(57)【要約】【課題】高温環境下において高強度と高延性とを兼ね備えると共に安価な耐熱性マグネシウム合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】耐熱性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、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り、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相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相が微細に分散し、かつ、長周期積層構造相が三次元網目状に形成されている。前記耐熱性マグネシウム合金は、前記組成の金属材料を、６５０〜９００℃の範囲の温度で溶融し、金型に鋳込んで１０〜１０３Ｋ／秒の速度で冷却することにより製造することができる。【選択図】  なし【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、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り、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相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相が微細に分散し、かつ、長周期積層構造相が三次元網目状に形成されていることを特徴とする耐熱性マグネシウム合金。
【請求項２】
全量に対して、Ｚｎ１〜３原子％と、Ｙ１〜３原子％と、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り、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にある金属材料を、６５０〜９００℃の範囲の温度で溶融し、金型に鋳込んで１０〜１０３Ｋ／秒の速度で冷却することを特徴とする耐熱性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、耐熱性マグネシウム合金及びそ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に匹敵す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も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が種々提案されている。このような耐熱性マグネシム合金として、例えば、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り、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Ｍｇ合金を鋳造後、塑性加工してなるマグネシム合金が知られている。前記耐熱性マグネシウム合金は、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を備えており、高温環境下において高強度と高延性とを得ることができる（特許文献１参照）。
【０００４】
しかしながら、前記耐熱性マグネシウム化合物は、鋳造後、さらに塑性加工しなければならず、該塑性加工には大きなエネルギーを必要とするため、製造コストが大きくなる。そこで、高温環境下において高強度と高延性とを兼ね備えると共に安価な耐熱性マグネシウム合金が望まれる。
【特許文献１】特開２００６−９７０３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、かかる不都合を解消して、高温環境下において高強度と高延性とを兼ね備えると共に安価な耐熱性マグネシウム合金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】
【０００６】
かかる目的を達成するために、本発明の耐熱性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、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り、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相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相が微細に分散し、かつ、長周期積層構造相が三次元網目状に形成されていることを特徴とする。
【０００７】
本発明の耐熱性マグネシム合金は、前記組成を備えると共に、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相が微細に分散し、かつ、長周期積層構造相が三次元網目状に形成されていることにより、２００〜２５０℃の高温環境下においても高強度と高延性とを兼ね備えることができる。耐熱性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３原子％を超え、Ｙが１原子％未満または３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。
【０００８】
また、本発明の耐熱性マグネシウム合金は、Ｚｒを前記範囲で含むことにより、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相を微細化すると共に、鋳造冷却中における前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粗大化を抑制することができる。Ｚｒの含有量が合金全量に対して０．０１原子％未満では前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相を微細化し、鋳造冷却中における前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の粗大化を抑制する効果を得ることができず、０．５原子％を超えると前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３の微細化効果は飽和状態に達する。
【０００９】
さらに、本発明の耐熱性マグネシウム合金は、前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、前記長周期積層構造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必要である。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、前記耐熱性マグネシウム合金に前記金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３と、前記長周期積層構造とのいずれか一方、または両方が含まれないことがある。
【００１０】
本発明の耐熱性マグネシム合金においては、三次元網目状に形成された前記長周期積層構造相の間に、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の微細な粒子が存在している合金組織を備えることが必要である。前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子が粗大化し、粗大な粒子により前記長周期積層構造相の三次元網目状の構成が崩れると、前記高温環境下において高強度と高延性とを得ることができない。
【００１１】
前記合金組織を備える本発明の耐熱性マグネシム合金は、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り、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にある金属材料を、６５０〜９００℃の範囲の温度で溶融し、金型に鋳込んで１０〜１０３Ｋ／秒の速度で冷却する製造方法により有利に製造することができる。前記溶融温度が６５０℃未満では前記金属材料を構成する各金属成分を均一に溶融させることができず、９００℃を超えると前記各金属成分の一部が気化して失われる。また、冷却速度が１０Ｋ／秒未満の場合には、前記α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子が粗大化し、前記長周期積層構造相の三次元網目状の構成を得ることができない。一方、１０３Ｋ／秒を超える冷却速度とすることは技術的に困難である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
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は本実施形態の耐熱性マグネシウム合金の鋳造物の形状を示す平面図、図２は図１のＩＩ−ＩＩ線断面図であり、図３は本実施形態の耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像であり、図４は機械的性質を測定するために図１及び図２に示す鋳造物から切り出した試験片の形状を示す平面図である。また、図５及び図６は、比較例の耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像である。
【００１３】
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、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り、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙが０．６〜１．３の範囲にある金属材料を、６５０〜９００℃の範囲の温度で溶融し、溶融合金を得る。
【００１４】
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、無酸素銅（Ｃ１０２０、純度４Ｎ）からなる金型を用い、重力鋳造方式により、前記溶融合金を８００〜８５０℃の範囲の温度に維持して鋳込むことにより行う。前記鋳造における冷却は、１０〜１０３Ｋ／秒の範囲の速度で行う。
【００１５】
この結果、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り、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相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相が微細に分散し、かつ、長周期積層構造相が三次元網目状に形成されているマグネシウム合金を得ることができる。前記マグネシウム合金は、鋳造後、塑性加工を必要としないので安価であり、２００〜２５０℃の高温環境下で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である。
【００１６】
尚、本実施形態の耐熱性マグネシウム合金は、Ｙに代えてＤｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍからなる群から選択される金属を含むものであってもよく、Ｚｒに代えてＴｉまたはＨｆを含むものであってもよい。
【００１７】
次に本発明の実施例、比較例、及び参考例を示す。
【実施例１】
【００１８】
本実施例では、全量に対して、Ｚｎ２原子％、Ｙ２原子％、Ｚｒ０．２原子％、Ｍｇ９５．８原子％からなる金属材料を、８５０℃の温度で溶融し、溶融合金を得た。前記溶融合金において、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙは１．０である。
【００１９】
次に、得られた溶融合金を、重力鋳造方式により、無酸素銅（Ｃ１０２０、純度４Ｎ）からなる金型に鋳込んで耐熱性マグネシウム合金の鋳造物を得た。前記鋳造は、前記溶融合金を８００〜８５０℃の範囲の温度に維持して行った。
【００２０】
図１に示すように、本実施例で得られた鋳造物１は、平面視長方形であり、４６ｍｍ×５６ｍｍの大きさを備えている。また、鋳造物１は、図２に示すように、長辺に沿って厚さがｔ１〜ｔ４まで段階的に変化しており、ｔ１＝２ｍｍ（実施例１）、ｔ２＝４ｍｍ（実施例２）、ｔ３＝８ｍｍ（実施例３）、ｔ４＝１６ｍｍ（実施例４）となっている。
【００２１】
本実施例で得られた鋳造物１は、前記厚さにより冷却速度が異なっており、厚さｔ１＝２ｍｍの部分では６６８Ｋ／秒、厚さｔ２＝４ｍｍの部分では１６６Ｋ／秒、厚さｔ３＝８ｍｍの部分では５５Ｋ／秒、厚さｔ４＝１６ｍｍの部分では２１Ｋ／秒であった。
【００２２】
尚、前記冷却速度は次のようにして算出した。まず、前記金属材料に代えて、Ａｌ８２．７原子％、Ｃｕ１７．３原子％金属材料を用いた以外は、本実施例と全く同一にして、Ａｌ８２．７Ｃｕ１７．３共晶合金を鋳造し、該共晶合金の二次枝間距離（ＤＡＳ、Dendrite Arm Spacing）を測定した。次に、前記共晶合金におけるＤＡＳと冷却速度との関係を示す実験式を求めた。そして、前記実験式に、本実施例の耐熱性マグネシウム合金のｔ１〜ｔ４のそれぞれの厚さの部分におけるＤＡＳを代入し、各部分の冷却速度を求めた。
【００２３】
次に、図３に本実施例で得られた耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像を示す。図３（ａ）は、厚さｔ１＝２ｍｍ、冷却速度６６８Ｋ／秒の部分の合金組織の反射電子像、図３（ｂ）は、厚さｔ２＝４ｍｍ、冷却速度１６６Ｋ／秒の部分の合金組織の反射電子像、図３（ｃ）は、厚さｔ３＝８ｍｍ、冷却速度５５Ｋ／秒の部分の合金組織の反射電子像、図３（ｄ）は、厚さｔ４＝１６ｍｍ、冷却速度２１Ｋ／秒の部分の合金組織の反射電子像をそれぞれ示す。
【００２４】
図３から、厚さｔ１〜ｔ４のいずれの部分についても、三次元網目状に形成された長周期積層構造相の間に、α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の微細な粒子が存在していることが観察された。
【００２５】
次に、図１及び図２に示す鋳造物１の厚さｔ１〜ｔ４の各部分から、図４に示す形状の試験片２を切り出し、試験片２について機械的性質を評価した。前記試験片は、全長Ｌ＝４６ｍｍ、全幅ｄ＝１２ｍｍ、厚さ２ｍｍであり、中央に幅４ｍｍの狭窄部を備え、該狭窄部の表裏両面にマグネシウム用ひずみゲージ３（ゲージ長さ２ｍｍ）が貼付されている。
【００２６】
本実施例では、試験片２を大気中で、誘導加熱により２００℃及び２５０℃に加熱し、ＭＴＳ社製電気油圧式疲労試験機を用いて、ひずみ速度５×１０−４／秒（０．１２ｍｍ／分、測定長４ｍｍ）で、引張強度及び伸びを測定した。尚、試験片２の加熱は、前記狭窄部の長手方向の長さ４ｍｍの範囲が、２００℃に加熱した場合は２００±２℃の範囲の温度となるように、また２５０℃に加熱した場合は２５０±２℃の範囲の温度となるように管理した。結果を表１に示す。
【００２７】
また、本実施例では、試験片２を大気中で、誘導加熱により２００℃に加熱し、ＭＴＳ社製電気油圧式疲労試験機を用いて、応力比をＲ＝−１（共振）、周波数を正弦波３０〜６０Ｈｚとし、分離破断により寿命判定を行うと共に、繰り返し回数１×１０７回における応力振幅により疲労強度の判定を行った。尚、試験片２の加熱は、前記狭窄部の長手方向の長さ４ｍｍの範囲が、２００℃に加熱した場合は２００±２℃の範囲の温度となるように管理した。結果を表１に示す。
〔比較例１〕
本比較例では、全量に対して、Ｚｎ２原子％、Ｙ２原子％、Ｍｇ９６原子％からなる金属材料を用いた以外は、前記実施例と全く同一にして、マグネシウム合金の鋳造物を得た。
【００２８】
本比較例で得られた鋳造物の冷却速度は、厚さｔ４＝１６ｍｍの部分で２１Ｋ／秒であった。
【００２９】
次に、本比較例で得られたマグネシウム合金の合金組織の反射電子像を図５に示す。図５から、α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子が粗大化しており、長周期積層構造相の三次元網目状構造が崩れていることが観察された。
【００３０】
次に、本比較例で得られた鋳造物のｔ４＝１６ｍｍの部分から、図４に示す形状の試験片２を切り出し、試験片２について、前記実施例と全く同一にして、機械的性質を評価した。結果を表１に示す。
〔比較例２〕
本比較例では、全量に対して、Ｚｎ２原子％、Ｙ２原子％、Ｚｒ０．２原子％、Ｍｇ９５．８原子％からなる金属材料を、８５０℃の温度で溶融し、溶融合金を得た。前記溶融合金において、ＺｎとＹとの組成比Ｚｎ／Ｙは１．０である。
【００３１】
次に、得られた溶融合金（金属溶湯）を、内径３２０ｍｍ、高さ約１０００ｍｍの軟鋼からなる金型に注入し、該金型の縦軸を回転軸として、金属溶湯の最外周の周速が４００〜１０００ｍｍ／秒となるようにして、一方向に５〜６０秒回転させた後、逆方向に５〜６０秒回転させ、正逆の回転を繰り返して該金属溶湯を凝固させ、耐熱性マグネシウム合金の鋳造物を得た。本比較例で得られた鋳造物１の冷却速度は、１Ｋ／秒であった。
【００３２】
次に、本比較例で得られたマグネシウム合金の合金組織の反射電子像を図６に示す。図６から、α−Ｍｇ相及び金属間化合物Ｍｇ３Ｙ２Ｚｎ３相の粒子が粗大化しており、長周期積層構造相の三次元網目状構造が崩れていることが観察された。
【００３３】
次に、本比較例で得られた鋳造物から、図４に示す形状の試験片２を切り出し、試験片２について、前記実施例と全く同一にして、機械的性質を評価した。結果を表１に示す。
〔参考例１〕
本参考例では、従来公知のマグネシウム合金であるＺＥ６３Ａ−Ｔ６材を用いた以外は、前記実施例と全く同一にして、該マグネシウム合金の２００℃における引張強度を測定した。結果を表１に示す。
〔参考例２〕
本参考例では、従来公知のアルミニウム合金であるＡ４０３２−Ｔ６材を用いた以外は、前記実施例と全く同一にして、該アルミニウム合金の機械的性質を評価した。結果を表１に示す。
〔参考例３〕
本参考例では、従来公知のアルミニウム合金であるＡＣ８Ｂ−Ｔ６材を用いた以外は、前記実施例と全く同一にして、該アルミニウム合金の機械的性質を評価した。結果を表１に示す。
【００３４】
【表１】
2009149952.tif 000002
【００３５】
表１から、実施例の各耐熱性マグネシウム合金によれば、比較例１及び参考例１のマグネシウム合金に比較して強度及び伸びが大きく、２００〜２５０℃での高温環境下において高強度と高延性とを兼ね備えていることが明らかである。
【００３６】
一方、冷却速度は、１Ｋ／秒とした比較例２の耐熱マグネシウム合金では、伸びは大きいものの、強度が十分とは言えず、冷却速度を１０〜１０３Ｋ／秒とすることにより、実施例の各耐熱性マグネシウム合金のように２００〜２５０℃での高温環境下において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を得ることができることが明らかである。
【００３７】
また、表１から、実施例１の各耐熱性マグネシウム合金によれば、疲労強度に関しては参考例２のアルミニウム合金Ａ４０３２−Ｔ６材に匹敵し、参考例３のアルミニウム合金ＡＣ８Ｂ−Ｔ６材を凌駕することが明らかである。また、表１から、本実施例の耐熱性マグネシウム合金によれば、引張強度に関しては、参考例２，３のアルミニウム合金のように２００℃と２５０℃との間での大きな強度低下が無い上、２５０℃では参考例２，３のアルミニウム合金を大きく上回ることが明らかである。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】本発明に係るマグネシム合金の鋳造物の形状を示す平面図。
【図２】図１のＩＩ−ＩＩ線断面図。
【図３】本発明に係る耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像。
【図４】機械的性質を測定するために図１及び図２に示す鋳造物から切り出した試験片の形状を示す平面図。
【図５】比較例の耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像。
【図６】比較例の耐熱性マグネシウム合金の合金組織の反射電子像。
【符号の説明】
【００３９】
１…鋳造物、  ２…試験片、  ３…ひずみゲージ。
【図１】
2009149952.tif 000003
【図２】
2009149952.tif 000004
【図４】
2009149952.tif 000005
【図３】
2009149952.tif 000006
【図５】
2009149952.tif 000007
【図６】
2009149952.tif 000008