JPWO2004085689A1 - 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2004085689A1 JPWO2004085689A1 JP2005504105A JP2005504105A JPWO2004085689A1 JP WO2004085689 A1 JPWO2004085689 A1 JP WO2004085689A1 JP 2005504105 A JP2005504105 A JP 2005504105A JP 2005504105 A JP2005504105 A JP 2005504105A JP WO2004085689 A1 JPWO2004085689 A1 JP WO2004085689A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atom
- strength
- total
- magnesium alloy
- group
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Images
Classifications
-
- 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
- C22C23/04—Alloys based on magnesium with zinc or cadmium as the next major constituent
-
- 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
- C22C23/06—Alloys based on magnesium with a rare earth metal as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
- Forging (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Abstract
本発明はマグネシウム合金の拡大した用途に対して強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法を提供するものである。この高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、前記急冷凝固物は、セル内又は結晶粒内に粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。 （１）０．２≦ａ≦３．０ （２）０．３≦ｂ≦１．８ （３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
Description
本発明は、高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法に関し、より詳細には特定の希土類元素を特定割合で含有することにより高強度高靭性を達成した高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法に関する。
マグネシウム合金は、そのリサイクル性とあいまって、携帯電話やノート型パソコンの筐体あるいは自動車用部品として急速に普及し始めている。
これらの用途に使用するためにはマグネシウム合金に高強度と高靭性が要求される。高強度高靭性マグネシウム合金の製造のために従来から材料面及び製法面から種々検討されている。
製法面では、ナノ結晶化の促進のために、急冷凝固粉末冶金（ＲＳ−Ｐ／Ｍ）法が開発され、鋳造材の約２倍の４００ＭＰａ程度の強度のマグネシウム合金が得られるようになった。
マグネシウム合金として、Ｍｇ−Ａｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の成分系の合金が知られている。これらの組成を有するマグネシウム合金を前記ＲＳ−Ｐ／Ｍ法で製造すると鋳造法で製造する場合より高強度にはなるが依然として強度が不十分であったり、強度が十分でも靭性（延性）が不十分で、高強度及び高靭性を要求される用途には使用し難いという欠点があった。
これらの高強度及び高靭性を有するマグネシウム合金として、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ（希土類元素）系合金が提案されている（例えば特許３２３８５１６号公報、特許２８０７３７４号公報、特開２００２−２５６３７０号公報）。
これらの用途に使用するためにはマグネシウム合金に高強度と高靭性が要求される。高強度高靭性マグネシウム合金の製造のために従来から材料面及び製法面から種々検討されている。
製法面では、ナノ結晶化の促進のために、急冷凝固粉末冶金（ＲＳ−Ｐ／Ｍ）法が開発され、鋳造材の約２倍の４００ＭＰａ程度の強度のマグネシウム合金が得られるようになった。
マグネシウム合金として、Ｍｇ−Ａｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の成分系の合金が知られている。これらの組成を有するマグネシウム合金を前記ＲＳ−Ｐ／Ｍ法で製造すると鋳造法で製造する場合より高強度にはなるが依然として強度が不十分であったり、強度が十分でも靭性（延性）が不十分で、高強度及び高靭性を要求される用途には使用し難いという欠点があった。
これらの高強度及び高靭性を有するマグネシウム合金として、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ（希土類元素）系合金が提案されている（例えば特許３２３８５１６号公報、特許２８０７３７４号公報、特開２００２−２５６３７０号公報）。
しかしながら、従来のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金では、例えばアモルファス状の合金材料を熱処理し、微細結晶化して高強度のマグネシウム合金を得ている。そして前記アモルファス状の合金材料を得るためには相当量の亜鉛と希土類元素が必要であるという先入観があり、亜鉛と希土類元素を比較的多量に含有するマグネシウム合金が使用されている。
例えば特許３２３８５１６号公報に記載されたマグネシウム合金は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であって、希土類元素としてＹ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＭｍ（ミッシュメタル）が使用され、希土類元素の含有量の最小値は図１に示す通り、１．０〜２．０原子％である。そして実施例及び比較例で実際に使用されている希土類元素はＭｍだけでその最小値は表２及び３に示された通り１原子％であり、そのときの亜鉛含有量は２〜１０原子％である。
また特許２８０７３７４号公報にも同様にＭｇ−Ｚｎ（又はＮｉ、Ｃｕ）−ＲＥ系合金が開示され、希土類元素の含有量は１〜２０原子％に限定されている。実施例で実際に使用されている希土類元素は特許２８０７３７４号公報でもＭｍだけでその最小値は実施例７と実施例１３における１原子％であり、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系に限定すれば実施例７における１原子％のみである。この実施例７のマグネシウム合金の亜鉛含有量は５原子％であり、マグネシウム以外の合金成分の総計は６原子％となっている。
特許３２３８５１６号公報及び特許２８０７３７４号公報では、高強度及び高靭性が得られたと記載されているが、実際に強度及び靭性ともに実用に供するレベルに達している合金は殆ど無い。更に現在ではマグネシウム合金の用途が拡大して、従来の強度及び靭性では不十分で、より以上の強度及び靭性を有するマグネシウム合金が要請されている。
更に特開２００２−２５６３７０号公報には、希土類元素を０．５原子％以上５原子％以下、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を０．２原子％以上４原子％以下それぞれ含有し、更に結晶中に長周期六方構造を有するマグネシウム合金が開示されている。この特開２００２−２５６３７０号公報における希土類元素の組成範囲は０．５原子％以上５原子％以下に設定されているが、実施例１〜６では希土類元素は２原子％に固定され、他の組成範囲での有用性は立証されていない。更に希土類元素含有量の下限値が０．５原子％である理由は、「含有量が０．５原子％未満であると、本発明の長周期六方構造を得ることができず強度が低下し実用に供せない」からであると明示され、特開２００２−２５６３７０号公報における希土類元素含有範囲は、長周期六方構造を採るマグネシウム合金固有のものであり、更に比較的幅広い希土類元素含有範囲の１点でのみデータが提供されているに過ぎない。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、マグネシウム合金の拡大した用途に対して強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するため、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たすものである。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
尚、Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存する。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たすものである。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
上記それぞれの本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金では、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組識を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
上記それぞれの本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金では、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である。
また、亜鉛の含有量を３．０原子％以下とする理由は、３．０原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向にあるからである。また、希土類元素の含有量を１．８原子％以下とする理由は、１．８原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向にあるからである。
また、亜鉛の含有量を０．２原子％以上とする理由は、０．２原子％未満であると、強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になるからである。また、希土類元素の含有量を０．３原子％以上とする理由は、０．３原子％未満であると、強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になるからである。
強度及び靭性の増大、特に靭性の増大は希土類元素が０．５〜１．５原子％において顕著である。また、亜鉛の場合、強度及び靭性の増大は０．５〜２．０原子％において顕著になる。亜鉛含有量が０．５原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向にあるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及び高靭性を示す。
また、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有させることにより、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）及び鍛造のいずれかであることが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、希土類元素がＬａ又はＣｅであることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が３．５×１０４Ｋ／秒以上であることが好ましい。前記冷却速度を３．５×１０４Ｋ／秒未満とするとマグネシウム合金の靭性が低下するためである。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が７×１０４Ｋ／秒以上であることがより好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記金属間化合物、例えば前記球状化合物がＭｇ−Ｚｎ−希土類元素系の析出物であることが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記セルの境界又は結晶粒界に厚さ１００ｎｍ以下の偏析層があることも可能である。このようにセルの境界又は結晶粒界に偏析する偏析物の厚さを１００ｎｍ以下とする理由は、１００ｎｍ超のような厚い偏析物がセルの境界又は結晶粒界に偏析すると脆くなり、高靭性が得られないからである。
尚、前記偏析層にはＭｇ、Ｚｎ及び希土類元素系が存在することが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記金属間化合物（例えば球状化合物）と偏析層との合計の体積分率が３．６％以上１７％以下であることが好ましい。
また、前述した本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、希土類元素の総合計含有量が１．８原子％以下であることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記セル又は前記結晶粒の幅が５００ｎｍ以下であることも可能である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物に塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備することも可能である。塑性加工を加えることで剪断力を加え、急冷凝固粉体等の間に金属結合をもたらし、緻密化した塑性加工物を作る。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物を予備成形して予備成形物を作る工程、及び、該予備成形物を塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備することも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物を塑性加工による固化成形する工程と、前記固化成形された急冷凝固物に塑性加工を行う工程をさらに具備することも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記塑性加工物を作る工程の後に、前記塑性加工物を二次塑性加工する工程をさらに具備することも可能である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記予備成形は、圧縮体成形又はキャンニングであることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ及び鍛造のうちの少なくとも一つであることも可能である。
例えば特許３２３８５１６号公報に記載されたマグネシウム合金は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であって、希土類元素としてＹ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＭｍ（ミッシュメタル）が使用され、希土類元素の含有量の最小値は図１に示す通り、１．０〜２．０原子％である。そして実施例及び比較例で実際に使用されている希土類元素はＭｍだけでその最小値は表２及び３に示された通り１原子％であり、そのときの亜鉛含有量は２〜１０原子％である。
また特許２８０７３７４号公報にも同様にＭｇ−Ｚｎ（又はＮｉ、Ｃｕ）−ＲＥ系合金が開示され、希土類元素の含有量は１〜２０原子％に限定されている。実施例で実際に使用されている希土類元素は特許２８０７３７４号公報でもＭｍだけでその最小値は実施例７と実施例１３における１原子％であり、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系に限定すれば実施例７における１原子％のみである。この実施例７のマグネシウム合金の亜鉛含有量は５原子％であり、マグネシウム以外の合金成分の総計は６原子％となっている。
特許３２３８５１６号公報及び特許２８０７３７４号公報では、高強度及び高靭性が得られたと記載されているが、実際に強度及び靭性ともに実用に供するレベルに達している合金は殆ど無い。更に現在ではマグネシウム合金の用途が拡大して、従来の強度及び靭性では不十分で、より以上の強度及び靭性を有するマグネシウム合金が要請されている。
更に特開２００２−２５６３７０号公報には、希土類元素を０．５原子％以上５原子％以下、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を０．２原子％以上４原子％以下それぞれ含有し、更に結晶中に長周期六方構造を有するマグネシウム合金が開示されている。この特開２００２−２５６３７０号公報における希土類元素の組成範囲は０．５原子％以上５原子％以下に設定されているが、実施例１〜６では希土類元素は２原子％に固定され、他の組成範囲での有用性は立証されていない。更に希土類元素含有量の下限値が０．５原子％である理由は、「含有量が０．５原子％未満であると、本発明の長周期六方構造を得ることができず強度が低下し実用に供せない」からであると明示され、特開２００２−２５６３７０号公報における希土類元素含有範囲は、長周期六方構造を採るマグネシウム合金固有のものであり、更に比較的幅広い希土類元素含有範囲の１点でのみデータが提供されているに過ぎない。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、マグネシウム合金の拡大した用途に対して強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するため、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たすものである。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
尚、Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存する。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たすものである。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
上記それぞれの本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金では、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組識を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
上記それぞれの本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金では、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である。
また、亜鉛の含有量を３．０原子％以下とする理由は、３．０原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向にあるからである。また、希土類元素の含有量を１．８原子％以下とする理由は、１．８原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向にあるからである。
また、亜鉛の含有量を０．２原子％以上とする理由は、０．２原子％未満であると、強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になるからである。また、希土類元素の含有量を０．３原子％以上とする理由は、０．３原子％未満であると、強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になるからである。
強度及び靭性の増大、特に靭性の増大は希土類元素が０．５〜１．５原子％において顕著である。また、亜鉛の場合、強度及び靭性の増大は０．５〜２．０原子％において顕著になる。亜鉛含有量が０．５原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向にあるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及び高靭性を示す。
また、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有させることにより、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、セル内又は結晶粒内に粒径１００ｎｍ以下の金属間化合物が析出している。より詳細には粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）及び鍛造のいずれかであることが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、希土類元素がＬａ又はＣｅであることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が３．５×１０４Ｋ／秒以上であることが好ましい。前記冷却速度を３．５×１０４Ｋ／秒未満とするとマグネシウム合金の靭性が低下するためである。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が７×１０４Ｋ／秒以上であることがより好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記金属間化合物、例えば前記球状化合物がＭｇ−Ｚｎ−希土類元素系の析出物であることが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記セルの境界又は結晶粒界に厚さ１００ｎｍ以下の偏析層があることも可能である。このようにセルの境界又は結晶粒界に偏析する偏析物の厚さを１００ｎｍ以下とする理由は、１００ｎｍ超のような厚い偏析物がセルの境界又は結晶粒界に偏析すると脆くなり、高靭性が得られないからである。
尚、前記偏析層にはＭｇ、Ｚｎ及び希土類元素系が存在することが好ましい。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記金属間化合物（例えば球状化合物）と偏析層との合計の体積分率が３．６％以上１７％以下であることが好ましい。
また、前述した本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、希土類元素の総合計含有量が１．８原子％以下であることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金においては、前記セル又は前記結晶粒の幅が５００ｎｍ以下であることも可能である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物に塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備することも可能である。塑性加工を加えることで剪断力を加え、急冷凝固粉体等の間に金属結合をもたらし、緻密化した塑性加工物を作る。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物を予備成形して予備成形物を作る工程、及び、該予備成形物を塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備することも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物を塑性加工による固化成形する工程と、前記固化成形された急冷凝固物に塑性加工を行う工程をさらに具備することも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法においては、前記塑性加工物を作る工程の後に、前記塑性加工物を二次塑性加工する工程をさらに具備することも可能である。
本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記予備成形は、圧縮体成形又はキャンニングであることも可能である。
また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ及び鍛造のうちの少なくとも一つであることも可能である。
図１は、実施例１〜１８と比較例１〜１１の各マグネシウム合金のビッカース硬度と延性評価の結果を示すグラフである。
図２は、実施例２，３，５，６，８，９と比較例２〜７において、５７３Ｋでアニーリングを行った場合の体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を示すグラフである。
図３は、実施例２，３，５，６，８，９と比較例２〜７において、６７３Ｋでアニーリングを行った場合の体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を示すグラフである。
図４は、図１のグラフに等硬度線を描いた図である。
図５は、急冷時の冷却速度とビッカース硬度及び延性の関係を示すグラフである。
図６Ａは、図５に示す参照符号１の試験片の結晶組織を示す写真であり、図６Ｂは、図５に示す参照符号２の試験片の結晶組織を示す写真である。
図７は、図５に示す参照符号３の試験片の結晶組織を示す写真である。
図８は、Ｌａを２．０原子％含有する溶湯から液体急冷法により試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図９は、Ｌａを１．５原子％含有する溶湯から液体急冷法により試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図１０は、実施例１９〜２４と比較例１２〜１９の各マグネシウム合金のビッカース硬度と延性評価の結果を示すグラフである。
図１１は、実施例２５〜２８と比較例２０〜２４の各マグネシウム合金のビッカース硬度と延性評価の結果を示すグラフである。
図２は、実施例２，３，５，６，８，９と比較例２〜７において、５７３Ｋでアニーリングを行った場合の体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を示すグラフである。
図３は、実施例２，３，５，６，８，９と比較例２〜７において、６７３Ｋでアニーリングを行った場合の体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を示すグラフである。
図４は、図１のグラフに等硬度線を描いた図である。
図５は、急冷時の冷却速度とビッカース硬度及び延性の関係を示すグラフである。
図６Ａは、図５に示す参照符号１の試験片の結晶組織を示す写真であり、図６Ｂは、図５に示す参照符号２の試験片の結晶組織を示す写真である。
図７は、図５に示す参照符号３の試験片の結晶組織を示す写真である。
図８は、Ｌａを２．０原子％含有する溶湯から液体急冷法により試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図９は、Ｌａを１．５原子％含有する溶湯から液体急冷法により試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図１０は、実施例１９〜２４と比較例１２〜１９の各マグネシウム合金のビッカース硬度と延性評価の結果を示すグラフである。
図１１は、実施例２５〜２８と比較例２０〜２４の各マグネシウム合金のビッカース硬度と延性評価の結果を示すグラフである。
本発明者は、基本に立ち返り、２元マグネシウム合金から始めて合金の強度及び靭性を検討し、更にその検討を多元マグネシウム合金まで拡大した。その結果、強度及び靭性とも高いレベルで有するマグネシウム合金は、後述するＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ（希土類元素）系の合金であって希土類元素がＬａ、Ｃｅ又はＭｍであるマグネシウム合金であり、更に従来技術とは異なり亜鉛の含有量が３．０原子％以下、希土類元素の含有量が１．８原子％以下という低含有量において、従来にない高強度及び高靭性が得られることを見出し、本発明に到達したものである。
（実施の形態１）
本発明の実施の形態１によるマグネシウム合金は、基本的にＭｇ、Ｚｎ及び希土類元素から成る３元又は４元以上の合金であり、希土類元素は、Ｃｅ、Ｌａ及びＭｍからなる群から選択される１又は２以上の元素である。尚、Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存するものである。
亜鉛の含有量をａ原子％とし、希土類元素の含有量をｂ原子％とすると、下記式（１）〜（３）を満たすことが好ましい。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
次に、本発明のマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、上記のマグネシウム合金を高温溶融して合金溶湯を作製し、この溶湯を３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度、より好ましくは７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させ、得られる粉末、薄片、薄帯又は細線などを予備成形し、その後、その成形物を塑性加工する。前記予備成形は、粉末、薄片、薄帯又は細線を圧縮することによるビレット成形の工程を経ても良いし、キャンニングなどでも良い。前記予備成形は、塑性加工をしやすくするためのものであり、粉体などを固めて塑性加工時の酸化を防いだり、ハンドリングをしやすくするなどの効果がある。
また、前記塑性加工は、押出し加工を用いることも可能であり、例えば押出し温度２５０〜５００℃、押出し圧力２００〜１０００ＭＰａ、押出し比５〜１００の条件で行うことが好ましい。急冷凝固には、ガン法、ピストン・アンビル法、遠心法、単ロール法、双ロール法、あるいはスプレー法、高圧ガス噴霧法、回転液中紡糸法、薄板溶湯射出成形法などがあり、単ロール法、双ロール法又は高圧ガス噴霧法が特に適している。
このようにして製造されるマグネシウム合金は、通常のｈｃｐ構造を採り、長周期六方構造とはならない。また該マグネシウム合金のセル又は結晶粒は棒状となり、セル又は結晶粒の幅は５００ｎｍ以下となる。
前記固化成形によって得られた成形物におけるセルの境界又は結晶粒界には厚さ１００ｎｍ以下の偏析層があり、前記成形物におけるセル内又は結晶粒内には粒径数十ｎｍ以下、例えば５０ｎｍ以下の微細な球状化合物がほぼ均一に析出する。前記成形物の結晶組織は前記球状化合物を有するラス状組織を主とした組織である。セルの境界又は結晶粒界での偏析層を１００ｎｍ以下に抑え、セル内又は結晶粒内に化合物、例えば球状化合物を均一に析出させることにより、高強度及び高靭性のマグネシウム合金が得られるものと考えられる。
上記のようにして得られるマグネシウム合金は高強度及び高靭性を有し、強度及び靭性のそれぞれ単独の性能が本発明のマグネシウム合金より優るマグネシウム合金があるとしても、強度及び靭性の両性能において本発明のマグネシウム合金を上回るマグネシウム合金は、従来には存在しない。特に近年のマグネシウム合金には高強度及び高靭性の両者が要求されるが、本発明のマグネシウム合金は正にこの要求に応えるものである。
更に本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金では、マグネシウム及び亜鉛とも安価な金属であり、Ｌａ及びＣｅも希土類元素の中では利用価値の小さい安価な金属であり、また、ミッシュメタルもＬａ及びＣｅ以外の高価な希土類元素を除去した後の安価な合金として得られる。従って、本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金は高性能を有するにもかかわらず安価な材料で製造できるため、極めて好都合である。
また、本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金では、亜鉛及び希土類元素の含有量が低いため、比重が小さいＭｇの特性を十分に得られるものである。
（実施の形態２）
本発明の実施の形態２によるマグネシウム合金としては、前述した範囲の含有量を有する亜鉛と希土類元素以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の他の元素を含有しても良い。
すなわち、本発明のマグネシウム合金は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系以外にＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ−Ｍｅ系（ＭｅはＳｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素）も含む。このＭｅの含有量は０原子％超１．８原子％以下とする。これらの元素を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。
尚、本実施の形態によるマグネシウム合金の製造方法は実施の形態１の製造方法と同様である。
（実施の形態３）
本発明の実施の形態３によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。
実施の形態１又は２の組成からなるマグネシウム合金を、実施の形態１と同様の製造方法によって急冷凝固させ、固化成形させて成形物を得る。
次いで、前記成形物に第１の塑性加工を行って第１の塑性加工物（一次加工物）を作製する。第１の塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ、鍛造などの加工を意味する。
この後、前記第１の塑性加工物に第２の塑性加工を行って第２の塑性加工物（二次加工物）を作製する。第２の塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ、鍛造、引き抜き、曲げなどの加工を意味する。第２の塑性加工によってパソコンの筐体などの製品や部品が製造される。尚、本実施の形態では、第１の塑性加工を行った後に第２の塑性加工を行って製品や部品を製造しているが、２段階の塑性加工を行うことなく、１回の塑性加工によって製品や部品を製造することも可能である。
前記急冷凝固させた急冷凝固物、前記固化成形させた成形物、前記第１及び第２の塑性加工物にはＭｇ−Ｚｎ−希土類元素系の金属間化合物、例えば球状化合物が析出しており、これらは高強度及び高靭性のマグネシウム合金となっている。
上記実施の形態１〜３によれば、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である
（実施の形態１）
本発明の実施の形態１によるマグネシウム合金は、基本的にＭｇ、Ｚｎ及び希土類元素から成る３元又は４元以上の合金であり、希土類元素は、Ｃｅ、Ｌａ及びＭｍからなる群から選択される１又は２以上の元素である。尚、Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存するものである。
亜鉛の含有量をａ原子％とし、希土類元素の含有量をｂ原子％とすると、下記式（１）〜（３）を満たすことが好ましい。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５
上記式（３）に代えて下記式（４）を用いることがより好ましい。つまり、前記ａとｂは上記式（１）、（２）及び下記式（４）を満たすことがより好ましい。
（４）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０
次に、本発明のマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、上記のマグネシウム合金を高温溶融して合金溶湯を作製し、この溶湯を３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度、より好ましくは７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させ、得られる粉末、薄片、薄帯又は細線などを予備成形し、その後、その成形物を塑性加工する。前記予備成形は、粉末、薄片、薄帯又は細線を圧縮することによるビレット成形の工程を経ても良いし、キャンニングなどでも良い。前記予備成形は、塑性加工をしやすくするためのものであり、粉体などを固めて塑性加工時の酸化を防いだり、ハンドリングをしやすくするなどの効果がある。
また、前記塑性加工は、押出し加工を用いることも可能であり、例えば押出し温度２５０〜５００℃、押出し圧力２００〜１０００ＭＰａ、押出し比５〜１００の条件で行うことが好ましい。急冷凝固には、ガン法、ピストン・アンビル法、遠心法、単ロール法、双ロール法、あるいはスプレー法、高圧ガス噴霧法、回転液中紡糸法、薄板溶湯射出成形法などがあり、単ロール法、双ロール法又は高圧ガス噴霧法が特に適している。
このようにして製造されるマグネシウム合金は、通常のｈｃｐ構造を採り、長周期六方構造とはならない。また該マグネシウム合金のセル又は結晶粒は棒状となり、セル又は結晶粒の幅は５００ｎｍ以下となる。
前記固化成形によって得られた成形物におけるセルの境界又は結晶粒界には厚さ１００ｎｍ以下の偏析層があり、前記成形物におけるセル内又は結晶粒内には粒径数十ｎｍ以下、例えば５０ｎｍ以下の微細な球状化合物がほぼ均一に析出する。前記成形物の結晶組織は前記球状化合物を有するラス状組織を主とした組織である。セルの境界又は結晶粒界での偏析層を１００ｎｍ以下に抑え、セル内又は結晶粒内に化合物、例えば球状化合物を均一に析出させることにより、高強度及び高靭性のマグネシウム合金が得られるものと考えられる。
上記のようにして得られるマグネシウム合金は高強度及び高靭性を有し、強度及び靭性のそれぞれ単独の性能が本発明のマグネシウム合金より優るマグネシウム合金があるとしても、強度及び靭性の両性能において本発明のマグネシウム合金を上回るマグネシウム合金は、従来には存在しない。特に近年のマグネシウム合金には高強度及び高靭性の両者が要求されるが、本発明のマグネシウム合金は正にこの要求に応えるものである。
更に本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金では、マグネシウム及び亜鉛とも安価な金属であり、Ｌａ及びＣｅも希土類元素の中では利用価値の小さい安価な金属であり、また、ミッシュメタルもＬａ及びＣｅ以外の高価な希土類元素を除去した後の安価な合金として得られる。従って、本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金は高性能を有するにもかかわらず安価な材料で製造できるため、極めて好都合である。
また、本発明のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系マグネシウム合金では、亜鉛及び希土類元素の含有量が低いため、比重が小さいＭｇの特性を十分に得られるものである。
（実施の形態２）
本発明の実施の形態２によるマグネシウム合金としては、前述した範囲の含有量を有する亜鉛と希土類元素以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の他の元素を含有しても良い。
すなわち、本発明のマグネシウム合金は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系以外にＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ−Ｍｅ系（ＭｅはＳｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素）も含む。このＭｅの含有量は０原子％超１．８原子％以下とする。これらの元素を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。
尚、本実施の形態によるマグネシウム合金の製造方法は実施の形態１の製造方法と同様である。
（実施の形態３）
本発明の実施の形態３によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。
実施の形態１又は２の組成からなるマグネシウム合金を、実施の形態１と同様の製造方法によって急冷凝固させ、固化成形させて成形物を得る。
次いで、前記成形物に第１の塑性加工を行って第１の塑性加工物（一次加工物）を作製する。第１の塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ、鍛造などの加工を意味する。
この後、前記第１の塑性加工物に第２の塑性加工を行って第２の塑性加工物（二次加工物）を作製する。第２の塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ、鍛造、引き抜き、曲げなどの加工を意味する。第２の塑性加工によってパソコンの筐体などの製品や部品が製造される。尚、本実施の形態では、第１の塑性加工を行った後に第２の塑性加工を行って製品や部品を製造しているが、２段階の塑性加工を行うことなく、１回の塑性加工によって製品や部品を製造することも可能である。
前記急冷凝固させた急冷凝固物、前記固化成形させた成形物、前記第１及び第２の塑性加工物にはＭｇ−Ｚｎ−希土類元素系の金属間化合物、例えば球状化合物が析出しており、これらは高強度及び高靭性のマグネシウム合金となっている。
上記実施の形態１〜３によれば、強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用機器に用いる合金として有用であり、更にＬａやＣｅやＭｍは希土類元素の中では安価であり、コスト的にも有利である
以下、本発明に係るマグネシウム合金の実施例について説明するが、該実施例は本発明を限定するものではない。
［実施例１〜１８及び比較例１〜１１］
実施例１〜１８及び比較例１〜１１は、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｌａ３元合金に関するものである。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＬａを表１に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計２９種の合金溶湯を準備した。
このマグネシウム合金からなるバルク体は強度や延性を測定するサンプルとしては適切なものではないので、別に次のようなサンプルを作製した。
前記計２９種の合金溶湯から、単ロール式液体急冷法により、各組成につき２枚、計５８枚の長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製した。液体急冷時の冷却速度は、１×１０５Ｋ／秒とした。
前述した通り、押出し成形は、押出し温度２５０〜５００℃で通常は３００〜４００℃で行われるため、各組成の試験片のうち一方を３００℃（５７３Ｋ）で、他方を４００℃（６７３Ｋ）で熱処理して通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に近似させた。
このようにして得られたリボン状試験片に長さ方向のほぼ中央で折り曲がるように力を加えて、各リボン状試験片が延性、脆性又は半延性のいずれに該当するかを確かめた。１８０°曲げて戻しても折れないリボン状試験片が延性を有し、１８０°曲げて戻すときに折れるリボン状試験片が半延性を有し、１８０°に達する前に折れたリボン状試験片が脆性を有すると評価した。
実施例１〜１８と比較例１〜１１の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表１及び図１のグラフに纏めた。表１では、◎は延性を、×は脆性を、○は半延性を示す。グラフ中では、○は延性を、●は脆性を、半黒丸は半延性を示す。
前述した実施例１〜１８のマグネシウム合金では、セル内又は結晶粒内にＭｇ−Ｚｎ−Ｌａの金属間化合物（例えば球状化合物）が析出した。ランタンを２．０原子％添加したマグネシウム合金の前記金属間化合物の体積分率は１８．７％、１．５原子％添加では体積分率は１３．７％、１．０原子％添加では体積分率は８．７％と見積もられた。
５７３Ｋ又は６７３Ｋでアニーリングを行った場合の、前記体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を、亜鉛添加量（０原子％、０．５原子％、１．０原子％及び１．５原子％）をパラメータとして、それぞれ図２及び図３のグラフに示した。
表１、図１〜図３から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｌａ３元合金でランタン添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、ランタン添加量が２原子％に達すると合金が脆性になってしまうことが判った。また亜鉛添加量がゼロであるとランタン添加量が１．５原子％でも得られたマグネシウム合金が脆性になった。
また図２と図３のグラフを比較すると、アニーリング温度が低いほど得られる合金の硬度が全体的に高くなり、アニーリング温度が高いほど延性が良くなる傾向があることが判った。
また、表１及び図１によれば、Ｚｎを０．２原子％以上３．０原子％以下含有し、Ｌａを０．３原子％以上１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成るリボン状試験片については高強度及び高靭性が得られたことが分かる。
また、上述したように試験片は通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に近似させたものである。従って、各試験片で延性、脆性、半延性の特性は、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に対応するものである。また、試験片で得られたビッカース硬度は、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金の強度に対応するものであり、ビッカース硬度の値を４倍すると降伏強度のＭＰａの概算値となる。例えば、ビッカース硬度が１００以上であれば、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金では降伏強度が４００ＭＰａ以上となると考えられる。
図４は、図１のグラフに等硬度線を描いた図である。ビッカース硬度１５０の等硬度線を参照符号１５０で示しており、ビッカース硬度１４０の等硬度線を参照符号１４０で示しており、ビッカース硬度１３０の等硬度線を参照符号１３０で示しており、ビッカース硬度１２０の等硬度線を参照符号１２０で示しており、ビッカース硬度１１０の等硬度線を参照符号１１０で示している。それぞれの等硬度線の内側がそれぞれのビッカース硬度を示す組成範囲である。図４によれば、Ｚｎ含有量が０．５原子％、Ｌａ含有量が１．５原子％で残部がＭｇからなるマグネシウム合金において最も特性の良い結果が得られたことが分かる。
図５は、急冷時の冷却速度とビッカース硬度及び延性の関係を示すグラフである。図５に示すように、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを１．５原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製した。この際、液体急冷時の冷却速度を変更し、それぞれの冷却速度で試験片を作製した。
次いで、得られた試験片をアニールすることなくビッカース硬度を測定した（ａｓ ｑｕｅｎｃｈｅｄ）。また、得られた試験片を５７３Ｋでアニールした後にビッカース硬度を測定した（ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ５７３Ｋ）。また、得られた試験片を６７３Ｋでアニールした後にビッカース硬度を測定した（ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ６７３Ｋ）。
図５によれば、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷した試験片については、アニールをした試験片及びアニールをしていない試験片ともに高強度及び高靭性が得られている。また、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷した試験片については、アニールをした試験片及びアニールをしていない試験片ともにより高強度及び高靭性が得られている。
図６Ａは、図５に示す参照符号１の試験片の結晶組織を示す写真であり、図６Ｂは、図５に示す参照符号２の試験片の結晶組織を示す写真である。
図７は、図５に示す参照符号３の試験片の結晶組織を示す写真である。参照符号１〜３の試験片は、５７３Ｋでアニールしたものである。
図６Ａに示す結晶組織の写真では、合金の組織が粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を主とした組織が形成されており、セル又は結晶粒の幅（棒状部分の短径）が３００ｎｍ以下となっている。セルの境界又は結晶粒界には厚さ１００ｎｍ以下の偏析層がある。上記ラス状組織を有することにより高強度が得られるものと考えられる。さらに、セルの境界又は結晶粒界の偏析層が１００ｎｍ以下と薄いので、脆化することなく高靭性（高い延性）が得られるものと考えられる。
図６Ｂに示す結晶組織の写真では、セル又は結晶粒が図６Ａに比べて微細ではなく、セルの境界又は結晶粒界に偏析した偏析層の厚さも図６Ａに比べて厚くなっている。
図７に示す結晶組織の写真では、セル又は結晶粒が図６Ｂに比べて更に微細ではなく、セルの境界又は結晶粒界に偏析した偏析層の厚さも図６Ｂに比べて更に厚くなっている。
図６Ａ、図６Ｂ及び図７によれば、セル内又は結晶粒内の微細な球状化合物の粒径が５０ｎｍ以下であってほぼ均一に析出している場合に高強度及び高靭性の特性が得られることが分かる。また、セルの境界又は結晶粒界の偏析層の厚さが１００ｎｍ以下と薄い場合に高靭性の特性が得られると考えられる。また、セル又は結晶粒の幅が３００ｎｍ以下（５００ｎｍ以下でも良い）という微細な組織の場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。
図８は、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを２．０原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、１×１０５Ｋ／秒の冷却速度の単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図９は、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを１．５原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、１×１０５Ｋ／秒の冷却速度の単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
Ｌａ含有量が１．５原子％では高強度及び高靭性の特性を有する結晶組織が得られたのに対し、Ｌａ含有量が２．０原子％となると、高強度及び高靭性の特性を有する結晶組織が得られないことが確認された。このような結果となる理由を以下に説明する。
図９に示す結晶組織では、図６Ａに示す結晶組織と同様の組織が得られているため、高強度及び高靭性の特性が得られるものと考えられる。
すなわち、セル内又は結晶粒内の微細な球状化合物の粒径が５０ｎｍ以下であってほぼ均一に析出している場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。また、セルの境界又は結晶粒界の偏析層の厚さが１００ｎｍ以下と薄い場合に高靭性の特性が得られると考えられる。また、セル又は結晶粒の幅が３００ｎｍ以下（５００ｎｍ以下でも良い）という微細な組織の場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。
これに対し、図８に示す結晶組織では、セル組織が多く、セル又は結晶粒が微細に形成されず、セルの境界又は結晶粒界に厚さの厚い偏析層が偏析している。このように厚い偏析層があるために合金特性が脆くなると考えられる。
Ｌａ含有量が０．５原子％の合金組織を観察すると、ラス状組織が形成されていなかった。このため、この合金では高強度が得られなかったものと考えられる。
尚、上記偏析層にはＭｇ、Ｚｎ、希土類元素（Ｌａ）が含まれていることを確認している。
［実施例１９〜２４及び比較例１２〜１９］
実施例１９〜２４及び比較例１２〜１９はＭｇ−Ｚｎ−Ｃｅ３元合金に関するものである。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＣｅを表２に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計１４種の合金溶湯を準備した。
これらの合金溶湯から実施例１と同じ条件で、それぞれ計１４個の硬度試験用サンプルとリボン状試験片を作製し、前者のビッカース硬度（Ｈｖ）と後者の延性評価を行った。
実施例１９〜２４と比較例１２〜１９の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表２及び図１０に纏めた。
表２及び図１０から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ３元合金でセリウム添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、セリウム添加量が１．５原子％に達すると合金が半延性になり、２．０原子％に達すると脆性になってしまうことが判った。
［実施例２５〜２８及び比較例２０〜２４］
実施例２５〜２８及び比較例２０〜２４はＭｇ−Ｚｎ−Ｍｍ合金に関するものであり、ＭｍはＣｅリッチなものを使用した。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＭｍを表３に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計９種の合金溶湯を準備した。
これらの合金溶湯から実施例１と同じ条件で、それぞれ計９個の硬度試験用サンプルとリボン状試験片を作製し、前者のビッカース硬度（Ｈｖ）と後者の延性評価を行った。
実施例２５〜２８と比較例２０〜２４の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表３及び図１１に纏めた。
表３及び図１１から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｍｍ合金でＭｍ添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、Ｚｎ添加量が１．０原子％の場合、Ｍｍ天下量が１．５原子％に達すると合金が半延性になり、２．０原子％に達すると脆性になってしまうが、含有量がこれより低い場合には良好な特性を示すことが判った。
尚、本発明は上述した実施の形態及び実施例に限定されるものではなく、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。
［実施例１〜１８及び比較例１〜１１］
実施例１〜１８及び比較例１〜１１は、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｌａ３元合金に関するものである。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＬａを表１に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計２９種の合金溶湯を準備した。
このマグネシウム合金からなるバルク体は強度や延性を測定するサンプルとしては適切なものではないので、別に次のようなサンプルを作製した。
前記計２９種の合金溶湯から、単ロール式液体急冷法により、各組成につき２枚、計５８枚の長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製した。液体急冷時の冷却速度は、１×１０５Ｋ／秒とした。
前述した通り、押出し成形は、押出し温度２５０〜５００℃で通常は３００〜４００℃で行われるため、各組成の試験片のうち一方を３００℃（５７３Ｋ）で、他方を４００℃（６７３Ｋ）で熱処理して通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に近似させた。
このようにして得られたリボン状試験片に長さ方向のほぼ中央で折り曲がるように力を加えて、各リボン状試験片が延性、脆性又は半延性のいずれに該当するかを確かめた。１８０°曲げて戻しても折れないリボン状試験片が延性を有し、１８０°曲げて戻すときに折れるリボン状試験片が半延性を有し、１８０°に達する前に折れたリボン状試験片が脆性を有すると評価した。
実施例１〜１８と比較例１〜１１の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表１及び図１のグラフに纏めた。表１では、◎は延性を、×は脆性を、○は半延性を示す。グラフ中では、○は延性を、●は脆性を、半黒丸は半延性を示す。
５７３Ｋ又は６７３Ｋでアニーリングを行った場合の、前記体積分率（Ｖｆ）とビッカース硬度（Ｈｖ）の関係を、亜鉛添加量（０原子％、０．５原子％、１．０原子％及び１．５原子％）をパラメータとして、それぞれ図２及び図３のグラフに示した。
表１、図１〜図３から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｌａ３元合金でランタン添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、ランタン添加量が２原子％に達すると合金が脆性になってしまうことが判った。また亜鉛添加量がゼロであるとランタン添加量が１．５原子％でも得られたマグネシウム合金が脆性になった。
また図２と図３のグラフを比較すると、アニーリング温度が低いほど得られる合金の硬度が全体的に高くなり、アニーリング温度が高いほど延性が良くなる傾向があることが判った。
また、表１及び図１によれば、Ｚｎを０．２原子％以上３．０原子％以下含有し、Ｌａを０．３原子％以上１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成るリボン状試験片については高強度及び高靭性が得られたことが分かる。
また、上述したように試験片は通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に近似させたものである。従って、各試験片で延性、脆性、半延性の特性は、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金に対応するものである。また、試験片で得られたビッカース硬度は、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金の強度に対応するものであり、ビッカース硬度の値を４倍すると降伏強度のＭＰａの概算値となる。例えば、ビッカース硬度が１００以上であれば、通常の押出し成形により得られるマグネシウム合金では降伏強度が４００ＭＰａ以上となると考えられる。
図４は、図１のグラフに等硬度線を描いた図である。ビッカース硬度１５０の等硬度線を参照符号１５０で示しており、ビッカース硬度１４０の等硬度線を参照符号１４０で示しており、ビッカース硬度１３０の等硬度線を参照符号１３０で示しており、ビッカース硬度１２０の等硬度線を参照符号１２０で示しており、ビッカース硬度１１０の等硬度線を参照符号１１０で示している。それぞれの等硬度線の内側がそれぞれのビッカース硬度を示す組成範囲である。図４によれば、Ｚｎ含有量が０．５原子％、Ｌａ含有量が１．５原子％で残部がＭｇからなるマグネシウム合金において最も特性の良い結果が得られたことが分かる。
図５は、急冷時の冷却速度とビッカース硬度及び延性の関係を示すグラフである。図５に示すように、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを１．５原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製した。この際、液体急冷時の冷却速度を変更し、それぞれの冷却速度で試験片を作製した。
次いで、得られた試験片をアニールすることなくビッカース硬度を測定した（ａｓ ｑｕｅｎｃｈｅｄ）。また、得られた試験片を５７３Ｋでアニールした後にビッカース硬度を測定した（ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ５７３Ｋ）。また、得られた試験片を６７３Ｋでアニールした後にビッカース硬度を測定した（ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ６７３Ｋ）。
図５によれば、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷した試験片については、アニールをした試験片及びアニールをしていない試験片ともに高強度及び高靭性が得られている。また、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷した試験片については、アニールをした試験片及びアニールをしていない試験片ともにより高強度及び高靭性が得られている。
図６Ａは、図５に示す参照符号１の試験片の結晶組織を示す写真であり、図６Ｂは、図５に示す参照符号２の試験片の結晶組織を示す写真である。
図７は、図５に示す参照符号３の試験片の結晶組織を示す写真である。参照符号１〜３の試験片は、５７３Ｋでアニールしたものである。
図６Ａに示す結晶組織の写真では、合金の組織が粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を主とした組織が形成されており、セル又は結晶粒の幅（棒状部分の短径）が３００ｎｍ以下となっている。セルの境界又は結晶粒界には厚さ１００ｎｍ以下の偏析層がある。上記ラス状組織を有することにより高強度が得られるものと考えられる。さらに、セルの境界又は結晶粒界の偏析層が１００ｎｍ以下と薄いので、脆化することなく高靭性（高い延性）が得られるものと考えられる。
図６Ｂに示す結晶組織の写真では、セル又は結晶粒が図６Ａに比べて微細ではなく、セルの境界又は結晶粒界に偏析した偏析層の厚さも図６Ａに比べて厚くなっている。
図７に示す結晶組織の写真では、セル又は結晶粒が図６Ｂに比べて更に微細ではなく、セルの境界又は結晶粒界に偏析した偏析層の厚さも図６Ｂに比べて更に厚くなっている。
図６Ａ、図６Ｂ及び図７によれば、セル内又は結晶粒内の微細な球状化合物の粒径が５０ｎｍ以下であってほぼ均一に析出している場合に高強度及び高靭性の特性が得られることが分かる。また、セルの境界又は結晶粒界の偏析層の厚さが１００ｎｍ以下と薄い場合に高靭性の特性が得られると考えられる。また、セル又は結晶粒の幅が３００ｎｍ以下（５００ｎｍ以下でも良い）という微細な組織の場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。
図８は、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを２．０原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、１×１０５Ｋ／秒の冷却速度の単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
図９は、Ｚｎを０．５原子％含有し、Ｌａを１．５原子％含有し、残部がＭｇからなる溶湯から、１×１０５Ｋ／秒の冷却速度の単ロール式液体急冷法により、長さ約１０００ｍｍ、幅２ｍｍ、厚さ２０〜４０μｍのリボン状の試験片を作製し、この試験片を５７３Ｋでアニールした後の結晶組織の写真を示す図である。
Ｌａ含有量が１．５原子％では高強度及び高靭性の特性を有する結晶組織が得られたのに対し、Ｌａ含有量が２．０原子％となると、高強度及び高靭性の特性を有する結晶組織が得られないことが確認された。このような結果となる理由を以下に説明する。
図９に示す結晶組織では、図６Ａに示す結晶組織と同様の組織が得られているため、高強度及び高靭性の特性が得られるものと考えられる。
すなわち、セル内又は結晶粒内の微細な球状化合物の粒径が５０ｎｍ以下であってほぼ均一に析出している場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。また、セルの境界又は結晶粒界の偏析層の厚さが１００ｎｍ以下と薄い場合に高靭性の特性が得られると考えられる。また、セル又は結晶粒の幅が３００ｎｍ以下（５００ｎｍ以下でも良い）という微細な組織の場合に高強度及び高靭性の特性が得られると考えられる。
これに対し、図８に示す結晶組織では、セル組織が多く、セル又は結晶粒が微細に形成されず、セルの境界又は結晶粒界に厚さの厚い偏析層が偏析している。このように厚い偏析層があるために合金特性が脆くなると考えられる。
Ｌａ含有量が０．５原子％の合金組織を観察すると、ラス状組織が形成されていなかった。このため、この合金では高強度が得られなかったものと考えられる。
尚、上記偏析層にはＭｇ、Ｚｎ、希土類元素（Ｌａ）が含まれていることを確認している。
［実施例１９〜２４及び比較例１２〜１９］
実施例１９〜２４及び比較例１２〜１９はＭｇ−Ｚｎ−Ｃｅ３元合金に関するものである。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＣｅを表２に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計１４種の合金溶湯を準備した。
これらの合金溶湯から実施例１と同じ条件で、それぞれ計１４個の硬度試験用サンプルとリボン状試験片を作製し、前者のビッカース硬度（Ｈｖ）と後者の延性評価を行った。
実施例１９〜２４と比較例１２〜１９の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表２及び図１０に纏めた。
表２及び図１０から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ３元合金でセリウム添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、セリウム添加量が１．５原子％に達すると合金が半延性になり、２．０原子％に達すると脆性になってしまうことが判った。
実施例２５〜２８及び比較例２０〜２４はＭｇ−Ｚｎ−Ｍｍ合金に関するものであり、ＭｍはＣｅリッチなものを使用した。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＭｍを表３に示す合金組成になるように秤量し、ルツボ中に充填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して計９種の合金溶湯を準備した。
これらの合金溶湯から実施例１と同じ条件で、それぞれ計９個の硬度試験用サンプルとリボン状試験片を作製し、前者のビッカース硬度（Ｈｖ）と後者の延性評価を行った。
実施例２５〜２８と比較例２０〜２４の各マグネシウム合金のビッカース硬度（Ｈｖ）と延性評価の結果を表３及び図１１に纏めた。
表３及び図１１から、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｍｍ合金でＭｍ添加量が増えるに連れて得られた合金の硬度が上昇するが、Ｚｎ添加量が１．０原子％の場合、Ｍｍ天下量が１．５原子％に達すると合金が半延性になり、２．０原子％に達すると脆性になってしまうが、含有量がこれより低い場合には良好な特性を示すことが判った。
Claims (50)
- Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させた後の急冷凝固物であって、
前記急冷凝固物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に塑性加工を行った後の塑性加工物であって、
前記塑性加工物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に押出しを行った後の押出し物であって、
前記押出し物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に押出しを行った後の押出し物であって、
前記押出し物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に押出しを行った後の押出し物であって、
前記押出し物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に押出しを行った後の押出し物であって、
前記押出し物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に圧延しを行った後の圧延物であって、
前記圧延物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に圧延しを行った後の圧延物であって、
前記圧延物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に圧延しを行った後の圧延物であって、
前記圧延物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に圧延しを行った後の圧延物であって、
前記圧延物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物にＥＣＡＥを行った後のＥＣＡＥ物であって、
前記ＥＣＡＥ物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物にＥＣＡＥを行った後のＥＣＡＥ物であって、
前記ＥＣＡＥ物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物にＥＣＡＥを行った後のＥＣＡＥ物であって、
前記ＥＣＡＥ物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物にＥＣＡＥを行った後のＥＣＡＥ物であって、
前記ＥＣＡＥ物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に鍛造を行った後の鍛造物であって、
前記鍛造物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に鍛造を行った後の鍛造物であって、
前記鍛造物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に鍛造を行った後の鍛造物であって、
前記鍛造物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を急冷凝固させて急冷凝固物を作り、前記急冷凝固物に鍛造を行った後の鍛造物であって、
前記鍛造物は、粒径５０ｎｍ以下の微細な球状化合物を有するラス状組織を備えている高強度高靭性マグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - 請求の範囲１〜２８のいずれか一項において、希土類元素がＬａ又はＣｅである高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜２８のいずれか一項において、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が３．５×１０４Ｋ／秒以上である高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜２８のいずれか一項において、前記溶湯を急冷凝固させる際の冷却速度が７×１０４Ｋ／秒以上である高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜２８のいずれか一項において、前記球状化合物がＭｇ−Ｚｎ−希土類元素系の析出物である高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜３２のいずれか一項において、前記セルの境界又は結晶粒界に厚さ１００ｎｍ以下の偏析層がある高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲３３において、前記偏析層にはＭｇ、Ｚｎ及び希土類元素系が存在する高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲３３又は３４において、前記球状化合物と前記偏析層との合計の体積分率が３．６％以上１７％以下である高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜３４のいずれか一項において、希土類元素の総合計含有量が１．８原子％以下である高強度高靭性マグネシウム合金。
- 請求の範囲５〜２８のいずれか一項において、前記セル又は前記結晶粒の幅が５００ｎｍ以下である高強度高靭性マグネシウム合金。
- Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、３．５×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．９５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を合計でｂ原子％含有し、Ｓｉ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｔｈ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属を合計で０原子％超１．８原子％以下含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす溶湯を、７×１０４Ｋ／秒以上の冷却速度で急冷凝固させて急冷凝固物を作る工程を具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．３≦ｂ≦１．８
（３）−０．２ａ＋０．５５≦ｂ≦−０．２ａ＋１．８０ - 請求の範囲３８〜４５のいずれか一項において、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物に塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求の範囲３８〜４５のいずれか一項において、前記急冷凝固物を作る工程の後に、前記急冷凝固物を予備成形して予備成形物を作る工程、及び、該予備成形物を塑性加工して塑性加工物を作る工程をさらに具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求の範囲４７において、前記塑性加工物を作る工程の後に、前記塑性加工物を二次塑性加工する工程をさらに具備する高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求の範囲４７又は４８において、前記予備成形は、圧縮体成形又はキャンニングである高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
- 請求の範囲４６〜４９において、前記塑性加工は、押出し、圧延、ＥＣＡＥ及び鍛造のうちの少なくとも一つである高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003083248 | 2003-03-25 | ||
| JP2003083248 | 2003-03-25 | ||
| PCT/JP2004/004201 WO2004085689A1 (ja) | 2003-03-25 | 2004-03-25 | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2004085689A1 true JPWO2004085689A1 (ja) | 2006-06-29 |
Family
ID=33094947
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005504105A Withdrawn JPWO2004085689A1 (ja) | 2003-03-25 | 2004-03-25 | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPWO2004085689A1 (ja) |
| WO (1) | WO2004085689A1 (ja) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100434555C (zh) * | 2006-05-25 | 2008-11-19 | 上海交通大学 | 自生准晶增强的高塑性变形镁合金 |
| JP5429702B2 (ja) * | 2006-08-03 | 2014-02-26 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | マグネシウム合金とその製造方法 |
| JP5252583B2 (ja) | 2007-03-26 | 2013-07-31 | トヨタ自動車株式会社 | Ｍｇ合金およびその製造方法 |
| JP2010047777A (ja) * | 2007-05-09 | 2010-03-04 | National Institute For Materials Science | Ｍｇ基合金 |
| WO2009039581A1 (en) * | 2007-09-28 | 2009-04-02 | Cast Crc Limited | Permanent mould cast magnesium alloy |
| JP5421694B2 (ja) * | 2009-08-24 | 2014-02-19 | テクマグ・アクチエンゲゼルシャフト | マグネシウム合金 |
| JP6157484B2 (ja) * | 2011-10-06 | 2017-07-05 | ユニバーシティ オブ ピッツバーグ オブ ザ コモンウェルス システム オブ ハイヤー エデュケーションＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ Ｏｆ Ｔｈｅ Ｃｏｍｍｏｎｗｅａｌｔｈ Ｓｙｓｔｅｍ Ｏｆ Ｈｉｇｈｅｒ Ｅｄｕｃａｔｉｏｎ | 生分解性金属合金 |
| CN105543604B (zh) * | 2014-11-13 | 2017-07-04 | 比亚迪股份有限公司 | 一种镁合金及其制备方法和应用 |
| CN104928549B (zh) * | 2015-06-16 | 2018-05-04 | 上海交通大学 | 一种高强度高弹性模量的铸造镁稀土合金及其制备方法 |
| CN108624793B (zh) * | 2018-08-23 | 2020-08-25 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种含Ag的高强耐热镁合金及其制备方法 |
| CN109207825A (zh) * | 2018-09-29 | 2019-01-15 | 江苏中科亚美新材料有限公司 | 一种高导热高强韧镁合金材料及其制备方法 |
| CN109913725B (zh) * | 2019-04-03 | 2021-04-27 | 河海大学 | 一种可控长周期相尺寸的高强韧镁合金及其制备方法 |
| CN109898003B (zh) * | 2019-04-03 | 2020-12-01 | 河海大学 | 一种基于18r长周期相超细化增强的高强韧镁合金及其制备方法 |
| CN110964961A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-04-07 | 龙南龙钇重稀土科技股份有限公司 | 一种高强高耐腐蚀性镁合金及其制备工艺 |
| CN112941349A (zh) * | 2021-02-26 | 2021-06-11 | 惠州云海镁业有限公司 | 高韧耐腐性镁合金制备工艺 |
| CN115747545B (zh) * | 2022-12-29 | 2023-08-11 | 中北大学 | 一种加压熔炼和自由流体快速冷却相结合的镁合金制备方法 |
| CN117488122A (zh) * | 2023-12-04 | 2024-02-02 | 广东省科学院新材料研究所 | 一种高强度镁合金及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3238516B2 (ja) * | 1993-03-15 | 2001-12-17 | 健 増本 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
| JPH0941065A (ja) * | 1994-03-23 | 1997-02-10 | Takeshi Masumoto | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
| JP2000271693A (ja) * | 1999-03-26 | 2000-10-03 | Ykk Corp | マグネシウム合金材の製造方法 |
-
2004
- 2004-03-25 WO PCT/JP2004/004201 patent/WO2004085689A1/ja active Application Filing
- 2004-03-25 JP JP2005504105A patent/JPWO2004085689A1/ja not_active Withdrawn
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2004085689A1 (ja) | 2004-10-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3940154B2 (ja) | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP4139841B2 (ja) | 鋳造物及びマグネシウム合金の製造方法 | |
| JP5089945B2 (ja) | 高耐食性を有する高強度マグネシウム合金 | |
| JP5239022B2 (ja) | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP5618276B2 (ja) | 高耐食性を有する高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| EP1770180B1 (en) | High toughness magnesium-base alloy, drive component using same, and method for producing high toughness magnesium-base alloy material | |
| JPWO2004085689A1 (ja) | 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| EP2987874B1 (en) | Fire-resistant magnesium alloy and production method therefor | |
| JPH02503331A (ja) | 機械抵抗の高いマグネシウム合金及び該合金の急速凝固による製造方法 | |
| JP6860235B2 (ja) | マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法 | |
| JP2008075183A (ja) | 高強度高靭性金属及びその製造方法 | |
| JPH06184712A (ja) | 高強度アルミニウム合金の製造方法 | |
| JP2012214853A (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| CN1886529B (zh) | 高强度高韧性镁合金及其制造方法 | |
| JP4929000B2 (ja) | 塑性加工用マグネシウム合金及びマグネシウム合金塑性加工部材 | |
| JP3238516B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JPH0748646A (ja) | 高強度マグネシウム基合金及びその製造方法 | |
| JP5201570B2 (ja) | 高強度難燃性マグネシウム合金 | |
| EP3561097A1 (en) | High strength magnesium alloy with excellent flame retardancy, and method for producing same | |
| JP3193208B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2752971B2 (ja) | 高強度・耐熱性アルミニウム合金部材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20070605 |