第5表に示す。
第5表 熱間引張試験結果
同表より二元合金、Sr添加合金を同一速度で引張った
場合を比較すると、Sr添加合金が大きな伸びを示すこ
とがわかった。
場合を比較すると、Sr添加合金が大きな伸びを示すこ
とがわかった。
(発明の効果)
以上説明したことかられかるように、本発明の合金はM
g−Aに元共晶合金に比し優れた超塑性を有し、Mg−
Al合金の超塑性応用分野の拡大が期待される。
g−Aに元共晶合金に比し優れた超塑性を有し、Mg−
Al合金の超塑性応用分野の拡大が期待される。
第1図はMg−Aに元合金の部分状態図、第2図はMg
−Aに元合金にSrを添加したときのSr添加量と硬さ
Hvとの関係を示す図、第3図+8)はMg−Al合金
の鋳造したままの、また同図(blは同上合金を350
℃、10時間熱処理した後のそれぞれの金属組織の顕微
鏡写真、第4図(a)はMg−Al−0,1%Sr合金
の鋳造のままの、同図011)は350℃、10時間熱
処理した後のそれぞれの金属組織の顕微鏡写真、 第5図ta>はMg−Al二元合金を300℃で、同図
(b)はMg−Al−3r合金を350℃でそれぞれ押
出した後の金属組織の顕微鏡写真、 第6図はMg−Al合金、Mg−Al−3r合金の押出
し材の押出しのままおよび350℃で所定の時間熱処理
した場合の第2相粒径と熱処理時間との関係を示す図で
ある。
−Aに元合金にSrを添加したときのSr添加量と硬さ
Hvとの関係を示す図、第3図+8)はMg−Al合金
の鋳造したままの、また同図(blは同上合金を350
℃、10時間熱処理した後のそれぞれの金属組織の顕微
鏡写真、第4図(a)はMg−Al−0,1%Sr合金
の鋳造のままの、同図011)は350℃、10時間熱
処理した後のそれぞれの金属組織の顕微鏡写真、 第5図ta>はMg−Al二元合金を300℃で、同図
(b)はMg−Al−3r合金を350℃でそれぞれ押
出した後の金属組織の顕微鏡写真、 第6図はMg−Al合金、Mg−Al−3r合金の押出
し材の押出しのままおよび350℃で所定の時間熱処理
した場合の第2相粒径と熱処理時間との関係を示す図で
ある。
Claims (1)
- 1、Al22〜33%、Sr0.005〜0.30%、
残部実質的にMgよりなり10μm以下の微細な結晶粒
の共晶組織よりなることを特徴とする超塑性Mg−Al
系共晶合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12819286A JPS62287034A (ja) | 1986-06-04 | 1986-06-04 | 超塑性Mg−A1系共晶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12819286A JPS62287034A (ja) | 1986-06-04 | 1986-06-04 | 超塑性Mg−A1系共晶合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62287034A true JPS62287034A (ja) | 1987-12-12 |
Family
ID=14978727
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12819286A Pending JPS62287034A (ja) | 1986-06-04 | 1986-06-04 | 超塑性Mg−A1系共晶合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62287034A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04231435A (ja) * | 1990-06-01 | 1992-08-20 | Pechiney Electrometall | 機械的強度の高いストロンチウム含有マグネシウム合金及び急速凝固によるその製造方法 |
JPH06279890A (ja) * | 1993-03-26 | 1994-10-04 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | マグネシウム合金鋳物の製造方法 |
WO2000060133A1 (de) * | 1999-04-03 | 2000-10-12 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Verfahren zum herstellen einer magnesiumlegierung durch strangpressen und verwendung der stranggepressten halbzeuge und bauteile |
JP2007002318A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-01-11 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | 粒界析出型マグネシウム合金屑からの超塑性マグネシウム合金製造方法 |
-
1986
- 1986-06-04 JP JP12819286A patent/JPS62287034A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04231435A (ja) * | 1990-06-01 | 1992-08-20 | Pechiney Electrometall | 機械的強度の高いストロンチウム含有マグネシウム合金及び急速凝固によるその製造方法 |
JPH06279890A (ja) * | 1993-03-26 | 1994-10-04 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | マグネシウム合金鋳物の製造方法 |
WO2000060133A1 (de) * | 1999-04-03 | 2000-10-12 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Verfahren zum herstellen einer magnesiumlegierung durch strangpressen und verwendung der stranggepressten halbzeuge und bauteile |
JP2007002318A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-01-11 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | 粒界析出型マグネシウム合金屑からの超塑性マグネシウム合金製造方法 |
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