(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成範囲が（１００−ｘ−ｙ）原子％Ｍｇ−ｙ原子％Ｚｎ−ｘ原子％Ｙであって、ここで、ｙは５ｘ≦ｙ≦７ｘの範囲内、ｘが０．２≦ｘ≦０．５の範囲内にあり、残りの部分は、商用グレ−ド金属のＭｇおよび不可避不純物から成るマグネシウム展伸合金であって、
前記マグネシウム展伸合金の組織中に亜鉛の過飽和領域をもつデンドライト組織を有しており、準結晶相のＹリッチ領域と、立方晶相または六方晶相から成り、
デンドライト鋳造構造を有する鋳造材を２３０℃から２８０℃の温度範囲で押出または圧延する展伸工程により調製され、３７０ＭＰａ以上の引張降伏強度を有することを特徴とするマグネシウム展伸合金。
【請求項２】
前記マグネシウム展伸合金の三元相は準結晶相であり、合金の結晶粒径が１ミクロン以下であることを特徴とする請求項１に記載のマグネシウム展伸合金。
【請求項３】
前記マグネシウム展伸合金は、破断伸び値が１２％以上を示すことを特徴とする請求項１又は２に記載のマグネシウム展伸合金。
【請求項４】
組成範囲が（１００−ｘ−ｙ）原子％Ｍｇ−ｙ原子％Ｚｎ−ｘ原子％Ｙであって、ここで、ｙは５ｘ≦ｙ≦７ｘの範囲内、ｘが０．２≦ｘ≦０．５の範囲内にあり、残りの部分は、商用グレ−ド金属のＭｇおよび不可避不純物から成るマグネシウム展伸合金の製造方法であって、
デンドライト鋳造構造を有する鋳造材を２３０℃から２８０℃の温度範囲で押出する展伸工程により調製され、
押出比が、２：１〜５０：１の間であると共に、
前記マグネシウム展伸合金の組織中に亜鉛の過飽和領域をもつデンドライト組織を有しており、準結晶相のＹリッチ領域と、立方晶相または六方晶相から成り、３７０ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するマグネシウム展伸合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、準結晶相が分散したＭｇ合金に関し、特に詳しくは、微量の添加元素を含み、簡単な製造プロセスで得ることができる、十分な延性を備えた超高強度マグネシウム合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウムは軽量金属であり、地球上に豊富に存在している。したがって、それは構造部品、電子機器などの軽量化材料として重要性を増している。これらの応用分野の中でも、自動車や鉄道車両のような移動体構造部品の適用する場合には、安全かつ信頼性の高い動作のため、材料は、高強度で高延性を有することが求められる。材料の強化方法のうち、母相のミクロ組織寸法を小さくすること、例えば結晶粒径を微細化することが最も一般的である。母相内の微細粒子の分散は、材料の特性を向上させる重要な方法の一つである。後者の場合には、延性を犠牲にして、合金の強度を増加させている。
【０００３】
最近では、分散粒子として準結晶粒子の利用が、注目されてきている。準結晶は、所定の原子配列の繰り返し単位の構成を有しておらず、すなわち、通常の結晶相のような並進対称性を有していない。これに起因し、準結晶の格子が様々な結晶格子とマッチして結合するため、他の種類の分散粒子とは違って、準結晶分散粒子は材料の破壊の起点になることはほとんどない。マグネシウム合金に関しては、準結晶粒子の分散によって、強度と延性のバランスに優れた機械的性質を有すると共に非常に高い破壊靭性を示すことが知られている。これは、例えば、特開2002−309332号公報、特開2005−113234号公報、特開2005−113235号公報に示されている。
【０００４】
しかし、これらの展伸合金の引張降伏強度は、２５０から３００ＭＰａの範囲に制限されており、約１３％の伸びで破断する。十分な延性を有しながら４００ＭＰａ程度の高い降伏強度が、多くの構造用途に必要とされている。過酷な塑性変形や粉末冶金などのようなエネルギ−消費と高価なプロセスによって、機械的強度のさらなる向上がなされている。
【０００５】
Ｍｇ−６原子％Ｚｎ−１原子％Ｙ合金（Ｚｎ１４．３質量％、Ｙ３．２４質量％）では、延性と優れた機械的性質が報告されている。急冷凝固鋳造材を押出加工した場合に、引張りと圧縮における降伏強度が約４００ＭＰａで、破断時の伸びの範囲が１２から１６％となる(A. Singh, Y. Osawa, H. Somekawa and T. Mukai, Scripta Mater. 64 (2011) 661)。しかし、この合金は、高密度（合金元素の量が多い）を有しており、急冷凝固鋳造による製造が必要となり、重くて高価なものになる。
【０００６】
以下では引張降伏強度が４００ＭＰａレベルで、伸びが１２から１６％の高い機械的性質を示す、より制限の少ない鋳造プロセスと共に低密度合金の発明が記載されている。
【発明の概要】
【０００７】
本発明の目的は、以下のＭｇ合金を用意することである。
（１）単純で、エネルギ−とコスト効率的な手法により、
（２）合金元素の量が少なく、
（３）約１ミクロンサイズの結晶粒組織の特性と、
（４）適度の延性（１２％を超える全伸び）を伴うと共に、３５０ＭＰａを超える高い引張降伏強度を示すこと。
【０００８】
本発明の一態様によれば、組成範囲がＭｇ−ｙ原子％Ｚｎ−ｘ原子％Ｙであって、ここで、ｙは５ｘ≦ｙ≦７ｘの範囲内、ｘが０．２≦ｘ≦０．５の範囲内にあり、残りの部分は商用グレ−ド金属マグネシウムと不可避不純物から成るマグネシウム展伸合金であって、前記マグネシウム展伸合金の母相中に亜鉛の過飽和領域をもつデンドライト組織を有しており、準結晶相のＹリッチ領域と、立方晶相または六方晶相から成り、デンドライト鋳造組織を２３０℃から２８０℃の温度範囲で押出または圧延する展伸プロセスにより調製され、３７０ ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するマグネシウム展伸合金が示される。
準結晶相は、１μｍ以下の大きさであって、典型的には２００ｎｍであり、２０ｎｍのナノスケ−ルの準結晶相が合金中に分散されている。合金の平均粒径は約１μｍである。合金中では、サイズが典型的には１５ｎｍのナノサイズの粒子が析出分散されている。
【０００９】
本発明の一態様によれば、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ合金中の亜鉛の過飽和は、押出や圧延などの展伸プロセスによる更なる処理中の微細析出につながる。これら析出物は展伸プロセス中の結晶成長を防止し、最終合金製品を強化する。
本発明の一態様によれば、合金の三元相は、準結晶相であり、合金の結晶粒径が１ミクロン程度である。
本発明の一態様によれば、合金は、破断伸び値が１２％以上を示し、好ましくは１２〜１６％の範囲である。
本発明のマグネシウム展伸合金の製造方法は、組成範囲が（１００−ｘ−ｙ）原子％Ｍｇ−ｙ原子％Ｚｎ−ｘ原子％Ｙであって、ここで、ｙは５ｘ≦ｙ≦７ｘの範囲内、ｘが０．２≦ｘ≦０．５の範囲内にあり、残りの部分は、商用グレ−ド金属のＭｇおよび不可避不純物から成るマグネシウム展伸合金の製造方法であって、デンドライト鋳造構造を有する鋳造材を２３０℃から２８０℃の温度範囲で押出する展伸工程により調製され、押出比が、２：１〜５０：１の間であり、前記マグネシウム展伸合金の組織中に亜鉛の過飽和領域をもつデンドライト組織を有しており、準結晶相のＹリッチ領域と、立方晶相または六方晶相から成り、３７０ＭＰａ以上の引張降伏強度を有することを特徴とする。
【００１０】
合金の機械的性質（引張降伏強度＞３７０ＭＰａ、破断伸び値＞１２％）は、図１に示されている全組成範囲で保持される。したがって、超高強度の超軽量合金が、低コストで製造できる。
合金の製造プロセスは、凝固および押出又は圧延のみで、非常に単純でコスト効率的である。製造は凝固と押出の2段階のみのプロセスであるため、製造コストが低くなっている。
そこで、次の理由で製造コストも低くなっている:（１）一般的に高い温度（４００℃を超える）で行われる均質処理が存在しないこと、（２）押出温度が低いこと、（３）押出後の熱処理が必要でないこと。
結果として、延性と相まって非常に高い強度を有するが、低密度のマグネシウム合金が、非常に低い生産コストで得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、亜鉛とイットリウムの合金成分に対する押出合金の密度、引張降伏強度（ＹＳ）と破断伸びのプロット図である。引張降伏強さと伸びは合金成分について一定のままである。
【００１２】
【図２】図２は、光学顕微鏡で撮影した実施例１の急冷凝固鋳造によるＭｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８２）合金鋳物の鋳造組織の偏光写真である。様々な結晶粒とそのデンドライト組織が明瞭に区別される。
【００１３】
【図３】図３は、（ａ）急冷凝固鋳造鋳型、（ｂ）通常又は従来の鋳型、（ｃ）水冷鋳型で固化した後の、光学顕微鏡で撮影した実施例１のＭｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８２）合金の鋳造組織の写真である。
【００１４】
【図４】図４は、急冷凝固鋳造鋳型で鋳造した後の、実施例１の鋳造組織の写真で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影してある。（ａ）はデンドライト凝固組織に起因する母相中の組成の不均一性を示すもので、後方散乱モ−ドで撮影している。（ｂ）は線に沿うエネルギ−分散分光法（ＥＤＳ）による化学組成で、この線に沿うＭｇ、Ｚｎ及びＹの濃度プロファイルを示している。
【００１５】
【図５】図５は、（ａ）Ｍｇ−Ｚｎ系合金系および（ｂ）Ｍｇ−Ｙ合金系の標準的な二元状態図を示している。（ａ）のＭｇ−３原子％Ｚｎおよび（ｂ）のＭｇ−０．５原子％Ｙに対応する線がマークされている。
【００１６】
【図６】図６は、ＳＥＭで撮影した実施例１の水冷鋳型での鋳造組織の写真である。１から１１でマークされた様々な点で、ＥＤＳによって決定された組成を表２に掲載する。
【００１７】
【図７】図７は、Ｍｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８２）をＳＥＭで撮影した実施例１の押出後の合金の写真である。明るい粒子が三元相の分布で、主に準結晶相である。（ａ）は急冷凝固鋳造鋳型で鋳造後に２３５℃で押出した組織を示している。（ｂ）は水冷鋳型で鋳造後に２６６℃で押出した組織を示している。
【００１８】
【図８】図８は、実施例１の（ａ）急冷凝固鋳造鋳型、（ｂ）従来の鋳型、および（ｃ）水冷鋳型で鋳造されたインゴットの押出後のＭｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８２）合金のミクロ組織を示す写真であり、明視野モードで透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により撮影された。
【００１９】
［図９］図９は、実施例1の押出されたＭｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８
２）合金の母相中における微細な析出物（ナノメ−トルスケ−ル）の分布を示す写真で、（ａ）急冷凝固鋳造鋳型と（ｂ）その中での析出物のサイズ分布、（ｃ）従来の鋳型、および（ｄ）水冷鋳型、で凝固した後のものを示しており、明視野モ−ドのＴＥＭで撮影された。
【００２０】
［図１０］図１０は、実施例１の、従来の鋳型、急冷凝固鋳型及び水冷鋳型で凝固した
Ｍｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙ（ＺＷ８２）合金を押出後の引張により得られた公称応力−ひずみ曲線である。
【００２１】
［図１１］図１１は、実施例２で、急冷凝固鋳造後に２５７℃で押出したＭｇ−２．６
原子％Ｚｎ−０．３４原子％Ｙ（ＺＷ６１）合金のミクロ組織を示す写真で、ＴＥＭで撮影した写真である。（a）は一般的な結晶粒組織および三元相（主に準結晶で、暗い粒子であり、その一つを矢印で示している）の分布、（b）は母相中の微細析出物を示している。析出物のサイズ分布は（b）に挿入されている。
【００２２】
［図１２］図１２は、実施例２で、急冷凝固鋳造鋳型で凝固後に２５７℃で押出したＭ
ｇ−２．２６原子％Ｚｎ−０．３４原子％Ｙ（ＺＷ６１）合金の引張により得られた代表的な公称応力−ひずみ曲線を示す。
【００２３】
［図１３］図１３は、実施例３で、急冷凝固鋳造後に２５０℃で押出したＭｇ−１．２
原子％Ｚｎ−０．２原子％Ｙ（ＺＷ３１）合金のミクロ組織を示す写真で、ＴＥＭで撮影された。(ａ）一般的な結晶粒組織と対角線に沿って細長いクラスタとして分布している粗大な三元相（主に準結晶）、（ｂ）は母相中の微細析出物を示す。
【００２４】
［図１４］図１４は、実施例３で、急冷凝固鋳造後に２５０℃で押出したＭｇ−１．２
原子％Ｚｎ−０．２原子％Ｙ（ＺＷ６１）合金の引張により得られた代表的な公称応力−ひずみ曲線を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
Ｍｇ合金は、準結晶相を含むように調製されている。これを達成するために、以下の組成では、一般式（１００−ｘ−ｙ）原子％Ｍｇ−ｙ原子％Ｚｎ−ｘ原子％ＲＥを有するのが好ましい。ここで、ＲＥは希土類元素Ｙ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＨｏまたはＥｒの何れか一つであり、ｙが範囲５ｘ≦ｙ≦７ｘで、ｘが範囲０．２≦ｘ≦１．５である。
【００２６】
溶融合金は、鋳型、通常は鋼製鋳型、に流し込まれ、鋳造される。鋳型は、デンドライト凝固構造を形成するのに十分な冷却速度を提供する。亜鉛の過飽和領域も形成され、最終的な特性のために有益である。デンドライト凝固形態が達成される限りは、凝固冷却速度は、４Ｋ／ｓから２５Ｋ／ｓまで、並びにこれを超えて変更しても構わない。押出または別の展伸プロセスの間での効果的なミクロ組織の微細化のために、凝固組織が初期構造として重要である。
【００２７】
微細凝固組織（小さい結晶粒やデンドライト突起サイズ）は、一般的に押出後のミクロ組織の微細化につながる。よく知られているように、デンドライト組織の生成は、セル状の結晶粒組織に比べ、凝固速度と溶質濃度に依存する。デンドライト組織には早い凝固速度と濃い溶質濃度が好まれる。それぞれのデンドライト突起は、単一結晶粒であるが、薄いデンドライトア−ムのため、当該構造は結晶サイズよりもはるかに微細である。
【００２８】
デンドライト組織はまた、合金中の三元相（主に準結晶相）の微細な分散を確実にする。三元相はデンドライトア−ムの間に形成されるため、より均一に分布している。これはまた、押出後の母相中での微細な分散を促進する。合金における準結晶相の微細分散は強化に不可欠である。
【００２９】
また、凝固時には、進展する凝固界面の前方に、溶質原子の過飽和が発生する。この過飽和は、二つの理由のために有益である：（１）押出時に、もしくは押出後に、その場で微細析出を生成できる。（２）溶質は押出中に形成される集合組織を変化させることができるため、結果としては望ましい弱い集合組織となる。
【００３０】
押出中のその場析出は、非常に微細なナノサイズの析出物を生成する。これら析出物は、結晶粒界をピン止めするため、押出中の再結晶後の結晶粒成長を防止する。このように、非常に微細な粒径は、合金の押出後に得られる。さらに、これらの微細な析出物は、大きな数密度を有しており、微細な析出物が、転位の動きをピン止めするので、合金に高い強度が付与される。押出中に形成される析出物は、針状やディスク形状の細長いものというよりは、形状に丸みを帯びており、優れた延性のために有利である。
【００３１】
その後、凝固合金はビレットに機械加工されて、２５：１の比率で押出される。低押出温度により、微細なミクロ組織が結果として得られ、優れた機械的特性となる。低温の範囲は２３０から２８０℃が推奨され、その平均粒径を1ミクロン以下に微細化する。
【００３２】
三元相は、主に準結晶Ｍｇ３Ｚｎ６ＲＥであるが、立方晶相Ｍｇ３Ｚｎ３ＲＥ２と六方晶相が合金内に分散している。α−Ｍｇの母相結晶粒の中には、準結晶相のナノサイズ析出物（サイズは一般的に２０ｎｍ程度）と単斜晶系Ｍｇ４Ｚｎ７相が分散されている。
【００３３】
表１は、実施例として研究された合金組成を示している。合金ＺＷ８２は、３つの異なるタイプの鋳型に流し込んで鋳造した。鋳造合金を直径８ｍｍの丸棒に押出した。平行部の長さが２５ミリメ−トル、直径３ミリメ−トルの引張試験片を丸棒から機械加工した。複数回の圧縮試験を、高さ８ｍｍで直径４ｍｍの寸法からなる円柱試験片を用いて行なった。機械的試験は、室温で初期ひずみ速度１０−３ / 秒にてインストロン試験機で行った。
【００３４】
【表１】
0006373557.tif 000002
【００３５】
押出合金は、１２％以上の破断伸び（延性）を伴う３７０ＭＰａを超える引張降伏強さを示している。機械的特性は、図１中の合金組成に対してプロットされている。引張降伏強さは全ての組成において３７０ＭＰａを超える高さのままである。同じことは破断伸びにも当てはまり、どちらも１２％を超えている。こうして非常に低い濃度の合金元素の組成で、適度の延性を有しながら、非常に高い強度のマグネシウム合金が得られる。個々の実施例を以下に記載する。
【実施例１】
【００３６】
表１で示すように、３原子％の亜鉛と０．５原子％のイットリウムと商用グレ−ドの純マグネシウム（純度９９．５％）（ＺＷ８２で指定される８質量％の亜鉛、２質量％のイットリウム、密度１．８６１ｇ／ｃｍ３である）を溶融鋳造して合金を作製した。この合金は、３種類の鋳型を利用し、三つの異なる凝固速度で鋳造された:
（１）厚鋼板鋳型（急冷凝固鋳造鋳型）、
（２）従来の鋼製鋳型、
（３）水冷（ＷＣ）の鋳型。
７５０℃の温度の溶融物を、鋳型に流し込んだ。冷却速度は、鋳型の３つの場所で熱電対により測定された。全体的な冷却速度は４．１Ｋ／秒から２５Ｋ／秒の範囲であった。水冷の鋳型の冷却速度が最も遅かった。
【００３７】
偏光顕微鏡で観察した急冷凝固鋳造合金の鋳造組織を図２に示す。異なるコントラストによって、異なる結晶粒が区別される。明るいコントラストの結晶粒は特に左上部分で際立っている。各結晶粒では、デンドライトア−ムが視認できる。結晶粒径（またはデンドライトサイズ）は約５００μｍであるが、デンドライトア−ムは、約５０μｍの厚さである。
【００３８】
走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察された鋳造組織を図３に示す。これらの写真は、デンドライト凝固構造を示す。デンドライトは、樹状突起の間に明色相によって輪郭を描いており、当該明色相は三元相で、主に準結晶相である。３種の鋳型の中でも、水冷鋳型によるミクロ組織は粗い。
【００３９】
これらの凝固構造をＳＥＭで詳細に調べた。ＳＥＭにおける後方散乱組成コントラスト下での、急冷凝固鋳造の詳細なミクロ組織を、図４（a）に示す。第二相（三元相）（主に準結晶相）である明るい白のパタ−ンとは別に、母相の暗い部分で明るいバンドが認められるが、これらはデンドライトア−ムの延長上にあるように見える。二つの明るいバンドを、矢印で示す。
暗い領域はおおよそＭｇ−１．８原子％Ｚｎの組成を示すが、これは室温でのマグネシウムにおける亜鉛の溶解度に近い。明るい灰色の領域は、Ｍｇ−２．４原子％Ｚｎに近い組成を示しているが、これはより高い（共晶）温度におけるマグネシウムへの亜鉛の最大溶解度である（図５（ａ）の状態図を参照)。
線分に沿った組成を、図４（ｂ）に示す。この写真中の水平線に沿って、Ｍｇ、Ｚｎ並びにＹの濃度プロファイルは、下図中へ個別にプロットしている。線分が三元相と交差する場所（右の三本の矢印で示される）では、亜鉛とイットリウムの両方のレベルが急増する。さらに、母相中の溶質の豊富な領域が存在し、そのうちの３つは矢じりが付いている。これらの領域では、亜鉛濃度は高いが、イットリウム含有量はそうでない（一定のままである）。したがって、亜鉛過飽和の領域が、母相中に形成される。
【００４０】
このような構造は、凝固過程によって引き起こされる。図５（ａ）においては、Ｍｇ−Ｚｎ系状態図のＭｇに富む部分が簡略化して示してある。本合金の亜鉛の濃度（３原子％Ｚｎ）では、縦線が温度軸と平行に描かれている。凝固の進行と共に、最初にα−Ｍｇ系結晶が溶融物中に形成される。温度の低下とともに、これらの結晶は溶融液の濃度の増加とともに平衡状態にある。例えば、６００℃（線分Ａ１）では、溶融液濃度は、約６．２原子％であり、４００℃（線分Ａ２）では、α−Ｍｇ系結晶粒が亜鉛で６．３原子％の溶融液と平衡状態にある。共晶相は、３００℃（線分Ａ３）で形成され、亜鉛濃度で約２．４原子％の、α−Ｍｇと平衡状態にある。そこで、共晶相は（デンドライト突起の間で）高い濃度のα−Ｍｇの母相と共存する。部分的なＭｇ−Ｙの二元状態図を図５（ｂ）に示す。イットリウムが０．５原子％の二元Ｍｇ−Ｙ合金の場合には、イットリウムは、室温での溶解度はほぼゼロであっても、１００℃以上では固溶している。
【００４１】
図６はＳＥＭにおける後方散乱組成コントラストで観察して水冷鋳型鋳造材の詳細なミクロ組織を示す。マ−クされた点の番号で組成を測定し、表２に記載している。１、２、３をマ−クした点は三元相で、非常に明るいコントラストを示す。僅かなコントラストが母相の内部で観察されるが、これは亜鉛濃縮の領域と同様に、二元相に起因する。母相の明るい領域では２．５３±０．１７原子％Ｚｎであるのに対し、母相の暗い領域での平均濃度は１．８６±０．０３原子％Ｚｎと測定された。平均して、体積にして約７％が共晶であり、１７％が過飽和状態の母相である。
【００４２】
【表２】
0006373557.tif 000003
【００４３】
鋳物を直径４０ｍｍのインゴットに機械加工し、その後、２５：１の押出比で約２５０℃の温度で直径８ｍｍの丸棒に押出加工した。
【００４４】
押出した合金のミクロ組織は、図７、８、９に示されている。図７は、２３５℃で押出された急冷凝固鋳造合金と、２６６℃で押出された水冷鋳型鋳造合金の、押出合金における三元相の分布を、走査型電子顕微鏡によって示している。共晶相の面積率は約１４％であると推定される。透過型電子顕微鏡で観察した押出合金の結晶粒組織を図８に示す。それぞれの写真の黒い断片は三元相で、主に準結晶相である。これらの分散相は非常に微細であり、１μmから微細なものでは５０ｎｍである。結晶粒径は約1ミクロン以下（表３）である。
【００４５】
図９の透過型電子顕微鏡で撮影した写真では、合金中に形成される微細な析出物を示す。これらの析出物は、サイズ範囲が５−２０ｎｍである。押出温度が３００℃未満であるとき、これらの析出物が押出工程中に形成される。押出前の母相が過飽和固溶体であることにより、これら析出物が高密度で形成される。これらの析出物は、変形中に転位を押さえつけるのに有効である。これら析出物はサイズが小さいこととその形態により、合金の延性にあまり影響を与えない。図９（ａ）は、急冷凝固鋳造によって凝固し、次に２３５℃で押出した合金を高倍率で示している。この顕微鏡写真での析出物の粒度分布を図９（ｂ）に示す。平均サイズは１２．６６±３．２１ｎｍである。図９（ｃ）は、従来の鋳型で鋳造し、その後に２４０℃で押出した合金中の、微細な析出物を示している。図９（ｄ）は、水冷鋳型で鋳造し、その後に２６６℃で押出した合金中の微細な析出物を示している。
【００４６】
押出した丸棒から、平行部の直径が３ｍｍで長さ１５ｍｍを有する引張試験片と、直径４ｍｍで高さ８ｍｍを有する圧縮試験片を作製した。室温にて、試験片の引張りおよび圧縮特性について評価した。試験片を採取した方向は押出方向に平行であり、初期の引張りおよび圧縮のひずみ速度は１×１０−３s−１とした。
【００４７】
図１０は、急冷凝固鋳造、従来の鋳型鋳造及び水冷鋳型鋳造の後に押出した合金Ｍｇ−３原子％Ｚｎ−０．５原子％Ｙの引張りおよび圧縮試験により得られる公称応力−ひずみ曲線を示す。引張降伏強さは、３７０ＭＰａから４００ＭＰａを超える範囲で、伸びは１２〜１６％の範囲である。これらの値は、表３に記載されている。
【００４８】
【表３】
0006373557.tif 000004
【実施例２】
【００４９】
合金は、組成がＭｇ−２．２６原子％Ｚｎ−０．３４原子％Ｙ（５．８質量％の亜鉛、１．２質量％のイットリウム、ＺＷ６１と呼称され、密度１．８１ｇ／ｃｍ３）（表１）から成る。これは、実施例１に記載の方法を用いて、急冷凝固鋳造され、その後に２５７℃で押出加工した。この合金は、約１．１μmの平均結晶粒径を有していた。結晶粒組織を示すミクロ組織は、透過型電子顕微鏡で撮影されたもので、図１１（ａ）に示している。図１１（ｂ）に示す別の詳細なＴＥＭ写真には母相中の微細析出物を示している。析出物のサイズ分布をこの図に挿入している。平均析出物のサイズは８．８±２．０ｎｍである。引張試験で得られた代表的な公称応力−ひずみ曲線を図１２に示す。約１３％の伸び値と３７７ＭＰａの引張降伏強度を有していた（表３）。
【実施例３】
【００５０】
合金は、組成がＭｇ−１．２原子％Ｚｎ−０．２原子％Ｙ（３．２質量％の亜鉛、０．７質量％のイットリウム、ＺＷ３１と呼称され、密度１．７８５ｇ／ｃｍ３）（表１）から成る。これは、実施例１に記載の方法で急冷凝固鋳造された。押出だけでなく、引張および圧縮試験は、実施例１で述べた方法と同様の条件で実施した。ＴＥＭで撮影したミクロ組織を、図１３（ａ）に示す。平均結晶粒径は１ミクロン程度である。図１３（ｂ）の高倍率写真で示すように、高密度の微細なナノサイズ析出物が明瞭に観察される。引張試験による公称応力−ひずみ線図を図１４に示す。この合金は、伸び値１２．３％で、引張降伏強さ３８９ＭＰａを示した（表３）。したがって、密度は１．７８５ｇ／ｃｍ３であり、軽量で非常に高強度合金であるといえる。
【００５１】
上記については、主に例示の目的のために提供されている。合金組成および処理過程と条件の様々なパラメ−タの更なる変更と変動によっても、引続いて本発明の基本的かつ新規な概念を具体化することが可能である。これらは、当業者に容易に想起されるものであり、本発明の範囲内に含まれる。
【産業上の利用可能性】
【００５２】
本発明は、超高強度と延性の組み合わせを有する準結晶相の分散を有するＭｇ合金に適用される。本発明のＭｇ合金は、構造部材として信頼性の高いアプリケ−ションに適している。本発明のＭｇ合金は、自動車のドアフレームやシートフレームなどの各種フレームなどの構造用途に適している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００５３】
【特許文献１】特開２００２−３０９３３２号公報
【特許文献２】特開２００５−１１３２３４号公報
【特許文献３】特開２００５−１１３２３５号公報
【非特許文献】
【００５４】
【非特許文献１】A. Singh, Y. Osawa, H. Somekawa and T. Mukai, Scripta Materialia 64 (2011) 661.
【図１】
0006373557.tif 000005
【図２】
0006373557.tif 000006
【図３】
0006373557.tif 000007
【図４】
0006373557.tif 000008
【図５】
0006373557.tif 000009
【図６】
0006373557.tif 000010
【図７】
0006373557.tif 000011
【図８】
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【図９】
0006373557.tif 000013
【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
0006373557.tif 000016
【図１３】
0006373557.tif 000017
【図１４】
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