JPWO2018109947A1 - マグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金 - Google Patents
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Abstract
Description
(1)分解速度Xが500mg/cm2/day未満である場合
Y=48.385Ln(X)−119.64 (式1)
(2)分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満である場合
Y=63.818exp(0.0032X) (式2)
を添加し、所望の分解速度に制御して製造することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
(1)分解速度Xが500mg/cm2/day未満である場合
Y=48.385Ln(X)−119.64 (式1)
(2)分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満である場合
Y=63.818exp(0.0032X) (式2)
を備えることを特徴とする、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金である。
実施形態にかかるマグネシウム合金の製造方法は、Alを7.8〜9.2重量%、Znを0.20〜0.80重量%、Mnを0.12〜0.40重量%、およびNiを下記式で算出される量Y[ppm]を添加し、所望の分解速度[mg/cm2/day]に制御して製造する。
(1)分解速度Xが500mg/cm2/day未満である場合
Y=48.385Ln(X)−119.64 (式1)
(2)分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満である場合
Y=63.818exp(0.0032X) (式2)
マグネシウム合金のAl含有量が10重量%程度までは、Al含有量の増加に伴い、マグネシウム合金の強度および耐力が向上する。Al含有量が10重量%以上では、マグネシウム合金の押出速度が著しく低下してしまう。一方、Al含有量が6.0重量%以下では、MgとAlとの金属間化合物であるMg17Al12の析出が少なく、ピン止め効果(結晶粒の粒成長を抑制し、微細な再結晶粒を維持できる効果)が得られずに結晶粒は粗大となる。
以上から、Mg17Al12の析出、およびそれに伴う結晶粒の微細化、強度、耐力の向上、押出性の確保のために、Alを7.8〜9.2重量%とした。
マグネシウム合金にZnを添加すると、固溶強化によって耐力、伸びが向上するとともに、時効析出を促進させる効果(時間経過に従って、固溶体などを析出する効果)が得られる。Zn含有量が増加するに伴い、室温における引張強さおよび耐力が向上するが、Zn含有量が過剰になると靱性および強度が低下する傾向がある。
さらに、下記する実験結果に基づいて、Znを0.20〜0.80重量%とした。
マグネシウム合金にMnを添加すると、再結晶の粗大化抑制効果、および不純物元素であるFeの沈降効果が得られることから、0.10重量%以上のMnが必須である。一方、Mn含有量が過剰になると、AlとMnとの金属間化合物の粗大化に繋がる可能性が高く、疲労破壊の起点になる可能性がある。
以上から、Mnを0.12〜0.40重量%とした。
一般に、マグネシウム合金にNiを添加すると腐食され易くなるので、Niは添加しない。しかしながら、本発明者らは数々の実験から、Ni添加量を上記式(1)または(2)のように調節することで、所望の分解速度に制御したマグネシウム合金の製造方法を見出した。
実験1〜実験9においてマグネシウム合金を製造し、各評価を行った。なお、実験1〜実験9のマグネシウム合金の製造には、ASTM規格におけるAZ系合金(Mg−Al−Zn系合金)のAZ80A合金を母材として用いた。これは、上述した範囲のAl、ZnおよびMnを含有し得るマグネシウム合金であり、AZ80A合金の組成比を下記表1に示す。
AZ80A合金を母材として、そこに70ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、図9の竪型押出機を用いて、下記のような熱間押出加工をしたものを実験1のマグネシウム合金とした。
ここで、押出加工について図9を参照して説明する。コンテナ1と貫通穴3を設けたダイス5とを固定し、コンテナ1内に直径60mm、長さ70mmのビレット7を収容した。次に、ビレット7上にフィックスロック9を設け、フィックスロック9上にはステム11を設けた。フィックスロック9は、ビレット7とステム11との間に介在させた。続いて、350℃の温度下で、ステム11により、ビレット7をダイス5に設けた貫通穴3に向けて加圧した。そして貫通穴3を通して、0.5m/分の速度で押出成形し、直径10mmの押出形材を製造した。なお、押出加工では、約400トンの荷重をかけて押出した。
AZ80A合金を母材として、そこに100ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験2のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに120ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験3のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに180ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験4のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに3380ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験5のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに5100ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験6のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに5300ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
そのビレットに対して、実験1と同様の熱間押出加工をしたものを実験7のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに120ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
このビレットに対しては熱間押出加工を行わずに、当該ビレットを実験8のマグネシウム合金とした。
AZ80A合金を母材として、そこに140ppmのNiを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
このビレットに対しては熱間押出加工を行わずに、当該ビレットを実験9のマグネシウム合金とした。
高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法(ICP発光分光分析法)を用いて、実験1〜実験9のマグネシウム合金の組成比を測定した。実験1〜実験9のマグネシウム合金の組成比の結果を下記表2に示す。
実験1〜実験9のマグネシウム合金を93℃の2%KCl溶液に浸漬して、分解速度を測定した。この結果を下記表3に示す。
図2は、図1の0から600ppmまでのNi添加量の範囲を抜き出して拡大したグラフである。図1と同様にして、図2のプロットの相関関係(比較例である実験8と実験9を除く)を調べると式1が得られた。
金属顕微鏡を用いて、実験3、実験4、実験8、実験9のマグネシウム合金の切断面を観察し、JIS H 0542(マグネシウム合金圧延板の結晶粒度試験方法)の求積法に基づいて結晶粒径を測定した。この結果を下記表4に示すとともに金属顕微鏡写真も併せて示す。
図6は、実験4のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は15μmであった。
図7は、実験8のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は156μmであった。黒いパーライト状のものがMg17Al12相であり、それが不均一に存在していることがわかる。
図8は、実験9のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は141μmであった。実験8のマグネシウム合金と同様に、Mg17Al12相が不均一に存在していることがわかる。
前記表4から明らかなように、マグネシウム合金の分解速度と結晶粒径との間にも相関関係が見られた。具体的には、実験8および実験9のマグネシウム合金と比較して、結晶粒径が小さい実験3および実験4のマグネシウム合金は、分解速度の値も低かった。
実験1〜実験9のような、Al含有量が6重量%以上のマグネシウム合金は、化学的に不安定なマトリックス相、化学的に安定なAlを多く含む金属間化合物相であるMg17Al12相、およびAl−Mn相から構成される。
このようなマグネシウム合金は、化学的に不安定なマトリックス相から優先的に分解の進行が促進される。分解の進度は、主に結晶粒界を取り囲むように析出するMg17Al12相によって支配されるため、結晶粒が微細であるほど分解の安定した制御が可能となる。
一方、マグネシウム合金の結晶粒が大きいほど、Mg17Al12が粗大かつ不均一に析出するため、分解速度が増加するとともに、分解速度のばらつきも大きくなる可能性が極めて高く、分解速度の制御が困難となる。
従って、分解速度の安定した制御の点から、Mg17Al12相をより均一に分散させるために、マグネシウム合金の結晶粒は微細であることが望ましい。図5の金属顕微鏡写真から実験3のマグネシウム合金の最大結晶粒径は100μmである。一方、実験4のマグネシウム合金の結晶粒径は15μmであり、前記表4の実験3の結果から明らかなように、結晶粒の大きさは切断箇所によって異なるため、他の切断箇所では結晶粒径が10μmであり得る。従って、マグネシウム合金の結晶粒径は、具体的に10μmから100μmが望ましい。なお、上述の最大結晶粒径は、図5の金属顕微鏡写真の中で最も大きい結晶粒について、最大径と最小径の相加平均を示す。
Mg17Al12相は、このようなマグネシウム合金が動的再結晶を起こした後、冷却の過程において、結晶粒界に優先的に不連続析出することから、結晶粒が微細であるほど、結晶粒界により均一に分散される可能性が高い。また、化学的に不安定なマトリックス相が一定のサイズに揃ったほうが分解速度のばらつきを小さくして制御できる。これらを勘案して、マグネシウム合金の結晶粒径は、混粒となり難い10μmから50μmがより望ましい。
マグネシウム合金は、押出加工によって結晶粒径が微細化されるとともにMg17Al12が析出し、押出材の強度が確保される。Mg17Al12が多く析出することで、マグネシウム合金の結晶粒の粒成長を抑制し、微細な再結晶粒の維持が可能である。
室温での引張試験にて実験1、実験2、実験4、実験7のマグネシウム合金の引張強さ、0.2%耐力、および伸びの機械的性質を測定した。引張試験は、マグネシウム合金をそれぞれJIS14A号試験片の形状にしてから、室温で初期ひずみ速度(1×10−3[s−1])の速度で実施した。実験1、実験2、実験4、実験7のマグネシウム合金の機械的性質の結果を下記表5に示す。
例えば、上述した実験ではAZ80A合金を母材としてマグネシウム合金を製造したが、JIS規格におけるMB3,MS3を母材として用いることもできる。このMB3,MS3は、上述した範囲のAl、ZnおよびMnを含有し得るマグネシウム合金であり、MB3,MS3の組成比を下記表6に示す。
93℃の2%KCl溶液に浸漬したときの分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満であり
Y=63.818exp(0.0032X) (式)
を添加し、
結晶粒径が10〜100μmであり、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金の製造方法である。
93℃の2%KCl溶液に浸漬したときの分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満であり
Y=63.818exp(0.0032X) (式)
を備え、
結晶粒径が10〜100μmであり、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金である。
Claims (2)
- Alを7.8〜9.2重量%、
Znを0.20〜0.80重量%、
Mnを0.12〜0.40重量%、および
Niを下記式で算出される量Y[ppm]、
(1)分解速度Xが500mg/cm2/day未満である場合
Y=48.385Ln(X)−119.64 (式1)
(2)分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満である場合
Y=63.818exp(0.0032X) (式2)
を添加し、所望の分解速度に制御して製造することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - Alを7.8〜9.2重量%、
Znを0.20〜0.80重量%、
Mnを0.12〜0.40重量%、および
Niを下記式で算出される量Y[ppm]、
(1)分解速度Xが500mg/cm2/day未満である場合
Y=48.385Ln(X)−119.64 (式1)
(2)分解速度Xが500以上1400mg/cm2/day未満である場合
Y=63.818exp(0.0032X) (式2)
を備えることを特徴とする、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金。
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