(57)【要約】【課題】    鍛造によっても成型加工が可能で、その準結晶相の特性が滅失していないマグネシウム合金鍛造品を提供することを目的とする。【解決手段】  本発明のマグネシウム合金鍛造品は、準結晶相またはその近似結晶相が分散されているマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とし、本発明は、前記のマグネシウム合金鍛造品において、マグネシウム母相のアスペクト比が2.5以下であることを特徴とする。  本発明は、前記のマグネシウム合金鍛造品において、凹凸部が少なくとも一部に形成されてなる複雑形状を有していて、前記凹凸部においてもマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とする。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金を所定の形状に鍛造加工されてなるマグネシウム合金鍛造品であって、準結晶相またはその近似結晶相が分散されているマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とするマグネシウム合金鍛造品。
【請求項２】
請求項1に記載のマグネシウム合金鍛造品において、マグネシウム母相のアスペクト比が2.5以下であることを特徴とするマグネシウム合金鍛造品。
【請求項３】
請求項１または2に記載のマグネシウム合金鍛造品において、凹凸部が少なくとも一部に形成されてなる複雑形状を有していて、前記凹凸部においてもマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とするマグネシウム合金鍛造品。
【請求項４】
請求項１から3のいずれかに記載のマグネシウム合金鍛造品の製造方法であって、マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金鍛造品の製造方法であって、マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金を、所定の形状を内型としたプレス型により閉塞鍛造してなることを特徴とするマグネシウム合金鍛造品の製造方法。
【請求項５】
請求項5に記載のマグネシウム合金鍛造品の製造方法において、前記閉塞鍛造は、前記マグネシウム合金を加熱して行う温間鍛造であることを特徴とするマグネシウム合金鍛造品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金を所定の形状に鍛造加工されてなるマグネシウム合金鍛造品とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウムは、軽量で豊富な資源を示すことから、電子機器や構造部材などの軽量化材料として注目を浴びている。一方で、鉄道車輌や自動車などの移動用構造部材への適応を検討した場合、使用に際しての安全性・信頼性の観点から、素材の高強度・高延性・高靭性特性が求められる。
特許文献１から４には、希土類元素（特にイットリウム）添加により、マグネシウム母相内に準結晶を発現させたものが、高強度・高延性・高靭性特性に有用であることが記載されている。
特許文献５，６には、準結晶相がマグネシウム母相内に発現できないマグネシウム合金についての高速超塑性挙動を利用した、マグネシウム合金の鍛造技術が示されている。いずれも、最終的な鍛造成型の際、高速超塑性を発現させるためには、ピンニング粒子がマグネシウム母相に分散し、結晶粒径が微細であることが必要であると示されている。
予めマグネシウム母相を微細にするためには、高体積率のピンニング粒子を用い、マグネシウム母相の結晶粒粗大化を防ぐ、または、強ひずみ加工により初期組織を微細にするなどの手法がある。しかし、一般的なピンニング粒子を高体積率に分散することは、破壊の起点になりやすく特性劣化、特に延性低下につながる。また、強ひずみ加工を使用すると、金型やコンテナなどの寿命が短くなり、エネルギー損失が大きくなる、などの問題が考えられる。
一般的な結晶相とは異なり、決まった原子の配列が繰り返し並ぶ構造（並進秩序性）を持たない特異な相、すなわち準結晶相が、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ（ＲＥ＝Ｙ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｂ）合金やＭｇ−Ｚｎ−Ａｌ合金で発現することに注目した。準結晶相は、母相の結晶格子とマッチングが良いため、母相と準結晶相の界面同士が強固に結合し、整合界面を形成する特徴がある。
そのため、準結晶相をマグネシウム母相に分散することは、塑性変形中、転位の運動を阻害し、高強度化に寄与するものの、破壊の核や起点になりにくいことで知られている。
また、圧延や押出などひずみ付与（展伸加工）したマグネシウム合金は、その集合組織形成に起因し、圧縮降伏応力が引張降伏応力と比べて低くなる、いわゆる降伏異方性を示す問題がある。
しかし、展伸加工した準結晶粒子分散マグネシウム合金は、集合組織の強度（底面の集積度合）を低減し、高い引張強度レベルを維持したまま、圧縮特性を改善し、構造用途の部材設計には望ましくない降伏異方性を解消することが可能である。更に、展伸加工した準結晶分散マグネシウム合金は、超塑性挙動を発現し、二次成形性にも優れている。その一方で、超塑性挙動を発現するためには、微細で等軸な結晶粒を示すことが必要で、成型加工に用いるマグネシウム合金の微細組織構造と、加工後の微細組織構造に変化が少ないことが重要とされる。組織変化が大きいと、強度や延性などの機械的特性の劣化につながり、成型加工が大きく制限されて、その実用性を阻害していた。
このため準結晶相が分散されているものでも、組織構造に影響しない切削加工を行うことを前提にしたものであり、鍛造、特に温間鍛造加工などは不可能とされていた。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
この様な問題に鑑み、鍛造によっても成型加工が可能で、その準結晶相の特性が滅失していないマグネシウム合金鍛造品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
発明１のマグネシウム合金鍛造品は、準結晶相またはその近似結晶相が分散されているマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とする。
発明２は、発明１のマグネシウム合金鍛造品において、マグネシウム母相のアスペクト比が2.5以下であることを特徴とする。
発明３は、発明１または２のマグネシウム合金鍛造品において、凹凸部が少なくとも一部に形成されてなる複雑形状を有していて、前記凹凸部においてもマグネシウム母相が等軸状であることを特徴とする。
【０００５】
発明４は、発明１から３のいずれかのマグネシウム合金鍛造品の製造方法であって、マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金鍛造品の製造方法であって、マグネシウム母相中に準結晶相またはその近似結晶相が分散されてなるマグネシウム合金を、所定の形状を内型としたプレス型により閉塞鍛造してなることを特徴とする。
発明５は、発明５のマグネシウム合金鍛造品の製造方法において、前記閉塞鍛造は、前記マグネシウム合金を加熱して行う温間鍛造であることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００６】
上記組織構造を持つマグネシウム合金鍛造品は、鍛造後の形状に対する切削加工をも可能となり、効率よく自由な形状への加工された高強度マグネシウム合金製品を実現し得るものである。
また、その創製においても、従来から一般に知られている鍛造手段を利用することにより達成し得るので、極めて高い実現性を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】実施例１の鍛造用試料の光学顕微鏡による微細組織観察写真。
【図２】実施例１の鍛造成形後の外観写真および断面図
【図３】実施例１の鍛造成形材（ギヤ近傍部）の光学顕微鏡による微細組織観察写真。
【図４】実施例１の鍛造成形材（鍛造中心部）の電子線後方散乱回折法による微細組織観察写真。
【図５】実施例１の鍛造成形材の引張・圧縮の公称応力−公称ひずみ曲線
【図６】実施例１の鍛造成形材のX線回折測定例。
【図７】実施例２の鍛造用試料の光学顕微鏡による微細組織観察写真。
【図８】実施例２の鍛造成形材（ギヤ近傍部）の光学顕微鏡による微細組織観察写真。
【図９】実施例２の鍛造成形材（鍛造中心部）の電子線後方散乱回折法による微細組織観察写真。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
希土類元素を添加する（１００−Ｘ−Ｙ）ａｔ．％Ｍｇ−Ｘａｔ．％ＲＥ−Ｙａｔ．％Ｚｎ合金において、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥからなる準結晶相、またはその近似結晶相がマグネシウム母相に形成する組成域は、０．２≦Ｘ≦１．５、５Ｘ≦Ｙ≦７Ｘで、ＸとＹは原子％である。
希土類元素を添加しない（１００−ａ−ｂ）ｗｔ．％Ｍｇ−ａｗｔ．％Ａｌ−ｂｗｔ．％Ｚｎ合金において、Ｍｇ−Ｚｎ−Ａｌからなる準結晶相、またはその近似結晶相がマグネシウム母相に形成する組成域は、３≦ａ≦１５かつ６≦ｂ≦１２、および、２≦ａ≦１５かつ１２＜ｂ≦３５で、aとbは重量％である。
そして、適度なひずみを与え準結晶相またはその近似結晶相を分散させることについては、前記特許文献１から４と同様な手法により行うことができる。
そしてこのようにして得られた準結晶相またはその近似結晶相が分散したマグネシウム合金を鍛造する場合は、希土類元素を使用するＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ合金の場合は、４５０℃、好ましくは400℃、より好ましくは300℃以下とし、希土類元素を使用しないＭｇ−Ｚｎ−Ａｌ合金の場合は、３５０℃、好ましくは300℃、より好ましくは250℃以下とするのが望ましい。
この加熱温度が過剰になると、鍛造中に準結晶相またはその近似結晶相が消滅する。
なお、鍛造部品の形状は、軸、球あるいは板状などの単純な形状に限らず、実施例に示すようなギヤあるいはネジ、カム、ノコ歯等の凹凸形状や、軸や球或いは板の一部に凹凸を形成した複雑な形状であっても良い。
これは、準結晶相が、鍛造中に動的再結晶の核となり、微細で等軸な結晶粒組織が得られる。また、準結晶相は、マグネシウムの結晶格子と良いマッチングを示すため、高体積率で存在しても破壊の核になりにくく、特性劣化、特に延性の低下につながらない。そのため、機能が有効に利用された結果、鍛造品の結晶が等軸に維持されることとなるものと思われる。以上の結果、鍛造前の微細組織形態に関係なく、温間鍛造により、均一で等軸かつ微細な結晶粒を有する鍛造成型品が作製可能である。また、その機械的特性は、展伸マグネシウム合金に見られる降伏異方性がなく、均一な硬さ分布を示す特徴がある。
【実施例１】
【０００９】
商用純マグネシウム（純度９９．９５％）に、７．５重量％亜鉛と１．７重量％イットリウムを溶解鋳造し、母合金を作製した。まず、母合金を４００℃で２４時間、大気中で熱処理を行った後、機械加工により、直径９０ｍｍの押出ビレットを準備した。押出ビレットを３００℃に昇温した押出コンテナに投入し、３０分程度保持した後、５：１の押出比で押出加工を施し、直径４０ｍｍの押出材を得た。その後、鍛造用試料を作成するために、再度、３７０℃に昇温した押出コンテナに投入し、３０分程度保持した後、４：１の押出比で直径２０ｍｍの棒状の鍛造用試料を得た。図１に、光学顕微鏡による鍛造用試料の微細組織観察例を示す。鍛造用試料のマグネシウム母相の結晶粒径は１５．３μｍで、等軸からなることが確認できる。（ただし、結晶粒径は、切片法により求めている。）
内径５８ｍｍ、外径６０ｍｍ、歯数６０個のギヤ形状を示す内歯車を使用し、温度：３００℃、初期ひずみ速度：１．１×１０−３ｓ−１で温間閉塞鍛造を行って鍛造成形材を得た。図２に、鍛造成形後の外観写真を示す。成形品、特にギヤ部には割れや欠陥などがなく、素材が内歯車全体およびロゴ内全体に均一に充填していることが確認できる。
光学顕微鏡、電子線後方散乱回折法による鍛造成形材の微細組織観察例を図３、４に示す。ギヤ部近傍（図２の（Ａ）、以下同じ。）（図３）および鍛造中心部（図２の（Ｂ）、以下同じ。）（図４）のマグネシウム母相の平均結晶粒径は、それぞれ１２．５、１１．０μｍであり、そのアスペクト比は、2.5以下であった。閉塞鍛造により結晶粒微細化が起こるとともに等軸状態が維持されていることが確認できる。
また、微細組織観察した領域近傍の硬さは、６１．４および６５．２Ｈｖで、ギヤ部と中心部における硬さがほぼ同じ値であるので、全体としては均一な硬さを有していると考える。
以上の結果から、閉塞鍛造材全域にわたり、均一な組織と硬さを有する成型品であることが分かる。
鍛造成形材から平行部直径２．５ｍｍ、長さ１０ｍｍを示す引張試験片、直径４ｍｍ、高さ８ｍｍを示す圧縮試験片を採取し、初期引張・圧縮ひずみ速度：１×１０−３ｓ−１で室温引張・圧縮試験を行った。図５に、室温引張・圧縮試験により得られた公称応力−公称ひずみ曲線を示す。鍛造成形材の引張、圧縮降伏応力は、それぞれ１２０、１２４ＭＰａである。また、圧縮／引張降伏応力の比は、１以上であり、展伸マグネシウム合金に観察される降伏異方性がなく、等方的に変形可能であることを示唆している。
図６に、鍛造成形部材のX線回折結果を示す。図の白丸は、Mg-Zn-Yからなる準結晶相（Mg3Zn6Y1）の回折ピークで、実施例1で作製した鍛造成形部材には、準結晶相の存在が確認できる。
【実施例２】
【００１０】
商用純マグネシウム（純度９９．９５％）に、８重量％亜鉛と４重量％アルミニウムを溶解鋳造し、母合金を作製した。まず、母合金を３２５℃で４８時間、大気中で熱処理を行った後、機械加工により、直径４０ｍｍの押出ビレットを準備した。この押出ビレットを２６５℃に昇温した押出コンテナに投入し、３０分程度保持した後、４：１の押出比で温間押出加工を施し、直径２０ｍｍの棒状の鍛造用試料を得た。図７に、光学顕微鏡による鍛造用試料の微細組織観察例を示す。鍛造用試料の結晶粒は、温間ひずみ付与量が少ないことから、押出方向に扁平した組織で、長軸および短軸方向のマグネシウム母相の結晶粒径は約２５０、５０μｍ（平均アスペクト比５．３：１）を示すことが確認できる。
実施例１と同様の形状を有する内歯車を使用し、温度：２５０℃、初期圧縮ひずみ速度：４．５×１０−３ｓ−１で温間閉塞鍛造を行い、鍛造成形材を得た。光学顕微鏡、電子線後方散乱回折法による鍛造成形後の微細組織観察例を図８、９に示す。
ギヤ部近傍（図８）および鍛造中心部（図９）のマグネシウム母相の平均結晶粒径は、それぞれ５．８、５．９μｍであり、閉塞鍛造により結晶粒の微細化が起こることが確認できる。図７〜９から、鍛造前のマグネシウム母相の形態に関係なく、温間鍛造により等軸で微細な結晶粒を示す組織が得られた。また、微細組織観察した領域近傍の硬さは、８３．１および８３．３Ｈｖであった。以上の結果から、実施例１と同様に、閉塞鍛造材全域にわたり、均一な組織と硬さを有する形成品であることが分かる。
鍛造成形材から平行部直径２．５ｍｍ、長さ１０ｍｍを示す引張試験片、直径４ｍｍ、高さ８ｍｍを示す圧縮試験片を採取し、初期引張・圧縮ひずみ速度：１×１０−３ｓ−１で室温引張・圧縮試験を行った。鍛造成形材の引張、圧縮降伏応力は、それぞれ１９７、１９８ＭＰａであり、実施例１と同様に、圧縮／引張降伏応力の比は、１以上であり、降伏異方性がなく、等方的に変形可能であることを示唆している。
また、前記図6の解析結果などから、図８・９中の黒色の部分が準結晶相であると思われる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００２−３０９３３２
【特許文献２】特開２００５−１１３２３４
【特許文献３】特開２００５−１１３２３５
【特許文献４】ＷＯ２００８／０１６１５０
【特許文献５】特開２００３−２７７８９９
【特許文献６】特開２００４−１７６１８０
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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