(57)【要約】【課題】材料強度が向上したマグネシウム合金及び材料強度が向上したマグネシウム合金部材の製造方法を提供する。【解決手段】Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙとを含むマグネシウム合金において、少なくとも粒状の金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相２とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３は４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備える。Ｍｇと、Ｚｎと、希土類元素とを含むマグネシウム合金の鋳造により鋳造体を得る工程と、該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、１．５〜１２の範囲の押出比で押出加工して押出加工材を得る工程と、該押出加工材を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造して鍛造体を得る工程とを備える。前記希土類元素は、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙとを含むマグネシウム合金において、
少なくとも粒状の金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３は４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備えることを特徴とするマグネシウム合金
【請求項２】
請求項１記載のマグネシウム合金において、全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％とを含み、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にある組成を備えることを特徴とするマグネシウム合金。
【請求項３】
請求項１または請求項２記載のマグネシウム合金において、全量に対して、Ｚｎ２〜３．５原子％と、Ｙ２〜４．５原子％とを含み、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．８〜１．２の範囲にある組成を備えることを特徴とするマグネシウム合金。
【請求項４】
請求項１または請求項２記載のマグネシウム合金において、全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％と、Ｚｒ０．１〜０．５原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなることを特徴とするマグネシウム合金。
【請求項５】
Ｍｇと、Ｚｎと、希土類元素とを含むマグネシウム合金の鋳造により鋳造体を得る工程と、
該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、１．５〜１２の範囲の押出比で押出加工して押出加工材を得る工程と、
該押出加工材を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造して鍛造体を得る工程とを備え、
前記希土類元素は、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素であることを特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度と高延性とを兼ね備えるマグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウムは、鉄、アルミニウムに比べて軽量であるため、鉄鋼材料、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、鉄鋼、アルミニウム合金、チタン合金等の他の金属構造材料に比較して強度が低く、比較的高強度とされるダイキャスト用のＡＺ９１材ですら１６０ＭＰａ程度である。また、ピストン等の産業用部品の可動部では少なくとも４〜５％の伸びが必要とされるが、一般のマグネシウム合金は延性についても十分とは言えず、前記ＡＺ９１材で３％程度である。
【０００３】
そこで、従来、高強度と高延性とを備えるマグネシウム合金が種々提案されている。
【０００４】
例えば、Ｍｇ１００−（ａ＋ｂ）ＺｎａＹｂの組成式で表され、ａ，ｂはそれぞれ原子％で表したＺｎとＹとの含有量であり、ａ／１２≦ｂ≦ａ／３及び１．５≦ａ≦１０の関係を満たし、且つ時効析出相としてＭｇ３Ｚｎ６Ｙ１準結晶とその近似結晶とが微細粒子の形態で分散しているマグネシウム合金が知られている（特許文献１参照）。
【０００５】
前記マグネシウム合金は、鋳造後、２３０〜４２０℃の範囲の温度で加工率５０％以上の熱間加工、例えば押出加工を施し、さらに、３７０〜４２０℃に１０分〜１０時間保持後２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する第1段階と、その後１５０〜２５０℃に１〜１５時間保持後室温まで冷却する第２段階とから成る熱処理を施すことにより、分散強化粒子として準結晶に加えて、その近似結晶が時効析出するので、強度、特に高温強度が向上するとされている。
【０００６】
また、本発明者らは、全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％とを含み、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にある組成を備え、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹとを含むマグネシウム合金を提案している（特許文献２参照）。
【０００７】
本発明者らの提案になる前記マグネシウム合金は、前記組成を備えると共に、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹとの両方を含むことにより、高強度と高延性とを兼ね備えることができる。また、本発明者らの提案になる前記マグネシウム合金は、前記組成を備えるマグネシウム合金を鋳造後、塑性加工することにより、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹとを含む合金組織とする方法により製造することができる。
【０００８】
しかしながら、マグネシウム合金は、産業用部品の可動部等に用いるために、さらに材料強度の向上が望まれる。
【特許文献１】特開２００５−１１３２３５号公報（段落〔００１１〕〜〔００１３〕）
【特許文献２】特開２００６−９７０３７号公報（段落〔０００９〕〜〔００１０〕、〔００１９〕）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、かかる事情に鑑み、さらに材料強度が向上したマグネシウム合金を提供することを目的とする。
【００１０】
また、本発明の目的は、さらに材料強度が向上したマグネシウム合金部材の製造方法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、本発明は、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙとを含むマグネシウム合金において、少なくとも粒状の金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３は４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備えることを特徴とする。
【００１２】
本発明のマグネシウム合金によれば、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含むことにより高強度と高延性とを兼ね備えることができる。また、本発明のマグネシウム合金によれば、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３が４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備える微細な粒状組織となっているので、材料強度を著しく向上することができる。
【００１３】
本発明のマグネシウム合金は、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３が前記粒状組織となるために、全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％とを含むことが好ましい。マグネシウム合金の全量に対して、Ｚｎが１原子％未満または４原子％を超え、Ｙが１原子％未満または４．５原子％を超えるときには、強度または延性のいずれか一方、または両方が不十分になる。また、マグネシウム合金の全量に対して、ＺｎとＹとが共に前記範囲の組成を備えていても、該マグネシウム合金に前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＹＺｎとのいずれか一方、または両方が含まれていないときには、強度または延性のいずれか一方、または両方が不十分になる。
【００１４】
さらに、本発明のマグネシウム合金は、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹとの両方を確実に含むために、前記ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にあることが好ましい。前記ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６未満または１．３を超えるときには、前記マグネシウム合金に前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＹＺｎとのいずれか一方、または両方が含まれないことがある。
【００１５】
また、本発明のマグネシウム合金は、優れた高強度と高延性とを兼ね備え、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３が前記粒状組織となるために、全量に対して、Ｚｎ２〜３．５原子％と、Ｙ２〜４．５原子％とを含み、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．８〜１．２の範囲にある組成を備えることが好ましい。
【００１６】
また、本発明のマグネシウム合金は、全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるものであってもよいが、さらに全量に対して、Ｚｒ０．１〜０．５原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなるものであってもよい。本発明のマグネシウム合金は、Ｚｒを前記範囲で含むことにより、合金組織を微細化することができる。Ｚｒの含有量が合金全量に対して０．１原子％未満では合金組織を微細化する効果を得ることができず、０．５原子％を超えると前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の生成を阻害することがある。
【００１７】
次に、本発明のマグネシウム合金部材の製造方法は、Ｍｇと、Ｚｎと、希土類元素とを含むマグネシウム合金の鋳造により鋳造体を得る工程と、該鋳造体を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、１．５〜１２の範囲の押出比で押出加工して押出加工材を得る工程と、該押出加工材を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造して鍛造体を得る工程とを備え、前記希土類元素は、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素であることを特徴とする。
【００１８】
本発明のマグネシウム合金部材の製造方法によれば、Ｍｇと、Ｚｎと、希土類元素として例えばＹを含むマグネシウム合金の鋳造により得られた鋳造体を、３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、１．５〜１２の範囲の押出比で押出加工して押出加工材を得ることにより、前記長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相にキンクを発生できると共に、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３を４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備える微細な粒状組織とすることができ、材料強度を著しく向上することができる。
【００１９】
前記押出加工の際に前記鋳造体を加熱する温度が３５０℃未満では、押出加工材表面に割れが生じたり、プレス中に前記鋳造体が詰まって押出加工を行うことができなくなり、また、５００℃を超えると、加工歪の減少や金属組織の粗大化等により強度低下を招く。
【００２０】
また、前記押出加工の際の押出比が１．５未満では、前記長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相にキンクを発生し、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３を微細な粒状組織とすることができず、材料強度を向上させる効果が十分に得られない。一方、前記押出加工の際の押出比が１２を超えると、押出加工自体が難しくなると共に、それ以上に材料強度を向上させる効果は得られない。
【００２１】
前記微細な粒状組織としての金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３は、材料強度を向上させる効果を得るために、粒子径が４０〜２５００ｎｍの範囲にあることが必要である。前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粒子径は、２５００ｎｍを超えると材料強度を向上させる効果が得られない。また、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粒子径を４０ｎｍ未満とするには、押出加工自体が難しくなる。
【００２２】
本発明のマグネシウム合金部材の製造方法によれば、次に、材料強度が著しく向上された前記押出加工材を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造することにより、欠肉、鍛造割れ等が無く、優れた強度を備える鍛造体からなるマグネシウム合金部材を得ることができる。
【００２３】
前記鍛造の際に前記押出加工材を加熱する温度が３５０℃未満では、前記鍛造体に欠肉、鍛造割れ等の欠陥が生じるとの不都合があり、５００℃を超えると前記鍛造体からなるマグネシウム合金部材の材料強度を向上させる効果が得られないとの不都合がある。
【００２４】
本発明のマグネシウム合金部材の製造方法において、前記希土類元素はＹ単独であってもよく、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素であってもよい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
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。図１は本実施形態のマグネシウム合金鋳造体の結晶組織を示す光学顕微鏡写真であり、図２乃至図５は本実施形態のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の結晶組織を示す光学顕微鏡写真である。また、図６は図５の結晶組織における金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の微細な粒状組織を示す光学顕微鏡写真であり、図７は図６に示す金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の微細な粒状組織の電子線回折像を示す図であり、図８は図６に示す金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３のＥＤＳ分析結果を示す図である。また、図９は本実施形態のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の押出比と材料強度との関係を示すグラフである。
【００２６】
本実施形態のマグネシウム合金は、Ｍｇと、Ｚｎと、Ｙとを含むマグネシウム合金であり、少なくとも粒状の金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粒子径が４０〜２５００ｎｍの範囲にある。
【００２７】
本実施形態のマグネシウム合金は、例えば、合金全量に対して、Ｚｎ１〜４原子％、好ましくは２〜３．５原子％と、Ｙ１〜４．５原子％、好ましくは２〜４．５原子％とを含み、残部がＭｇと不可避の不純物とからなり、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３、好ましくは０．８〜１．２の範囲の組成を備えている。本実施形態のマグネシウム合金は、さらに、Ｚｒ０．１〜０．５原子％を含んでいてもよい。このような組成を備えるマグネシウム合金として、例えば、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２Ｚｒ０．２のような合金を挙げることができる。
【００２８】
本実施形態のマグネシウム合金は、次のようにして製造することができる。まず、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｙを前記範囲の組成となるように調整し、所望によりさらに前記範囲のＺｒを含む材料を溶解して溶融合金とし、得られた溶融合金を鋳型に注入して鋳造を行って、鋳造体を得る。前記溶融合金は、例えば、前記材料をカーボン坩堝に収容し、アルゴン雰囲気下、高周波溶解炉中で７００〜８５０℃程度の温度で溶解することにより得ることができる。また、前記鋳造は、金型、黒鉛型、砂型等の鋳型を用い、回転鋳造、連続鋳造等のそれ自体公知の方法により行うことができる。
【００２９】
次に、前記鋳造により得られた鋳造体を、３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、１．５〜１２、好ましくは１．５〜１０の範囲の押出比で押出加工し、押出加工材を得る。このとき、温度及び押出比が前記範囲にないと、プレス中に前記鋳造体が詰まって押出加工を行うことができなくなることがある。
【００３０】
次に、前記押出加工により得られた押出加工材を、３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、鍛造することにより、少なくとも粒状の金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相とを含み、該金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粒子径が４０〜２５００ｎｍの範囲にあるマグネシウム合金を得ることができる。
【００３１】
次に、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の組成を備えるマグネシウム合金の鋳造により得られた鋳造体の結晶構造の光学顕微鏡写真を図１に示す。図１から、前記鋳造体の結晶構造では、母材であるα−Ｍｇ相１内に、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相２と、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３とが析出しており、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３は網目状構造を備えていることが明らかである。
【００３２】
次に、前記鋳造体を、押出比Ｒを変えて押出加工することにより得られた押出加工材の結晶構造の光学顕微鏡写真を図２乃至図４に示す。図２は押出比Ｒ＝１．１の場合、図３は押出比Ｒ＝１．５の場合、図４は押出比Ｒ＝１０の場合をそれぞれ示す。
【００３３】
図２乃至図４から、押出比がＲ＝１．１では金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３は網目状構造を備えており、Ｒ＝１．５で金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３の一部が粒状構成３ａに変化して、前記網目状構造と併存しており、Ｒ＝１０では金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３の全てが前記粒状構成３ａとなっていることが明らかである。また、図３及び図４から、前記粒状構成となった金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３ａは、４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備えていることが明らかである。
【００３４】
次に、前記鋳造体を、押出比をＲ＝１０として押出加工することにより得られた押出加工材の結晶構造の光学顕微鏡写真を図５に示す。図５から、前記押出加工材の結晶構造では、Ｍｇ１２ＺｎＹ相２内に微細な粒状構成となった金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相３ａが分散していることが明らかである。
【００３５】
図６は、マトリックスｍ中に分散している金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相ａを拡大して示す光学顕微鏡写真である。図６から、前記粒状構成となった金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相ａがマトリックスｍ中に分散していること、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相ａが４０〜２５００ｎｍの範囲の粒子径を備えていることが、さらに明らかである。
【００３６】
次に、図６の金属間化合物相ａについて、電子線回折及びＥＤＳ分析を行った。金属間化合物相ａの電子線回折像を図７に、ＥＤＳ分析の結果を図８に示す。図７、図８から、金属間化合物相ａは、Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相と同定できることが明らかである。
【００３７】
次に、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２Ｚｒ０．２、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２、Ｍｇ９７Ｚｎ１Ｙ２の３種の組成のマグネシウム合金の前記鋳造体を、押出比をＲ＝１〜１０の範囲で変量して押出加工し、各押出加工により得られた押出加工材の材料強度を０．２％耐力として測定した。結果を、図９に示す。
【００３８】
尚、図９において、実施例１はマグネシウム合金の組成がＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２Ｚｒ０．２である場合、実施例２はＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２である場合、実施例３はＭｇ９７Ｚｎ１Ｙ２である場合をそれぞれ示す。また、押出比Ｒ＝１は鋳造体のままであることを示す。
【００３９】
図９から、実施例１〜３のマグネシウム合金は、いずれも押出比をＲ＝１．５〜１０の範囲とすることにより、鋳造体のままのものに比較して、材料強度が著しく向上することが明らかである。また、マグネシウム合金の組成がＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２Ｚｒ０．２である場合（実施例１）及びＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２である場合（実施例２）によれば、押出比をＲ＝１．５〜１０の範囲とすることにより、鋳造体のままのものに比較して、材料強度が３．５倍以上となっており、Ｍｇ９７Ｚｎ１Ｙ２である場合（実施例３）よりも優れた材料強度が得られることが明らかである。
【００４０】
次に、Ｍｇ９６Ｚｎ２Ｙ２の組成を備えるマグネシウム合金の前記鋳造体を、３７５℃に加熱し、４０００トンの直接押し出しプレスを用いて押出比Ｒ＝１０で押出加工して、得られた押出加工材から直径９０ｍｍ、長さ３０ｍｍの鍛造素材を採取した。次に、前記鍛造素材を所定の温度に加熱した加熱炉内で２０分間加熱し、該加熱炉から取り出した後、直ちに６３０トンプレス用いて熱間鍛造して、マグネシウム合金部材としてのピストンの製造を行った。前記加熱炉の温度は３４０〜５３０℃の範囲で調整し、前記鍛造素材が３２５〜５１５℃の範囲の温度に加熱されるようにした。
【００４１】
次に、前記熱間鍛造により得られたピストンの外観及び内部欠陥を観察した。結果を下表に示す。
【００４２】
また、前記鍛造素材から、応力付与方向が押し出し方向と一致するようにして試験片を切り出し、室温で引っ張り試験を行って、該試験片の材料強度（０．２％耐力）、引張強さ、伸びを測定した。結果を下表に示す。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
上表から、鍛造素材（押出加工材）を３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱して、前記熱間鍛造を行うことにより、鍛造欠陥が無く、優れた材料強度を備えるマグネシウム合金部材としてのピストンを得ることができることが明らかである。一方、鍛造素材の加熱が３５０℃未満の温度であるときには、前記熱間鍛造によりピンボス割れ、スカート先端欠肉等の鍛造欠陥が生じることが明らかである。また、鍛造素材の加熱が５００℃を超える温度であるときには、３５０〜５００℃の範囲の温度に加熱した場合に比較して、材料強度が大きく低下することが明らかである。
【００４５】
前述のように、鍛造素材の加熱が５００℃を超える温度であるときに材料強度が大きく低下する理由としては、第１に、前記押出加工により堆積した強化因子である塑性歪みの開放が顕著となることが挙げられる。また、第２に、析出相である金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子が粗大化し、微細粒子の分散による材料の強化作用が得られなくなると共に、金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子の粗大化に伴い長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相が減少し、長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相による材料の強化作用が十分に発揮できなくなることが挙げられる。
【００４６】
尚、本実施形態では、Ｙを含むマグネシウム合金について説明しているが、前記マグネシウム合金部材は、Ｙに代えて、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を用いて製造してもよい。Ｙに代えて、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を用いたときにも、Ｙの場合と同様に、優れた材料強度を備えるマグネシウム合金部材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】本発明のマグネシウム合金鋳造体の結晶組織を示す光学顕微鏡写真。
【図２】本発明のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の結晶組織を示す光学顕微鏡写真。
【図３】本発明のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の結晶組織を示す光学顕微鏡写真。
【図４】本発明のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の結晶組織を示す光学顕微鏡写真。
【図５】本発明のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の結晶組織を示す光学顕微鏡写真。
【図６】図５の結晶組織における金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の微細な粒状組織を示す光学顕微鏡写真。
【図７】図６に示す金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の微細な粒状組織の電子線回折像を示す図。
【図８】図６に示す金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３のＥＤＳ分析結果を示す図。
【図９】本発明のマグネシウム合金鋳造体を押出加工して得られた押出加工材の押出比と材料強度との関係を示すグラフ。
【符号の説明】
【００４８】
１…α−Ｍｇ相、  ２…長周期構造を示すＭｇ１２ＺｎＹ相、  ３…金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相、  ３ａ…微細な粒状構成となった金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相。
【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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