(57)【要約】【課題】  高温強度の向上した高強度マグネシウム合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】  組成式Ｍｇ100-(a+b+c)ＺｎaＡｌbＹcで表され、ａ、ｂ、ｃはそれぞれat％で表したＺｎ、Ａｌ、Ｙの含有量であり、(a+b)/12≦c≦(a+b)/3…(1)、1.5≦a≦10…(2)、0.05a≦b≦0.25a…(3)の各関係を全て満たす高強度マグネシウム合金。この組成のマグネシウム合金の鋳造材に、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、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を特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。望ましくは、温度２３０〜４２０℃で加工率５０％以上の熱間加工を施した後に、上記の熱処理を施す。【選択図】      図４
2005113234.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式Ｍｇ100-(a+b+c)ＺｎaＡｌbＹcで表され、ａ、ｂ、ｃはそれぞれat％で表したＺｎ、Ａｌ、Ｙの含有量であり、下記式（１）（２）（３）の関係：
（ａ＋ｂ）／１２≦ｃ≦（ａ＋ｂ）／３・・・（１）
１．５≦ａ≦１０・・・・・・・・・・・・・（２）
０．０５ａ≦ｂ≦０．２５ａ・・・・・・・・（３）
を満たすことを特徴とする高強度マグネシウム合金。
【請求項２】
請求項１記載の組成を有するマグネシウム合金の鋳造材に、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を特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。
【請求項３】
請求項１記載の組成を有するマグネシウム合金の鋳造材に、温度２３０〜４２０℃で加工率５０％以上の熱間加工を施した後に、請求項２記載の熱処理を施すことを特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度マグネシウム合金、特に高温強度を高めた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】
マグネシウム合金は軽量を活かして種々の構造部材への適用が進められている。特に、自動車に適用すれば燃費向上とそれによる資源・環境保護に効果的である。
【０００３】
市販材としては、砂型鋳造用マグネシウム合金としてＡＳＴＭ  ＡＺ９１Ｃ（標準組成[wt％]：Ｍｇ−8.7Ａｌ−0.7Ｚｎ−0.13Ｍｎ）、同ＺＥ４１Ａ（同：Ｍｇ−4.2Ｚｎ−1.2ＲＥ−0.7Ｚｒ）等が、また展伸用マグネシウム合金として同ＡＺ６１Ａ（同：Ｍｇ−6.4Ａｌ−1.0Ｚｎ−0.28Ｍｎ）、同ＡＺ３１Ｂ（同：Ｍｇ−3.0Ａｌ−1.0Ｚｎ−0.15Ｍｎ）等が汎用されている。
【０００４】
このうち、砂型鋳造用合金であるＡＺ９１Ｃ、ＺＥ４１Ａは、析出硬化型合金であり、鋳造材にＴ６（溶体化＋時効）またはＴ５（時効のみ）を施すことにより所要強度に調整する。ただし室温以上、特に５０℃以上に長時間晒されると固溶元素の時効析出が起きて、合金組織が徐々に変化し、それに伴って特性に経時変化が生ずる原因となる。その結果、組織および特性の熱的な安定性が低く、安定して高い高温強度を得ることができないという欠点があった。
【０００５】
また、展伸用合金であるＡＺ６１Ａ、ＡＺ３１Ｂは、圧延、押出等の際の加工・再結晶による結晶粒微細化を強化機構として利用している。しかし１００℃以上の高温になるとＭｇ特有の顕著な粒界すべりが発生するので、結晶粒微細化は粒界すべり発生サイトの増加により逆に強度低下の原因となる。また、高温に晒されると結晶粒が成長して微細化効果が失われ、室温強度の低下の原因になる。その結果、高い高温強度を確保できないばかりでなく、室温強度も熱的に不安定であるという欠点があった。
【０００６】
上記従来の市販材の欠点を改良して高い高温強度を確保するために、特許文献１（特開2002-309332号公報）には、固溶体マトリクスを準結晶粒子により分散強化したＭｇ−1〜10at％Ｚｎ−0.1〜3at％Ｙ合金が開示されている。鋳造組織はα−Ｍｇ結晶粒界に準結晶の共晶組織が形成しており、これを熱間加工することにより準結晶を微細かつ均一に分散させたものである。準結晶は近似組成の結晶性化合物よりも遥かに高硬度であるため、強度と延伸性に優れたマグネシウムが得られる。しかし、熱的な安定性は高まったものの、強度自体はＺＥ４１のような類似組成の市販合金と同等程度であり、更に高い高温強度を得ることができないという限界があった。
【０００７】
また、特許文献２（特開平5-33096号公報）には、耐熱マグネシウム合金Ｍｇ−1.0〜6.0wt％Ａｌ−1.0〜6.0wt％Ｚｎ−0.2〜3.0wt％ＲＥが提案されている。融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−ＲＥ系晶出物を結晶粒界に生成させることにより高温強度を高めたものである。しかし、ＲＥとして用いるＣｅを主成分とするミッシュメタルは高価でありコスト上昇が避けられないという欠点があった。
【０００８】
更に、特許文献３（特開平3-503661号公報）、特許文献４（特開平3-502346号公報）には、ＭｇbalＡｌaＺｎbＹcなる組成においてＡｌ含有量ａを５〜１５at％と多量にしたマグネシウム合金超塑性成形体が示されている。しかし、このように多量のＡｌが存在すると粗大なＡｌ−Ｙ化合物が生成し、延性が低下してしまうという欠点があった。
【０００９】
【特許文献１】特開２００２−３０９３３２号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開平５−３３０９６号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特開平３−５０３６６１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開平３−５０２３４６号公報（特許請求の範囲）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、高温強度を向上させた高強度マグネシウム合金およびその製造方法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】
【００１１】
上記の目的を達成するために、第１発明の高強度マグネシウム合金は、組成式Ｍｇ100-(a+b+c)ＺｎaＡｌbＹcで表され、ａ、ｂ、ｃはそれぞれat％で表したＺｎ、Ａｌ、Ｙの含有量であり、下記式（１）（２）（３）の関係：
（ａ＋ｂ）／１２≦ｃ≦（ａ＋ｂ）／３・・・（１）
１．５≦ａ≦１０・・・・・・・・・・・・・（２）
０．０５ａ≦ｂ≦０．２５ａ・・・・・・・・・（３）
を満たすことを特徴とする。
【００１２】
第１発明の高強度マグネシウム合金を製造する第２発明の方法は、第１発明の組成を有するマグネシウム合金の鋳造材に、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、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を特徴とする。
【００１３】
望ましくは、第１発明の組成を有するマグネシウム合金の鋳造材に、温度２３０〜４２０℃で加工率５０％以上の熱間加工を施した後に、第２発明の熱処理を施すことにより、更に強度を高めることができる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の高強度マグネシウム合金は、従来のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金に規定量のＡｌを添加したことにより、第1段階と第２段階とから成る熱処理によって、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。この近似結晶（ここで「τ1相」と呼ぶ。）は、準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1）に近い組成で、部分的に準結晶と同様の構造を持つ結晶性化合物である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明の高強度マグネシウム合金は、鋳造状態でα−Ｍｇ母相が体積の５０％以上を占め、α−Ｍｇ結晶粒界に共晶相として準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1）が晶出しており、α−Ｍｇ結晶粒内には準結晶およびその近似結晶τ1から実質的に成る１μｍ以下の析出物が均一に分散している。これら粒内析出物は凝固完了から室温までの冷却過程で固相析出したものである。
【００１６】
本発明の熱処理においては、第１段階の熱処理により粒径１００ｎｍ以下の準結晶が析出し、第２段階の熱処理により準結晶の近似結晶τ1が析出する。これらはいずれも粒径１００ｎｍ以下である。その結果、鋳造時に晶出た準結晶と併せて粒径数十〜数百ｎｍの晶出粒子および析出粒子がα−Ｍｇ粒内に高濃度に分散する。これらの粒子は２５０℃以下では相変態を起こさずに安定であり、転位との強い相互作用により合金強度を著しく高める。また、α−Ｍｇ結晶粒界に位置する準結晶は高温において粒界すべりを抑制する。これらの効果が重畳して高温強度が顕著に向上する。
【００１７】
なお、第１段階の熱処理における加熱の際、α−Ｍｇ結晶粒界に存在する準結晶が結晶粒界をピン留めするため、結晶粒の成長が抑制される。したがって３７０℃以上の高温に保持しても結晶粒粗大化による強度低下が起きない。
【００１８】
本発明のマグネシウム合金の化学組成を限定した理由は下記のとおりである。
すなわち、本発明においては、組成式Ｍｇ100-(a+b+c)ＺｎaＡｌbＹcにおいて、ａ、ｂ、ｃはそれぞれat％で表したＺｎ、Ａｌ、Ｙの含有量であり、下記式（１）（２）（３）の関係：
（ａ＋ｂ）／１２≦ｃ≦（ａ＋ｂ）／３・・・（１）
１．５≦ａ≦１０・・・・・・・・・・・・・（２）
０．０５ａ≦ｂ≦０．２５ａ・・・・・・・・（３）
を満たすことが必要である。
【００１９】
≪式（１）：ＺｎとＡｌの合計含有量（at％）とＹ含有量（at％）との比率を３：１〜１２：１の範囲に限定する理由≫
本発明の合金の主な強化相は、α−Ｍｇ結晶粒界に共晶相として存在するＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶と、α−Ｍｇ結晶粒内のＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶とその近似結晶τ1である。
Ｍｇ中にＺｎとＹを６：１の原子比率になるように添加した合金は、α−ＭｇとＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶との２相混合状態である。ここで、ＺｎとＹの比率は完全に６：１でなくとも３：１〜１２：１の範囲内であれば、合金組織は実質的にα−Ｍｇ結晶相とＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶相とで占められる。Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶およびその近似結晶τ1は非常に硬く、前者は４３０℃付近まで、後者は２５０℃付近まで分解せず安定であるため、常温から高温までの広い温度範囲で強化相として有効に作用する。
また、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶はα−Ｍｇ結晶粒界に共晶相としても存在すると共に、α−Ｍｇ結晶粒内に数十〜数百ｎｍの粒径の粒状の析出物としても存在する。
【００２０】
≪式（２）Ｚｎ含有量ａを１．５≦ａ≦１０に限定する理由≫
Ｚｎ、Ａｌ、Ｙの含有量が増加するほど、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶およびその近似結晶τ1の体積率が増加し、強度および剛性が高まるが、それに伴って延性の低下、比重の増加を招く。強度および剛性の増加作用を確保するためにはＺｎ含有量ａ≧１．５とする必要がある。一方、延性の低下および比重の増加を実用的な許容範囲内とするためにＺｎ含有量ａ≦１０とする。
【００２１】
≪式（３）Ａｌ含有量ｂを０．０５ａ≦ｂ≦０．２５ａに限定する理由＞
本発明の合金は、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の組成をベースとして、Ｚｎの一部をＡｌで置換した組成である。これにより、Ａｌを添加しない場合と比較して、α−Ｍｇ結晶粒内のＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶およびその近似結晶τ1の量が増加し、強化作用が大幅に増強される。この効果を得るために必要なＡｌ置換量として、Ｚｎ含有量ａに対してＡｌ含有量ｂは０．０５ａ≦ｂとする。ただし、Ａｌ置換量が過剰になると、粗大なＡｌ−Ｙ化合物の形成およびＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の減少により却って強度低下を招くので、Ｚｎ含有量ａに対してＡｌ含有量ｂはｂ≦０．２５ａとする。
【００２２】
本発明の高強度マグネシウム合金の製造は一般に下記のように行なう。
(1)  第１発明に規定した範囲内の組成を有するＭｇ合金溶湯を準備する。
【００２３】
(2)  上記のＭｇ合金溶湯を鋳造する。鋳造方法は特に限定する必要はなく、重力鋳造法、ダイカスト法、レオキャスト法等、従来からＭｇ合金の鋳造に用いられている鋳造方法でよい。
【００２４】
(3)  得られた鋳造材に第１段階の熱処理を施す。これは、３７０℃〜４２０℃に１０分〜１０時間加熱保持した後に、水冷等により２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで急冷することにより行なう。この加熱保持および急冷により、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶が析出する。３７０〜４２０℃で加熱保持することにより、分解温度が３２０℃付近と低いＭｇ−Ｚｎ二元系化合物をα−Ｍｇ母相中に分解・固溶させる。Ｍｇ−Ｚｎ二元系化合物は１２０℃以上の高温で軟化してしまい高温での強化に寄与しないばかりでなく、高温で強化に寄与するＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶とその近似結晶τ1 として析出すべきＭｇおよびＺｎの過飽和度を低下させて析出量を不足させる。Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の析出は３７０〜４２０℃での加熱保持中および／または２０℃／秒以上での急冷中に起きる。
【００２５】
第１段階の熱処理温度が３７０℃未満であると、Ｍｇ−Ｚｎ二元系化合物の分解・固溶が不十分になってＭｇおよびＺｎの過飽和度が低下する結果、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の析出量とその近似結晶τ1 の析出量（第２段階熱処理）が減少して析出強化が不十分になる。
第１段階の熱処理温度が４２０℃を超えると、α−Ｍｇ結晶粒界に共晶相として晶出しているＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶が部分的に熱分解する恐れがある。熱分析によればＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の分解温度は４６０℃付近と測定されるが、実際にはそれより低い４３０℃付近から一部分解が起きることを確認している。
【００２６】
第１段階の熱処理時間が１０分未満であると、固溶が不十分になって過飽和度が低下し、第１段階および第２段階での析出強化が不十分になる。第１段階の熱処理時間が１０時間を超えると、結晶粒が粗大化して強度が低下する恐れがある。
【００２７】
第１段階の熱処理は上記温度および時間の加熱保持後に２０℃／秒以上の冷却速度で急冷する必要がある。これによりＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の析出量が十分に確保できる。これより遅い冷却速度では、Ｍｇ−Ｚｎ二元系化合物が析出し、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶の析出量が減少する。
【００２８】
(4)  第１段階の熱処理後、第２段階の熱処理を行なう。これは、１５０℃〜２５０℃に１時間〜１５時間加熱保持することにより行なう。これにより、過飽和に固溶していた合金元素がＭｇ母相中に化合物として析出する。析出物としては、数十ｎｍ〜数百ｎｍの準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1）の近似結晶τ1相が生成する。この析出物は２５０℃以下では相変態を起こさずに安定であり、転位との強い相互作用により合金強度を著しく高める。
第２段階熱処理温度が１５０℃未満であると、熱処理に長時間を要し実用的でない。逆に第２段階熱処理温度が２５０℃を超えると、近似結晶τ1相の分解温度を上回るため析出が起きなくなる。第２段階熱処理時間は、十分な析出強化を確保するために１時間以上とする。ただし、１５時間より長時間にしても、析出強化の増分はほとんどない。
【００２９】
望ましい実施形態においては、上記の(3)第１段階と(4)第２段階とから成る２段階の熱処理の前に、押出し、圧延等の熱間加工を行い再結晶による結晶粒微細化等により、更に強度を高めることができる。熱間加工温度は２３０℃〜４２０℃とする。加工温度が２３０℃未満であると、加工が著しく困難であり、割れ等が発生する可能性が高くなる。加工温度が４２０℃を超えると、材料の変形抵抗が非常に低くなるため、加工によって導入される転位の密度が低くなり、熱間加工とその後の熱処理とを組み合わせたことによる強度向上効果が得られない。すなわち、熱間加工の目的は、加工硬化と、転位の導入による析出サイトの増加である。析出核生成サイトの増加により、熱間加工後の熱処理による析出強化が顕著になる。加工率を５０％以上とする理由も、同じく加工硬化と、転位導入による析出サイトの増加である。この熱間加工後に上記(3)(4)で説明した第１および第２段階の熱処理を行なう。
【実施例】
【００３０】
〔実施例１〕
本発明による組成のマグネシウム合金鋳造材を作製し、金属組織観察と引張試験を行った。
【００３１】
＜試料の作成＞
(1)  合金組成と原料配合
〈本発明例〉
合金組成：Ｍｇ−2.5Ｚｎ−0.5Ａｌ−0.5Ｙ  （at％）
原料配合：（  ）内は純度
純Ｍｇ（99.9％）  ：1826ｇ
純Ｚｎ（99.99％）：128.3ｇ
純Ａｌ（99.9％）  ：10.6ｇ
純Ｙ  （99.9％）  ： 35.1ｇ
【００３２】
〈従来例〉
合金組成：Ｍｇ−3Ｚｎ−0.5Ｙ
原料配合：（  ）内は純度
純Ｍｇ（99.9％）  ：1814ｇ
純Ｚｎ（99.99％）：151.4ｇ
純Ｙ  （99.9％）  ：34.6ｇ
【００３３】
(2)  溶解
純Ｍｇを鉄製るつぼにて溶解し、溶湯を７００℃に保持する。溶湯中に他の合金原料を添加し、溶湯温度を約７００℃に保持したまま、装入原料が全て溶解して均一な状態になるまで攪拌する。なお、Ｍｇ溶湯に対して合金原料を添加する順序は任意でよい。
【００３４】
(3)  鋳造
約７００℃に保持した合金溶湯を約１００℃に予熱したＪＩＳ４号舟形に鋳造した。
【００３５】
＜鋳造組織の観察＞
得られた各合金の鋳造材について、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて金属組織を観察した。
【００３６】
ＳＥＭ観察によると、本発明例および従来例のいずれもα−Ｍｇ結晶粒界に共晶相である準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1：電子線回折にて同定）が晶出しているが、本発明例は従来例に比べて準結晶相が小さく全体として均一に分散している。
【００３７】
ＴＥＭにより更に詳細に観察すると、図１に示すように、α−Ｍｇ結晶粒内に微細な析出物が生成しており、その濃度は従来例に比べて本発明例の方が高い。
【００３８】
ＪＩＳ４号舟形鋳造材から平行部φ５×２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、室温および１５０℃にて引張試験を行った。島津製作所製ＡＧ−２５０ｋＮＤ引張試験機を用い、引張速度０．８ｍｍ／分で行なった。
【００３９】
本発明例は従来例と比較して１５０℃における引張強さが高く、また室温→１５０℃の温度上昇に伴う強度低下が非常に小さい。その主因は、α−Ｍｇ結晶粒内の微細析出物（図１参照）が増加したためであると考えられる。準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1）およびその近似結晶τ1を主体とする微細析出物は熱安定性が高いため、１５０℃においても転位に対するピン留め機能が有効に作用していると考えられる。
【００４０】
〔実施例２〕
本発明による組成のマグネシウム合金を鋳造後、更に熱間加工（押出し）および熱処理（第１段階＋第２段階）を施し、金属組織観察と引張試験を行なった。
【００４１】
＜試料の作成＞
(1)  合金組成と原料配合
合金組成：Ｍｇ−5.4Ｚｎ−1Ａｌ−1.07Ｙ
原料配合：（  ）内は純度
純Ｍｇ（99.9％）  ：3302ｇ
純Ｚｎ（99.99％）：518.6ｇ
純Ａｌ（99.99％）：39.7ｇ
純Ｙ  （99.9％）  ：139.7ｇ
【００４２】
(2)  溶解
純Ｍｇを鉄製るつぼにて溶解し、溶湯を７００℃に保持する。溶湯中に他の合金原料を添加し、溶湯温度を約７００℃に保持したまま、装入原料が全て溶解して均一な状態になるまで攪拌する。なお、Ｍｇ溶湯に対して合金原料を添加する順序は任意でよい。
【００４３】
(3)  鋳造
約７００℃に保持した合金溶湯を約１００℃に予熱した鋳鉄製鋳型（キャビティ寸法：７０ｍｍ×７０ｍｍ×３００ｍｍ）に鋳造した。
【００４４】
(4)  熱間加工（押出し）
得られた鋳造材から機械加工によりφ５０×２００ｍｍの鋳造丸棒を作成した。この鋳造丸棒を２５０℃にて押出し比１０：１で押出し加工してφ１６ｍｍの押出し丸棒を得た。
【００４５】
(5)  熱処理
・第１段階：押出し丸棒を４００℃で１時間加熱保持した後、４０℃の水中に投入して急冷した。
・第２段階：第１段階の熱処理を施した丸棒を２００℃で１０時間加熱保持した後、大気中で放冷した。
【００４６】
＜組織観察＞
得られた丸棒試料について、光学顕微鏡およびＴＥＭにて金属組織を観察した。
光学顕微鏡観察によると、結晶粒径１０μｍ以下のα−Ｍｇ再結晶組織中に、サブミクロン径の準結晶（Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1）が分散していることが認められた。
【００４７】
組織の詳細をＴＥＭにて観察した。代表的な一例を図３に示す。図３（ａ）はα−Ｍｇ結晶粒内組織のＴＥＭ像であり、粒径１００ｎｍ前後のＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶相（白抜き矢印で示す）の他に、これより小さい粒径数十ｎｍのτ1相（黒矢印で示す）が高い数密度で分散していることが認められた。図３（ｂ）はτ1相の高倍率観察像である。
【００４８】
τ1相は、Ｍｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶相の近似結晶であり、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙから成る化合物であるが、組成（成分元素の比率）の詳細は明らかでない。結晶構造は局所的にＭｇ3Ｚｎ6Ｙ1準結晶と同様の構造を持つ非常に複雑なものであり、転位が内部を通過できないため強化相として極めて効果的である。
【００４９】
＜引張試験＞
上記熱処理済の丸棒から、平行部φ５×２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、２００℃にて引張試験を行った。なお、比較のために押出しのみ（熱処理なし）の試料および従来例として市販のＡＳＴＭ  ＡＺ６１Ａ押出し材についても同様に引張試験を行った。島津製作所製ＡＧ−２５０ｋＮＤ引張試験機を用い、引張速度０．８ｍｍ／分にて行なった。結果を図４に示す。
【００５０】
本発明例は、押出し後に熱処理を施すことにより従来例に比べて２００℃で同等の伸びを維持しつつ強度が大幅に向上した。また、押出しのみで熱処理なしの状態でも、従来例と同等の強度を発揮しつつ伸びが大幅に向上している。
【００５１】
〔実施例３〕
表１に示す種々の組成のマグネシウム合金を実施例１、２で説明したのと同様の手順により準備し、室温、１５０℃、２００℃で引張試験を行った。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
表１に明示されているように、本発明例(No.1〜6)は従来例(No.7〜12)に比べて強度、特に１５０℃、２００℃における高温強度が向上している。この傾向は、重力鋳造したままの状態(No.1〜4とNo.7〜10)についても、鋳造後に押出しによる熱間加工を施した状態(No.5〜6とNo.11〜12)についても、同様に現われており、従来例では行なわれていない熱処理（第１段階＋第２段階）を採用したことによる本発明の優位性が明瞭に現われている。
【００５４】
また、比較例(No.13〜21)のうち本発明範囲内の組成(No.13〜18)であっても、重力鋳造したままの状態(No.13〜16)およびこれに押出し加工を施した状態(No.17〜18)のいずれも、強度のうち特に１５０℃、２００℃の高温強度は、熱処理を採用した本発明例(No.1〜6)に及ばない。これは、本発明例が熱処理によりα−Ｍｇ結晶粒内の析出物濃度が向上しているのに対して、熱処理を施さない比較例では析出物濃度の向上がないことに直接対応している。
【００５５】
比較例(No.13〜21)と本発明例(No.1〜6)との比較で、押出しを施した場合(比較例No.17〜18)と本発明例No.5〜6)の室温強度は、熱処理なしの比較例(No.17〜18)の方が本発明例(No.5〜6)より高い。これは、押出しによる加工硬化が熱処理（特に４００℃での第1段階熱処理）によって回復されること、強度への加工硬化の寄与は室温で大きく高温で小さいこと、等によると考えられる。
【００５６】
比較例のうち、組成も本発明範囲外であって鋳造したままで熱処理も行なわない場合(No.19〜21)は、室温〜２００℃のいずれの強度も本発明例(No.1〜6)に及ばず、また従来例(No.7〜12)にも及ばない。これは逆に、本発明の望ましい態様による熱間加工＋熱処理（第１段階＋第２段階）の強度への寄与がいかに大きいかを示している。
【００５７】
特にＹ量が本発明範囲の下限未満の場合(No.19)は１５０℃以上の強度低下が著しい。この組成ではα−Ｍｇ結晶粒内に針状のＭｇ−Ｚｎ化合物（β1’相）が析出する。β1’相はＭｇ−Ｚｎ二元系合金の代表的な強化相であり、室温強度への寄与は大きいが１５０℃以上の高温強度への寄与が小さい。
【００５８】
また、Ａｌ量が本発明範囲の上限を超える場合(No.20〜21)は粗大なＡｌ−Ｙ化合物が生成し、延性が低下する。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明によれば、高温強度を向上させた高強度マグネシウム合金およびその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】本発明の高強度マグネシウム合金の鋳造状態での金属組織を示す透過電子顕微鏡写真である。
【図２】本発明の高強度マグネシウム合金の鋳造状態での引張特性を従来のマグネシウム合金と比較して示すグラフである。
【図３】本発明の高強度マグネシウム合金に鋳造状態から押出しによる熱間加工と熱処理とを経た状態での金属組織を示す透過電子顕微鏡写真である。
【図４】本発明の高強度マグネシウム合金に鋳造状態から押出しによる熱間加工と熱処理とを経た状態での引張試験における応力歪み曲線を、押し出しまでを経た状態および従来材と比較して示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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