JPH06316740A - 高強度マグネシウム基合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 高強度で高温における強度低下の少ないマグ
ネシウム基合金とその製造方法。 【構成】 一般式Ｍｇ_aＸ_bＭ_cまたはＭｇ_aＸ_bＭ_cＺ
_d（ただしＸ：Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、
Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
１種または２種以上、Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種または２
種）において、原子％でａを７５〜９０％、ｂを２〜１
０％、ｃを２〜１５％、ｄを０．１〜３％の範囲にそれ
ぞれ限定した組成を持つ急冷凝固マグネシウム基合金
に、熱間塑性加工を施し、微細結晶質からなる母相にＭ
ｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属間化合物を析出・分散させ
た。平均結晶粒径が０．５μｍの微細結晶質が得られ高
温での熱的安定性が高く、さらにこの微細結晶質母相中
に粒径５０ｎｍのＭｇ−ＹおよびＭｇ−Ｘの超微細金属
間化合物が分散析出し、著しい高強度を発揮すると共に
高温においても強度低下が少ない。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高強度マグネシウム基合
金およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】マグネシウムの比重は１．７４で、工業
用金属材料中最も軽量である上、機械的性質もアルミニ
ウム合金に比較して見劣りしないので、主として航空機
あるいは自動車材料に、特に軽量化や低燃費化に対応す
る材料として注目されてきた。しかし、マグネシウム合
金は強度的に不十分であり、例えば、Ａｌを５〜１０
％、Ｚｎを１〜３％含有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系（ＡＺ
９１Ｃ、鋳造材、Ｔ６処理）でも、図３に示すように引
張強さが２８０ＭＰａ、０．２％耐力が１２０ＭＰａに
しか過ぎない。さらに、高温強度については、温度の上
昇と共に引張強さが低下し、１００℃において２５ｋｇ
／ｍｍ²を割り、２５０℃においては僅かに１０ｋｇ／
ｍｍ²までに低下する。

【０００３】そこで、急冷凝固粉末を用いた耐熱性高強
度マグネシウム合金が提案されており、例えば特開平３
−９０５３０号公報の発明においては、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚ
ｎ系の合金溶湯を急冷凝固して得た粉末を、２００〜３
５０℃でプレス引抜きし、平均結晶粒径３μｍ未満の微
細結晶質母相にに微細金属間化合物粒子を粒界に析出さ
せて、５７０〜５９０ＭＰａの破壊荷重を得ている。

【０００４】また、特開平３−２３６４４２号公報の発
明は、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金を急速固化することによ
り製造した粉末を、真空中で１５０〜３００℃の温度で
熱間圧縮することによりバルク形状物とし、金属間化合
物相を微細かつ均一に分散させて、約７０〜８２Ｒｓの
高硬度で、０．２％降伏強さが５３〜７０ｋｓｉ（約４
９０ＭＰａ）の高強度マグネシウム合金が得られてい
る。

【０００５】一方、非晶質と微細結晶質の複合体が高強
度を示すことが見出され、特開平３−１００４１号公報
の高力マグネシウム基合金の発明においては、Ｍｇ−Ｃ
ｕ−Ａｌ系の合金を急冷凝固して得られた非晶質粉末を
結晶化温度（約４５０Ｋ）近傍で塑性加工し、少なくと
も５０％の非晶質からなるバルク材とし、硬度Ｈｖ（Ｄ
ＰＮ）１６０以上の高強度マグネシウム合金を得てい
る。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記の
急冷凝固粉末を用いた高強度マグネシウム合金の発明に
おいては、０．２％耐力が最も高いもので５６０ＭＰａ
であり、航空機、鉄道車両、自動車の軽量化を進める上
で、さらに高い強度のマグネシウム基合金の出現が望ま
れている。また、非晶質と微細結晶質の複合体からなる
マグネシウム合金は、常温においては高強度を発揮する
ものの、結晶化温度以上の１８０〜２５０℃で非晶質が
結晶化して性質が変化し、熱的安定性が十分とは言えな
い。

【０００７】本発明は従来のマグネシウム基合金の強度
が充分でなく、また耐熱性に劣るという前記のごとき問
題点を解決するためになされたものであって、室温強度
に優れると共に高温においても強度低下の少ない耐熱性
高強度マグネシウム基合金およびその製造方法を提供す
ることを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】発明者等は前記の問題点
を解決するため、Ｍｇ−Ｃｕ−Ｙ系非晶質合金に着目
し、バルク材にした際に高強度を得るための金属組織に
ついて研究を重ねた。その結果、これら非晶質材料をバ
ルク化する際に１００％結晶化すると、微細結晶質から
なる母相に、極めて微細な金属間化合物が分散した組織
を有する高強度なマグネシウム合金が得られることを知
見して本発明を完成した。

【０００９】本発明の高強度マグネシウム基合金は、一
般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_c ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
１種または２種以上、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、 （ａ、ｂ、ｃはいずれも原子％）、の組成を持ち、微細
結晶質からなる母相に、Ｍｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属
間化合物が分散した組織を有すること、 または、一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_cＺ_d ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
１種または２種以上、 Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、０．１
≦ｄ≦３、 （ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子％）、の組成を持ち、
微細結晶質からなる母相に、Ｍｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの
金属間化合物が分散した組織を有することを要旨とす
る。

【００１０】本発明の高強度マグネシウム基合金の製造
方法は、一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_cただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃ
ｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
１種または２種以上、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、 （ａ、ｂ、ｃはいずれも原子％）、の組成を持つ急冷凝
固マグネシウム基合金に、熱間塑性加工を施し、微細結
晶質からなる母相にＭｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属間化
合物を析出・分散させること、または一般式で、Ｍｇ_a
Ｘ_bＭ_cＺ_d ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
１種または２種以上、 Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、０．１
≦ｄ≦３、 （ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子％）、の組成を持つ急
冷凝固マグネシウム基合金に、熱間塑性加工を施し、微
細結晶質からなる母相にＭｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属
間化合物を析出・分散させることを要旨とする。

【００１１】本発明においては、少なくとも１０²℃／
秒の冷却速度で溶湯を急速冷却して凝固した生成物であ
って、非晶質または非晶質と結晶質の混合相または微細
結晶質のいずれかを用いる。

【００１２】本発明の高強度マグネシウム合金の出発原
料となる非晶質または非晶質と微細結晶質の混相を得る
には、前記組成を有する合金の溶湯を液体急冷凝固法で
急冷凝固することにより得られる。液体急冷凝固法は溶
融した金属・合金を急速に冷却して過冷させ、その構造
を凍結させて非晶質を得る方法であって、数１００ｍｇ
程度の薄片を得るガン法、ピストン・アンビル法、ある
いは薄帯を連続的に得ることができる遠心法、単ロール
法、双ロール法、粉体が得られるスプレー法、細線とし
て得られる回転液中紡糸法などがある。

【００１３】本発明には、単ロール法、双ロール法また
は高圧溶湯噴霧法が特に有効である。これらの方法では
１０²〜１０⁶℃／秒程度の冷却速度が得られる。この単
ロール法、双ロール法により薄帯を製造するには、ノズ
ル孔を通して約３００〜１００００ｒｐｍの範囲の一定
速度で回転している直径３０〜３００ｍｍの銅あるいは
鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより幅が約１〜
３００ｍｍ厚さが約５〜５００μｍの非晶質薄片を製造
することができる。

【００１４】回転液中紡糸法により、非晶質細線を得る
には、約５０〜５００ｒｐｍで回転するドラム内に遠心
力により保持された深さ１〜１０ｃｍの冷却液層を形成
し、この回転する冷却液層中に、ノズル孔を通じ、アル
ゴン背圧にて、溶湯を噴出することにより得られる。

【００１５】高圧溶湯噴霧法により急冷凝固粉末を得る
には、滴下させた溶湯に４０〜１５０ｋｇｆ／ｃｍ²の
高圧の窒素、アルゴン、ヘリウムガス、空気などを吹き
つけ溶湯を急冷凝固させる。

【００１６】液体急冷凝固法等によって得られたマグネ
シウム合金が、非晶質と微細結晶質の混相であるかまた
は微細結晶質であるかどうかは、通常のＸ線回折法によ
って知ることができる。すなわち、非晶質の存在は、非
晶質組織特有のハローパターンを示し、非晶質と微細結
晶質の複合体である場合は、ハローパターンと微細結晶
質に起因する回折ピークの合成された回折パターンが示
される。

【００１７】液体急冷凝固法によって得られた非晶質材
料は、そのまま塑性加工することも可能であるが、粉末
である場合はそのままで、リボン、薄片、線材等である
場合は粉砕した後、Ｃｕ、ＭｇまたはＡｌまたはそれら
の合金製の金属缶に充填して塑性加工される。なお、急
冷凝固してから粉末を金属缶に充填するに到るまで、粉
末の酸化を防ぐため、酸素量１ｐｐｍ以下の高清浄度の
雰囲気中で行うことが好ましい。また、金属缶に充填さ
れた粉末は塑性加工に先立って真空脱ガスすることが好
ましい。

【００１８】熱間塑性加工は金属缶に充填したまま行わ
れるが、加工温度は２００〜４５０℃とすることが好ま
しい。２００℃未満では粉末固化が充分でなくバルク化
が不十分となり、また非晶質が微細結晶化しない上に金
属間化合物が充分に析出しない。加工温度が４５０℃を
越えると母相の微細結晶が粗大化して強度が低下する。
塑性加工は引抜き、圧延、鍛造、押出等のいずれの方法
によっても良い。

【００１９】

【作用】本発明の高強度マグネシウム基合金は、一般式
Ｍｇ_aＸ_bＭ_cまたはＭｇ_aＸ_bＭ_cＺ_dにおいて、原子％で
ａを７５〜９０％、ｂを２〜１０％、ｃを２〜１５％、
ｄを０．１〜３％の範囲にそれぞれ限定したので、少な
くとも１０²℃／秒の冷却速度で前記組成の溶湯を急速
冷却して凝固した生成物には、非晶質または非晶質と結
晶質の混合相または微細結晶質のいずれかが得られる。

【００２０】この急冷凝固生成物を熱間塑性加工する
と、平均結晶粒径が約０．５μｍ程度の微細結晶質が得
られる。母相が非晶質の場合、結晶化温度以上では相変
態で結晶化してしまい、強度が低下するが、微細結晶質
の場合はこのような相変態がないので、高温での熱的安
定性が高い。さらにこの微細結晶質母相中に熱的安定性
の高い粒径約５０ｎｍ程度のＭｇ−ＹおよびＭｇ−Ｘの
超微細金属間化合物が分散析出し、これら分散微粒子が
高温で母相中の変形を充分に抑制するので、著しい高強
度を発揮すると共に高温においても強度低下が少ない。

【００２１】請求項１または３の一般式Ｍｇ_aＸ_bＭ_cで
示されるマグネシウム基合金において、原子％でａを７
５〜９０％、ｂを２〜１０％、ｃを２〜１５％の範囲に
それぞれ限定したのは、ａが９０より大、ｂ、ｃがそれ
ぞれ２％より小さい場合は、母相の平均結晶粒径が３μ
ｍ以上となり、強度が出ないからである。またａが７５
より小、ｂ、ｃがそれぞれの１０、１５％より大きい場
合は、析出または晶出する金属間化合物が粗大化し、靱
性が低下し、脆くなる。

【００２２】請求項２または４の一般式Ｍｇ_aＸ_bＭ_cＺ_d
で示されるマグネシウム基合金において、原子％でａを
７５〜９０％、ｂを２〜１０％、ｃを２〜１５％、ｄを
０．１〜３％の範囲にそれぞれ限定したのは、ａが９０
より大、ｂ、ｃがそれぞれ２％より小さい場合は、母相
の平均結晶粒径が３μｍ以上となり、強度が出ないから
である。またａが７５より小、ｂ、ｃがそれぞれの１
０、１５％より大きい場合は、析出または晶出する金属
間化合物が粗大化し、靱性が低下し、脆くなる。

【００２３】Ｘ元素はＮｉ、Ｃｕのうちから選ばれる１
種または２種以上の元素であり、より優れた非晶質形成
能を向上させる効果と共に展延性を保ったまま強度を向
上させる効果が得られる。

【００２４】Ｍ元素はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）のうちから選ばれる１種または２種以上
の元素であり、非晶質形成能を向上させる効果を有する
が、Ｘ元素と共存させることにより、より優れた非晶質
形成能を発揮する。

【００２５】なお、本発明では一般式：Ｍｇ_aＸ_e、Ｍｇ
_aＸ_fＤ_h、Ｍｇ_aＸ_fＭ_cＤ_hＺ_d（ただし、Ｄ：Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｃａ）において、原子％でａを６０〜９０％、ｃを
２〜２０％、ｅを１０〜４０％、ｄを０．１〜３％、ｆ
を４〜３０％、ｈを２〜２５％の範囲とすることによ
り、同様の効果を得ることができる。

【００２６】

【実施例】本発明の実施例を比較例と対比して説明し本
発明の効果を明らかにする。 （実施例１）表１に示す化学成分のＭｇ合金を、雰囲気
高周波溶解により溶解し、母合金を作製した。この母合
金をアルゴンガス雰囲気下で高周波炉にて溶解後、ヘリ
ウムガス１００ｋｇｆ／ｃｍ²の条件下で高圧溶湯噴霧
法により、非平衡相粉末（非晶質単相または非晶質と結
晶の混相または微細結晶質）を作製した。

【００２７】

【表１】

【００２８】得られた粉末のうち、２５μｍ以下に分級
した粉末を温度３５０℃、加圧力５００〜１０００ＭＰ
ａ、押出比５：１で押し出し、直径７ｍｍ、長さ１２０
ｍｍの円柱材を得た。押し出しによって得た円柱材は真
密度であった。なお、粉末作製から押し出しまで供試材
は常に酸素量、水分量ともに１ｐｐｍ以下の高清浄度の
雰囲気下で実施した。

【００２９】得られた円柱材についてＴＥＭ（Transmis
sion Electron Microscope）観察を実施した結果、Ｎ
ｏ．１〜４について平均結晶粒径が約０．５μｍであっ
て、粒径約５０ｎｍのＭｇ₂₄Ｙ₅、Ｍｇ₂ Ｃｕ、Ｍｇ₂
Ｎｉの金属間化合物が観察された。

【００３０】次に、円柱材の引張試験を円柱材より作製
した引張試験片により、インストロン型試験機を用いて
行った。得られた結果を表１に示す。

【００３１】表１に示したように、常温における０．２
％耐力は６００〜７５０ＭＰａであって、従来の結晶質
材のうち最も高いものに比べて１５０ＭＰａ以上の高強
度を達成していることが判明し、本発明の効果が確認さ
れた。

【００３２】（実施例２）表２に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、円柱材より
作製した引張試験片により、インストロン型試験機を用
いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、表２
において、Ｎｏ．５〜７は本発明の実施例であり、Ｎ
ｏ．８〜１１は本発明の組成範囲外の比較例である。

【００３３】

【表２】

【００３４】表２から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．８〜１１の引張耐力が４２０〜４８０ＭＰａである
のに対して、本発明の実施例であるＮｏ．５〜７は引張
耐力が６１０〜６８０ＭＰａであり、本発明の効果が確
認された。

【００３５】（実施例３）表３に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表３において、Ｎｏ．１２〜１４は本発明の実施例であ
り、Ｎｏ．１５〜１８は本発明の組成範囲外の比較例で
ある。

【００３６】

【表３】

【００３７】表３から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．１５〜１８の引張耐力が４３０〜４８０ＭＰａであ
るのに対して、本発明の実施例であるＮｏ．１２〜１４
は引張耐力が６２０〜６９０ＭＰａであり、本発明の効
果が確認された。

【００３８】（実施例４）表４に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表４において、Ｎｏ．１９〜２１は本発明の実施例であ
り、Ｎｏ．２２〜２５は本発明の組成範囲外の比較例で
ある。

【００３９】

【表４】

【００４０】表４から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．２２〜２５の引張耐力が３９０〜４５０ＭＰａであ
るのに対して、本発明の実施例であるＮｏ．１９〜２１
は引張耐力が６００〜６５０ＭＰａであり、本発明の効
果が確認された。

【００４１】（実施例５）表５に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表５において、Ｎｏ．２６〜２８は本発明の実施例であ
り、Ｎｏ．２９〜３２は本発明の組成範囲外の比較例で
ある。

【００４２】

【表５】

【００４３】表５から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．２９〜３２の引張耐力が４００〜４５０ＭＰａであ
るのに対して、本発明の実施例であるＮｏ．２６〜２８
は引張耐力が６１０〜６８０ＭＰａであり、本発明の効
果が確認された。

【００４４】（実施例６）表６に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表６において、Ｎｏ．３３本発明の実施例であり、Ｎ
ｏ．３４は本発明の組成範囲外の比較例である。

【００４５】

【表６】

【００４６】表６から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．３３の引張耐力が４１０ＭＰａであるのに対して、
本発明の実施例であるＮｏ．３４は引張耐力が７８０Ｍ
Ｐａであり、本発明の効果が確認された。

【００４７】（実施例７）表７に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表７において、Ｎｏ．３５本発明の実施例であり、Ｎ
ｏ．３６は本発明の組成範囲外の比較例である。

【００４８】

【表７】

【００４９】表７から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．３６の引張耐力が４００ＭＰａであるのに対して、
本発明の実施例であるＮｏ．３５は引張耐力が７９０Ｍ
Ｐａであり、本発明の効果が確認された。

【００５０】（実施例８）表８に示す化学成分のＭｇ合
金を、実施例１と同様の方法により溶解し、同様の条件
で急冷凝固して作製した非平衡相粉末から実施例１と同
様の条件で熱間塑性加工して円柱材を得て、この円柱材
より作製した引張試験片により、インストロン型試験機
を用いて常温での０．２％引張耐力を測定した。なお、
表８において、Ｎｏ．３７本発明の実施例であり、Ｎ
ｏ．３８は本発明の組成範囲外の比較例である。

【００５１】

【表８】

【００５２】表８から知られるように、比較例であるＮ
ｏ．３８の引張耐力が３９０ＭＰａであるのに対して、
本発明の実施例であるＮｏ．３７は引張耐力が７００Ｍ
Ｐａであり、本発明の効果が確認された。

【００５３】（実施例９）実施例１で得られたＮｏ．１
合金Ｍｇ_87.5Ｃｕ₅ Ｙ_7.5 について、５７０Ｋまでの高
温における引張耐力σ_0.2および延びを測定し、得られ
た結果を図１に示す。図１の結果より本発明のＭｇ_87.5
Ｃｕ₅ Ｙ_7.5 合金は温度の上昇と共に０．２％耐力は漸
次減少するが５００Ｋにおいても６００ＭＰａの０．２
％耐力を維持できることが判明し、本発明合金が高温強
度に優れていることが確認された。

【００５４】なお、図２は本実施例のＭｇ_87.5Ｃｕ₅ Ｙ
_7.5 合金で得られた高温強度の結果を、従来の希土類系
耐熱Ｍｇ合金であるＥＱ２１Ａ−Ｔ６（Ｍｇ−Ｍｍ−Ａ
ｇ）の高温強度を測定した結果と併せて示したものであ
る。図２より、本発明合金はＥＱ２１Ａ合金に比べて優
れた高温強度を有することが明瞭である。

【００５５】また、図３は従来合金であるＡＺ９１鋳造
材、ＡＺ９１急冷凝固材、Ｍｇ−Ａｌ─Ｚｎ系急冷凝固
材と本発明合金の破断荷重、０．２％耐力、および延び
を示したものである。図３に示したように本発明合金は
従来合金に比べて強度が著しく高いことが明白である。

【００５６】

【発明の効果】本発明の高強度マグネシウム合金は以上
説明したように、一般式Ｍｇ_aＸ_bＭ_cまたはＭｇ_aＸ_bＭ_c
Ｚ_d（ただしＸ：Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以
上、Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタ
ル）の１種または２種以上、Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種また
は２種）において、原子％でａを７５〜９０％、ｂを２
〜１０％、ｃを２〜１５％、ｄを０．１〜３％の範囲に
それぞれ限定した組成を持つ急冷凝固マグネシウム基合
金に、熱間塑性加工を施し、微細結晶質からなる母相に
Ｍｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属間化合物を析出・分散さ
せたものであって、平均結晶粒径が０．５μｍの微細結
晶質が得られ高温での熱的安定性が高く、さらにこの微
細結晶質母相中に熱的安定性の高い粒径５０ｎｍのＭｇ
−ＹおよびＭｇ−Ｘの超微細金属間化合物が分散析出
し、これら分散微粒子が高温で母相中の変形を充分に抑
制するので、著しい高強度を発揮すると共に高温におい
ても強度低下が少ない。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金の高温における引張耐力σ_0.2およ
び延びの測定結果を示す線図である。

【図２】本発明合金と従来合金の高温における引張耐力
σ_0.2の測定結果を示す線図である。

【図３】本発明合金と従来合金の破断荷重、０．２％耐
力、および延びを示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 晃 宮城県仙台市太白区八木山本町２−36−１ サクセス26 Ｂ101 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅11 −806 (72)発明者 堀切 秀彦 宮城県仙台市青葉区米ケ袋２丁目２番55号

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_c ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
   １種または２種以上、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、 （ａ、ｂ、ｃはいずれも原子％）、の組成を持ち、微細
   結晶質からなる母相に、Ｍｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属
   間化合物が分散した組織を有することを特徴とする高強
   度マグネシウム基合金。
2. 【請求項２】 一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_cＺ_d ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
   １種または２種以上、 Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、０．１
   ≦ｄ≦３、 （ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子％）、の組成を持ち、
   微細結晶質からなる母相に、Ｍｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの
   金属間化合物が分散した組織を有することを特徴とする
   高強度マグネシウム基合金。
3. 【請求項３】 一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_c ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
   １種または２種以上、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、 （ａ、ｂ、ｃはいずれも原子％）、の組成を持つ急冷凝
   固マグネシウム基合金に、熱間塑性加工を施し、微細結
   晶質からなる母相にＭｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属間化
   合物を析出・分散させることを特徴とする高強度マグネ
   シウム基合金の製造方法。
4. 【請求項４】 一般式で、Ｍｇ_aＸ_bＭ_cＺ_d ただし、Ｘ：Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上、 Ｍ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｍｍ（ミッシュメタル）の
   １種または２種以上、 Ｚ：Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種、 ７５≦ａ≦９０、２≦ｂ≦１０、２≦ｃ≦１５、０．１
   ≦ｄ≦３、 （ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子％）、の組成を持つ急
   冷凝固マグネシウム基合金に、熱間塑性加工を施し、微
   細結晶質からなる母相にＭｇ−ＸおよびＭｇ−Ｍの金属
   間化合物を析出・分散させることを特徴とする高強度マ
   グネシウム基合金の製造方法。