WO2012133522A1 - マグネシウム合金 - Google Patents

マグネシウム合金 Download PDF

Info

Publication number
WO2012133522A1
WO2012133522A1 PCT/JP2012/058113 JP2012058113W WO2012133522A1 WO 2012133522 A1 WO2012133522 A1 WO 2012133522A1 JP 2012058113 W JP2012058113 W JP 2012058113W WO 2012133522 A1 WO2012133522 A1 WO 2012133522A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
content
magnesium alloy
aluminum
calcium
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/058113
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
勤二 平井
東　健司
順庸 瀧川
徳照 上杉
Original Assignee
株式会社新技術研究所
公立大学法人大阪府立大学
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社新技術研究所, 公立大学法人大阪府立大学 filed Critical 株式会社新技術研究所
Priority to EP12765196.6A priority Critical patent/EP2692884B1/en
Priority to CN201280015541.0A priority patent/CN103635598A/zh
Priority to US14/008,280 priority patent/US20140044586A1/en
Publication of WO2012133522A1 publication Critical patent/WO2012133522A1/ja

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
    • C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a magnesium alloy, particularly a high-strength and high heat-resistant magnesium alloy that can be processed into a wrought material such as extrusion and forging.
  • Magnesium is known to be the lightest and highest specific strength among practical metals. For example, as a measure against global warming, parts that have been reduced in weight using a magnesium alloy to reduce the carbon dioxide emissions by reducing the weight of the vehicle and to increase the distance that can be traveled by one charge of an electric vehicle. Magnesium alloys are increasingly used in many applications, such as being applied. Magnesium alloy parts are often formed by casting or die casting.
  • Patent Document 1 discloses that a crushed intermetallic compound is uniformly dispersed in crystal grains to improve mechanical strength.
  • the magnesium alloy according to Patent Document 1 has a problem that heat resistance, that is, strength at a high temperature may still be insufficient.
  • the magnesium alloy according to the cited document 2 needs to suppress the hot rolling and forging degree of work (rolling ratio) to a low value. There was a problem that the strength may not be sufficient.
  • the present invention has been made for the purpose of meeting such a demand, and therefore an object of the present invention is to provide a magnesium alloy having a sufficiently high strength at room temperature and high temperature.
  • Embodiment 1 of the present invention aluminum (Al): 14.0 to 23.0 mass%, calcium (Ca): 11.0 mass% or less (not including 0 mass%), strontium (Sr): 12.0 A magnesium alloy characterized by containing not more than mass% (not including 0 mass%) and zinc (Zn): 0.2 to 1.0 mass%.
  • Aspect 2 of the present invention includes silicon (Si): 0.1 to 1.5 mass%, rare earth (RE): 0.1 to 1.2 mass%, zirconium (Zr): 0.2 to 0.8 mass% %, Scandium (Sc): 0.2 to 3.0% by mass, yttrium (Y): 0.2 to 3.0% by mass, tin (Sn): 0.2 to 3.0% by mass, barium (Ba ): 0.2-3.0% by mass and antimony (Sb): at least one selected from the group consisting of 0.1-1.5% by mass Magnesium alloy.
  • Aspect 3 of the present invention is characterized in that the ratio of the content of strontium (Sr) to the content of calcium (Ca) is 1: 0.3 to 1: 1.5 by mass ratio.
  • Aspect 4 of the present invention is characterized in that the content of aluminum (Al), the content of calcium (Ca), and the content of strontium (Sr) satisfy the relationship represented by the following formula (1).
  • a magnesium alloy according to any one of embodiments 1 to 3. 0.8 ⁇ ⁇ Al> ⁇ 1.35 ⁇ ⁇ Ca> + 1.23 ⁇ ⁇ Sr> + 8.5 ⁇ 1.2 ⁇ ⁇ Al> (1)
  • ⁇ Al> is the content of aluminum (Al) expressed in mass%
  • ⁇ Ca> is the content of calcium (Ca) expressed in mass%
  • ⁇ Sr> is expressed in mass%.
  • Aspect 5 of the present invention is the magnesium alloy according to any one of aspects 1 to 4, characterized in that precipitates containing Al 2 Ca and Al 4 Sr are precipitated at crystal grain boundaries with a space between each other. is there.
  • the present invention makes it possible to provide a magnesium alloy having sufficient room temperature strength and sufficient high temperature strength.
  • FIG. 1 shows the metal structure observed with a confocal laser microscope
  • FIG. 1 (a) shows the metal structure of the extruded material
  • FIG. 1 (b) shows the metal structure of the homogenized heat-treated material at 400 ° C. for 48 hours
  • FIG. 1 (c) shows the metal structure of the heat treatment material homogenized at 420 ° C. ⁇ 48 hours.
  • FIG. 2 shows the high-temperature tensile test results (true stress-true strain diagram) at 150 ° C. of the extruded material, 400 ° C. ⁇ 48 hours homogenized heat-treated material, and 420 ° C. ⁇ 48 hours homogenized heat-treated material.
  • FIG. 3 shows the measurement results of the tensile strength at room temperature.
  • FIG. 4 shows the measurement results of the high temperature tensile strength.
  • the inventors of the present application have studied the simultaneous utilization of both solid solution strengthening and precipitation strengthening, which is known as a strengthening mechanism of magnesium alloy. That is, it was investigated that both the solid solution strengthening mechanism and the precipitation strengthening mechanism are effectively operated by appropriately controlling the contents of aluminum, strontium, and calcium.
  • the magnesium alloy according to the present invention has aluminum (Al): 14.0 to 23.0 mass%, calcium (Ca): 11 mass% or less (not including 0 mass%), strontium (Sr): 12 mass% or less. (Not including 0% by mass), zinc (Zn): 0.2 to 1.0% by mass.
  • the second phase containing Ca and Al 4 Sr breaks (breaks) and aligns in the deformation direction.
  • Such precipitates containing Al 2 Ca and Al 4 Sr aligned in the deformation direction contribute to the improvement of the high-temperature strength.
  • the present inventors have been able to reprecipitate and disperse the second phase particles containing Al 2 Ca and Al 4 Sr by performing a homogenization heat treatment at 350 to 450 ° C. It has been found that the strength can be improved. More preferably, by performing a homogenization heat treatment at 385 ° C. to 415 ° C., the second phase containing Al 2 Ca and Al 4 Sr can be uniformly dispersed in the crystal grain boundaries, and the strength is more reliably increased. It turns out that you can.
  • the inventor of the present application has further studied, and the maximum solid solution amount (solid solution limit) of aluminum in the matrix of the sample subjected to the homogenization heat treatment at 400 ° C. for 48 hours after plastic processing such as extrusion is 8.3 mass%. (7.5 at%).
  • the measurement was performed by point analysis using an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • the amount of aluminum in the magnesium alloy according to the present invention is appropriate from 14.0 to 23.0 mass%. If aluminum is 14.0% by mass or more, even if about 8.5% by mass of aluminum is dissolved in the matrix, a sufficient amount of aluminum is sufficient for calcium, strontium, and intermetallic compounds Al 2 Ca and Al 4 Sr. It is because it can form. Moreover, if aluminum content is 23.0 mass% or less, ductility, such as elongation, is securable.
  • the amount of aluminum is 15.0% by mass to 20.0% by mass. This is because within this range, the intermetallic compounds Al 2 Ca and Al 4 Sr can be formed more reliably and the ductility can be ensured.
  • the calcium content is 11.0% by mass or less (not including 0% by mass).
  • 0% by mass is excluded so that calcium is always contained.
  • calcium is 1.0 to 8.0% by mass. This is because Al 2 Ca can be formed more reliably and can be prevented from becoming excessive.
  • strontium The content of strontium is 12.0% by mass or less (not including 0% by mass).
  • 0% by mass is excluded so that strontium is always contained.
  • the strontium is 0.5 to 8.0% by weight. This is because Al 4 Sr can be formed more reliably and the surplus can be suppressed. More preferably, the content is 1.0 to 6.0% by mass. This is because the effect of strontium can be maximized.
  • the magnesium alloy according to the present invention contains 0.2 to 1.0% by mass of zinc (Zn). This is because zinc has the effect of improving strength and improving castability.
  • the strontium and calcium contained are all precipitated as Al 2 Ca and Al 4 Sr, respectively, as shown in (2)
  • the amount of aluminum (mass%) represented by y in the formula is required.
  • ⁇ Ca> is the calcium content expressed in mass%
  • ⁇ Sr> is the strontium content expressed in mass%.
  • the physical meaning of the numbers in the formula is shown in parentheses after the numbers.
  • the amount of aluminum y represented by the formula (2) necessary for precipitation of strontium and calcium as Al 2 Ca and Al 4 Sr is 0.8 to 1.2 times the aluminum content, respectively. It is preferable to contain aluminum so that it may fall within the range.
  • Al 2 Ca and Al 4 Sr which are almost the same as the stoichiometric composition, are precipitated with almost no excess or deficiency of any element of aluminum, calcium and strontium, In addition, aluminum is sufficiently dissolved in the matrix.
  • ⁇ Al> is the aluminum content expressed in mass%.
  • the alloy of the present invention contains the aforementioned aluminum, calcium, strontium and zinc, and the balance may be composed of magnesium (Mg) and inevitable impurities.
  • the magnesium alloy preferably contains 40% by mass or more, more preferably 50% by mass or more, so as not to lose characteristics such as high specific strength.
  • Silicon forms an intermetallic compound with magnesium, and since the obtained intermetallic compound is stable at high temperatures, it is possible to effectively suppress grain boundary sliding and improve heat resistance in deformation at high temperatures. If the silicon content is 0.1 to 1.5% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • Rare earth forms an intermetallic compound with magnesium, and since the obtained intermetallic compound is stable at high temperature, it is possible to effectively suppress grain boundary slip and improve heat resistance in deformation at high temperature. If the rare earth content is 0.1 to 1.2% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • Zirconium forms an intermetallic compound with magnesium, and since the obtained intermetallic compound is stable at high temperatures, it is possible to effectively suppress grain boundary sliding and improve heat resistance in deformation at high temperatures. If the zirconium content is 0.2 to 0.8 mass%, the effect can be sufficiently exhibited.
  • Scandium when added to magnesium, has the effect of lowering stacking fault energy and reducing the deformation rate at high temperatures. If the content of scandium is 0.2 to 3.0% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • Yttrium when added to magnesium, has the effect of lowering the stacking fault energy and lowering the deformation rate at high temperatures. If the yttrium content is 0.2 to 3.0% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • tin When tin is added to magnesium, it has the effect of lowering stacking fault energy and reducing the deformation rate at high temperatures. If the content of tin is 0.2 to 3.0% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • Barium when added to magnesium, has the effect of lowering the stacking fault energy and reducing the deformation rate at high temperatures. If the barium content is 0.2 to 3.0% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • Antimony when added to magnesium, has the effect of lowering the stacking fault energy and lowering the deformation rate at high temperatures. If the content of scandium is 0.1 to 1.5% by mass, the effect can be sufficiently exerted.
  • the second phase particles containing Al 2 Ca and Al 4 Sr can be reprecipitated and dispersed by performing a homogenization heat treatment at 350 to 450 ° C. after the plastic working. It has been found that the high temperature strength can be further improved. Accordingly, the magnesium alloy according to the present invention (magnesium alloy article (stretched material)) is preferably subjected to a homogenization heat treatment at 350 to 450 ° C. after plastic working. The homogenization heat treatment at 350 to 450 ° C. is preferably maintained in this temperature range for 24 to 72 hours. This is because the precipitate is re-dissolved (re-deposited) and the thermal stability is improved by this treatment.
  • the inventor of the present application can re-precipitate and disperse the second phase particles containing Al 2 Ca and Al 4 Sr uniformly along the grain boundaries by performing a homogenization heat treatment at 385 ° C. to 415 ° C.
  • the present inventors have found that the high temperature strength can be further improved.
  • the second phase particles (precipitates) containing Al 2 Ca and Al 4 Sr are not mesh-like but spaced apart from each other (ie, discontinuous) ) Along the grain boundaries, and this form of precipitate greatly contributes to the improvement of high-temperature strength.
  • the magnesium alloy (magnesium alloy article (stretched material)) according to the present invention is more preferably subjected to homogenization heat treatment at 385 to 415 ° C. after plastic working.
  • the homogenization heat treatment at 385 to 415 ° C. is preferably maintained in this temperature range for 24 to 72 hours. By this treatment, precipitates are re-dissolved to make the structure uniform, and the intermetallic compound structure having high thermal stability at the grain boundary can be made uniform and stabilized.
  • plastic working here includes various types of hot and cold plastic working.
  • plastic working include extrusion, rolling, forging, drawing, swaging, and combinations thereof.
  • Example 1 An alloy sample having components shown in Table 1 was prepared. About the value of y shown in the formula (2) of the example samples (Example 1 and Example 2) shown in Table 1, Example 1 is 15.5, Example is 20.9, The expression (1) is satisfied. In both Example 1 and Example 2, the ratio of calcium content: strontium content is 1: 1 by mass ratio.
  • the alloy sample was melted at 700 ° C. and cast into a billet with a cylindrical mold.
  • the cast billet was heated to 400 ° C. at a temperature rising rate of 0.5 ° C./min, held for 48 hours, and then cooled with water.
  • extrusion was performed at an extrusion temperature of 350 ° C., an extrusion speed of 0.2 mm / second, and an extrusion ratio of 16 to obtain a round bar (diameter 10 mm).
  • Example 1 1) Homogenization heat treatment
  • the sample (extruded round bar) of Example 1 described above was subjected to a homogenization heat treatment at 400 ° C. for 48 hours while being extruded, and 420 ° C. ⁇ 48.
  • a material subjected to a homogenized heat treatment over time was produced.
  • FIG. 1 shows the metal structure observed with a confocal laser microscope
  • FIG. 1 (a) shows the metal structure of the extruded material
  • FIG. 1 (b) shows the metal structure of the homogenized heat-treated material at 400 ° C. for 48 hours
  • FIG. 1 (c) shows the metal structure of the heat treatment material homogenized at 420 ° C. ⁇ 48 hours.
  • precipitates (second phase) containing Al 2 Ca and Al 4 Sr are divided and aligned in the extrusion direction (vertical direction in the figure).
  • the 400 ° C. ⁇ 48 hour homogenized heat treatment material and the 420 ° C.
  • FIG. 2 shows the high-temperature tensile test results (true stress-true strain diagram) at 150 ° C. of the extruded material, 400 ° C. ⁇ 48 hours homogenized heat-treated material, and 420 ° C. ⁇ 48 hours homogenized heat-treated material.
  • the tensile test was performed at a temperature of 150 ° C. and a tensile speed of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec.
  • All samples show excellent high-temperature strength (heat resistance) with a tensile strength at 250 ° C. of 250 MPa.
  • the 400 ° C. ⁇ 48 hour homogenized heat treated material and the 420 ° C. ⁇ 48 hour homogenized heat treated material show higher high-temperature strength than the extruded material.
  • the heat-treated material homogenized at 400 ° C. ⁇ 48 hours has an extremely high high-temperature strength exceeding 300 MPa.
  • Crystal grain size measurement result Table 2 shows the crystal grain size of each alloy sample.
  • the crystal grain size was measured by an EBSD (Electron back scattered diffraction patterns) method.
  • a crystal grain was defined with a deviation of orientation of 15 ° or more as a grain boundary.
  • the average grain size was determined by simply dividing the total area by the number of grains.
  • FIG. 3 shows the measurement results of the tensile strength at room temperature. The measurement results of tensile strength, 0.2% proof stress and elongation of each alloy sample are shown. In Comparative Examples 2 and 3, the material was brittle and the 0.2% proof stress could not be measured.
  • Comparative Example 1 As for the tensile strength, Comparative Example 1, Example 1 and Example 2 showed excellent values of 300 MPa or more. However, it can be seen that Comparative Example 1 has a 0.2% proof stress of less than 250 MPa, and Examples 1 and 2 having a 0.2% proof stress of 250 MPa or more are superior in room temperature strength to the comparative sample. Regarding the elongation, Example 1 and Example 2 are 2% or more, and it can be seen that they have sufficient ductility. Further, the tensile strength of a sample prepared by extruding an AZ91 alloy known as a high-strength magnesium alloy at an extrusion temperature of about 360 ° C. and an extrusion ratio of about the same as those of Examples 1 and 2 is 295 MPa. (Hanlin Ding et.al, Journal of alloys and compounds, 456 (2008) 400-406), it can be seen that the samples of Examples 1 and 2 also have high room temperature strength.
  • FIG. 4 shows the measurement results of high temperature tensile strength.
  • the high temperature tensile test was performed at a measurement temperature of 175 ° C. and a strain rate of 1 ⁇ 10 ⁇ 4 / sec.
  • the sample of Comparative Example 3 was not able to measure the high-temperature strength because it was fractured soon after applying a tensile stress.
  • the high temperature strength at 175 ° C. was 210 MPa or more, which was higher than that of the comparative example.
  • the example samples exhibit high strength at both room temperature and high temperature.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

　室温および高温で充分に高い強度を有するマグネシウム合金を提供する。アルミニウム（Ａｌ）：１４．０～２３．０質量％、カルシウム（Ｃａ）：１１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ストロンチウム（Ｓｒ）：１２．０質量％以下（０質量％を含まず）、および亜鉛（Ｚｎ）：０．２～１．０質量％を含むことを特徴とするマグネシウム合金である。

Description

マグネシウム合金
　本発明はマグネシウム合金、とりわけ、押出し、鍛造などの展伸材に加工可能な高強度および高耐熱マグネシウム合金に関する。
　マグネシウムは、実用金属中、最も軽量で比強度が高いことが知られている。例えば、地球温暖化対策として、車両の軽量化による二酸化炭素排出量の低減および電気自動車の１回の充電で走行可能な距離の拡大を実現するために、マグネシウム合金を用いて軽量化した部品が適用されなど、マグネシウム合金は多くの用途で使用が拡大している。
　マグネシウム合金の部品は、多くの場合、鋳造やダイカスト法によって成形される。
　これは、従来の多くのマグネシウム合金は、押出し加工、圧延加工および鍛造加工等の塑性加工によって、結晶粒径を微細化して比較的高い室温強度を得ることができる一方で、網目状に形成された粒界析出物が破壊されるため、高温における引張り特性が低下するために特に高温で使用する部品に塑性加工により得た展伸材を用いることが制限されるためである。
　これに対して、カルシウム０．１～１５重量％を含有し、更に必要に応じてはアルミニウムまたは亜鉛をカルシウムの２倍を超えない量含有するマグネシウム合金を押出しや圧延などの塑性加工することで、破砕された金属間化合物を結晶粒内に均一に分散させて、機械的強度を向上させることが特許文献１に開示されている。
　また、Ｍｇ－Ａｌ－Ｃａ－Ｓｒ－Ｍｎ系合金を用いて、所定の加工温度と圧下率で熱間圧延または鍛造を行うことにより、結晶粒の微細化を抑制し、結晶粒界に析出した網目状の金属間化合物を著しく破壊することなく、結晶粒のアスペクト比（結晶粒の長軸の長さ／結晶粒の短軸の長さ）を制御することで、耐熱性を向上させることが特許文献２に開示されている。
特開２０００－１０９９６３号公報 特開２００７－７０６８８号公報
　しかし、特許文献１に係るマグネシウム合金では、耐熱性、すなわち高温での強度がまだ不足する場合があるという問題があった。
　一方、引用文献２に係るマグネシウム合金は、規定した結晶粒のアスペクト比を得るために、熱間圧延および鍛造の加工度（圧下率）を低い値に抑制する必要があることから、室温での強度が充分でない場合があるという問題があった。
　すなわち、特許文献１および２に係るマグネシウム合金では、高温強度および室温強度のいずれかが充分でない場合がある。
　高温下で使用されるマグネシウム合金であっても、環境温度は、必ず室温から高温までの範囲を含むため、マグネシウム合金の引張り特性は、実用上は室温および高温の両方の環境において優れていることが必要である。このため、室温および高温において充分な強度を有するマグネシウム合金が求められていた。
　本願発明は、このような要望に応えることを目的として為されたものであり、従って、室温および高温で充分に高い強度を有するマグネシウム合金を提供することを目的とする。
　本発明の態様１は、アルミニウム（Ａｌ）：１４．０～２３．０質量％、カルシウム（Ｃａ）：１１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ストロンチウム（Ｓｒ）：１２．０質量％以下（０質量％を含まず）、および亜鉛（Ｚｎ）：０．２～１．０質量％を含むことを特徴とするマグネシウム合金である。
　本発明の態様２は、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５質量％、レアアース（ＲＥ）：０．１～１．２質量％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２～０．８質量％、スカンジウム（Ｓｃ）：０．２～３．０質量％、イットリウム（Ｙ）：０．２～３．０ 質量％ 、スズ（Ｓｎ）：０．２～３．０質量％、バリウム（Ｂａ）：０．２～３．０質量％およびアンチモン（Ｓｂ）：０．１～１．５質量％からなる群から選択される少なくとも１つを更に含有むことを特徴とする態様１に記載のマグネシウム合金である。
　本発明の態様３は、カルシウム（Ｃａ）の含有量に対するストロンチウム（Ｓｒ）の含有量の比率が質量比で１：０．３～１：１．５であることを特徴とする態様１または２に記載のマグネシウム合金である。
　本発明の態様４は、アルミニウム（Ａｌ）の含有量とカルシウム（Ｃａ）の含有量とストロンチウム（Ｓｒ）の含有量とが、以下の（１）式に示す関係を満足することを特徴とする態様１～３のいずれかに記載のマグネシウム合金である。

０．８×＜Ａｌ＞≦１．３５×＜Ｃａ＞＋１．２３×＜Ｓｒ＞＋８．５≦１．２×＜Ａｌ＞　　　（１）
（但し、＜Ａｌ＞は質量％で表したアルミニウム（Ａｌ）の含有量であり、＜Ｃａ＞は質量％で表したカルシウム（Ｃａ）の含有量であり、＜Ｓｒ＞は質量％で表したストロンチウム（Ｓｒ）の含有量である。）
　本発明の態様５は、結晶粒界にＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物が互いに間隔を空けて析出していることを特徴とする態様１～４のいずれかに記載のマグネシウム合金である。
　本願発明により、充分な室温強度と充分な高温強度を有するマグネシウム合金を提供することが可能となる。
図１は、共焦点レーザー顕微鏡により観察した金属組織を示し、図１（ａ）は押し出しまま材の金属組織を示し、図１（ｂ）は４００℃×４８時間均質化熱処理材の金属組織を示し、図１（ｃ）は４２０℃×４８時間均質化熱処理材の金属組織を示す。 図２は、押し出しまま材、４００℃×４８時間均質化熱処理材および４２０℃×４８時間均質化熱処理材の１５０℃における高温引張試験結果（真応力－真歪線図）を示す。 図３は、室温における引張り強度の測定結果である。 図４は高温引張り強さの測定結果である。
　本願発明者らは、マグネシウム合金の強化機構として知られて固溶強化と析出強化の両方を同時に活用することを検討した。
　すなわち、アルミニウムとストロンチウムとカルシウムの含有量を適正に制御することで固溶強化機構と析出強化機構の両方を効果的に作用させることを検討した。
　そして、本願発明者は、アルミニウムのマグネシウム合金マトリクスに対する固溶限を求め、この固溶限をベースにして、適切なアルミニウム量、カルシウム量、ストロンチウム量を見出した。これによりマトリクスが充分な量のアルミニウムを固溶するとともに、適切な量の金属間化合物Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒが析出した、室温および高温の両方で充分な強度を有する本願発明に係るマグネシウム合金を完成したのである。
　以下にその詳細を説明する。
　本願発明に係るマグネシウム合金は、アルミニウム（Ａｌ）：１４．０～２３．０質量％、カルシウム（Ｃａ）：１１質量％以下（０質量％を含まず）、ストロンチウム（Ｓｒ）：１２質量％以下（０質量％を含まず）、亜鉛（Ｚｎ）：０．２～１．０質量％を含んでいる。
（１）アルミニウム
　マグネシウム合金の高温における変形において、積層欠陥エネルギーが低いと、転位の移動が阻害され、変形が困難となることから、積層欠陥エネルギーを低下させることができると、耐熱性（高温強度およびクリープ）向上させることができる。
　マグネシウム合金に固溶させて積層欠陥エネルギーを下げることができる元素として、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｓｃ、Ｐｂ、Ａｌ、Ｙ、Ｓｎ、Ｂｉをあげることができる。これらの中で、安全性および経済性の観点からアルミニウム（Ａｌ）が好ましい。
　また発明者らの検討により、アルミニウムとともに、カルシウム（Ｃａ）およびストロンチウム（Ｓｒ）を添加することにより、結晶粒径が微細化し、室温強度の向上させることができること、および析出（晶出）する金属間化合物Ａｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒとが他の第２相（析出物）とともに結晶粒界に共存して、これにより室温及び高温特性が向上することがわかった。
　マグネシウム合金は、鋳造後、所望の形状、靱性、強度等を得るために、圧延、押し出し、引き抜き等の塑性加工を行い展伸材にすると網目状に結晶粒界に析出している、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相は破壊（分断）され変形方向に整列する。
　このような変形方向に整列したＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物は、高温強度の向上に寄与する。
　しかし、本願発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、３５０～４５０℃で均質化熱処理を行うことでＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相粒子を再析出させ分散させることができ、より強度を向上できることを見出した。そして、より好ましくは３８５℃～４１５℃で均質化熱処理を行うことでＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相を結晶粒界に均一に分散させることができ、より確実に強度を上昇させることができることが判った。
　本願発明者は、さらに検討を続け、押し出し等の塑性加工後に４００℃×４８時間の均質化熱処理を行ったサンプルのマトリクスへのアルミニウムの最大固溶量（固溶限）が８．３質量％（７．５ａｔ％）であることを見出した。測定は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて点分析により行った。
　この固溶限を用いて、本願発明に係るマグネシウム合金のアルミニウム量は１４．０～２３．０質量％が適切であること突き止めた。
　アルミニウムが１４．０質量％以上であれば、たとえ８．５質量％程度のアルミニウムがマトリクスに固溶しても充分な量のアルミニウムが、カルシウムおよびストロンチウムと金属間化合物Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを形成できるからである。また、アルミニウム量が２３．０質量％以下であれば、伸び等の延性を確保できる。
　より好ましくは、アルミニウム量は１５．０質量％～２０．０質量％である。
　この範囲であればより確実に金属間化合物Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを形成できかつ延性を確保できるからである。
（２）カルシウム
　カルシウムの含有量は、１１．０質量％以下（０質量％を含まず）である。
　カルシウムの最大含有量１１．０質量％は、固溶しなかったアルミニウムがほとんど全てＡｌ２Ｃａを形成するのに必要なカルシウム量（（アルミニウムの上限－最大固溶量）／Ａｌの原子量×Ａｌ２ＣａのＡｌに対するＣａの原子比×Ｃａの原子量＝１０．９）に概ね等しい。これにより固溶しないアルミニウムを確実に所望の金属間化合物として析出させることが可能となる。
　一方、カルシウムが必ず含有されているよう、０質量％は除外してある。
より好ましくは、カルシウムは１．０～８．０質量％である。より確実にＡｌ２Ｃａを形成できるとともに、余剰となることを抑制できるからである。
（３）ストロンチウム
　ストロンチウムの含有量は、１２．０質量％以下（０質量％を含まず）である。
　ストロンチウムの最大含有量１２．０質量％は、固溶しなかったアルミニウムがほとんど全てＡｌ４Ｓｒを形成するのに必要なカルシウム量（（アルミニウムの上限－最大固溶量）／Ａｌの原子量×Ａｌ４ＳｒのＡｌに対するＳｒの原子比×Ｓｒの原子量＝１１．９）に概ね等しい。これにより固溶しないアルミニウムを確実に所望の金属間化合物として析出させることが可能となる。
　一方、ストロンチウムが必ず含有されているよう、０質量％は除外してある。
　好ましくは、ストロンチウムは０．５～８．０質量％である。より確実にＡｌ４Ｓｒを形成できるとともに、余剰となることを抑制できるからである。より好ましくは１．０～６．０質量％である。ストロンチウムの効果を最大限に発揮できるからである。
（４）亜鉛
　本願発明に係るマグネシウム合金は、亜鉛（Ｚｎ）を０．２～１．０質量％含有している。
　亜鉛には、強度向上、鋳造性向上の効果があるからである。
（５）アルミニウムとカルシウムとストロンチウムの関係
・カルシウムとストロンチウムの比率
　金属間化合物Ａｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒの両方を、より適した比率（Ａｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒの生成量の比）で形成するように、好ましくは、カルシウムの含有量：ストロンチウムの含有量の比率（カルシウムの含有量を１としてときのストロンチウムの含有量）は質量比で、１：０．３～１：１．５であり、より好ましくは質量比で、１：０．５～１：１．１である。
・アルミニウム含有量とカルシウム含有量とストロンチウム含有量の関係
　本願発明に係るマグネシウム合金において、含有するストロンチウムとカルシウムとがそれぞれ、全てＡｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒとして析出するには、以下の（２）式のｙで表されるアルミニウム量（質量％）が必要である。
ｙ＝＜Ｃａ＞／４０．０８（Ｃａの原子量）×２（Ａｌ２ＣａのＣａに対するＡｌの原子比）×２６．９８（Ａｌの原子量）＋＜Ｓｒ＞／８７．６２（Ｓｒの原子量）×４（Ａｌ４ＳｒのＳｒに対するＡｌの原子比）×２６．９８（Ａｌの原子量）＋８．３（Ａｌの最大固溶量）
　＝１．３５×＜Ｃａ＞＋１．２３×＜Ｓｒ＞＋８．５　　　（２）
　ここで、＜Ｃａ＞は質量％で示したカルシウムの含有量であり、＜Ｓｒ＞は質量％で示したストロンチウムの含有量である。
　また、式中の数値の物理的意味は数値の後の（ ）内に示した
　そして、本願発明に係るマグネシウム合金では、以下の（１）式を満足することが好ましい。
　すなわち、のストロンチウムとカルシウムとがそれぞれ、全てＡｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒとして析出するのに必要な（２）式で示されるアルミニウム量ｙが、アルミニウム含有量の０．８～１．２倍の範囲内となるようにアルミニウムを含有させることが好ましい。
　アルミニウム含有量が（１）式に示される範囲内だと、アルミニウム、カルシウムおよびストロンチウムのいずれの元素も概ね過不足なく、化学量論組成に概ね近いＡｌ２ＣａとＡｌ４Ｓｒとを析出させ、かつアルミニウムが充分にマトリクスに固溶するからである。
　０．８×＜Ａｌ＞≦１．３５×＜Ｃａ＞＋１．２３×＜Ｓｒ＞＋８．５≦１．２×＜Ａｌ＞　　　（１）
　ここで＜Ａｌ＞は質量％で示したアルミニウムの含有量である。
（６）その他の成分
　本願発明の合金は、上述のアルミニウム、カルシウム、ストロンチウムおよび亜鉛を含有し、残部はマグネシウム（Ｍｇ）と不可避の不純物からなってもよい。
　しかし、マグネシウム合金の特性を向上することができる任意の元素を含んでよい。この場合、マグネシウム合金が持つ、比強度が高い等の特性を失うことがないように好ましくはマグネシウムを４０質量％以上含有し、より好ましくはマグネシウムを５０質量％以上含有する。
　マグネシウムを４０％以上含有し、アルミニウム、カルシウム、ストロンチウムおよび亜鉛を上記に規定した量含有するマグネシウム合金は、他の任意の元素を含んでも、その元素の種類によらず、ほとんどの場合、上述の本願発明の効果を示すことが可能である。
このように添加可能の任意の元素として以下を例示することができる。
　シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５質量％、
　レアアース（ＲＥ）：０．１～１．２質量％、
　ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２～０．８質量％、
　スカンジウム（Ｓｃ）：０．２～３．０質量％、
　イットリウム（Ｙ）：０．２～３．０ 質量％ 、
　スズ（Ｓｎ）：０．２～３．０質量％、
　バリウム（Ｂａ）：０．２～３．０質量％および
　アンチモン（Ｓｂ）：０．１～１．５質量％
からなる群から選択される少なくとも１つを含有してよい。
　以下に、例示したそれぞれの元素を添加する効果を示す。
　シリコンは、マグネシウムと金属間化合物を形成し、得られた金属間化合物が高温において安定なため、高温における変形において、粒界滑りを効果的に抑制し、耐熱性を向上させることができる。シリコンの含有量が０．１～１．５質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　レアアースは、マグネシウムと金属間化合物を形成し、得られた金属間化合物が高温において安定なため、高温における変形において、粒界滑りを効果的に抑制し、耐熱性を向上させることができる。レアアースの含有量が０．１～１．２質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　ジルコニウムは、マグネシウムと金属間化合物を形成し、得られた金属間化合物が高温において安定なため、高温における変形において、粒界滑りを効果的に抑制し、耐熱性を向上させることができる。ジルコニウムの含有量が０．２～０．８質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　スカンジウムは、マグネシウムに添加すると、積層欠陥エネルギーを下げ、高温における変形速度を低下させる効果がある。スカンジウムの含有量が０．２～３．０質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　イットリウムは、マグネシウムに添加すると、積層欠陥エネルギーを下げ、高温における変形速度を低下させる効果がある。イットリウムの含有量が０．２～３．０質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　スズ（錫）は、マグネシウムに添加すると、積層欠陥エネルギーを下げ、高温における変形速度を低下させる効果がある。スズの含有量が０．２～３．０質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　バリウムは、マグネシウムに添加すると、積層欠陥エネルギーを下げ、高温における変形速度を低下させる効果がある。バリウムの含有量が０．２～３．０質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
　アンチモンは、マグネシウムに添加すると、積層欠陥エネルギーを下げ、高温における変形速度を低下させる効果がある。スカンジウムの含有量が０．１～１．５質量％であれば、その効果を充分に発揮することが可能である。
（７）熱処理
　Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒは、結晶粒界に網目状にＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相として析出することが多い。そして、上述したように塑性加工を受けると、網目状のＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相（析出物）は、破壊（分断）され変形方向に整列する傾向がある。
　このような分断された、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物は、高温強度の向上に寄与することから、塑性加工（塑性変形）により得たマグネシウム合金物品（マグネシウム合金展伸材）も高い高温強度を有する。
　しかし、塑性加工後に３５０～４５０℃で均質化熱処理を行うことにより、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相粒子を再析出させ分散させることができる。これに高温強度をより向上できることを見出した。従って、本願発明に係るマグネシウム合金（マグネシウム合金物品（展伸材））は塑性加工後に３５０～４５０℃で均質化熱処理を行うことが好ましい。３５０～４５０℃での均質化熱処理は、この温度範囲で２４～７２時間保持することが好ましい。この処理により、析出物が再溶解（再析出）して熱安定性が向上するからである。
　さらに、本願発明者は、３８５℃～４１５℃で均質化熱処理を行うことにより、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相粒子を再析出させ粒界に沿って均一に分散させることができ、更にいっそう高温強度を向上できることを見出した。塑性加工後に３８５℃～４１５℃で均質化処理を行った場合、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む第２相粒子（析出物）が網目状ではなく粒状に互いに間隔を空けて（すなわち不連続）に粒界に沿って析出し、この形態の析出物は高温強度の向上に大きく寄与する。従って、本願発明に係るマグネシウム合金（マグネシウム合金物品（展伸材））は塑性加工後に３８５～４１５℃で均質化熱処理を行うことがより好ましい。３８５～４１５℃での均質化熱処理は、この温度範囲で２４～７２時間保持することが好ましい。この処理により、析出物が再溶解して組織が均一化され、また、粒界の熱安定性の高い金属間化合物組織を均一化、安定化できるからである。
　なお、ここでいう塑性加工とは、熱間および冷間の各種の塑性加工を含む。塑性加工として、押し出し、圧延、鍛造、引き抜き、スウェージングおよびこれらの組み合わせを例示することができる。
　表１に成分を有する合金サンプルを準備した。
　表１に示す実施例サンプル（実施例１および実施例２）の（２）式に示すｙの値については、実施例１が１５．５であり、実施例が２０．９となっており、（１）式を満足している。また、実施例１および実施例２のいずれも、カルシウムの含有量：ストロンチウムの含有量の比率が、質量比で１：１となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001




　合金サンプルは、７００℃で溶製し、円筒形の金型でビレットに鋳造した。鋳造ビレットを昇温速度０.５℃／分で４００℃まで昇温し、４８時間保持した後、水冷した。表面の酸化層を機械加工で除去した後、押出し温度３５０℃、押出し速度０.２ｍｍ／秒、押出し比１６で押出し、丸棒（直径１０ｍｍ）とした。
１）均質化熱処理
　均質化熱処理の影響をみるために、上述の実施例１のサンプル（押し出し丸棒）について、押し出しまま、４００℃×４８時間の均質化熱処理を行った材料および４２０℃×４８時間の均質化熱処理を行った材料を作製した。
　図１は、共焦点レーザー顕微鏡により観察した金属組織を示し、図１（ａ）は押し出しまま材の金属組織を示し、図１（ｂ）は４００℃×４８時間均質化熱処理材の金属組織を示し、図１（ｃ）は４２０℃×４８時間均質化熱処理材の金属組織を示す。
　押し出しまま材では、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物（第２相）が、分断されて押し出し方向（図の上下方向）に整列している。これに対して、４００℃×４８時間均質化熱処理材と４２０℃×４８時間均質化熱処理材では、Ａｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物（第２相）が分散しており、特に４００℃×４８時間均質化熱処理材では、比較的微細なＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む粒状の析出物が粒界に沿って均一に互いに間隔を空けて分布している。
　図２は、押し出しまま材、４００℃×４８時間均質化熱処理材および４２０℃×４８時間均質化熱処理材の１５０℃における高温引張試験結果（真応力－真歪線図）を示す。引張試験は、温度１５０℃、引張り速度１×１０－３／秒で実施した。
　いずれのサンプルも１５０℃での引張強度が２５０ＭＰａと優れた高温強度（耐熱性）を示している。そのなかでも４００℃×４８時間均質化熱処理材および４２０℃×４８時間均質化熱処理材は、押し出しまま材より高い高温強度を示している。特に、４００℃×４８時間均質化熱処理材は、３００ＭＰａを超える極めて高い高温強度を有している。
　以上の結果から、以降の評価は、実施例１、２および比較例１～３の押出し丸棒に４００℃×４８時間の均質化熱処理を施し、引張り試験片に加工した後実施した。
２）結晶粒径測定結果
　表２にそれぞれの合金サンプルの結晶粒径を示す。
　結晶粒径の測定は、ＥＢＳＤ（Electron back scattered diffraction patterns）法により求めた。１５°以上の方位のずれを結晶粒界とし、結晶粒を定義した。
平均結晶粒径は全面積を単純に結晶粒の数で割ることにより求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　比較例３では、析出物が粗大化したため、結晶粒径を測定することが出来なかった。比較例３を除くと、アルミニウム、カルシウムおよびストロンチウムの添加量が増加するにつれて、結晶粒径（ピークトップ粒径および面積平均粒径のいずれも）は小さくなっている。
３）室温引張特性
　図３は、室温における引張り強度の測定結果である。それぞれの合金サンプルの引張り強さ、０．２％耐力、伸びの測定結果を示す。比較例２および３では、材料が脆くて０．２％耐力を測定することができなかった。
　引張強さは、比較例１、実施例１および実施例２が３００ＭＰａ以上と優れた値を示した。しかし、比較例１は０．２％耐力が２５０ＭＰａ未満であり、２５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有する実施例１および実施例２は比較例サンプルと比べ室温強度に優れていることが判る。伸びについても実施例１および実施例２は２％以上であり充分な延性を有していることが判る。
　また、高強度マグネシウム合金として知られているＡＺ９１合金を実施例１および２サンプルと同程度の押し出し温度３６０℃および同程度の押出し比２２で押し出して作製したサンプルの引張り強さが２９５ＭＰａであることが知られており（Hanlin Ding et.al, Journal of alloys and compounds, 456(2008) 400-406）、これからも実施例１および２のサンプルが高い室温強度を有することが判る。
４）高温強度
　図４は高温引張り強さの測定結果である。高温引張試験は、測定温度１７５℃、ひずみ速度１×１０－４／秒で実施した。
　比較例３のサンプルは引張り応力を付与して間もなく破断したため、高温強度を測定できなかった。
　実施例１および実施例２は、１７５℃における高温強度が２１０ＭＰａ以上と比較例と比べて高い高温強度を示した。
以上より、実施例サンプルは室温および高温の両方において、高い強度を示すことが判る。
　本出願は、日本国特許出願、特願２０１１－７２５０５号を基礎出願とする優先権主張と伴う。特許出願特願２０１１－７２５０５号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (5)

  1. 　アルミニウム（Ａｌ）：１４．０～２３．０質量％、
    　カルシウム（Ｃａ）：１１．０質量％以下（０質量％を含まず）、
    　ストロンチウム（Ｓｒ）：１２．０質量％以下（０質量％を含まず）、および
    　亜鉛（Ｚｎ）：０．２～１．０質量％
    を含むことを特徴とするマグネシウム合金。
  2. 　シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５質量％、
    　レアアース（ＲＥ）：０．１～１．２質量％、
    　ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２～０．８質量％、
    　スカンジウム（Ｓｃ）：０．２～３．０質量％、
    　イットリウム（Ｙ）：０．２～３．０ 質量％ 、
    　スズ（Ｓｎ）：０．２～３．０質量％、
    　バリウム（Ｂａ）：０．２～３．０質量％および
    　アンチモン（Ｓｂ）：０．１～１．５質量％
    からなる群から選択される少なくとも１つを更に含むことを特徴とする請求項１に記載のマグネシウム合金。
  3. 　カルシウム（Ｃａ）の含有量に対するストロンチウム（Ｓｒ）の含有量の比率が質量比で１：０．３～１：１．５であることを特徴とする請求項１または２に記載のマグネシウム合金。
  4. 　アルミニウム（Ａｌ）の含有量とカルシウム（Ｃａ）の含有量とストロンチウム（Ｓｒ）の含有量とが、以下の（１）式に示す関係を満足することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のマグネシウム合金。

    　０．８×＜Ａｌ＞≦１．３５×＜Ｃａ＞＋１．２３×＜Ｓｒ＞＋８．５≦１．２×＜Ａｌ＞　　　（１）

    （但し、＜Ａｌ＞は質量％で表したアルミニウム（Ａｌ）の含有量であり、＜Ｃａ＞は質量％で表したカルシウム（Ｃａ）の含有量であり、＜Ｓｒ＞は質量％で表したストロンチウム（Ｓｒ）の含有量である。）
  5. 　結晶粒界にＡｌ２ＣａおよびＡｌ４Ｓｒを含む析出物が互いに間隔を空けて析出していることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のマグネシウム合金。
PCT/JP2012/058113 2011-03-29 2012-03-28 マグネシウム合金 WO2012133522A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12765196.6A EP2692884B1 (en) 2011-03-29 2012-03-28 Magnesium alloy
CN201280015541.0A CN103635598A (zh) 2011-03-29 2012-03-28 镁合金
US14/008,280 US20140044586A1 (en) 2011-03-29 2012-03-28 Magnesium alloy

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011072505A JP5729081B2 (ja) 2011-03-29 2011-03-29 マグネシウム合金
JP2011-072505 2011-03-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012133522A1 true WO2012133522A1 (ja) 2012-10-04

Family

ID=46931231

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/058113 WO2012133522A1 (ja) 2011-03-29 2012-03-28 マグネシウム合金

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20140044586A1 (ja)
EP (1) EP2692884B1 (ja)
JP (1) JP5729081B2 (ja)
CN (1) CN103635598A (ja)
TW (1) TWI519649B (ja)
WO (1) WO2012133522A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018012602A1 (ja) * 2016-07-15 2018-01-18 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104109827B (zh) * 2014-08-11 2016-04-13 重庆科技学院 Mg-Zn系镁合金板材的轧制工艺
CN108431261A (zh) * 2015-12-28 2018-08-21 韩国机械研究院 具有优异的机械性能和耐腐蚀性的镁合金及其制造方法
CN108220724A (zh) * 2017-12-22 2018-06-29 中山市榄商置业发展有限公司 一种镁合金新材料及其制备工艺
CN109182860A (zh) * 2018-11-08 2019-01-11 中信戴卡股份有限公司 一种高强韧镁合金及制备方法
AT522003B1 (de) * 2018-12-18 2021-10-15 Lkr Leichtmetallkompetenzzentrum Ranshofen Gmbh Magnesiumbasislegierung und Verfahren zur Herstellung derselben
CN109913720B (zh) * 2019-03-27 2020-11-24 东北大学 一种高钙高铝含量的高弹性模量镁基复合材料及制备方法
CN110438380B (zh) * 2019-08-13 2021-02-26 中南大学 一种耐热阻燃镁合金及其形变热处理方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109963A (ja) 1998-10-05 2000-04-18 Agency Of Ind Science & Technol 高強度難燃性マグネシウム合金の製造方法
JP2004360042A (ja) * 2003-06-06 2004-12-24 Takata Corp 成形仕上り性に優れたマグネシウム合金およびその成形品
JP2007070688A (ja) 2005-09-06 2007-03-22 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 熱間加工により作製される耐熱マグネシウム合金及びその製造方法
JP2010242146A (ja) * 2009-04-03 2010-10-28 Toyota Central R&D Labs Inc マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材
JP2011072505A (ja) 2009-09-30 2011-04-14 Kyoraku Sangyo Kk 遊技機

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08269609A (ja) * 1995-03-27 1996-10-15 Toyota Central Res & Dev Lab Inc ダイカスト性に優れたＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金
JP3603706B2 (ja) * 1999-12-03 2004-12-22 株式会社日立製作所 高強度Ｍｇ基合金とＭｇ基鋳造合金及び物品
CN1225565C (zh) * 2001-08-24 2005-11-02 三菱铝株式会社 模铸镁合金
KR101127113B1 (ko) * 2004-01-09 2012-03-26 켄지 히가시 다이캐스트용 마그네슘 합금 및 이것을 사용한 마그네슘다이캐스트 제품
JP4864413B2 (ja) * 2005-10-18 2012-02-01 株式会社神戸製鋼所 高強度マグネシウム合金押出し材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109963A (ja) 1998-10-05 2000-04-18 Agency Of Ind Science & Technol 高強度難燃性マグネシウム合金の製造方法
JP2004360042A (ja) * 2003-06-06 2004-12-24 Takata Corp 成形仕上り性に優れたマグネシウム合金およびその成形品
JP2007070688A (ja) 2005-09-06 2007-03-22 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 熱間加工により作製される耐熱マグネシウム合金及びその製造方法
JP2010242146A (ja) * 2009-04-03 2010-10-28 Toyota Central R&D Labs Inc マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材
JP2011072505A (ja) 2009-09-30 2011-04-14 Kyoraku Sangyo Kk 遊技機

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HANLIN DING ET AL., JOURNAL OF ALLOYS AND COMPOUNDS, vol. 456, 2008, pages 400 - 406
See also references of EP2692884A4 *
V.RAGHAVAN: "Al-Ca-Mg-Sr(Aluminum-Calcium- Magnesium-Strontium)", JOURNAL OF PHASE EQUILIBRIA AND DIFFUSION, vol. 30, no. 6, December 2009 (2009-12-01), pages 636 - 637, XP055127414 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018012602A1 (ja) * 2016-07-15 2018-01-18 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金
JP6329714B1 (ja) * 2016-07-15 2018-05-23 住友電気工業株式会社 マグネシウム合金
US10808302B2 (en) 2016-07-15 2020-10-20 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Magnesium alloy

Also Published As

Publication number Publication date
JP2012207253A (ja) 2012-10-25
EP2692884B1 (en) 2017-05-03
TW201307580A (zh) 2013-02-16
CN103635598A (zh) 2014-03-12
TWI519649B (zh) 2016-02-01
EP2692884A4 (en) 2014-11-19
JP5729081B2 (ja) 2015-06-03
US20140044586A1 (en) 2014-02-13
EP2692884A1 (en) 2014-02-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5729081B2 (ja) マグネシウム合金
JP2007138227A (ja) マグネシウム合金材
JP6860235B2 (ja) マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法
CN110945154B (zh) 镁基合金延展材料及其制造方法
JP5703881B2 (ja) 高強度マグネシウム合金およびその製造方法
JP6893354B2 (ja) マグネシウム基合金伸展材
WO2013157653A1 (ja) マグネシウム合金及びその製造方法
WO2016152569A1 (ja) マグネシウム－リチウム合金、マグネシウム－リチウム合金からなる圧延材及びマグネシウム－リチウム合金を素材として含む被加工品
KR20170049084A (ko) 고압출성 마그네슘 합금 및 마그네슘 합금의 압출 방법
WO2020203980A1 (ja) 強度－延性バランスと常温加工性に優れたマグネシウム合金板
JP4433916B2 (ja) 塑性加工用マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材
US10072321B2 (en) Copper nickel alloy
KR101700419B1 (ko) 저온 및 저속의 압출공정을 이용한 고강도 마그네슘 합금 압출재 제조방법 및 이에 의해 제조된 마그네슘 합금 압출재
Kubásek et al. Structural characteristics and elevated temperature mechanical properties of AJ62 Mg alloy
US20200354818A1 (en) High Strength Microalloyed Magnesium Alloy
WO2010032828A1 (ja) マグネシウム合金及びその製造方法
CN109477169B (zh) 铝合金塑性加工材料及其制造方法
JP2016108654A (ja) マグネシウム合金押出し材およびその製造方法
JP2020152965A (ja) アルミニウム合金材、その製造方法及びインペラ
KR101001893B1 (ko) 고강도 및 고연성의 마그네슘 합금 및 그 제조방법
KR101680041B1 (ko) 고연성 및 고인성의 마그네슘 합금 가공재 및 그 제조방법
Boby et al. Effect of Sb, Sn and Pb additions on the microstructure and mechanical properties of AZ91 alloy
KR101858856B1 (ko) 난연성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 및 그 제조방법
RU2804566C1 (ru) Сплав на основе алюминия и изделие из него
WO2024144428A1 (ru) Сплав на основе алюминия и изделие из него

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12765196

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2012765196

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012765196

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14008280

Country of ref document: US