JP2807400B2 - 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 - Google Patents
高力マグネシウム基合金材およびその製造方法Info
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- JP2807400B2 JP2807400B2 JP5193483A JP19348393A JP2807400B2 JP 2807400 B2 JP2807400 B2 JP 2807400B2 JP 5193483 A JP5193483 A JP 5193483A JP 19348393 A JP19348393 A JP 19348393A JP 2807400 B2 JP2807400 B2 JP 2807400B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C23/04—Alloys based on magnesium with zinc or cadmium as the next major constituent
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- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、機械的特性に優れた高
強度のマグネシウム基合金材およびその製造方法に関す
る。
強度のマグネシウム基合金材およびその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来のマグネシウム基合金は、Ｍｇ−Ａ
ｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｒ系、Ｍｇ
−Ｔｈ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚ
ｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の成分系の合金が知
られており、その材料特性に応じて軽量構造部材として
広範囲の用途に供されている。又、急冷凝固法によって
得られる材料としては特開平３−４７９４１号公報記載
の合金が知られている。
ｌ系、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｒ系、Ｍｇ
−Ｔｈ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｚ
ｎ−Ｚｒ−ＲＥ（希土類元素）系等の成分系の合金が知
られており、その材料特性に応じて軽量構造部材として
広範囲の用途に供されている。又、急冷凝固法によって
得られる材料としては特開平３−４７９４１号公報記載
の合金が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来の各種系のマグネシウム基合金は、一般に硬度および
強度が低いのが現状であり、又、特開平３−４７９４１
号公報に示される合金は、硬度、引張り強度においては
優れているものの、熱的安定性、延性の点でさらに改善
の余地を残している。又、上記公報においては、特に本
発明のＭｇ−Ｎｄ−Ｚｎ合金については特に詳述がな
く、開示されている組成は、Ｍｇ量が７０〜８０ａｔ％
のものが中心である。そこで、本発明は、上記に鑑み、
高硬度、高強度、高耐熱性を有し、かつ、軽くて強い材
料（高比強度材料）して有用であるとともに延性に優れ
たマグネシウム基合金材を提供することを目的とするも
のである。
来の各種系のマグネシウム基合金は、一般に硬度および
強度が低いのが現状であり、又、特開平３−４７９４１
号公報に示される合金は、硬度、引張り強度においては
優れているものの、熱的安定性、延性の点でさらに改善
の余地を残している。又、上記公報においては、特に本
発明のＭｇ−Ｎｄ−Ｚｎ合金については特に詳述がな
く、開示されている組成は、Ｍｇ量が７０〜８０ａｔ％
のものが中心である。そこで、本発明は、上記に鑑み、
高硬度、高強度、高耐熱性を有し、かつ、軽くて強い材
料（高比強度材料）して有用であるとともに延性に優れ
たマグネシウム基合金材を提供することを目的とするも
のである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の第一は、一般
式：ＭｇaＮｄbＺｎc（ただし、ａ，ｂ，ｃは原子パー
セントで８０≦ａ≦９９、１≦ｂ≦１２、０≦ｃ≦１
２）で示され、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なく
とも非平衡ｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一微細に
分散している複合組織を有する微細結晶質組織を有する
高強度マグネシウム基合金材である。上記において、
ａ，ｂ，ｃの範囲をそれぞれ限定したのは、固溶限を越
えた過飽和固溶体を形成するため、および液体急冷法等
を利用した工業的な急冷手段で微細結晶質からなる合金
を得るためである。
式：ＭｇaＮｄbＺｎc（ただし、ａ，ｂ，ｃは原子パー
セントで８０≦ａ≦９９、１≦ｂ≦１２、０≦ｃ≦１
２）で示され、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なく
とも非平衡ｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一微細に
分散している複合組織を有する微細結晶質組織を有する
高強度マグネシウム基合金材である。上記において、
ａ，ｂ，ｃの範囲をそれぞれ限定したのは、固溶限を越
えた過飽和固溶体を形成するため、および液体急冷法等
を利用した工業的な急冷手段で微細結晶質からなる合金
を得るためである。
【０００５】本発明の第二は、一般式：Ｍｇa'Ｎｄb'Ｚ
ｎC'（ただし、ａ’，ｂ’，ｃ’は原子パーセントで９
５＜ａ’≦９９、１≦ｂ’≦３、０≦ｃ≦３）で示さ
れ、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なくとも非平衡
ｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一微細に分散してい
る複合組織を有する微細結晶質組織を有する高強度マグ
ネシウム基合金材である。ａ’，ｂ’，ｃ’をそれぞれ
上記の如く限定したのは、少ないＮｄ量で大量の化合物
を作るため、上記第一発明の急冷凝固材よりＭｇ量が多
い側で高強度を示し、高比強度材料として有用であると
ともに、溶質元素の節約が行えるためである。
ｎC'（ただし、ａ’，ｂ’，ｃ’は原子パーセントで９
５＜ａ’≦９９、１≦ｂ’≦３、０≦ｃ≦３）で示さ
れ、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なくとも非平衡
ｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一微細に分散してい
る複合組織を有する微細結晶質組織を有する高強度マグ
ネシウム基合金材である。ａ’，ｂ’，ｃ’をそれぞれ
上記の如く限定したのは、少ないＮｄ量で大量の化合物
を作るため、上記第一発明の急冷凝固材よりＭｇ量が多
い側で高強度を示し、高比強度材料として有用であると
ともに、溶質元素の節約が行えるためである。
【０００６】さらに重要な理由として上記範囲内とする
ことによって、ｈ．ｃ．ｐ．のＭｇが析出し、この微細
なｈ．ｃ．ｐ．のＭｇに対して、さらに微細な少なくと
もＭｇとＮｄとが生成する非平衡ｆｃｃ相からなる金属
間化合物が析出し、これが均一微細に分散するためであ
る。上記ｈ．ｃ．ｐ．のＭｇのマトリックスに整合性に
優れた少なくともＭｇとＮｄとが生成する非平衡ｆｃｃ
相金属間化合物を均一微細に分散することにより、Ｍｇ
マトリックスの強化が行え、合金の強度を飛躍的に向上
させることができる。特にＭｇが９５（ａｔ％）以下の
場合、合金全体に占めるマトリックス中の金属間化合物
の量が多くなり延性はＭｇが９５（ａｔ％）を超える場
合のようには期待できない。
ことによって、ｈ．ｃ．ｐ．のＭｇが析出し、この微細
なｈ．ｃ．ｐ．のＭｇに対して、さらに微細な少なくと
もＭｇとＮｄとが生成する非平衡ｆｃｃ相からなる金属
間化合物が析出し、これが均一微細に分散するためであ
る。上記ｈ．ｃ．ｐ．のＭｇのマトリックスに整合性に
優れた少なくともＭｇとＮｄとが生成する非平衡ｆｃｃ
相金属間化合物を均一微細に分散することにより、Ｍｇ
マトリックスの強化が行え、合金の強度を飛躍的に向上
させることができる。特にＭｇが９５（ａｔ％）以下の
場合、合金全体に占めるマトリックス中の金属間化合物
の量が多くなり延性はＭｇが９５（ａｔ％）を超える場
合のようには期待できない。
【０００７】本発明のマグネシウム基合金材で、Ｎｄ元
素は母相の粒成長を抑えながら、Ｍｇ又はＮｄと微細な
非平衡ｆｃｃ相からなる金属間化合物を分散させた複合
組織を得ることができるとともに、少ない量で大量の化
合物を作るため、Ｍｇリッチ側で高強度を示す合金が得
られ、高比強度材料が得られる。Ｚｎ元素は非平衡相を
より安定なｆｃｃ構造の非平衡相に変化させることによ
って、マグネシウムマトリックス（α相）と整合性に優
れた金属間化合物を均一微細に分散させ、合金の硬度と
強度とを向上させ、高温における微細結晶質の粗大化を
制御させ耐熱性を付与する。
素は母相の粒成長を抑えながら、Ｍｇ又はＮｄと微細な
非平衡ｆｃｃ相からなる金属間化合物を分散させた複合
組織を得ることができるとともに、少ない量で大量の化
合物を作るため、Ｍｇリッチ側で高強度を示す合金が得
られ、高比強度材料が得られる。Ｚｎ元素は非平衡相を
より安定なｆｃｃ構造の非平衡相に変化させることによ
って、マグネシウムマトリックス（α相）と整合性に優
れた金属間化合物を均一微細に分散させ、合金の硬度と
強度とを向上させ、高温における微細結晶質の粗大化を
制御させ耐熱性を付与する。
【０００８】本発明の第三は、一般式：ＭｇaＮｄbＺｎ
c（ただし、ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで８０≦ａ≦
９９、１≦ｂ≦１２、０≦ｃ≦１２）で示される金属溶
湯を、急冷凝固して溶質元素を過飽和に固溶し、かつ微
細な母相を得て、これに所定の温度を加え、塑性加工す
ることにより、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なく
とも非平衡なｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一に微
細分散している複合組織を得ることを特徴とする高強度
マグネシウム基合金材の製造方法である。
c（ただし、ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで８０≦ａ≦
９９、１≦ｂ≦１２、０≦ｃ≦１２）で示される金属溶
湯を、急冷凝固して溶質元素を過飽和に固溶し、かつ微
細な母相を得て、これに所定の温度を加え、塑性加工す
ることにより、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なく
とも非平衡なｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一に微
細分散している複合組織を得ることを特徴とする高強度
マグネシウム基合金材の製造方法である。
【０００９】上記において、急冷凝固の際の冷却速度は
１０2〜１０6Ｋ／ｓｅｃが特に有効である。次に得られ
た急冷凝固材に所定の温度を加え塑性加工することによ
り微細な金属間化合物を分散させた複合組織からなるマ
グネシウム基合金材を得ることができる。この際の温度
は５０〜５００℃であることが良い。５０℃未満の場合
は、変形抵抗が大きいため、健全な加工材が得られず、
又、５００℃を越えると著しく粒成長が起り、強度の低
下をきたすためである。上記の製造方法によって得られ
るマグネシウムマトリックスの大きさは、２００ｎｍな
いし６００ｎｍであり、金属間化合物の大きさは１０ｎ
ｍないし４００ｎｍである。なお、本発明の合金の結晶
粒径及び金属間化合物の大きさを上記のように制御する
ことにより、優れた超塑性加工材としての性質も付与で
きる。
１０2〜１０6Ｋ／ｓｅｃが特に有効である。次に得られ
た急冷凝固材に所定の温度を加え塑性加工することによ
り微細な金属間化合物を分散させた複合組織からなるマ
グネシウム基合金材を得ることができる。この際の温度
は５０〜５００℃であることが良い。５０℃未満の場合
は、変形抵抗が大きいため、健全な加工材が得られず、
又、５００℃を越えると著しく粒成長が起り、強度の低
下をきたすためである。上記の製造方法によって得られ
るマグネシウムマトリックスの大きさは、２００ｎｍな
いし６００ｎｍであり、金属間化合物の大きさは１０ｎ
ｍないし４００ｎｍである。なお、本発明の合金の結晶
粒径及び金属間化合物の大きさを上記のように制御する
ことにより、優れた超塑性加工材としての性質も付与で
きる。
【００１０】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。高周波溶解炉により所定成分を有する溶融金属を
つくり、これを単ロール法（急冷凝固法）で、冷却速度
１０2〜１０6Ｋ／ｓｅｃにて、溶質元素を過飽和に固溶
し、かつ、微細な母相からなる急冷凝固材を得た。得ら
れた急冷凝固材を温間押出法を用いて、３２０℃の温度
１２４０〜１６２８ＭＰａの面圧で押出すことによっ
て、母相の粒成長を抑えながら、微細な金属間化合物を
分散させた複合組織からなる押出材を得た。上記製造条
件により表１に示す組成（ａｔ％）を有する供試材（押
出材）を得た。又、上記と同様の製造条件により、本発
明の組成と異なる組成を有する押出材を比較材として作
成した（これは前記特開平３−４７９４１号に開示され
た材料である）。
する。高周波溶解炉により所定成分を有する溶融金属を
つくり、これを単ロール法（急冷凝固法）で、冷却速度
１０2〜１０6Ｋ／ｓｅｃにて、溶質元素を過飽和に固溶
し、かつ、微細な母相からなる急冷凝固材を得た。得ら
れた急冷凝固材を温間押出法を用いて、３２０℃の温度
１２４０〜１６２８ＭＰａの面圧で押出すことによっ
て、母相の粒成長を抑えながら、微細な金属間化合物を
分散させた複合組織からなる押出材を得た。上記製造条
件により表１に示す組成（ａｔ％）を有する供試材（押
出材）を得た。又、上記と同様の製造条件により、本発
明の組成と異なる組成を有する押出材を比較材として作
成した（これは前記特開平３−４７９４１号に開示され
た材料である）。
【００１１】上記各供試材および比較材につき、それぞ
れＸ線回折に付した結果、引張り強度（σB）、塑性伸
び（εf）、ヤング率（Ｅ）、比強度（σＢ／ρ）の機
械的特性を測定した結果を表１の右欄に示す。なお、比
強度は、引張り強度を密度で割ったものである。又、上
記記載の合金材について、ＴＥＭ観察を行った結果、Ｍ
ｇ97Ｎｄ3では、結晶粒が２００ｎｍ〜６００ｎｍで、
ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに粒径が２５０ｎｍ〜４
００ｎｍのＭｇとＮｄ又はＺｎとの金属間化合物Ｍｇ12
Ｎｄ、又は非平衡ｆｃｃ相が均一に分散したものであっ
た。Ｍｇ96Ｎｄ3Ｚｎ1ではｈ．ｃ．ｐ．Ｍｇの粒径は２
００〜３００ｎｍと、１０〜２００ｎｍのＭｇとＮｄ又
はＺｎからなる非平衡ｆｃｃ相金属間化合物が均一に分
散したものであった。
れＸ線回折に付した結果、引張り強度（σB）、塑性伸
び（εf）、ヤング率（Ｅ）、比強度（σＢ／ρ）の機
械的特性を測定した結果を表１の右欄に示す。なお、比
強度は、引張り強度を密度で割ったものである。又、上
記記載の合金材について、ＴＥＭ観察を行った結果、Ｍ
ｇ97Ｎｄ3では、結晶粒が２００ｎｍ〜６００ｎｍで、
ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに粒径が２５０ｎｍ〜４
００ｎｍのＭｇとＮｄ又はＺｎとの金属間化合物Ｍｇ12
Ｎｄ、又は非平衡ｆｃｃ相が均一に分散したものであっ
た。Ｍｇ96Ｎｄ3Ｚｎ1ではｈ．ｃ．ｐ．Ｍｇの粒径は２
００〜３００ｎｍと、１０〜２００ｎｍのＭｇとＮｄ又
はＺｎからなる非平衡ｆｃｃ相金属間化合物が均一に分
散したものであった。
【００１２】
【表１】
【００１３】表１に示すとおり、本発明の供試材は、い
ずれも引張り強度は２８０ＭＰａ以上、塑性伸びは０．
４％以上、ヤング率は３７ＧＰａ以上、比強度は２８０
以上と優れた機械的特性を示す。特に、本発明の合金に
あっては比較材に比べ優れた塑性伸びを示すため、種々
の加工を施すことができるとともに、大きな加工（塑性
加工）にも耐え得る材料を提供することができる。な
お、Ｍｇ−Ｎｄ−Ｚｎ合金で、Ｍｇ量が９５（ａｔ％）
を超えた場合、引張り強度、ヤング率、比強度はほとん
ど変らず塑性伸びはより顕著に大きくなっている。
ずれも引張り強度は２８０ＭＰａ以上、塑性伸びは０．
４％以上、ヤング率は３７ＧＰａ以上、比強度は２８０
以上と優れた機械的特性を示す。特に、本発明の合金に
あっては比較材に比べ優れた塑性伸びを示すため、種々
の加工を施すことができるとともに、大きな加工（塑性
加工）にも耐え得る材料を提供することができる。な
お、Ｍｇ−Ｎｄ−Ｚｎ合金で、Ｍｇ量が９５（ａｔ％）
を超えた場合、引張り強度、ヤング率、比強度はほとん
ど変らず塑性伸びはより顕著に大きくなっている。
【００１４】
【発明の効果】本発明で得られるマグネシウム基合金
は、強度および耐熱性が高く、高力材料、高耐熱材料と
して有用であり、かつ比強度も高く、高比強度材料とし
ても有用であり、室温での伸びおよびヤング率の点でも
優れているため、種々の加工を施すことができると共
に、大きな加工（塑性加工）にも耐え得る材料が得られ
る。
は、強度および耐熱性が高く、高力材料、高耐熱材料と
して有用であり、かつ比強度も高く、高比強度材料とし
ても有用であり、室温での伸びおよびヤング率の点でも
優れているため、種々の加工を施すことができると共
に、大きな加工（塑性加工）にも耐え得る材料が得られ
る。
Claims (4)
- 【請求項１】 一般式：ＭｇaＮｄbＺｎc（ただし、
ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで８０≦ａ≦９９、１≦ｂ
≦１２、０≦ｃ≦１２）で示され、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマ
トリックスに少なくとも非平衡ｆｃｃ相からなる金属間
化合物が均一微細に分散している複合組織を有する微細
結晶質組織を有する高強度マグネシウム基合金材。 - 【請求項２】 一般式：Ｍｇa'Ｎｄb'Ｚｎc'（ただし、
ａ’，ｂ’，ｃ’は原子パーセントで９５＜ａ’≦９
９、１≦ｂ’≦３、０≦ｃ’≦３）で示され、ｈ．ｃ．
ｐのＭｇマトリックスに少なくとも非平衡ｆｃｃ相から
なる金属間化合物が均一微細に分散している複合組織を
有する微細結晶質組織を有する高強度マグネシウム基合
金材。 - 【請求項３】 一般式：ＭｇaＮｄbＺｎc（ただし、
ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで８０≦ａ≦９９、１≦ｂ
≦１２、０≦ｃ≦１２）で示される金属溶湯を、急冷凝
固して溶質元素を過飽和に固溶し、かつ微細な母相を得
て、これに所定の温度を加え、塑性加工することによ
り、ｈ．ｃ．ｐのＭｇマトリックスに少なくとも非平衡
なｆｃｃ相からなる金属間化合物が均一に微細分散して
いる複合組織を得ることを特徴とする高強度マグネシウ
ム基合金材の製造方法。 - 【請求項４】 塑性加工時の所定温度が５０〜５００℃
である請求項４記載の高強度マグネシウム基合金材の製
造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5193483A JP2807400B2 (ja) | 1993-08-04 | 1993-08-04 | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
| EP19940111190 EP0643145B1 (en) | 1993-08-04 | 1994-07-18 | High strength magnesium-based alloy materials and method for producing the same |
| DE1994615447 DE69415447T2 (de) | 1993-08-04 | 1994-07-18 | Hochfeste Werkstoffe auf Legierungen auf Magnesiumbasis und Verfahren zur Herstellung dieser Werkstoffe |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5193483A JP2807400B2 (ja) | 1993-08-04 | 1993-08-04 | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0748647A JPH0748647A (ja) | 1995-02-21 |
| JP2807400B2 true JP2807400B2 (ja) | 1998-10-08 |
Family
ID=16308787
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5193483A Expired - Fee Related JP2807400B2 (ja) | 1993-08-04 | 1993-08-04 | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0643145B1 (ja) |
| JP (1) | JP2807400B2 (ja) |
| DE (1) | DE69415447T2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19915238A1 (de) * | 1999-04-03 | 2000-10-05 | Volkswagen Ag | Magnesiumlegierungen hoher Duktilität, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung |
| WO2008016150A1 (fr) * | 2006-08-03 | 2008-02-07 | National Institute For Materials Science | Alliage de magnésium et son procédé de fabrication |
| JP5721043B2 (ja) * | 2010-10-20 | 2015-05-20 | 住友電気工業株式会社 | マグネシウム合金、及び制振材 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4765954A (en) * | 1985-09-30 | 1988-08-23 | Allied Corporation | Rapidly solidified high strength, corrosion resistant magnesium base metal alloys |
| US5078806A (en) * | 1988-05-23 | 1992-01-07 | Allied-Signal, Inc. | Method for superplastic forming of rapidly solidified magnesium base metal alloys |
| US4938809A (en) * | 1988-05-23 | 1990-07-03 | Allied-Signal Inc. | Superplastic forming consolidated rapidly solidified, magnestum base metal alloy powder |
| JP2511526B2 (ja) * | 1989-07-13 | 1996-06-26 | ワイケイケイ株式会社 | 高力マグネシウム基合金 |
| JP2911267B2 (ja) * | 1991-09-06 | 1999-06-23 | 健 増本 | 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 |
| JP3238516B2 (ja) * | 1993-03-15 | 2001-12-17 | 健 増本 | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-08-04 JP JP5193483A patent/JP2807400B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1994
- 1994-07-18 EP EP19940111190 patent/EP0643145B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-07-18 DE DE1994615447 patent/DE69415447T2/de not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0748647A (ja) | 1995-02-21 |
| DE69415447T2 (de) | 1999-07-08 |
| EP0643145A1 (en) | 1995-03-15 |
| EP0643145B1 (en) | 1998-12-23 |
| DE69415447D1 (de) | 1999-02-04 |
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