WO2005123972A1 - 高強靭性マグネシウム基合金およびそれを用いた駆動系部品並びに高強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法 - Google Patents

高強靭性マグネシウム基合金およびそれを用いた駆動系部品並びに高強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法 Download PDF

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toughness
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toughness magnesium
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Katsuyoshi Kondoh
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Toudai Tlo, Ltd.
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    • B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
    • B22F2003/208—Warm or hot extruding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • High-toughness magnesium-based alloy drive system components using the same, and method for producing high-toughness magnesium-based alloy material
  • the present invention relates to a high-toughness magnesium-based alloy, and in particular exhibits excellent static tensile properties, fatigue strength, creep performance, and other strength properties at normal temperatures and high temperatures up to about 200 ° C. It relates to a high toughness magnesium base alloy which is also excellent in toughness such as elongation. Such high-toughness magnesium-based alloys are advantageously used for automotive parts, particularly engine parts and mission parts used under high temperatures. Background art
  • Magnesium alloys which can be expected to have a low specific gravity and a light weight effect are widely used for automotive parts, mechanical parts, structural materials, etc., as well as casings of mobile phones and portable acoustic devices.
  • it is effective to use motion and moving parts, and more specifically, application to engine parts such as pistons and drive parts. It is desired.
  • these parts and members are required to have strength and toughness at normal temperature, and heat resistance and strength characteristics at around 200 ° C.
  • Mg-A1-Zn-Mn alloy such as AZ91D alloy described in JIS standard, or AM60B alloy! /, Mg-Al-Mn alloy etc., 120 ° C
  • Application to the above-mentioned parts was difficult because the strength decreased in the temperature range above.
  • the magnesium crystal grains are as large as 60 to 150 m!
  • the above-mentioned needle-like composite should be present at grain boundaries of magnesium and be present in a network along the grain boundaries if the amount of formation is large.
  • the strength at normal temperature or the toughness is inferior.
  • problems such as fluidity (hot flowability) during hot rolling and hot cracking (high thermal cracking) occur.
  • the content is restricted, and further improvement of the heat resistance properties is not expected.
  • the RE component is 1 to 3%
  • the Ca component is 1 to 3%
  • the A1 component is 0.5 to 8% on a weight basis. And the appropriate content is specified.
  • the magnesium alloy disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-41576 is manufactured by a tumbling method while being subjected to stress, coarse growth of Mg crystal grains in the solidification process can not be avoided. As a result, the tensile strength at normal temperature is about 200 to 280 MPa, and application to automotive parts, machine parts and structural materials is difficult.
  • the inventors of the present invention have found that the following is necessary to achieve both the strength and the toughness (elongation) of a magnesium alloy in a temperature range from normal temperature to about 200 ° C.
  • the present invention has been made based on these findings, and the object of the present invention is to have excellent tensile strength at room temperature, elongation at break and fatigue strength, and at the same time, possess high heat strength characteristics at around 200 ° C. To provide a high toughness magnesium based alloy.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a high toughness magnesium based alloy material having the above excellent properties.
  • the high-toughness magnesium-based alloy according to the present invention contains 1 to 8% of a rare earth element and 1 to 6% of calcium on a weight basis, and the maximum grain size of magnesium constituting the base is 30 ⁇ m. It is characterized by being less than m.
  • the magnesium-based alloy is at least a rare earth element and calcium! And / or one of the intermetallic compounds, and the maximum particle diameter of the intermetallic compound is 20 m or less.
  • An example of the intermetallic compound is a compound of aluminum and a rare earth element.
  • Another example of the intermetallic compound is a compound of aluminum and calcium.
  • the maximum particle size of the intermetallic compound is D and the minimum particle size is d, preferably, DZd ⁇ 5. More preferably, the intermetallic compound is dispersed in the grain boundaries of the magnesium and the inside of the grains constituting the matrix.
  • the maximum particle size means the maximum length of the compound particles
  • the minimum particle size means the minimum length of the compound particles.
  • the maximum crystal grain size of magnesium constituting the base is 20 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the high-toughness magnesium-based alloy comprises 0.5 to 6% of zinc, 2 to 15% of aluminum, 0.5 to 4% of manganese, 1 to 8% on a weight basis. Silicon, an elemental group that also has a silver power of 0.5 to 2%, also includes at least one selected element.
  • the tensile strength ( ⁇ ) is 350 MPa or more, and the breaking elongation ( ⁇ ) is 5% or more.
  • the product of tensile strength ( ⁇ 2) and elongation at break ( ⁇ 2) is ⁇ x ⁇ 4000 MPa ′%.
  • the rare earth element is preferably cerium (Ce), lanthanum (La), yttrium (Y), yttrium (Yb), gadolinium (Gd), teribium (Tb), scandium (Sc), samarium (Sm) , Praseium (Pr), and neodymium (Nd) also includes at least one selected element.
  • the high-toughness magnesium-based alloy contains 1.5 to 4% of manganese, 2 to 15% of aluminum, and 10 ppm or less of iron on a weight basis, and an Al—Mn alloy.
  • the maximum particle size of the compound is 20 m or less.
  • "10 ppm or less of iron” should be understood as including iron, not including iron.
  • the base material is constituted of magnesium force having a fine crystal grain diameter, and fine grained intermetallic compounds are formed inside the crystal grains. Since it has a well-defined structure that deposits and disperses uniformly, it is advantageously applied to engine systems or drive system parts of automobiles and motorcycles.
  • the method for producing a high-toughness magnesium-based alloy material according to the present invention comprises the following steps.
  • Magnesium which constitutes a substrate by performing plastic caustic on magnesium base alloy powder containing 1 to 8% of rare earth element and 1 to 6% of calcium on a weight basis A process of refining the crystal grains and refining the compound particles dispersed in the base.
  • FIG. 1 is a view schematically showing the crystal structure of a magnesium-based alloy manufactured by a tumbling method.
  • FIG. 2 is a view schematically showing a crystal structure of a magnesium-based alloy manufactured by a solid phase manufacturing method using a plastic working method.
  • FIG. 3 is a view showing a manufacturing process of a high toughness magnesium based alloy material according to the present invention.
  • FIG. 4 It is a figure showing an example of a process until plastic working is repeatedly performed on the starting raw material powder and finally a powder solidified body is obtained.
  • FIG. 5A is a photograph of the tissue of Example 9 shown in Table 1.
  • FIG. 5B is an organization photograph of Example 11 shown in Table 1.
  • FIG. 5C is an organization photograph of Comparative Example 16 shown in Table 1.
  • FIG. 6A is a photograph of the structure of the extruded material (Example).
  • FIG. 6B is a photograph of the structure of extruded material (comparative example).
  • the rare earth element (RE) component forms an Al-RE compound with magnesium, which is a base, and an Mg-RE compound, and also with aluminum (A1), which is an example of an additive component.
  • Compounds such as AI RE and Al RE are Mg-Al compounds such as Mg A1 and Mg Al
  • the heat stability is superior to that of metal, so that the fine particles are uniformly dispersed in the matrix to improve the heat strength characteristics of the magnesium alloy.
  • An appropriate range of the rare earth element (RE) content is 1 to 8% by weight.
  • the content of the rare earth element is less than 1%, the effect of improving the heat resistance strength is not sufficient.
  • the rare earth element is added in excess of 8%, the effect does not increase, and conversely, the amount of the compound to be precipitated becomes too large to cause problems in post-processing. That is, the magnesium obtained When the alloy is subjected to secondary processing such as warm forging, rolling and drawing, cracking 'cracks etc. due to lack of toughness occur.
  • the rare earth element content is 3 to 5% for achieving both high strength and high toughness and the above-mentioned secondary processability.
  • Mg-RE compounds and A1-RE compounds are formed along the grain boundaries ( ⁇ grain boundaries) of magnesium according to the normal tumbling method or die casting method. It is deposited as a needle-like composite or a network like composite in which they are connected.
  • FIG. 1 is a view schematically showing the crystal structure of a magnesium-based alloy produced by a tumbling method.
  • the individual magnesium crystal grains 1 constituting the matrix are coarse, and needle-like intermetallic compounds 3 are present along grain boundaries 2.
  • needle-like intermetallic compound 3 along the grain boundary 2 of the substrate leads to a decrease in the mechanical properties of the magnesium base alloy.
  • FIG. 2 is a view schematically showing a crystal structure of a magnesium-based alloy manufactured by the solid phase manufacturing method according to the present invention described later, that is, the plastic working method.
  • the individual magnesium crystal grains 4 constituting the matrix are fine, and the fine particulate intermetallic compounds 6 are dispersed in the grain boundaries 5 and the crystal grains 4.
  • Magnesium base alloys with such a structure have strength and toughness! Demonstrate excellent characteristics.
  • the maximum particle diameter is 20 ⁇ m or less, and more preferably 10 ⁇ m or less. is there .
  • the toughness for example, elongation at break and impact value
  • the strength decreases along with the decrease in toughness.
  • the shape of the above-mentioned intermetallic compound it is desirable that it be in the form of particles rather than needles.
  • the maximum particle diameter of the compound particle is D and the minimum particle diameter is d
  • DZd is set to 5 or less.
  • DZd exceeds 5
  • rare earth elements cerium (Ce), lanthanum (La), yttrium (Y), yttrium (Yb), gadolinium (Gd), terbium (Tb), scandium (Sc), samarium (Sm), and plasedium (Pr), neodymium (Nd), etc. can be used. Also, use a misch metal containing these rare earth elements.
  • Al-Ca compound Form an Al-Ca compound.
  • This intermetallic compound is superior in thermal stability to Mg-A1 compounds such as Mg Al and Mg A1 like the above-mentioned A1-RE compounds.
  • the fine compound particles are uniformly dispersed in the matrix, the heat strength characteristics of the magnesium alloy can be improved.
  • it forms a Mg-Zn-Ca-based compound, which also contributes to the improvement of the heat resistant strength characteristics like Al Ca.
  • the proper calcium content is 1 to 6% by weight. If the calcium content is less than 1%, the improvement effect of the heat strength characteristics is not sufficient. Even if the amount of calcium added is more than 6%, the effect does not increase, and conversely, too many compounds are precipitated, which causes problems in post-processing. That is, when the obtained magnesium alloy is further subjected to secondary processing such as warm forging, rolling and drawing, cracks and the like due to lack of toughness occur.
  • the preferred calcium content for achieving both high strength and high toughness and the above-mentioned secondary strength is 2 to 5%.
  • Al-Ca-based compounds and Mg-Zn-Ca-based compounds are also precipitated along magnesium grain boundaries ( ⁇ crystal grain boundaries) according to a common method of forming and die casting, and are needle-like. They exist as a compound or a network of linked compounds. As a result, the mechanical properties of the magnesium base alloy are reduced. Therefore, in the present invention, as described above, when subjecting powdered or agglomerated starting materials to solidification by plastic working, it is possible to impart a strong processing strain. More finely, the needle-like and network-like A1-Ca based compounds and Mg-Zn-Ca based compounds are finely ground and dispersed uniformly in the grain boundaries of magnesium and inside the grains as shown in FIG. .
  • the maximum particle diameter is preferably 20 ⁇ m or less, and more preferably 10 ⁇ m or less from the viewpoint of achieving both high strength and high toughness. . If the maximum particle size of the intermetallic compound exceeds 20 m, the toughness (for example, elongation at break and impact value) of the magnesium alloy at normal temperature decreases, and if it exceeds 30 m, the strength decreases due to the decrease in toughness. Invite.
  • the shape of the above-mentioned intermetallic compound it is desirable that it be in the form of particles rather than needles.
  • the maximum particle size of the compound particles is D and the minimum particle size is d
  • DZd is set to 5 or less.
  • DZd exceeds 5
  • Aluminum (A1) forms magnesium--Mg--Al based compounds as well as Mg--Zn--Al based compounds. Since the latter is excellent in heat resistance, it finely precipitates and disperses in the substrate, which contributes to the improvement of the heat strength characteristics of the magnesium alloy. In order to exert such effects, the addition amount of A1 needs to be 2% or more on a weight basis. On the other hand, if it is added in excess of 15%, the ingot will be cracked or cracked in the process of making the ingot, leading to a drop in productivity and yield. Therefore, the appropriate content of the component A1 in the magnesium alloy of the present invention is 2 to 15%, and from the viewpoint of achieving both high strength and high toughness and the above-mentioned secondary formability, the more preferable range is 6 12%.
  • Zinc (Zn) is a force to form Mg-Zn complex with magnesium in the base This binary compound is inferior to the thermal stability, and therefore it lowers the heat strength characteristics of the magnesium alloy .
  • the addition of Al produces a Mg-Zn-Al-based compound or Mg-Zn-Ca-based compound having excellent heat resistance, as described above. It contributes to the improvement of the heat resistance strength of magnesium alloy and the mechanical property at normal temperature by strengthening.
  • the appropriate content of Zn component in the magnesium alloy of the present invention is 0.5 to 6% on a weight basis, and if less than 0.5%, the above effect is not sufficient, but the content is 6%. If it exceeds, the toughness of the magnesium alloy will be reduced.
  • Manganese (Mn) forms a solid solution in magnesium in the matrix and contributes to the improvement of mechanical properties, particularly the proof stress, by its solid solution strengthening.
  • An appropriate content of Mn component in the magnesium alloy of the present invention is 0.5 to 4% by weight. If it is less than 0.5%, the above effect is not sufficient, but if it exceeds 4%, the toughness of the magnesium alloy will be reduced.
  • the Fe content in the magnesium base alloy is lO ppm or less, more preferably 3 ppm or less, and at the same time, the maximum content of Al-Mn alloy is The large particle size is 20 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the large amount of added Mn reduces the content of Fe which reduces the corrosion resistance in the manufactured magnesium ingot, and the corrosion resistance of the magnesium alloy is improved.
  • a large amount of Mn is added (eg, 1% or more)
  • the Al-Mn alloy is coarsened (eg, about 20-80 ⁇ m), and the mechanical properties and workability of the magnesium alloy are improved. descend.
  • the above-described structure ie, the maximum particle diameter of the Al—Mn complex is 20 m or less, more preferably 10 It is possible to realize a structure of less than m, and to obtain a magnesium-based alloy with corrosion resistance and mechanical properties.
  • Silver (Ag) forms a solid solution in magnesium in the matrix and contributes to the improvement of mechanical properties, in particular the proof stress, by its solid solution strengthening.
  • the proper content of Ag component in the magnesium alloy of the present invention is 0.5 to 2% by weight. If it is less than 0.5%, the above effect is not sufficient, but if it exceeds 2%, the toughness of the magnesium alloy will be reduced.
  • this magnesium silicide has high rigidity, high hardness, and high corrosion resistance, it has the effect of improving these characteristics even in a magnesium alloy by dispersing it in a substrate. If the Si content is less than 1% on a weight basis, these effects are not sufficient, while if it exceeds 8%, the toughness of the magnesium alloy, for example, the elongation in tensile properties, is significantly reduced, and Wear and associated decrease in surface roughness will occur.
  • the strength but also the toughness can be improved by the refinement of the magnesium crystal grains constituting the base.
  • the maximum crystal grain diameter of magnesium is less than ⁇ O / zm
  • a high toughness magnesium alloy having a tensile strength of 350 MPa or more and a fracture elongation of 5% or more at normal temperature is obtained. I found it.
  • the maximum grain size was 20 m or less
  • high strength exceeding 400 MPa was developed.
  • the maximum grain size of magnesium is less than 10 / z m, the disordering of the texture also progresses in the process of plastic processing of the Mg raw material powder, so that the Mg alloy exhibits high toughness.
  • bending 'press formability at low temperature is improved.
  • FIG. 3 shows the manufacturing process of the high toughness magnesium base alloy material according to the present invention! The method of the present invention will be more specifically described with reference to this figure.
  • a magnesium alloy ingot having a predetermined component composition is produced by a fabrication method.
  • the predetermined component composition includes at least 1 to 8% of a rare earth element and 1 to 6% of calcium on a weight basis, and, if necessary, 0.5 to 6% of zinc, 2 to 2%. At least one element selected from the group consisting of 15% aluminum, 0.5 to 4% manganese, 1 to 8% silicon, and 0.5 to 2% silver.
  • Powder, massive particles, chips, etc. are taken out from the magnesium alloy ingot produced by the tumbling method by mechanical processing method such as cutting processing or crushing processing, and used as starting material powder. Ru.
  • the starting raw material powder Prior to producing the powder solidified body, the starting raw material powder is subjected to plastic molding such as compression molding, extrusion, forging, rolling caulking, etc. to obtain magnesium crystal grains constituting the substrate. Refinement and refinement of the compound particles dispersed in the matrix are carried out! /, The crystal structure as shown in FIG. 2 is obtained.
  • needle-like or network-like intermetal compounds eg, Mg-RE compounds and A1-RE compounds
  • Mg-RE compounds and A1-RE compounds needle-like or network-like intermetal compounds
  • a method of imparting a strong processing strain to a magnesium alloy raw material powder As a method of imparting a strong processing strain to a magnesium alloy raw material powder, a method of applying compression, extrusion, shearing, bending, rotational shearing, etc. in a state that the powder is filled in a mold or the like In addition, a method of rolling the powder, and a method of pulverizing and processing by a ball mill etc. are effective. In order to fine-grain the above intermetallic compounds and magnesium crystal grains efficiently, it is preferable to carry out these plastic caustic methods in a warm region of about 100 to 300 ° C.
  • FIG. 4 shows an example of a process of repeatedly performing plastic processing on the starting raw material powder 10 and finally obtaining a powder solidified body 20.
  • An example of a method for applying severe processing strain will be described with reference to this figure.
  • the starting material powder 10 is filled in a container formed of the die 11 and the lower punch 12.
  • the compression upper punch 13 is lowered into the die 11 to compress the raw material powder 10.
  • the pressing upper punch 14 is pushed into the compressed raw material powder 10. By the pressing of the pressing upper punch 14, the compressed raw material powder 10 is extruded backward (in the direction indicated by the arrow B in the figure), and a strong processing strain is applied.
  • the compressed raw material powder has a U-shaped cross section by the pressing upper punch 13 again.
  • Compress 10 By this compression processing, the raw material powder 10 present along the inner wall surface of the mold die 11 wraps around the inside (the direction indicated by the arrow C in the figure) of the mold die 1.
  • the raw material powder is mechanically crushed, and the magnesium crystal grains constituting the base are refined.
  • the intermetallic compounds are finely pulverized and become dispersed inside the magnesium crystal grains.
  • the necessary powder processing is performed on the magnesium-based alloy raw material powder 10 to carry out a refining treatment, and then compression molding is carried out to prepare a powder solidified body 20.
  • the powder solidified body obtained as described above is heated and held at a temperature of, for example, 300 to 520 ° C. for 30 seconds, and immediately subjected to warm extrusion processing, for example, under an extrusion ratio of 37 and a mold temperature of 400 ° C. , Get a rod-shaped material.
  • warm extrusion further promotes the refinement of magnesium crystal grains and compound particles.
  • the compound particles are mechanically divided by plastic working by extrusion to be finer, and the magnesium crystal grains are dynamically recrystallized and finer by working and heat treatment.
  • the magnesium-based alloy of the present invention has excellent strength and toughness in a temperature range from normal temperature to about 200 ° C., and therefore, can be used as an engine system component such as an automobile or a motorcycle, or a transmission system component. .
  • the tensile strength ( ⁇ ) at ordinary temperature is 350 MPa or more
  • the breaking elongation is when the above-mentioned appropriate component elements specified by the present invention are included.
  • ( ⁇ ) expresses 5% or more. More preferably, it has a tensile strength of 400 MPa or more.
  • a magnesium alloy is obtained in which the product of the tensile strength ( ⁇ ) and the elongation at break ( ⁇ ) expresses high toughness of ⁇ X ⁇ 40004000 MPa ′%.
  • a magnesium group satisfying a tensile strength ( ⁇ ) at a normal temperature of 350 MPa or more and an elongation at break ( ⁇ ) of 5% or more, and satisfying ⁇ or ⁇ X ⁇ 40004000 MPa ′% If it is a metal alloy, it can be used as a drive system component for automobiles or motorcycles such as pistons, cylinder liners and connecting rods.
  • a magnesium based alloy powder (particle size: 0.5 to 2 mm) having the alloy composition described in Table 1 was prepared. After preparing and filling each powder into a mold, a powder solidified body was produced by compression molding. Each solidified body is heated and held in an inert gas atmosphere at a temperature range of 400 to 480 ° C. for 5 minutes, and immediately subjected to warm extrusion processing to produce an extruded material (diameter 7. 2 ⁇ ⁇ ). did.
  • each extruded material was subjected to tensile test using a round bar tensile test piece (diameter 3 mm ⁇ , parallel part 15 mm) and subjected to a tensile test at normal temperature and 150 ° C.
  • the tensile rate was fixed at 0.3 mm Zmin, and in the tensile test at 150 ° C, the test piece was subjected to a test after being heat-held at 150 ° C for 100 hours in advance.
  • Examples 1 to 11 are extruded materials having the proper alloy composition and the maximum Mg crystal grain size specified by the present invention, and have excellent mechanical properties at normal temperature.
  • the maximum crystal grain size of Mg is less than 10 / z m, not only strength improvement but also elongation (toughness) is improved.
  • Comparative Examples 12 to 18 since the alloy composition defined by the present invention is not provided, the extruded material does not have sufficient strength.
  • Comparative Examples 14 and 15 since the content of RE or Ca exceeds the appropriate range, a decrease in toughness is induced, and as a result, the tensile strength is also reduced.
  • Comparative Example 19 sufficient strength characteristics are not obtained because the Mg maximum crystal grain size is as large as 66.
  • Example 9 Example 11 and Comparative Example 16 shown in Table 1 are shown in FIG. Comparative observation of these structure photographs clearly shows that the magnesium crystal grains of the extruded materials of Example 9 and Example 11 are refined.
  • the Mg alloy powder obtained by cutting without applying the above-mentioned rolling process is molded directly, and heat extrusion under the same conditions is carried out under the same conditions for extrusion.
  • the material was made.
  • the tensile strength at room temperature of the extruded material of the example was 397 MPa, and the elongation at break was 11.4%.
  • the tensile strength was 316 MPa and the breaking elongation was 6.5%.
  • each extruded material is shown in FIG.
  • the compounds dispersed in the substrate here, Al Ca and Mg A1
  • the substrate here, Al Ca and Mg A1
  • the compounds dispersed in the substrate have a spherical or near spherical shape.
  • the ratio (DZd) of the maximum particle size D to the minimum particle size d in these compounds was 1.2 to 2.4, and the maximum particle size was 3.8 m.
  • the intermetallic compound was a coarse intermetallic compound having a high D / d value of more than 10 and a major diameter of more than 30 / z m.
  • Magnesium base alloy powder having the alloy composition of sample Nos. 1 to 4 and 8 described in Table 2 (Particle diameter: 0.5 to 2 mm), and each powder is heated in the vicinity of 150 ° C and subjected to shear compression processing to refine Mg crystal grains and precipitates and dispersed compounds in the powder base. Then, it was filled in a mold and compacted by compression molding. Each solidified body was heated and held at 400 ° C. for 5 minutes in an inert gas atmosphere, and immediately subjected to warm extrusion processing to produce an extruded material (diameter: 7.2 mm ⁇ ).
  • the magnesium-based alloys of sample Nos. 5 to 7 are ingot materials produced by the tumbling method.
  • each extruded material was subjected to tensile test using a round bar tensile test specimen (diameter 3 mm ⁇ , parallel part 15 mm) at normal temperature and 150 ° C.
  • the tensile speed was fixed at 0.3 mm Zmin.
  • the extruded material has the proper alloy composition and the maximum grain size of Mg specified by the present invention, and has excellent mechanical properties and corrosion resistance at normal temperature. .
  • the Mn content increases in the range of 1.5% or more, the Fe content in the Mg alloy also decreases, and as a result, the corrosion resistance is improved (corrosion rate is reduced).
  • the tensile strength also increases with the increase of the Mn content, which is due to the dispersion strengthening of the A1-Mn based compound which has been refined to 10 m or less.
  • Comparative Examples 5 to 7 are materials produced by the tumbling method and do not have sufficient mechanical properties because they do not have the Mg crystal grain size specified by the present invention.
  • the A1-Mn based compound is also coarsened to a particle size exceeding 30 ⁇ m, which is one of the causes of a decrease in strength and toughness of the Mg alloy.
  • Comparative Example 8 the Fe content is increased to 135 ppm due to the fact that the Mg crystal grain size of 20 m or less does not contain the force Mn having excellent mechanical properties, and as a result, The corrosion resistance of the Mg alloy is significantly reduced.
  • the present invention is used as a magnesium-based alloy which exhibits excellent strength characteristics and excellent toughness at normal temperature and high temperatures up to about 200 ° C.
  • the high-toughness magnesium-based alloy according to the present invention comprises a magnesium base having a fine grain size, and a set in which fine particulate intermetallic compounds are uniformly deposited and dispersed in the crystal grains. As it has an intelligent structure, it is advantageously applied to engine systems or drive system components of automobiles and motorcycles.

Abstract

高強靭性マグネシウム基合金は、重量基準で１～８％の希土類元素および１～６％のカルシウムを含み、素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径が３０μｍ以下である。希土類元素およびカルシウムの少なくともいずれか一方の金属間化合物６は、その最大粒子径が２０μｍ以下であり、素地を構成するマグネシウムの結晶粒界５および結晶粒４の内部に分散している。

Description

明 細 書
高強靭性マグネシウム基合金およびそれを用いた駆動系部品並びに高 強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、高強靭性マグネシウム基合金に関し、特に常温および 200°C程度まで の高温下において、優れた静的引張特性、疲労強度、クリープ性能等の強度特性を 発揮するとともに、破断伸びといった靭性にも優れている高強靭性マグネシウム基合 金に関するものである。このような高強靭性マグネシウム基合金は、自動車用部品、 特に高温下で使用されるエンジン部品やミッション部品などに有利に用いられる。 背景技術
[0002] 低比重で軽量ィ匕効果を期待できるマグネシウム合金は、携帯電話や携帯音響機器 の筐体をはじめ、自動車用部品や機械部品、構造用材料等に広く活用されている。 特に、自動車用部品において軽量ィ匕効果を活かすには運動系 ·稼動系部品での利 用が有効であり、具体的にはピストンを始めとするエンジン系部品や駆動系部品など への適用が望まれている。
[0003] ただし、これらの部品 ·部材には、常温での強度 '靭性にカ卩えて、 200°C前後での 耐熱強度特性も要求される。従来のマグネシウム合金、例え «JIS規格に記載されて V、る AZ91D合金などの Mg— A1— Zn— Mn系合金や AM60B合金と!/、つた Mg - Al— Mn系合金などでは、 120°Cを超える温度域において強度が低下するため、上 記の部品への適用は困難であった。
[0004] 上記の軽量化ニーズに対応すベぐマグネシウム合金の耐熱特性を改善するため の合金開発が、積極的に行われている。例えば、マグネシウム国際会議（2003年 1 月 26日〜30日：大阪国際会議場）の講演概要集「Magnesium Alloys 2003」に おいて、 Y. Guangyinらは铸造法により Mg— Al— Zn— Si— Sb— RE系合金を開 発し、その合金は 150°Cにおいて 178MPaの弓 |張強さと 14%の破断伸びを有する ことを明らかにした（Materials Science Forum Vols.419-422(2003)pp.425-432) ) 0し 力しながら、本合金は素地を構成するマグネシウムの平均結晶粒径が 70 mと比較 的大きいために、常温での引張強さは 235MPaで、破断伸びは 9%となり、上記の部 品への適用は困難である。
[0005] 特開 2002— 129272号公報〖こおいても、 150°C程度の耐高温クリープ性に優れ た Mg— Al -Zn-Ca-RE- Mn系ダイカスト用マグネシウム合金が提案されて！、る 。この公報に記載されたマグネシウム合金も、上記の Y. Guangyinらの発表と同様 に、铸造法によって製造するので、次のような問題点を指摘できる。
[0006] (1)マグネシウムの結晶粒が 60〜 150 mと大き!/、こと。
[0007] (2)素地に析出.分散する Al RE、Al Ca、Mg Al 等の化合物が長さ 20〜40
11 3 2 17 12
μ m以上の針状ィ匕合物として粗大 '成長すること。
[0008] (3)上記の針状ィ匕合物がマグネシウムの結晶粒界に存在し、その生成量が多い場 合には粒界に沿ってネットワーク状に存在すること。
[0009] 上記の結果、常温での強度ゃ靭性に劣るといった問題が生じる。さらに、高温での 引張特性を改善するために各元素を多量に添加すると、铸造時の流動性 (湯流れ性 )や熱間割れ性 (高熱割れ)などの問題を生じるために、添加元素の含有量が制約さ れ、更なる耐熱強度特性の向上は見込まれない。例えば、特開 2002— 129272号 公報に記載のダイカスト法によるマグネシウム合金では、重量基準で RE成分は 1〜3 %、 Ca成分は 1〜3%、 A1成分は 0. 5〜8%などの範囲で適正含有量が規定されて いる。
[0010] 特開平 8— 41576号公報に開示された高強度マグネシウム合金及びマグネシウム 合金铸物の熱処理方法においては、重量基準で A1成分が 1〜4%、 RE成分が 1〜8 %、 Ca成分が 0. 3〜1. 3%、 Mnが 0. 1〜2%で、残部が Mgである铸造合金力 優 れたタリープ特性を有することが記載されて 、る。さらに必要に応じて本 Mg合金に対 して、溶体化処理や時効処理といった熱処理を施すことにより、 A1や Caの固溶強化 および Mg— Ca系化合物による析出強化によって特性向上を図っている。
[0011] し力しながら、特開平 8— 41576号公報に開示されたマグネシウム合金は铸造法 によって製造されるので、凝固過程での Mg結晶粒の粗大成長は回避できない。そ の結果、常温での引張強さは 200〜280MPa程度となり、自動車用部品や機械部 品、構造用材料への適用は困難である。 [0012] 本件発明者は、常温から 200°C付近までの温度域におけるマグネシウム合金の強 度と靭性 (伸び)の両立を図るには、次のことが必要であることを見出した。
[0013] (1)素地を構成するマグネシウム合金の結晶粒径を小さくすること。
[0014] (2)耐熱性に優れた化合物を針状ではなぐ微細な粒子として均一に析出'分散す ること。
[0015] (3)上記の化合物粒子を、可能な限り、マグネシウムの結晶粒内に分散させること。
[0016] (4)耐熱性に優れた微細な化合物を多量に析出 ·分散させるためには、従来の铸 造法あるいはダイカスト法ではなぐ粉末やチップなどを出発原料とする塑性加工法 を利用した固相 (非溶解)製法が有効であること。
発明の開示
[0017] 本発明はこれらの知見に基いてなされたものであり、その目的は、常温での引張強 度、破断伸びおよび疲労強度に優れ、同時に 200°C付近での高耐熱強度特性を有 する高強靭性マグネシウム基合金を提供することである。
[0018] 本発明の他の目的は、上記の優れた特性を有する高強靭性マグネシウム基合金 素材の製造方法を提供することである。
[0019] 本発明に従った高強靭性マグネシウム基合金は、重量基準で 1〜8%の希土類元 素および 1〜6%のカルシウムを含み、素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径 が 30 μ m以下であることを特徴とする。
[0020] 好ましくは、マグネシウム基合金は、希土類元素およびカルシウムの少なくとも！/、ず れか一方の金属間化合物を含み、この金属間化合物の最大粒子径が 20 m以下 である。金属間化合物の一例は、アルミニウムと希土類元素との化合物である。金属 間化合物の他の例は、アルミニウムとカルシウムとの化合物である。
[0021] 金属間化合物の最大粒子径を D、最小粒子径を dとすると、好ましくは、 DZd≤5 である。さらに好ましくは、金属間化合物は、素地を構成するマグネシウムの結晶粒 界および結晶粒の内部に分散している。ここで、最大粒子径とは化合物粒子の最大 長さを意味し、最小粒子径とは化合物粒子の最小長さを意味する。
[0022] 好ましくは、素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径は、 20 μ m以下、さらに 好ましくは 10 μ m以下である。 [0023] 一つの実施形態として、高強靭性マグネシウム基合金は、重量基準で 0. 5〜6% の亜鉛、 2〜15%のアルミニウム、 0. 5〜4%のマンガン、 1〜8%のシリコン、 0. 5〜 2%の銀力もなる元素群力も選ばれた少なくとも 1種類の元素を含む。
[0024] 本発明に従った高強靭性マグネシウム基合金の機械的特性に注目すると、好まし くは、引張強さ（ σ )が 350MPa以上で、破断伸び（ ε )が 5%以上である。また、別の 観点から見ると、好ましくは、引張強さ（σ )と破断伸び（ε )との積が、 σ X ε≥4000 MPa' %である。
[0025] 希土類元素は、好ましくは、セリウム (Ce)、ランタン (La)、イットリウム (Y)、イツテリ ビゥム (Yb)、ガドリニウム（Gd)、テリビゥム (Tb)、スカンジウム（Sc)、サマリウム（Sm )、プラセォジゥム (Pr)、ネオジゥム (Nd)力もなる群力も選ばれた少なくとも 1種類の 元素を含む。
[0026] また、一つの実施形態として、高強靭性マグネシウム基合金は、重量基準で 1. 5〜 4%のマンガン、 2〜15%のアルミニウムおよび lOppm以下の鉄を含み、 Al— Mnィ匕 合物の最大粒子径が 20 m以下である。ここで、「10ppm以下の鉄」とは、鉄を含ま な 、ことをも包含するものとして理解すべきである。
[0027] 上記のような構成を備えた高強靭性マグネシウム基合金によれば、素地は微細な 結晶粒径を有するマグネシウム力 構成され、その結晶粒内部には微細な粒子状の 金属間化合物が均一に析出 ·分散すると ヽつた組識構造を有するので、自動車や自 動二輪車のエンジン系もしくは駆動系部品に有利に適用されるものとなる。
[0028] 本発明に従った高強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法は、次の工程を備え る。
[0029] (1)重量基準で 1〜8%の希土類元素および 1〜6%のカルシウムを含むマグネシ ゥム基合金粉体に対して塑性カ卩ェを行なうことによって、素地を構成するマグネシゥ ム結晶粒の微細化および素地中に分散する化合物粒子の微細化を行なう工程。
[0030] (2)微細化処理を行なったマグネシウム基合金粉体を圧縮成形して粉末固化体を 作製する工程。
[0031] (3)粉末固化体を加熱し、直ちに温間押出し加工を行なって合金素材を得る工程 [0032] 上記に記載した本発明の作用効果等については、以下の「発明を実施するための 最良の形態」および「実施例」の項の中で説明する。
図面の簡単な説明
[0033] [図 1]铸造法によって製造したマグネシウム基合金の結晶組織を図解的に示した図 である。
[図 2]塑性加工法を利用した固相製法によって製造したマグネシウム基合金の結晶 組織を図解的に示した図である。
[図 3]本発明に従った高強靭性マグネシウム基合金素材の製造工程を示す図である
[図 4]出発原料粉体に対して塑性加工を繰返し行い、最終的に粉末固化体を得るま での工程の一例を示す図である。
[図 5A]表 1に示した実施例 9の組織写真である。
[図 5B]表 1に示した実施例 11の組織写真である。
[図 5C]表 1に示した比較例 16の組織写真である。
[図 6A]押出材 (実施例）の組織写真である。
[図 6B]押出材 (比較例）の組織写真である。
発明を実施するための最良の形態
[0034] [各添加元素の効果]
(1)希土類元素（RE : Rare Earth)
希土類元素 (RE)成分は、素地であるマグネシウムと Mg— RE化合物を形成すると 共に、添加成分の一例であるアルミニウム (A1)との間で Al— RE化合物を形成する。 AI REや Al REといった化合物は、 Mg A1や Mg Al といった Mg—Al系化合
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物に比べて熱安定性に優れて 、るので、これらの微細粒子が素地中に均一に分散 することによりマグネシウム合金の耐熱強度特性を向上させることができる。
[0035] 希土類元素 (RE)含有量の適正範囲は、重量基準で 1〜8%である。希土類元素 含有量が 1%未満の場合には、耐熱強度特性の向上効果が十分ではない。一方、 希土類元素を 8%を超えて添加しても、その効果は増加せず、逆に析出する化合物 が多くなりすぎて後加工で問題を生じるようになる。すなわち、得られたマグネシウム 合金に対してさらに温間鍛造や圧延加工、引抜き加工などの 2次加工を施す際に、 靭性不足による割れ'亀裂などが発生する。高強度'高靭性と上記の 2次加工性を両 立させるためのより好ましい希土類元素含有量は、 3〜5%である。
[0036] これらの Mg— RE系化合物および A1— RE系化合物は、通常の铸造法やダイカス ト法によれば、図 1に示すように、マグネシウムの結晶粒界（α結晶粒界）に沿って析 出し、針状ィ匕合物あるいはそれらが連結したネットワーク状ィ匕合物として存在する。
[0037] 図 1は、铸造法によって製造したマグネシウム基合金の結晶組織を図解的に示した 図である。素地を構成する個々のマグネシウム結晶粒 1は粗大であり、結晶粒界 2に 沿って針状の金属間化合物 3が存在している。このように針状金属間化合物 3が素 地の結晶粒界 2に沿って存在すると、マグネシウム基合金の機械的特性の低下を招
<ο
[0038] マグネシウム基合金の強度 '靭性向上の観点からは、これらの金属間化合物は微 細な粒子状ィ匕合物として結晶粒内に分散することが望ましい。図 2は、後述する本発 明の方法、すなわち塑性加工法を利用した固相製法によって製造したマグネシウム 基合金の結晶組織を図解的に示した図である。素地を構成する個々のマグネシウム 結晶粒 4は微細であり、微細な粒子状金属間化合物 6は、結晶粒界 5および結晶粒 4 の内部に分散している。このような組織構造をもつマグネシウム基合金は、強度およ び靭性にお！、て優れた特性を発揮する。
[0039] 上記の金属間化合物の大きさに関しては、高強度と高靭性を両立するという観点か ら、最大粒子径が 20 μ m以下であることが望ましぐより好ましくは 10 μ m以下である 。金属間化合物の最大粒子径が 20 /z mを超えると、マグネシウム合金の常温での靭 性 (例えば、破断伸びや衝撃値）が低下し、特に 30 mを超えると靭性低下に伴つ て強度低下を招く。
[0040] 上記の金属間化合物の形状に関しては、針状よりもむしろ粒子状であることが望ま しい。具体的には、化合物粒子の最大粒子径を D、最小粒子径を dとした場合、ァス ぺクト比 DZdを 5以下とすることにより、高強度と高靭性とを両立することができる。疲 労強度の向上の観点からは、 DZdを 3以下にすることがより好ましい。一方、 DZdが 5を超えると、マグネシウム合金中の欠陥となり、その部分での応力集中が生じるため に靭性の低下を招く。
[0041] 铸造法やダイカスト法によって ex結晶粒界に析出する針状ィ匕合物の DZdは 5〜2 0程度であるため、高強度 ·高靭性が困難であり、また高い疲労強度を得ることも困難 である。
[0042] なお、希土類元素としてセリウム (Ce) ,ランタン (La) ,イットリウム (Y) ,イツテルビゥ ム（Yb) ,ガドリニウム（Gd) ,テルビウム（Tb) ,スカンジウム（Sc) ,サマリウム（Sm) , プラセォジゥム (Pr) ,ネオジゥム (Nd)などを用いることができる。また、これらの希土 類元素を含むミッシュメタルを用いてもょ 、。
[0043] (2)カルシウム（Ca)
カルシウム（Ca)は、添加成分の一例であるアルミニウム (A1)との間で Al Caといつ
2 た Al—Ca系化合物を形成する。この金属間化合物は、上記の A1—RE系化合物と 同様、 Mg Alや Mg A1 といった Mg— A1系化合物に比べて熱安定性に優れてい
2 3 17 12
るので、これらの微細化合物粒子が素地中に均一に分散することでマグネシウム合 金の耐熱強度特性を向上させることができる。また、 Znを含有する場合には、 Mg— Zn— Ca系化合物を形成し、これも Al Caと同様に、耐熱強度特性の向上に寄与す
2
る。
[0044] 適正なカルシウム含有量は、重量基準で、 1〜6%である。カルシウム含有量が 1 % 未満では耐熱強度特性の向上効果は十分ではな 、。カルシウムを 6%を超えて添カロ しても、その効果は増加せず、逆に析出する化合物が多くなりすぎて後加工で問題 を生じるようになる。すなわち、得られたマグネシウム合金に対してさらに温間鍛造や 圧延加工、引抜き加工などの 2次加工を施す際に、靭性不足による割れ'亀裂などが 発生する。高強度 ·高靭性と上記の 2次力卩ェ性を両立させるためのより好ましいカル シゥム含有量は、 2〜5 %である。
[0045] Al—Ca系化合物ぉょびMg—Zn—Ca系化合物も、通常の铸造法やダイカスト法 によれば、マグネシウムの結晶粒界（ α結晶粒界）に沿って析出し、針状化合物ある いはそれらが連結したネットワーク状ィ匕合物として存在する。その結果、マグネシウム 基合金の機械的特性の低下を招く。そこで本発明では、上述の通り、粉末化あるい は塊状化した出発原料を塑性加工によって固化する際に強加工歪を付与することに より、針状ある 、はネットワーク状の A1— Ca系化合物および Mg— Zn— Ca系化合物 を微細に粉砕し、図 2に示すようにマグネシウムの結晶粒界および結晶粒の内部に 均一に分散させる。
[0046] 上記の金属間化合物の大きさに関しては、高強度と高靭性を両立するという観点か ら最大粒子径が 20 μ m以下であることが望ましぐより好ましくは 10 μ m以下である。 金属間化合物の最大粒子径が 20 mを超えると、マグネシウム合金の常温での靭 性 (例えば、破断伸びや衝撃値）が低下し、特に 30 mを超えると靭性低下に伴つ て強度低下を招く。
[0047] 上記の金属間化合物の形状に関しては、針状よりもむしろ粒子状であることが望ま しい。具体的には化合物粒子の最大粒子径を D、最小粒子径を dとした場合、ァスぺ タト比 DZdを 5以下とすることにより、高強度と高靭性とを両立させることができる。疲 労強度の向上の観点からは、 DZdを 3以下にすることがより好ましい。逆に、 DZdが 5を超えると、マグネシウム合金中の欠陥となり、その部分での応力集中が生じるため に靭性の低下を招く。铸造法やダイカスト法によって OC結晶粒界に析出する針状ィ匕 合物の DZdは 5〜20程度であるため、高強度 ·高靭性が困難であり、また高い疲労 強度を得ることも困難である。
[0048] (3)アルミニウム（A1)
アルミニウム (A1)は、素地のマグネシウムと Mg—Al系化合物を生成すると共に、 Mg—Zn—Al系化合物を生成する。後者は耐熱性に優れることから、素地中に微細 に析出 '分散することにより、マグネシウム合金の耐熱強度特性の向上に寄与する。 このような効果を発現するためには、重量基準で A1添加量は 2%以上必要である。 他方、 15%を超えて添加すると、インゴットを作製する過程でインゴットに割れや亀裂 が生じて生産性および歩留りの低下を招く。ゆえに、本発明のマグネシウム合金にお ける A1成分の適正な含有量は、 2〜15%であり、高強度 ·高靭性と前述の 2次加工 性との両立の観点から、より好ましい範囲は 6〜12%である。
[0049] (4)亜鉛 (Zn)
亜鉛 (Zn)は素地のマグネシウムと Mg— Znィ匕合物を生成する力 この 2元系化合 物は熱安定性に劣るため、かえってマグネシウム合金の耐熱強度特性を低下させる 。し力しながら、前述の通り、 A1を添加することで耐熱性に優れた Mg— Zn— A1系化 合物あるいは Mg— Zn— Ca系化合物を生成し、さらには後述する素地への固溶強 化などによってマグネシウム合金の耐熱強度特性および常温での機械的特性の向 上に寄与する。本発明のマグネシウム合金における Zn成分の適正な含有量は、重 量基準で 0. 5〜6%であり、 0. 5%未満では上記の効果は十分ではなぐ一方、含 有量が 6%を越えるとマグネシウム合金の靭性低下を招く。
[0050] (5)マンガン（Mn)
マンガン (Mn)は、素地のマグネシウムに固溶し、その固溶強化によって機械的特 性、特に耐力の向上に寄与する。本発明のマグネシウム合金における Mn成分の適 正な含有量は重量基準で 0. 5〜4%である。 0. 5%未満では上記の効果は十分で はなぐ一方、 4%を超えるとマグネシウム合金の靭性低下を招く。
[0051] Mn含有量が 1. 5〜4%の場合において、好ましくは、マグネシウム基合金中の Fe 含有量が lOppm以下、より好ましくは 3ppm以下であり、同時に Al— Mnィ匕合物の最 大粒子径が 20 μ m以下、より好ましくは 10 μ m以下である。
[0052] Mnの多量添カ卩により铸造マグネシウムインゴットにおいて、耐食性を低下させる Fe の含有量が減少し、マグネシウム合金の耐腐食性が向上する。し力しながら、多量の Mn添加（例えば 1%以上）では、 Al—Mnィ匕合物が粗大化（例えば、 20-80 μ m程 度)し、マグネシウム合金の機械的特性や加工性が低下する。
[0053] ところが、後述する本発明の機械的な粉砕'微細化プロセスを用いることにより、前 述した組織、すなわち Al—Mnィ匕合物の最大粒子径が 20 m以下、より好ましくは 1 0 m以下となった組織を実現でき、耐腐食性と機械的特性のノ《ランスが取れたマグ ネシゥム基合金を得ることが可能になる。
[0054] (6)銀 (Ag)
銀 (Ag)は素地のマグネシウムに固溶し、その固溶強化によって機械的特性、特に 耐力の向上に寄与する。本発明のマグネシウム合金における Ag成分の適正な含有 量は、重量基準で 0. 5〜2%である。 0. 5%未満では上記の効果は十分ではなぐ 一方、 2%を超えると、マグネシウム合金の靭性低下を招く。
[0055] (7)シリコン（Si) シリコン（Si)は、素地のマグネシウムと反応してマグネシウムシリサイド（Mg Si)を
2 生成する。このマグネシウムシリサイドは、高剛性 ·高硬度 ·高耐腐食性を有すること から、素地中に分散することでマグネシウム合金においてもこれらの特性を向上させ る効果がある。重量基準で Si含有量が 1%未満の場合、これらの効果が十分ではな ぐ他方、 8%を越えるとマグネシウム合金の靭性、例えば引張特性における伸びな どが著しく低下すると同時に、切削加工における工具摩耗およびそれに伴う素材表 面粗度の低下が生じる。
[素地のマグネシウムの最大結晶粒径]
本発明のマグネシウム合金では、素地を構成するマグネシウム結晶粒の微細化に より、強度のみならず、靭性も向上できる。具体的にはマグネシウムの最大結晶粒径 力 ^O /z m以下であれば、常温において 350MPa以上の引張強さと、 5%以上の破 断伸びとを有するような高強靭性マグネシウム合金となることを見出した。特に、最大 結晶粒径が 20 m以下の場合には、 400MPaを超える高強度を発現することを明ら 力とした。さらに、マグネシウムの最大結晶粒径が 10 /z mを下回る場合には、 Mg原 料粉体が塑性加工される過程でその集合組織の無秩序化も進行することで、 Mg合 金が高靭性を発現すると同時に、低温での曲げ 'プレス加工性が向上することを明ら 力にした。
[0056] [高強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法]
図 3は、本発明に従った高強靭性マグネシウム基合金素材の製造工程を示して!/ヽ る。この図を参照しながら、本発明の方法をより具体的に説明する。
[0057] (1)原料粉体の準備
所定の成分組成を有するマグネシウム合金インゴットを铸造法で作製する。所定の 成分組成とは、少なくとも、重量基準で 1〜8%の希土類元素および 1〜6%のカルシ ゥムを含むものであり、必要に応じて、 0. 5〜6%の亜鉛、 2〜15%のアルミニウム、 0 . 5〜4%のマンガン、 1〜8%のシリコン、 0. 5〜2%の銀からなる元素群から選ばれ た少なくとも 1種類の元素を含むようにする。
[0058] 铸造法で作製したマグネシウム合金インゴットから切削加工または粉砕加工等の機 械的加工法により、粉末、塊状粒子、チップ等を取り出し、出発原料粉体として用い る。
[0059] (2)結晶粒の微細化および化合物粒子の微細化
粉末固化体を作製するのに先立ち、出発原料粉体に対して圧縮成形、押出し加工 、鍛造加工、圧延カ卩ェなどの塑性カ卩ェを行なうことによって、素地を構成するマグネ シゥム結晶粒の微細化および素地中に分散する化合物粒子の微細化を行な!/、、図 2に示したような結晶組織を得る。
[0060] 出発原料に対して強加工歪を付与することにより、針状あるいはネットワーク状の金 属間化合物（例えば、 Mg— RE系化合物や A1— RE系化合物）を微細に粉砕し、素 地を構成するマグネシウム結晶粒の内部に均一に分散するようにする。
[0061] マグネシウム合金原料粉体に対して強加工歪を付与する方法としては、金型等に 粉末を充填した状態で圧縮や押出し、あるいはせん断加工、曲げ加工、回転せん断 加工等を付与する方法や、粉末を圧延する方法、またボールミル等によって粉砕加 ェを行う方法などが有効である。上記の金属間化合物およびマグネシウム結晶粒を 効率的に微細粒ィ匕するため、これらの塑性カ卩ェ方法を 100〜300°C程度の温間領 域で実施することが好まし 、。
[0062] 図 4は、出発原料粉体 10に対して塑性加工を繰返し行い、最終的に粉末固化体 2 0を得るまでの工程の一例を示している。この図を参照して、強加工歪を付与する方 法の一例を説明する。
[0063] まず、図 4 (a)に示すように、金型臼 11と下パンチ 12とで形成された器に出発原料 粉体 10を充填する。次に、図 4 (b)に示すように、圧縮用上パンチ 13を金型臼 11内 に下降させて、原料粉体 10を圧縮する。次に。図 4 (c)および (d)に示すように、圧縮 用上パンチ 13を退避させた後、押込用上パンチ 14を圧縮された原料粉体 10中に押 込む。この押込用上パンチ 14の押込みにより、圧縮された原料粉体 10が後方（図中 、矢印 Bで示す方向）に押出され、強加工歪が付与される。
[0064] 次に、図 4 (e)および (f)に示すように、押込用上パンチ 14を退避させた後、再度圧 縮用上パンチ 13により断面 U字形状となった圧縮原料粉体 10を圧縮する。この圧縮 加工により、金型臼 11の内壁面に沿って存在する原料粉体 10が金型臼 1の内側（ 図中、矢印 Cで示す方向）に回り込む。 [0065] 図 4 (b)〜 (f)で示すような一連の加工を繰り返して行なうことにより、原料粉体は機 械的に粉砕され、かつ素地を構成するマグネシウム結晶粒は微細化する。同時に、 金属間化合物も微細に粉砕され、マグネシウム結晶粒の内部に分散するようになる。
[0066] (3)粉末固化体の作製
図 4 (g)に示すように、マグネシウム基合金原料粉体 10に対して必要な塑性加工を 施して微細化処理を行なった後に、圧縮成形して粉末固化体 20を作製する。
[0067] (4)加熱および温間押出し
上記のようにして得られた粉末固化体を例えば 300〜520°Cの温度で 30秒間保持 して加熱した後、直ちに例えば押出比 37、型温度 400°Cの条件で温間押出し加工 を行い、棒状素材を得る。このような温間押出し加工により、マグネシウム結晶粒およ び化合物粒子の微細化がより促進される。具体的には、押出しによる塑性加工によ つて化合物粒子が機械的に分断され、より微細粒化するとともに、加工および熱処理 によりマグネシウム結晶粒が動的再結晶し、より微細になる。
[0068] [マグネシウム基合金の機械的特性]
本発明のマグネシウム基合金は、常温から 200°C程度までの温度域にぉ 、て優れ た強度と靭性を有することから、自動車や自動二輪車などのエンジン系部品あるいは トランスミッション系部品として利用可能である。上記のような本発明が規定する適正 な成分元素を含み、かつ素地のマグネシウムが適正範囲を満足する結晶粒径を有 する場合、常温での引張強さ（ σ )が 350MPa以上で、破断伸び（ ε )が 5%以上を 発現する。より好ましくは、 400MPa以上の引張強さを有する。また、引張強さ（ σ )と 破断伸び（ ε )との積が、 σ X ε ≥4000MPa' %の高強靭性を発現するマグネシゥ ム合金が得られる。
[0069] 他方、常温での引張強さ（ σ )が 350MPa以上で、破断伸び（ ε )が 5%以上である ことを満足し、および Ζまたは σ X ε ≥4000MPa' %を満足するマグネシウム基合 金であれば、ピストンやシリンダーライナー、コンロッドなどの自動車あるいは自動二 輪者に用いる駆動系部品として利用可能なものとなる。
実施例 1
[0070] 表 1に記載の合金組成を有するマグネシウム基合金粉体 (粒子径： 0. 5〜2mm)を 準備し、各粉末を金型に充填した後、圧縮成形によって粉末固化体を作製した。こ の各固化体を不活性ガス雰囲気中で 400〜480°Cの温度域で 5分間、加熱保持し た後、直ちに温間押出加工を施すことで押出素材 (直径 7. 2πιπι φ )を作製した。
[0071] 上記のように作製した各素材について、研磨'ィ匕学エッチングの後に押出方向の組 識観察を行 ヽ、画像解析によって素地のマグネシウムの最大結晶粒径を測定した。 また各押出素材力ゝら丸棒引張試験片（直径 3mm φ、平行部 15mm)を採取し、常温 および 150°Cで引張試験を行った。引張速度は 0. 3mmZminで一定とし、また 150 °Cでの引張試験においては事前に試験片を 150°Cで 100時間加熱保持した後に試 験に供した。
[0072] これらの特性評価結果を表 1に示している。素地の結晶粒微細化に関しては、マグ ネシゥム基合金粉体を 100〜300°Cの温度に加熱保持した状態でプレス成形や口 ール圧延などにより塑性加工 (圧縮 ·押出'剪断加工など)を付与することで、異なる 結晶粒径を有するマグネシウム基合金粉体を作製した。また比較例 19に関しては、 押出材に対して不活性ガス雰囲気中で 400°C X 20hの熱処理を施すことで結晶粒 の粗大化を行った。
[0073] 実施例 1〜11おいては、本発明が規定する適正な合金組成および Mg最大結晶 粒径を有する押出材であり、常温での優れた機械的特性を有している。特に、実施 例 10および 11に示すように Mgの最大結晶粒径が 10 /z mを下回ると、強度向上の みならず、伸び (靭性)も改善される。
[0074] 他方、比較例 12〜18においては、本発明が規定する合金組成を有さないので、 押出材は十分な強度を有していない。特に、比較例 14および 15においては、 REま たは Caの含有量が適正範囲を超えているために、靭性低下を誘発し、その結果、引 張強度も低下している。比較例 19においては、 Mg最大結晶粒径が 66. と大き いために、十分な強度特性が得られていない。
[0075] [表 1] Mg合金素地の
No. 化学組成 (重量基準） 常温での引張特性 σ ε 150°Cでの 最大結晶粒径
RE Ca Zn Al n Si Afi Mg ( jLi m) UTS(MPa) 伸び (%) (MPa.%) UTS(MPa) 実施例 3.0 1.2 0.7 7.5 1.0 0.0 0.0 残 22.1 383 14.4 5515 134
1.8 2.2 0.0 6.5 0.0 0.0 0.0 残 18.0 376 13.8 5189 131
4.6 3.8 0.5 4.0 0.0 0.0 0.0 残 14.3 388 15.2 5898 136
④ 5.8 4.8 0.0 0.0 0.5 0.0 0.0 残 17.2 368 14.2 5226 126
⑤ 3.5 2.0 0.0 6.0 0.0 0.0 0.0 残 15.2 398 1 1.2 4458 139
⑥ 3.0 1.0 0.5 7.5 0.5 1.5 0.0 残 16.5 412 9.8 4038 146
3.0 1.0 0.5 7.5 0.5 0.0 1.0 残 14.0 418 9.6 4013 148
(8) 3.5 1.5 0.8 7.0 0.5 0.0 0.0 残 26.2 365 16.2 5913 124
3.5 1.5 0.8 7.0 0.5 0.0 0.0 残 15.4 394 1 1.1 4373 138
3.5 1.5 0.8 7.0 0.5 0.0 0.0 残 9.3 406 12.6 51 16 140
3.5 1.5 0.8 7.0 0.5 0.0 0.0 残 3.7 426 14.8 6305 149 比較例 3.0 0.0 0.5 3.5 0.5 0.0 0.0 残 20.1 324 19.3 6253 1 10
0.0 3.5 0.0 4.0 0.0 0.0 0.0 残 15.5 319 18.8 5997 107
9.5 2.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残 16.4 289 2.7 780 102
2.5 7.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残 18.3 262 2.1 550 98
⑩ 0.0 0.0 1.0 9.0 0.5 0.0 0.0 残 27.3 336 15.6 5242 1 15
⑩ 0.0 0.0 1.1 6.1 0.5 0.0 0.0 残 24.8 305 17.2 5246 104
0.0 0.0 1.0 3.1 0.4 0.0 0.0 残 28.2 280 16.9 4732 101
⑲ 3.5 1.5 0.8 7.0 0.5 0.0 0.0 残 66.8 318 18.8 5978 106
実施例 2
[0076] 表 1に示した実施例 9、実施例 11および比較例 16の組織写真を図 5に示す。これ らの組織写真を比較観察すれば、実施例 9および実施例 11の押出材のマグネシゥ ム結晶粒が微細化されていることが明瞭にわかる。
実施例 3
[0077] 铸造法により重量基準で RE ; 3. 5%、 Ca ; l. 5%、 Zn;0. 8%、 Al; 7%、 Mn;0.
5%、 Mg ;残部力もなるインゴットを作製し、この素材力も切削加工によりマグネシウム 基合金粉体 (粒子径; 0. 5〜1. 5mm)を採取した。この Mg合金粉体を 150°Cにカロ 熱した状態でロール圧延を行うことにより、粉体における Mg結晶粒の微細化および 素地中に分散する化合物の微細粒化を行った。このような温間塑性加工を施した M g合金粉体を金型成形により固化した後、不活性ガス雰囲気中で 420°C X 5min.の 加熱処理を行い、直ちに温間押出加工 (押出比 20)を行った。
[0078] 他方、比較例として上記のロール圧延加工を施すことなぐ切削加工によって得ら れた Mg合金粉体を直接、金型成形し、同一条件で加熱 ·温間押出加工を行って押 出素材を作製した。実施例の押出材の常温における引張強さは 397MPa、破断伸 びは 11. 4%であった。他方、比較例の押出材においては、引張強さが 316MPa、 破断伸びが 6. 5%であった。
[0079] それぞれの押出材の組織を図 6に示す。図 6の（a)の実施例においては、素地中に 分散する化合物（ここでは Al Caおよび Mg A1 )は球状あるいはそれに近い形状
2 17 12
を呈しており、 Mg結晶粒の粒界および粒内に均一に分散している。画像解析の結 果、これらの化合物における最大粒子径 Dと最小粒子径 dの比（DZd)は 1. 2〜2. 4であり、また最大粒子径は 3. 8 mであった。
[0080] 他方、図 6の (b)の比較例においては、 Mg結晶粒界に沿って連結したネットワーク 状の化合物 (Al Caおよび Mg Al )が存在しており、同様に画像解析を行った結
2 17 12
果、 D/d値が 10を超える高い値を有し、し力も長径が 30 /z mを超える粗大な金属 間化合物であることを確認した。
実施例 4
[0081] 表 2に記載の試料 No. 1〜4および 8の合金組成を有するマグネシウム基合金粉体 (粒子径; 0. 5〜2mm)を準備し、各粉末を 150°C付近に加熱した状態でせん断'圧 縮加工を施して粉体素地中の Mg結晶粒および析出 ·分散化合物を微細化した後、 金型に充填して圧縮成形によって粉末固化体を作製した。各固化体を不活性ガス雰 囲気中にて 400°Cで 5分間、加熱保持した後、直ちに温間押出加工を施すことにより 押出素材 (直径 7. 2mm φ )を作製した。
[0082] 試料 No. 5〜7のマグネシウム基合金は、铸造法によって作製したインゴット素材で ある。
[0083] 各素材について研磨'ィ匕学エッチングの後に押出方向の組識観察を行い、画像解 析によって Mg素地の最大結晶粒径および A1— Mn系化合物の最大粒子径を測定 した。
[0084] また各押出素材力ゝら丸棒引張試験片（直径 3mm φ、平行部 15mm)を採取し、常 温および 150°Cで引張試験を行った。引張速度は 0. 3mmZminで一定とした。
[0085] さらに、各試料の耐腐食性を評価すベぐ押出材から直径 6. 8mm φ、長さ 80mm の円柱試料を採取し、これを pHIOの濃度 5%NaCl水溶液中（溶液温度； 35°C)に 7 2時間浸漬した後の試験前後での重量減少量から腐食速度 (mgZcm2)を算出した 。これらの特性評価結果を表 2に示す。
[0086] 実施例 1〜4においては、本発明が規定する適正な合金組成および Mg最大結晶 粒径を有する押出材であり、常温での優れた機械的特性と耐腐食性を有している。 特に、 Mn含有量が 1. 5%以上の範囲でその含有量が増加するにつれて Mg合金 中の Fe含有量も減少し、その結果、耐腐食性が向上 (腐食速度が低下)している。ま た引張強度も Mn含有量の増加につれて増大しており、これは 10 m以下に微細化 された A1— Mn系化合物の分散強化によるものである。
[0087] 他方、比較例 5〜7においては、铸造法により作製した素材であり、本発明が規定 する Mg結晶粒径を有さないために十分な機械的特性を有さない。同時に、 A1-M n系化合物もその粒子径が 30 μ mを超えて粗大化して 、るために Mg合金の強度お よび靭性の低下を招く原因の一つとなって 、る。
一方、比較例 8においては、 20 m以下の Mg結晶粒径を有することで優れた機械 的特性を有する力 Mnを含まないために Fe含有量が 135ppmと増大し、その結果、 Mg合金の耐腐食性が著しく低下する。
[表 2]
Figure imgf000020_0001
[0089] 以上、図面を参照してこの発明の実施形態を説明した力 この発明は、図示した実 施形態のものに限定されない。図示した実施形態に対して、この発明と同一の範囲 内において、あるいは均等の範囲内において、種々の修正や変更をカ卩えることが可 能である。
産業上の利用可能性
[0090] この発明は、常温および 200°C程度までの高温下において優れた強度特性および 優れた靭性を発揮するマグネシウム基合金として利用されるものである。特に、本発 明に従った高強靭性マグネシウム基合金は、微細な結晶粒径を有するマグネシウム 素地を備え、かつその結晶粒内部に微細な粒子状の金属間化合物を均一に析出 · 分散した組識構造を有して 、るので、自動車や自動二輪車のエンジン系もしくは駆 動系部品に有利に適用されるものである。

Claims

請求の範囲
[I] 重量基準で 1〜8%の希土類元素および 1〜6%のカルシウムを含み、素地を構成す るマグネシウムの最大結晶粒径が 30 m以下であることを特徴とする、高強靭性マ グネシゥム基合金。
[2] 前記希土類元素および前記カルシウムの少なくとも!/、ずれか一方の金属間化合物を 含み、この金属間化合物の最大粒子径が 20 m以下である、請求項 1に記載の高 強靭性マグネシウム基合金。
[3] 前記金属間化合物は、アルミニウムと希土類元素との化合物である、請求項 2に記載 の高強靭性マグネシウム基合金。
[4] 前記金属間化合物は、アルミニウムとカルシウムとの化合物である、請求項 2に記載 の高強靭性マグネシウム基合金。
[5] 前記金属間化合物の最大粒子径を D、最小粒子径を dとすると、 D/d≤ 5である、請 求項 2に記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[6] 前記金属間化合物は、前記素地を構成するマグネシウムの結晶粒界および結晶粒 の内部に分散している、請求項 2に記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[7] 前記素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径が 20 μ m以下である、請求項 1に 記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[8] 前記素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径が 10 m以下である、請求項 1に 記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[9] 重量基準で 0. 5〜6%の亜鉛、 2〜15%のアルミニウム、 0. 5〜4%のマンガン、 1〜
8%のシリコン、 0. 5〜2%の銀力もなる元素群力も選ばれた少なくとも 1種類の元素 を含む、請求項 1に記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[10] 引張強さ（ σ )が 350MPa以上で、破断伸び（ ε )が 5%以上である、請求項 1に記載 の高強靭性マグネシウム基合金。
[II] 引張強さ（σ )と破断伸び（ ε )との積が、 σ X ε≥4000MPa' %である、請求項 1に 記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[12] 前記希土類元素は、セリウム (Ce)、ランタン (La)、イットリウム (Y)、イツテリビゥム (Y b)、ガドリニウム（Gd)、テリビゥム (Tb)、スカンジウム（Sc)、サマリウム（Sm)、プラセ ォジゥム (Pr)、ネオジゥム (Nd)力もなる群力も選ばれた少なくとも 1種類の元素を含 む、請求項 1に記載の高強靭性マグネシウム基合金。
[13] 重量基準で 1. 5〜4%のマンガン、 2〜15%のアルミニウムおよび lOppm以下の鉄 を含み、 Al—Mnィ匕合物の最大粒子径が 20 m以下である、請求項 1に記載の高 強靭性マグネシウム基合金。
[14] 請求項 1に記載の高強靭性マグネシウム基合金を用いた自動車または自動二輪車 用駆動系部品。
[15] 重量基準で 1〜8%の希土類元素および 1〜6%のカルシウムを含むマグネシウム基 合金粉体に対して塑性加工を行なうことによって、素地を構成するマグネシウム結晶 粒の微細化および素地中に分散する化合物粒子の微細化を行なう工程と、 前記微細化処理を行なったマグネシウム基合金粉体を圧縮成形して粉末固化体を 作製する工程と、
前記粉末固化体を加熱し、直ちに温間押出し加工を行なって合金素材を得る工程 とを備えた、高強靭性マグネシウム基合金素材の製造方法。
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