(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなることを特徴とする鋳造用マグネシウム合金。
【請求項２】
全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるマグネシウム合金を鋳造のみにより成形してなることを特徴とするマグネシウム合金鋳造体の製造方法。
【請求項３】
全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるマグネシウム合金を鋳造のみにより成形してなり、α−Ｍｇ相と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相と、長周期積層構造相とを備え、該長周期積層構造相の一部にＡｇが濃縮されていることを特徴とするマグネシウム合金鋳造体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳造用マグネシウム合金及び該鋳造用マグネシウム合金を用いる鋳造体の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム合金は、鉄、アルミニウムに比べて軽量であるため、鉄鋼材料や、アルミニウム合金材料からなる部材に代わる軽量代替材として用いることが検討されている。ところが、一般のマグネシウム合金は、２００〜２５０℃の高温域において、引張強度及び伸び等の機械的特性が低下し、鋳造ＡＣ８Ｂ−Ｔ６材、鍛造Ａ４０３２−Ｔ６材等の耐熱アルミニウム合金を上回る高温強度を得ることができない。
【０００３】
そこで、従来、高温環境下において高強度を得ることができるマグネシウム合金として、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ合金が知られている。例えば、Ｚｎ２原子％と、Ｙ２原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金は、高温環境下において、アルミニウム合金に匹敵する前記高強度及び高延性を得ることができる。
【０００４】
また、高温環境下において、前記従来のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金を上回る高強度と高延性とを兼ね備える耐熱性マグネシウム合金として、例えば、全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ｚｒ０．０１〜０．５原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるマグネシウム合金が提案されている（特許文献１参照）。前記耐熱性マグネシウム合金は、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にあると共に、α−Ｍｇ相と金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相とが微細に分散し、かつ、α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の間に長周期積層構造相が三次元網目状に形成されている。この結果、前記耐熱性マグネシウム合金によれば、２００〜２５０℃の高温域においても、高強度と高延性とを得ることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００９−１４９９５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載の耐熱性マグネシウム合金は、前記高温域における高強度及び高延性を発現させるために、冷却速度を大きく保つことが必要とされ、肉厚の鋳造体では、前記高強度及び高延性を得ることが難しい。
【０００７】
また、鋳造体に対し熱処理を行うことにより強度を向上させることができるマグネシウム合金も知られているが、このようなマグネシウム合金では、所望の強度を得るためには熱処理が必要である。また、このようなマグネシウム合金では、時効温度以上の高温に加熱すると、過時効のために鋳造体の強度が著しく低下する。
【０００８】
そこで、本発明は、前記事情に鑑み、肉厚の鋳造体であっても２００〜２５０℃の高温域で高強度及び高延性を得ることができる耐熱性の鋳造用マグネシウム合金を提供することを目的とする。
【０００９】
また、本発明の目的は、前記鋳造用マグネシウム合金を用い、加熱処理や塑性変形を行うことなく鋳造のみにより前記高温域で高強度及び高延性を発現させることができるマグネシウム合金鋳造体の製造方法を提供することにもある。
【００１０】
さらに、本発明の目的は、前記製造方法により得られ、α−Ｍｇ相と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相と、長周期積層構造相とを備え、該長周期積層構造相の一部にＡｇが濃縮されていることを特徴とするマグネシウム合金鋳造体を提供することにもある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
かかる目的を達成するために、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなることを特徴とする。
【００１２】
本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳造のみにより成形することにより、α−Ｍｇ相と、粗大に析出した金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相と、三次元網目状に析出した長周期積層構造相とを備える金属組織からなるマグネシウム合金鋳造体を得ることができる。前記長周期積層構造相は、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の間に析出しており、該長周期積層構造相中の一部にＡｇが濃縮されている。この結果、本発明のマグネシウム合金鋳造体によれば、前記長周期積層構造相の一部に前記Ａｇを含む新規な相が形成され、該Ａｇを含む新規な相を備えることにより、肉厚の鋳造体であっても２００〜２５０℃の高温域で高強度及び高延性を得ることができる。
【００１３】
本発明の鋳造用マグネシウム合金において、Ａｇの含有量が全量に対して３原子％未満では、前記マグネシウム合金鋳造体の高温域での強度を、Ａｇを全く含まないマグネシウム合金鋳造体に対して２倍近い強度とする効果がない。一方、構造部材は通常１％以上の伸びが要求されるが、本発明の鋳造用マグネシウム合金において、Ａｇの含有量が全量に対して３原子％を超えると、前記マグネシウム合金鋳造体の伸びを１％以上とすることができない。
【００１４】
また、本発明のマグネシウム合金鋳造体は、前記鋳造用マグネシウム合金を鋳造のみにより成形してなり、加熱処理や塑性変形を行うことなく前記高温域で高強度及び高延性が発現するので、加熱処理や塑性変形に要する時間やコストを不要とすることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明のマグネシウム合金鋳造体のＡｇ含有量とロックウェル硬度との関係を示すグラフ。
【図２】本発明のマグネシウム合金鋳造体のＡｇ含有量と伸びとの関係を示すグラフ。
【図３】（ａ）は実施例のマグネシウム合金鋳造体の金属組織を示す電子顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）の一部拡大図。
【図４】（ａ）は比較例のマグネシウム合金鋳造体の金属組織を示す電子顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）の一部拡大図。
【図５】マグネシウム合金鋳造体の金属組織のＸ線回折結果を示すチャートであり、（ａ）は実施例、（ｂ）は比較例。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。
【００１７】
本実施形態では、まず、全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなる合金材料を、６００〜９００℃の温度で溶融し、溶融合金を得る。
【００１８】
次に、前記溶融合金を金型に注入して鋳造を行う。前記鋳造は、例えば、鉄製の金型を用い、重力鋳造方式により、前記溶融合金を７８０℃前後の温度で該金型に鋳込むことにより行う。
【００１９】
この結果、全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるマグネシウム合金鋳造体を、時効のための加熱処理や塑性加工を行うことなく得ることができる。前記マグネシウム合金鋳造体は、α−Ｍｇ相と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相と、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の間に析出した長周期積層構造相とを備えると共に、該長周期積層構造相の一部にＡｇが濃縮されている。
【００２０】
前記マグネシウム合金鋳造体は、前記長周期積層構造相中にＡｇを含む新規な相が形成されており、このＡｇを含む新規な相により、２００〜２５０℃の高温域においても、高強度及び高延性を得ることができる。
【００２１】
次に、前述のようにして、全量に対して、Ｚｎ２原子％と、Ｙ２原子％と、Ａｇ０〜３原子％とを含み、残部がＭｇからなるマグネシウム合金鋳造体を鋳造し、２５℃及び２００℃におけるロックウェル硬さと２５℃における伸びとを測定した。図１にＡｇの含有量とロックウェル硬さとの関係を、図２にＡｇの含有量と伸びとの関係をそれぞれ示す。
【００２２】
図１から、Ａｇの含有量が３原子％未満では、２５℃及び２００℃の温度環境下でロックウェル硬さを、Ａｇを全く含まないマグネシウム合金鋳造体に対して２倍近い強度とする効果が得られないことが明らかである。また、図２から、Ａｇの含有量が３原子％を超えると、構造部材に必要とされる１％以上の伸びを、２５℃では得ることができないことが明らかである。
【００２３】
次に、本発明の実施例と比較例とを示す。
【実施例】
【００２４】
本実施例では、まず、全量に対して、Ｚｎ２原子％と、Ｙ２原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇからなる合金材料を、６００〜９００℃の温度で溶融し、溶融合金を得た。
【００２５】
次に、前記溶融合金を鉄製の金型を用い、重力鋳造方式により、前記溶融合金を７８０℃前後の温度で該金型に鋳込むことにより鋳造を行った。この結果、全量に対して、Ｚｎ２原子％と、Ｙ２原子％と、Ａｇ３原子％とを含み、残部がＭｇからなる厚肉のマグネシウム合金鋳造体を、時効のための加熱処理や塑性加工を行うことなく得ることができた。
【００２６】
本実施例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体の金属組織の電子顕微鏡写真を図３（ａ）及び図３（ｂ）に示す。また、本実施例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体の金属組織のＸ線回折結果を図５（ａ）に示す。
【００２７】
尚、本実施例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体は、図１及び図２のグラフにおいて、Ａｇ＝３の場合に当たる。
〔比較例〕
本比較例では、Ａｇを全く含まない合金材料を用いた以外は、前記実施例と全く同一にして厚肉のマグネシウム合金鋳造体を得た。
【００２８】
本比較例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体の金属組織の電子顕微鏡写真を図４（ａ）及び図４（ｂ）に示す。また、本比較例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体の金属組織のＸ線回折結果を図５（ｂ）に示す。
【００２９】
尚、本比較例で得られた前記マグネシウム合金鋳造体は、図１及び図２のグラフにおいて、Ａｇ＝０の場合に当たる。
【００３０】
図３（ａ）から、前記実施例で得られたマグネシウム合金鋳造体は、その金属組織中にα−Ｍｇ相１と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相２と、α−Ｍｇ相１及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相２の間に析出した長周期積層構造相３とを備えている。そして、前記実施例で得られたマグネシウム合金鋳造体は、図３（ｂ）に図３（ａ）の一部を拡大して示すように、長周期積層構造相３の一部にＡｇが濃縮されて形成されたＡｇを含む新たな相４を備えている。
【００３１】
一方、図４（ａ）と、図４（ａ）の一部を拡大して示す図４（ｂ）とから、前記比較例で得られたマグネシウム合金鋳造体は、その金属組織中にα−Ｍｇ相１と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相２と、α−Ｍｇ相１及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相２の間に析出した長周期積層構造相３とを備えるのみで、長周期積層構造相３中にＡｇが濃縮された相４は形成されていないことが明らかである。
【００３２】
また、図５（ａ）に示す前記実施例で得られたマグネシウム合金鋳造体のＸ線回折結果は、図５（ｂ）に示す前記比較例で得られたマグネシウム合金鋳造体のＸ線回折結果と同一のピーク（◇、●、▲で示す）を備えるとともに、さらにこれとは異なるピーク（★で示す）を備えることが明らかである。ここで、◇で示すピークはα−Ｍｇ相、●で示すピークは金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相、▲で示すピークは長周期積層構造相である。従って、図５（ａ）に★で示すピークは、長周期積層構造相３中にＡｇが濃縮されることにより形成されたＡｇを含む新規な相４に対応するものと考えられる。
【００３３】
そして、前記実施例で得られたマグネシウム合金鋳造体は、図１に示すように、前記比較例で得られたマグネシウム合金鋳造体に比較して２倍近い強度を備えていることが明らかである。また、前記実施例で得られたマグネシウム合金鋳造体は、図２に示すように、構造部材に要求される１％以上の伸びを備えていることが明らかである。
【符号の説明】
【００３４】
１…α−Ｍｇ相、  ２…金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相、  ３…長周期積層構造相、  ４…Ａｇを含む新規な相。
【図１】
0005558841.tif 000002
【図２】
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【図５】
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【図３】
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【図４】
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