WO2008016150A1

WO2008016150A1 - Alliage de magnésium et son procédé de fabrication

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Publication number: WO2008016150A1
Application number: PCT/JP2007/065298
Authority: WO
Inventors: Hidetoshi Somekawa; Alok Singh; Yoshiaki Osawa; Toshiji Mukai
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2006-08-03
Filing date: 2007-08-03
Publication date: 2008-02-07
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Description

明細書

マグネシウム合金とその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、強度と靱性の良好な新しいマグネシウム合金とその製造方法に関するものである。

背景技術

[0002] マグネシウム合金は、軽量であると!/、う特長が注目されて各種構造部材への適用が期待されている。そして、実用化に向けての特性の改善が進められてもいる。特に、マグネシウム合金の機械構造材等としての実用化のためには、軽量であるという特長とともに、高い強度と靱性を持つものとすることが課題となる。

[0003] この課題を解決するために、これまでにも様々な検討や工夫が試みられている。

[0004] たとえば従来では、マグネシウム合金の高強度一高靱性特性を実現するための手段として、主に粉末ゃ箔帯などを用い、その固化成形体を作成し、その後、温間ひずみ加工を導入することが一般的に試みられている。この方法での特徴は、結晶粒組織の微細化と同時に金属間化合物などの第二相粒子をマグネシウム母相に均一微細に分散させることである。

[0005] しかし、これら従来の方法では、固化成形時に取り込んだ酸素が、粒界上に酸化化合物として存在する可能性があるため、特性劣化を招く恐れがある。また、過飽和合金の粉末ゃ箔帯などを使用するため、温間加工中に容易に第二相粒子が析出し、粒子の体積率（特に低濃度側に）を制御することが難し!/、ため、マグネシウム合金の強度靱性は一定以上に向上することは困難とされていた。

[0006] たとえば、特許文献 1 (特開 2006— 2184)の方法は、 Mg—；!〜 8RE (RE：希土類元素） l〜6Caの合金の粉末固化体を作成し、次いで温間押出加工を行うものである力粉末固化体を作成する際に、母相と母相の界面に、酸化物の取り込みが考えられ、破壊靱性の向上は難しい。また、希土類金属を使用するため、素地の価格が高価になることが予測される力このような負担増に見合うだけの特性、機能の顕著な向上は期待し難い。 [0007] 特許文献 2 (特開 2004— 149862)は、 Mg— Zn— RE系合金による高強度高靱性マグネシウム合金に関するものである。しかし、高濃度の異種元素を添加した溶湯を急冷凝固粉末とし、これを固化成形することにより、高体積率の析出物を均一分散させるものであって、金属間化合物の分散強化に依存しているため、高体積率の分散物と母相の界面などで容易に破壊が進展し、高靱性化ならびに高延性化が達成できないという問題点がある。さらに、希土類金属を使用するため、素地の価格が高価になるが、このような負担増に見合うだけの特性、機能の顕著な向上は期待し難い。

[0008] また、特許文献 3 (特開平 5— 70880)および特許文献 4 (特開平 7— 3375)は、高濃度の異種元素を添加した溶湯を急冷凝固箔体とし、その後、押出固化成形する製造法に係わるものである。

[0009] しかし、この方法では、金属間化合物の分散強化に依存しているため、高体積率の分散物と母相の界面などで容易に破壊が進展し、高靱性化ならびに高延性化が達成できない。また、固化成形を得るまで脱酸素雰囲気下で行うため、作業の簡便性を図ることができな!/、と!/、う問題点がある。

[0010] 特許文献 5 (特開平 5— 306424)は、 Mg— RE系合金による高硬度 ·強度 *靱性マグネシゥム合金の製造手法に係わるものである。

[0011] その手法と問題点は特許文献 3、 4の場合と同じである。

[0012] 一方、特許文献 6 (特開 2003— 277899)は、铸造マグネシウム合金に 0· 4以下の予歪みを加え、その後、温間ひずみ加工を施す製造方法に係わるものである。

[0013] この方法では、温間加工前に予歪みを加え、均一な析出核形成サイトを導入する。

これによつて、マグネシウム母相に微細分散粒子相を形成することを可能としている。

[0014] この特許文献 6の方法は、粉末ゃ箔体などからの固化成形体ではなぐ铸造マグネシゥム合金を用いている点においてより実際的に合理的であるが、その手法は実用的には必ずしも制御、再現容易ではない。このため、マグネシウム母相への微細粒子分散の組織による強度ー靱性の向上には大きな難点がある。

[0015] また、鍀造材を用いる手法としては、非特許文献 1 (Materials Transactions, 47(200 6)， 1066-1077)において、 Mg— RE— Zn— Zr合金を用いた高靱性合金の製造が開示されている。この方法では、铸造材を温間ひずみ加工により展伸化し、その後、熱処理を施し、第二相粒子などの析出物を母相に分散させている。

[0016] しかし、温間ひずに加工後に熱処理を実施しているため、母相の結晶粒が粗大化し、高強度化が達成できないという問題がある。また、添加元素として希土類元素を用いるため、素地の価格が高価になることが予測される力このような負担増に見合うだけの特性、機能の向上は期待し難い。

[0017] 以上のような従来の技術においては、強度ー靱性の特性の向上のために、マグネシゥム母相に微細粒子を分散させた組織構成とするとの点において留意されるものである力 S、このような組織構成の特徴を強度ー靱性の向上へと発展させることは難しい。そこで、このための新しい技術手段の開発が必要とされている。その際の観点としては以下のことが考慮されねばならなレ、。

[0018] 1)マグネシウム合金の組織構成として新しい発展的知見を提示していること。

[0019] 2)より簡便に実際的に実現されること。

[0020] 3)希土類元素ではなぐ比較的安価な添加元素を用いてのマグネシウム合金であること。

[0021] 4)増希土類元素を用いる場合には、経済的負担に見合う顕著な特性、機能の向上が図られること。

[0022] このような観点については、本出願人においても、たとえば観点 4)の希土類元素の使用の場合として、特許文献 7 (特開 2005— 113235)のように、高強度で良好な延性を有し、特に高温強度の高レ、マグネシウム合金展伸材をすでに開発して!/、る。

[0023] このマグネシウム合金展伸材は、組成式 Mg Zn Y (式中 a、 bは原子％であり、 a/12≤b≤a/3, 1. 5≤a≤ 10)で示される組成を有し、組成式 Mg Zn Yで示される準結晶がマグネシウム母相（ a -Mg)の結晶粒界に晶出し、かつ粒子径 100 nm以下の準結晶とその近似結晶とがマグネシウム母相の結晶粒内に均一に分散した組織を有して!/、る。準結晶および近似結晶は 250°C以下では相変態を起こさず安定であり、転位との強い相互作用により強度を著しく高め、マグネシウム母相の結晶粒界に位置する準結晶は高温において粒界すベり抑制し、これらの効果が相乗して高温強度が向上する。

[0024] だ力、上記マグネシウム合金展伸材は、引張変形時の強度および延性ならびに高温強度の改善に注力されて開発されたものであり、他の特性は明瞭ではない。車輛等の移動体用構造部材への適用を考慮すると、接触、衝突等に対する安全性や信頼性を確保する必要があり、そのためには高い圧縮変形能と優れた破壊靱性能を有することが非常に重要となる。

[0025] マグネシウム合金は、マグネシウム特有の結晶構造に起因して圧延、押出し等のひずみ加工を施すことにより、ひずみ加工時に形成される底面に配向する集合組織がそのまま材料中に残る。このため、これまでの市販のマグネシウム合金展伸材は、室温において高い引張強度を示す一方で、圧縮強度は、引張強度の 50%〜80%程度に止まっている。したがって、一般的なマグネシウム合金展伸材を移動体用構造部材に適用した場合、圧縮ひずみが発生する箇所は強度が低ぐ形状の維持が難しくなる。また、マグネシウム母相に過度に準結晶および近似結晶が析出すると、準結晶および近似結晶が破壊の起点となり、破壊靱性が低下する恐れがある。

[0026] さらに、上記マグネシウム合金展伸材は、上記組織が形成されるために、マグネシゥム合金铸造材を 230°C〜420°Cで加工率 50%以上の熱間加工を施した後、 370 °C〜420°Cに 10分間〜 10時間保持し、次いで 20°C/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°C〜250°Cに 1時間〜 15時間保持後、室温まで冷却する第 2段階とからなる熱処理を施して製造される。このように熱間加工後、二段階からなる熱処理を施すことは、工程が複雑であることが否めない。実用化技術とするためには工程の簡略化が望まれて!/、る。

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0027] 本発明は、以上のとおりの背景から、従来技術の問題点を解消し、

1)マグネシウム合金の組織構成として新しレ、発展的知見を提示し、

2)より簡便に実際的に実現可能で、

3)希土類元素ではなぐ比較的安価な添加元素を用いてのマグネシウム合金として、高強度、高靱性な新しいマグネシウム合金とその製造方法を提供することを課題とし、また、

4)希土類元素を用いる場合には、その経済的負担増に見合うだけの顕著な特性、機能の向上が図られる、

との観点からの、高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度および破壊靱性が高い新たなマグネシウム合金とこのマグネシウム合金を簡便に製造することのできる製造方法を提供することを課題としてレ、る。

課題を解決するための手段

[0028] 本発明のマグネシウム合金は、上記の課題を解決するために、以下のことを特徴としている。

[0029] 第 1：合金組成においてマグネシウムおよび亜鉛、もしくはさらに非希土類元素を含有し、マグネシウム母相中に少なくとも亜鉛を含む第二相粒子が折出されているマグネシゥム合金であって、第二相粒子は球状で、その平均粒径がナノサイズである。

[0030] 第 2 :合金組成が次式；

Mg Zn M

100- (a + b) a b

(Mは非希土類元素の 1種以上を示し、 a、 bは原子％を示し、 b = 0において、 1. 6≤ a≤8. 0であり、 0<b≤5. 7において、 0. 3≤a≤8. 5であることを示す。 ) で表わされる上記のマグネシウム合金である。

[0031] 第 3：次式で表わされる第二相粒子の平均粒子径とマグネシウム母相の平均結晶粒子径との比 K が 0. 005以上 0. 2以下である。

A

[0032] K =第二相粒子の平均粒子径/マグネシウム母相の

A

平均結晶粒子径

第 4 :亜鉛の含有量が、 1. 6≤a≤3. 5の範囲内である。

[0033] 第 5：非希土類元素がアルカリ土類金属および遷移金属のうちの少なくとも 1種である上記!/、ずれかのマグネシウム合金である。

[0034] 第 6 :合金組成においてマグネシウムおよび亜鉛、さらに非希土類元素を含有し、マグネシウム母相結晶類内のみに準結晶粒子相が折出されているマグネシウム合金であって、準結晶粒子相は球状で、その平均粒径がナノサイズである。

[0035] 第 7 :合金組成が次式：

Mg Zn RE

100- (y+x) y x

(REは、希土類元素の 1種の以上を示し、 y、xは原子％を示し、 0. 2≤x≤l . 5、 5 x≤y≤7xを示す。）

で表わされる上記のマグネシウム合金である。

[0036] 第 8：次式で表わされる準結晶粒子相の平均粒子径とマグネシウム母相との平均結晶粒子径との比 Kが 0. 01以上 0. 2以下である。

B

[0037] K =準結晶粒子相の平均粒子径/マグネシウム母相の

B

平均結晶粒径

第 9：マグネシウム母相の平均結晶粒径が 511 m以下、準結晶粒子相の平均粒子径が 0· 2 m以下である。

[0038] 第 10 :希土類元素が Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Erのうちの少なくとも 1種である上記いずれかのマグネシウム合金である。

[0039] そして本発明は、以上の第 1から第 10の発明のマグネシウム合金の製造方法として

、溶製後に均質化処理を施した後、温間温度域にてひずみ加工を施すことを特徴としている。

[0040] また、本発明は、上記第 9または第 10の準結晶粒子相を析出させているマグネシゥム合金の製造方法として、溶製後に 460°C以下、 4時間以上の条件で均質化処理を施し、温間温度域で加工比 8 : 1以上のひずみ加工を施すことを特徴としてもいる。発明の効果

[0041] 上記第 1から第 5の発明のマグネシウム合金は、添加元素として希土類元素を使用せずに、マグネシウム母相に亜鉛を含む第二相粒子が析出され、この第二相粒子が球状でナノサイズの平均粒径を有して!/、るとレ、う組成と組織の構成によって、従来とは全く異なる知見に基づく合金として強度、靱性の顕著な向上を可能としている。

[0042] 第二相の析出粒子は分散強化型粒子として作用し、マグネシウム母相の結晶粒微細化に起因した強度改善だけでなぐ更なる高強度化が可能とされる。そして、球状な第二相析出粒子は、変形中に生じる転位の運動をより多く固着することが可能であり、高強度化と高靱性化が図られる。

[0043] マグネシウム母相の結晶粒の微細化によって、破壊の起点となる変形双晶の発生を抑制でき、その結果、高い延性と高い破壊靱性も得られる。

[0044] また、第 6から第 10の発明のマグネシウム合金は、希土類元素を用いる場合において、マグネシウム母相の結晶粒内のみに準結晶粒子相が析出され、このものが球状でその平均粒径がナノサイズであるという組成、組織の構成によって、従来とは全く異なる知見に基づく合金として、強度、靱性の顕著な向上を可能としている。また、たとえば、平均結晶粒径が 5 m以下のマグネシウム母相に、組成式 Mg Zn REで示

3 6 される組成を有し、母相結晶粒内に平均粒子径が 0. 2 πι以下の準結晶粒子相が整合な界面を持って均一に分散した組織を有するものとし、室温引張強度とともに室温圧縮強度を顕著に高めることができる。そして、マグネシウム母相の結晶粒径を微細化することで、変形過程において、非底面転位の活動が可能になり、破壊の起点となる変形双晶の発生を抑制することができ、その結果、高い延性と高い破壊靱性が得られる。特に、準結晶粒子相がマグネシウム母相と整合な界面を持っているため、変形の連続性を良好に保つことができ、界面への応力集中が緩和され、高延性および高破壊靱性が可能となる。したがって、マグネシウム合金展伸材の移動体用構造部材への適用がより現実的になる。

[0045] また、母相の微細結晶粒の形成で、温間での優れた成形性 (超塑性などの二次加ェプロセス)も期待される。上記のとおりの本発明のマグネシウム合金は、第 11および第 12の発明によれば、簡便で実際上も合理的な方法によって製造されることになる。すなわち、铸造マグネシウム合金に均質化処理後に温間温度域でひずみ加工を導入し、マグネシウム母相の結晶粒を微細化させ、同時に、ナノサイズの球状な形態を有する第二相の微細析出粒子をマグネシウム母相に均一分散させることで、あるいはマグネシウム母相の結晶粒内に準結晶粒子相を分散させることで可能としている。図面の簡単な説明

[0046] [図 1]実験 No. 1の ZK60の球状析出粒子組織の TEM組織観察写真である。

[図 2]実験 No. 2 (比較例）の ZK60の針状析出粒子組織の TEM組織観察写真であ

[図 3]Mg— Zn二元系マグネシウム合金の押出完了部位の組織観察写真である。

[図 4]図 3に対比される、押出変形途中部位の組織観察写真である。

[図 5]実験 No. 5の SEM破面観察写真である。

[図 6]実験 No. 11の 200°Cで押出しした ZK60合金押出し材の TEM組織観察写真である。

[図 7]実験 No. 12の 220°Cで押出しした ZK60合金押出し材の TEM組織観察写真である。

園 8]アルミニウム合金とマグネシウム合金の比強度と平面ひずみ破壊靱性値の関係

[図 9]230°C (503K)で押出しを施した Mg— 6at. %Zn- lat. %Ho合金展伸材の組織を示した透過型電子顕微鏡 (TEM)写真である。

[図 10] (a) (b)は、それぞれ、 210°C (483K)で押出しを施した Mg— 2· 7at. %Zn 0. 4at. %Ho合金展伸材の組織、準結晶粒子相を拡大して示した透過型電子顕微鏡 (TEM)写真である。（c)は、同合金展伸材のマグネシウム母相と準結晶粒子相との界面を示した高分解能 TEM写真である。

[図 11]210°C (483K)において押出し比 18 : 1で押出しを施した Mg— 2. 7at. %Zn 0. 4at. %Ho合金展伸材の破壊靱性試験後の走査型電子顕微鏡（SEM)写真である。

発明を実施するための最良の形態

[0047] 本発明の希土類元素を含有しないマグネシウム合金においては、その組成として、マグネシウムと亜鉛、もしくはマグネシウムと亜鉛、そしてさらに非希土類元素からなるものとして特定される。このマグネシウム合金において、前記のとおり、マグネシウム母相中に少くとも亜鉛を含む第二相粒子が析出されており、この第二相粒子は球状で、その平均粒子系はナノサイズである。

[0048] ここで、第二相粒子は、合金構成元素の金属間化合物、あるいは合金や混合相にあるものとして考慮される。いずれの場合においても、この第二相粒子を構成する少くとも一つの元素種は亜鉛である。このような第二相粒子が「球状」であるとのことは、本発明では、真球状だけでなぐ結晶粒子の長軸と短軸とのアスペクト比力長軸長さ：短軸長さとして 10 : 1以下の範囲にあるものとして定義される。またその平均粒径力 S「ナノサイズ」であるとのことは、 Ι πι未満、より具体的には 500nm以下であることとして定義される。

[0049] マグネシウム母相に 1ミクロン以上の析出粒子が存在する場合には、変形中、界面で応力集中が発生し破壊の起点となりやすい。また、アスペクト比が 10 : 1以上の針状、あるいは柱状品の場合も同様である。そのため、高強度化が期待できないだけでなぐ高靱性化ならびに高延性化の達成が難しい。

[0050] なお、マグネシウム母相の粒界上に第二相の析出粒子が存在する可能性がある。

[0051] 粒界上に存在する析出粒子は、変形の連続性を保つことが難しぐ高強度化は期待できるが、高靱性化ならびに高延性化の達成がその存在の増大とともに難しくなるため、粒界上に存在する析出粒子が極力少ない方が望ましい。

[0052] 本発明では、上記のアスペクト比は、より好適には 5： 1以下、そしてナノサイズの平均粒径については好適には lOOnm以下であることが考慮される。

[0053] そして、第二相粒子の析出の密度に係わる体積率については、一般的には最大体積率として 10%以下、また、粒子の心心間隔については一般的に 100〜300nmの範囲にあることが好適に考慮される。

[0054] マグネシウム母相は、主としてマグネシウムからなる相である力他の合金元素を固溶してもよい。このようなマグネシウム母相は、その結晶粒径は微細であることが好ましぐ通常は、平均粒径として 15 m以下、より好適には、合金特性の観点において 5 πι以下であることが考慮される。結晶粒微細化により、引張強度の増加が期待できる。また、変形過程において、非底面転位と粒界すべりの活動が可能になるため、破壊の起点となる変形双晶の発生を抑制することにつながり、引張延性が飛躍的に向上する。

[0055] 第二相粒子の平均粒子径とマグネシウム母相の平均粒子径との比は、前記式での Κ値として、 0. 005—0. 2の範囲内とするのが好ましい。

A

[0056] 合金の組成としては、たとえば前記のとおりの、合金組成が次式；

Mg Zn M

100 （+b) b

(Mは非希土類元素の 1種以上を示し、 a、 bは原子％を示し、 b = 0において、 1. 6≤ a≤8. 0であり、 0 < b≤5. 7において、 0. 3≤a≤8. 5であることを示す。 ) で表わされるものとすることが好適に考慮される。平均粒径が 500nm以下の第二母相粒子の最大体積率 10%以下とする場合として考慮される。さらには、ここで、亜鉛の含有量が、 1. 6≤a≤3. 5の範囲内であることが好ましい。 [0057] 亜鉛の添加量が 1. 6at. %以下だと、析出物の形成が難しくなる傾向にある。

[0058] また、 3. 5at. %以上を超えると、 Mg— Znからなる析出物が多量に存在し、破壊の起点となりうる可能性が高ぐ本発明の効果ならびに高延性を期待することが難しくなる #1向にある。

[0059] 亜鉛以外の非希土類原子を添加する場合には、母相となるマグネシウムに固溶し得る元素から選択する。その範囲としてはアルカリ土類金属、遷移金属のうちの 1種以上とすること力 Sできる。たとえば、このような非希土類元素としては、 Zr、 Ca、 Sr、 B a、 Al等が例示される。

[0060] これらの非希土類元素の添加は、第二相粒子を短時間ですみやかに高密度に析出分散させる作用を有するものとして考慮される。

[0061] 希土類元素を亜鉛とともにその合成組成において含有する本発明のマグネシウム合金においては、マグネシウム母相の結晶粒内のみに準結晶粒子相が析出分散されている。そして、この準結晶粒子相は、球状で、その平均粒径はナノサイズである。

[0062] ここで、マグネシウム母相、「球状」、「ナノサイズ」の用語についての本発明での定義は前記の非希土類元素のマグネシウム合金の場合と同様である。なお、「準結晶粒子相」は、すでにその組成が Mg Zn REとして知られているものである力 S、本発明

3 6

においては、これに近似の安定相も含まれてよい。

[0063] 本発明での準結晶粒子相は、実質的に、マグネシウム母相の結晶粒内のみに存在し、その粒界には存在していない。このことは、本発明の最も大きな、そして極めて重要な特徴であり、発明の必須の構成要件でもある。

[0064] より好適には、希土類元素含有の本発明のマグネシウム合金展伸材は、組成式 M g Zn RE (式中、 REは、 Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Erのいずれか一種の希土

100- (y + x) y x

類元素、 x、 yはそれぞれ原子％であり、 0. 2≤x≤l . 5、 5x≤y≤7x)で示される組成を有し、平均結晶粒径が 5 m以下のマグネシウム母相に、組成式 Mg Zn REで

3 6 示される組成を有し、母相結晶粒内に平均粒子径が 0. 2 πι以下の準結晶粒子相が整合な界面を持って均一に分散した組織を有する。

[0065] この場合の本発明のマグネシウム合金は、 Mg— Zn— REの三元系の合金組成を有し、 REには、 Yの他、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Erを含めた希土類元素のいずれか一種が好適に選択される。

[0066] REの原子⁰ /oxは、 Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Hoおよび Erに共通であり、好ましくは 0· 2≤χ ≤1. 5である。 REの原子°/ が 0. 2原子％未満であると、準結晶粒子相の晶出が少な過ぎて高強度 ·高靭性化が実現されにくい。 1. 5原子％を超えると、準結晶粒子相の晶出が多くなり過ぎて準結晶粒子相が破壊の起点となり、延性および破壊靱性が低下する傾向にある。

[0067] Ζηの原子％は REの原子°/ に基づいて決まり、好ましくは 5x≤y≤ 7χである。 Ζ ηの原子％が 5χ未満であると、 Mg Zn REの組成からなる準結晶粒子相の形成が難しくなる。 7χを超えると、準結晶粒子相その他の金属間化合物（たとえば MgZnなど）が多数晶出し、それらが変形過程の破壊の起点となり、特性劣化につな力^やすい。

[0068] 本発明のマグネシウム合金の組織は、平均結晶粒径が 5 m以下のマグネシウム母相に、組成式 Mg Zn REで示される組成を有し、母相結晶粒内に平均粒子径が 0

. 2 πι以下の準結晶粒子相が整合な界面を持って均一に分散した組織である。このような組織によって、室温引張強度とともに室温圧縮強度が高まる。圧縮降伏強度

( σ )を引張降伏強度（σ )の 8割以上（σ ≥0. 8 σ )にすることができる。また

、変形過程において、非底面転位の活動が可能になり、破壊の起点となる変形双晶の発生を抑制することができ、その結果、高い延性と高い破壊靱性が得られる。特に、準結晶粒子相がマグネシウム母相と整合な界面を持っているため、変形の連続性を良好に保つことができ、界面への応力集中が緩和され、高延性および高靱性化が可能となる。

[0069] 商用高強度アルミニウム合金と同等の 25MPa'm^1/2以上の平面ひずみ破壊靱性値が可能となる。したがって、移動体用構造部材に適用する場合の接触、衝突等の際の安全性や信頼性が確保され、マグネシウム合金展伸材の移動体用構造部材への適用がより現実的になる。商用高強度アルミニウム合金材料の代替材料の候補となり得る。

[0070] マグネシウム母相の平均粒子径が 5 a mを超えると、変形双晶の発生を抑制することが困難で、高延性 ·高靭性を達成することが難しくなる。 [0071] 平均粒子径が 0. 2 μ m以下でマグネシウム母相に均一に分散する準結晶粒子相は、分散強化型粒子として作用し、マグネシウム合金展伸材のさらなる高強度化を実現する。

[0072] 準結晶粒子相の平均粒子径が 0. 2 μ mを超えると、準結晶粒子相が変形過程で割れ、破壊の起点となりやすい。好ましくは、微細粒子相の平均粒子径とマグネシゥム母相の平均結晶粒径との比、すなわち前記式により求められるィ直 K力

B

κ =準結晶粒子相の平均粒子径 /マグネシウム母相の平均結晶粒径として、 0

B

. 01以上 0. 2以下である。この範囲内にあれば、変形過程での割れを十分抑制すること力 Sでさる。

[0073] なお、準結晶粒子相の体積割合や、その心心間隔につ!/、ては前記の非希土類元素合金の場合と同様に考慮することができる。

[0074] 本発明の準結晶粒子相は、上記の通り、マグネシウム母相と整合な界面を持っている。整合な界面を持つことにより変形の連続性を良好に保つことができ、界面への応力集中を緩和することができる。これは高延性および高破壊靱性に寄与する。 25 MPa 'm¹⁷²以上の高い平面ひずみ破壊靱性値が得られる。準結晶粒子相とマグネシゥム母相との界面が非整合であると、変形がマグネシウム母相と準結晶粒相の界面で容易に断たれ、連続性を保つことができなくなり、その界面に応力集中が発生し、破壊の起点となる。延性および破壊靱性が低下する。

[0075] 以上のとおりの本発明のマグネシウム合金については、非希土類系、および希土類系のいずれの場合にも、上記組成を有するマグネシウム合金を溶解し、固化させて得られた母材に均質化処理を施した後に、温間温度域でひずみ加工を施すことにより製造される。

[0076] ここで、溶製 (铸造)後の母材に対しての均質化処理が本発明の方法にとって必須である。この均質化処理は、溶製 (铸造)後の固化組織がその後の温間ひずみ加工において残存しないようにすること、そして第二相粒子、あるいは準結晶粒子相を形成することを目的としている。この均質化処理は母材を加熱することにより行うが、この際の加熱温度は、通常は、母材の再結晶化温度未満であって、第二相粒子、あるいは準結晶粒子の形成度合、そして加熱のための時間を考慮して定めることができ [0077] 均質化処理のための加熱温度、加熱時間は、合金の組成、そして所定の組織ゃ特性レベルを考慮して定めることができる力 S、一般的目安としては、 200°C〜500°Cの温度範囲で、 2〜50時間の範囲である。

[0078] 以上のような均質化処理を行わない場合には本発明のマグネシウム合金の実現は困難である。第二相粒子、そして準結晶粒子相について、球状でナノサイズのものとならに針状、あるいは板状の粒子が混在してしまい、その特性において、不都合が生じ、本発明の所期目的の実現は困難となる。

[0079] また、本発明の製造方法では、均質化処理後の温間温度域でのひずみ加工が必須である。

[0080] ここでの「温間温度域」の温度範囲につ!/、ては、 V、わゆる「熱間加工」での再結晶温度以上での加工のように積極的に変形抵抗を低くして加工硬化を起こす場合のような温度域を意味してはいない。つまり、加熱することによって、マグネシウム母相の結晶粒径を所要範囲のものとし、球状でナイサイズ平均粒径の第二相粒子、もしくは準結晶粒子相を所要のものとするためのひずみ加工のための加熱温度範囲であると定義される。具体的には、再結晶化温度未満の温度であることが一般的目安となる。ただ、合金の組成や所定の特性によっては、それ以上であることも考慮される。

[0081] 一般的には 150°C〜400°Cの温度範囲が考慮される。

[0082] そして、ひずみ加工については、あらかじめ加工時の温度と同等の温度に所要時間保持 (熱処理）した後にひずみ加工を施すことが望ましレ、。ここでの保持時間は、母材全体に加工時温度が行き渡るのに要する時間として考慮される。母材の組成、大きさによっても相違する力一般的には 10分間〜 2時間程度である。

[0083] ひずみ加工時の加工度については、所定の合金組織とするための範囲として考慮される。一般的には 5： 1以上であって、たとえば 5：；!〜 30： 1程度が目安として考慮される。

[0084] 合金の組成や特性によって適宜に定めることができる力たとえば以下の実際的プ口セスゃ条件を目安として考慮すること力 Sできる。

[0085] < 1〉加熱炉中に 300°C〜500°Cの温度範囲に保持して溶製材の均質化処理を行う。

[0086] < 2〉組織を一旦凍結させて安定化を図るための焼入れを行う。

[0087] < 3〉ひずみ加工用のビレットを機械加工で形成する。

[0088] < 4〉150°C〜400°Cの温度範囲にて押出し、圧延、スウェージングなどのひずみ加工を行う。

[0089] もちろん、以上の形態に限られることはない。

[0090] そして、本発明では、希土類元素含有の合金の場合として、より好適には、溶製後に、 460°C以下、 4時間以上の条件で均質化処理を施し、ひずみ加工後にマグネシゥム母相の大きさが 5 m以下になる温度で、母材全体がその温度に行き渡るのに要する時間保持した後、温間温度以上で加工比 8 : 1以上のひずみ加工を施す。

[0091] 母材の作製についても特に制限はない。たとえば、 Mg、 Znおよび REの各金属を原料として上記組成の範囲内で配合し、溶解後、铸造等により固化させて母材を作製すること力 Sでさる。

[0092] 母材には、まず、 460°C以下、 4時間以上の条件で均質化処理を施す。この均質化処理により、铸造時に形成されるデンドライド組織の少な!/、マグネシウム相と準結晶粒子相とが形成する。温度が 460°Cを超えると、準結晶粒子相がマグネシウム母相に溶解し、所期の効果が得られない。また、 4時間未満であると、均質化処理が不十分であるため、铸造組織が残る。

[0093] 均質化処理後には焼入れを行うことができる。焼入れによって組織を一旦凍結させること力 Sでき、組織の安定化を図ることができる。

[0094] 次いで、ひずみ加工後にマグネシウム母相の大きさが 5 m以下になる温度で、母材全体がその温度に行き渡るのに要する時間保持する。熱処理温度は、ひずみ加ェ時の温度と同等である。熱処理温度がひずみ加工温度より高いと、平均結晶粒径 5 in以下の微細なマグネシウム母相が形成されず、ひずみ加工温度より低いと、加ェ中に割れ等が発生し、健全な押出し材を得ることができない。熱処理を行わない場合にも、ひずみ加工中に割れ等が発生し、健全な押出し材を得ることができない。熱処理時間は、 15分間〜 90分間を一応の目安とすることができる。

[0095] そして、上記熱処理と同温度の温間温度以上で 8： 1以上のひずみ加工を施す。ひずみ加工は、圧延、押出し、鍛造等により行うことができる。加えられるひずみにより、再結晶が起こり、平均結晶粒径が 5 m以下の微細なマグネシウム母相が形成されるとともに、転位が導入されて、母相結晶粒内に平均粒子径 0. 2 111以下の準結晶粒子相が形成され、準結晶粒子相が整合な界面を持ってマグネシウム母相に均一に分散する。加工比が 8 : 1未満では、加えられるひずみが不十分であり、平均結晶粒径が 5 m以下の微細なマグネシウム母相が形成されず、また、導入される転位の密度が低ぐ準結晶粒子相の均一な分散が得られない。

[0096] このように、本発明のマグネシウム合金展伸材の製造方法は、均質化処理ー熱処理ー温間温度域でのひずみ加工という実用化技術に適した簡略化された工程からなる。高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度および破壊靱性が高いマグネシゥム合金展伸材を簡便に製造することができる。

[0097] なお、前記の準結晶粒子相の平均粒子径とマグネシウム母相の平均結晶粒径との比を 0. 01以上 0. 2以下とするためには、ひずみ加工における加工温度とひずみ

B

量とを制御すればよい。

実施例

[0098] 以下の実施例においての合金組織についての結晶粒や粒子の平均径は、市販の画像ソフトウェア (PhotoShop：登録商標)を使用し、コントラストの強!/、ところ（黒色の箇所)を粒子とみなし、 250点以上の結晶粒、粒子について測定してその平均値を求めたものである。

[0099] また、引張り'圧縮強度については、応力ひずみ曲線から求めている。具体的には、ひずみ 0. 2%の値の応力値を測定している。

[0100] 伸びにつ!/、ては、破断後の試験片をつなぎ合わせ、もとの長さから求めて!/、る。平面ひずみ破壊靱性試験については ASTM— E399に準拠している。

< 1〉ZK60組成のマグネシウム合金

商業用マグネシウム合金（Mg— 6wt. %Zn-0. 5wt. %Zr:材料名 ZK60)に球状粒子を析出させた例である。

(実験 No. 1)

ZK60に、 500°Cにて 2時間炉中保持し、均質化処理を行った。炉から取出した後、水焼き入れを行うことで、組織を凍結した。

[0101] その後、機械加工により、押出しビレットを作成した。次いで、ビレットを 380°Cに昇温させた後 0. 5時間程度保持し、 18 : 1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。

[0102] 組織観察の結果（図 1参照）、表 1にも示したように、マグネシウム母相の平均結晶粒径は 13. 5 m程度で、 35〜50nmの平均粒子径の第二相の球状析出粒子の組織を示すことが確認された。

[0103] 第二相粒子の最大体積率は約 5%に至り、その心心間隔は 100〜200nmであつた。

(実験 No. 2 :比較例）

商業用マグネシウム合金（Mg— 6wt. %Zn-0. 5wt. %Zr : ZK60)に 500。Cにて 2時間炉中保持し、均質化処理を行った。炉から取出した後、水焼き入れを行うことで、組織を凍結した。その後、機械加工により押出しビレットを作成した。ビレットを 3 80°Cに昇温させた後、 0. 5時間程度保持し、 18 : 1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。押出し材をさらに 360°Cにて 24時間均質化処理後、水焼き入れを行い、 175°C、 1 X 10⁵秒で時効処理を施した。

[0104] 組織観察の結果（図 2参照）、表 1にも示したように、平均結晶粒径は 13. 5 m程度で、約 75nm程度の針状析出粒子が確認され、結晶粒径は同じである力 S、析出粒子形態の異なる試料を作成することができた。

(特性の対比）

上記の各々の試料についての破断伸び、降伏強度、平面ひずみ破壊靱性値の測定結果を表 1に示した。

[0105] なお、平面ひずみ破壊靱性値につ!/、ては、それぞれの試料から破壊靱性試験片を採取し、ストレッチゾーン破面解析より求めた。すなわち、それぞれの押出し材から、 ASTE— E399に準拠した 5 X 10 X 40mmの形状を有する三点曲げ破壊靱性試験片を採取し、ストレッチゾーン破面解析により、平面ひずみ破壊靱性値を求めた。

[0106] それぞれ、 22. 4および 21. 0MPam^1/2と求まり、球状析出粒子を有する実験 No.

1の試料の方が高い平面ひずみ破壊靱性値を示した。 < 2〉Mg— Zn二元系マグネシウム合金

(球状析出粒子の形成）

商用純マグネシウム（純度 99. 95%)に、 2. 4原子％亜鉛を溶解铸造し、母合金（材料名 Mg— 2· 4Zn)を準備した。

[0107] この母合金を 300°C以上にて 48時間炉中保持し、均質化処理を行った。炉から取り出した後、水焼入れを行うことで、組織を凍結した。その後、機械加工により、押出しビレットを作成した。

[0108] 次いでビレットを約 210°Cに昇温させた後 0. 5時間程度保持し、約 20 : 1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。

[0109] 透過型電子顕微鏡 (TEM)組織観察の結果、押出し過程の完了した部位（図 3参照）では第二相球状析出粒子の存在が確認された。また、押出し途中の部位（図 4参照）では針状形態の混在した析出粒子が確認された。

[0110] 図 3より、マグネシウム母相（図中のコントラストの濃い部分）の平均結晶粒径（d)は約 1 μ mを示し、また、マグネシウム母相に平均粒子系 0. 1 m程度の球状析出物（矢印で示す）の形成が確認できる。

[0111] 铸造マグネシウム合金に押出し等のひずみ加工を導入することにより、球状析出粒子を形成することがわかる。

(実験 Νο· 3〜； 10)

商用純マグネシウム（純度 99· 95%)に、 1 · 9 2. 4 3. 0または 3· 4原子％亜、を溶解铸造し、母合金（材料名 Mg—l . 9Zn Mg— 2. 4Zn Mg— 3. 0Zn Mg— 3. 4Zn)を準備した。

[0112] 表 1に示すように、母合金を種々の温度（300°C 400°C)にて 24 48時間炉中保持し、均質化処理を行った。炉から取出した後、水焼き入れを行うことで、組織を凍しプ

[0113] その後、機械加工により、押出ビレットを作成した。次いで、ビレットを種々の温度（2 00 230°C)に昇温させた後 0. 5時間程度保持し、 18 : 1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。

[0114] TEMを用いた全ての Mg— Xat. %Zn (X= l . 9, 2. 4, 3. 0, 3. 4)押出し材の平均結晶粒径と析出粒子径の関係も表 1にまとめる。

[0115] また、それぞれの押出し材から、 ASTE— E399に準拠した 5 X 10 X 40mmの形状を有する三点曲げ破壊靱性試験片を採取し、ストレッチゾーン破面解析により、平面ひずみ破壊靱性値を求めた。そして、押出し材から平行部 f2. 5 X 10mmを有する試験片を採取し、引張り試験を行った。

[0116] 典型的なストレッチゾーン破面解析の SEM観察結果を実験 No. 5の場合について図 5に、破壊靱性試験ならびに引張り試験の結果を表 1に示した。

< 3〉ZK60組成合金の平面ひずみ破壊靱性値

(実験 Νο· 11〜； 12)

商業用マグネシウム合金（Mg— 6wt. %Zn-0. 5wt. %Zr:材料名 ZK60)に、 5

00°Cにて 2時間炉中保持し、均質化処理を行った。炉から取出した後、水焼き入れを行うことで、組織を凍結した。

[0117] その後、機械加工により、押出しビレットを作成した。次いで、ビレットを 200°C (実験 No. 11)および 220°C (実験 No. 12)に昇温させた後 0. 5時間程度保持し、 18 :

1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。

[0118] TEM組織観察の結果を図 6 (実験 No. 11)および図 7 (実験 No. 12)に示した。

[0119] 220°C押出し材（実験 No. 12)の場合、表 1に示したように、組織観察の結果、母相の平均結晶粒径は 1. 5 m程度で、 25〜50nm程度の均一微細分散した球状な第二相析出粒子の組織を示すことが確認された。一方、 200°C押出し材：実験 No.

11では、母相の平均結晶粒径は 0. δ πι程度であった。押出し材から引張試験片ならびに破壊靱性試験片を採取し、それぞれ試験を行った。

[0120] 220°C押出し材：実験 No. 12の引張試験の結果、引張降伏強度 286MPa、破断伸び 27%の高強度 ·高延性が確認された。また、破壊靱性試験の結果より、平面ひずみ破壊靱性値は 34. 8MPam^1/2と求まり、温間温度域でひずみ加工を導入することにより高靱性を達成することができた。

[0121] なお、図 8には、このマグネシウム合金とその比較例としての一般的な商用マグネシゥム合金 (Cast Mg, wrough Mg)並びにァノレミニゥム合金 (J. R. Davis, Aluminum and

Aluminum Alloys, ASM Specialty Handbook, ASM International, Materials Park, OH ， 1993)の靱 1·生と比強度の関係を示した。

[0122] 本発明マグネシウム合金は、商用高強度アルミニウム合金と同程度の強度ー靱性特性を有することがわかる。

< 4 > Mg- l . 8at. %Zn- 0. 3at. %Ca合金とその平面ひずみ破壊靱性値

(実験 No. 13)

商用純マグネシウム（純度 99. 95%)に、 1. 8原子％亜鉛と 0. 3原子％カルシウムを溶解铸造し、母合金を準備した。次いで、母合金を 500°Cにて 2時間炉中保存し、均質化処理を行った。炉から取出した後、水焼き入れを行うことで、組織を凍結した。その後、機械加工により、押出しビレットを作成した。このビレットを約 250°Cに昇温させた後 0. 5時間程度保持し、約 18 : 1の押出し比で押出し加工を施し、押出し材を得た。

[0123] 組織観察の結果、表 1に示したように、マグネシウム母相の平均結晶粒径は 1 μ m 程度で 25〜50nm程度の均一微細分散した球状な析出粒子が確認された。

[0124] 押出し材から引張試験片ならびに破壊靱性試験片を採取し、それぞれ試験を行つた。

[0125] 表 1に示したように、引張試験の結果、引張降伏強度 310MPa、破断伸び 16%の高強度 ·高延性が確認された。

[0126] また、破壊靱性試験の結果より、平面ひずみ破壊靱性値は 28. lMPam^1/2と求まり、マグネシウム合金铸造材を温間温度域でひずみ加工を導入することにより高強度

•高靱性を達成することができた。

[0127] [表 1]

均質化処理 _{ι |} ,_{Β |ίΡ} 相の球状粒子ゥ、降伏強度 PPJS^ ^ 押出し≤·度押出匕破断伸ひ圧引張組成 1¾度保持時 ¾ サイス .しし W(¾ 最大体積率 5I3S 圧 i

；一

秒で時劾処：針状

一、

；

；一、一

；

；一，

；

；一一一

；

；一

：マグネシウム S相の平均結晶粒径 *() ：透過 S子顕微鏡観察により求めた平均値

：準結晶粒子相の平均粒子佳 $[] ：平均粒子径と平均粒子間隔から求めた体積率

) ：平面ひずみ壊靭性値

一

ななななななななななななな

ししししししししししししし

[0128] < 5 >Mg- 6at. %Zn- lat. %Ho合金

(実験 No. 14- 15)

商用純マグネシウム（Mg、純度 99· 95%)に、 6原子％の亜鉛（Zn)および 1原子 %のホロニゥム（Ho)を常法に従い溶解し、铸造してインゴットを作製した。インゴットを 400°Cで 24時間炉中に保持し、均質化処理を行った。炉から取り出し、水焼入れを行い、組織を凍結した。その後、機械加工により φ 40 X 50mmの押出しビレットを作製した。

[0129] 押出しビレツ卜を 230。C (503K)：実験 No. 14または 300。C (573K)：実験 No. 15 に昇温させた後、 30分間保持し、その後、同温度において押出し比 25 : 1の押出しを施し、 φ 8 X 1000mm超の押出し材を得た。

[0130] 230°C (503K)：実験 No. 14で押出しを施した押出し材について、透過型電子顕微鏡 (TEM)を用いて組織観察を行った。図 9に示したように、平均結晶粒径 dが 1. 5 m程度のマグネシウム母相に平均粒子径が 0. 1 a mの準結晶相（図中に白矢印で示した部分）が均一に分散した組織が形成されていることが確認された。前述の式で求められる準結晶粒子相の平均粒子径とマグネシウム母相の平均結晶粒径との比は、 0. 07であった。

B

[0131] 押出し材から平行部 Φ 3 Χ 15mmを有する引張試験片および φ 4 Χ 8mmの圧縮試験片を採取し、室温において引張試験および圧縮試験を行った。引張試験には万能試験機を用い、ひずみ速度 10— ^ー¹で行った。圧縮試験には万能試験機を用い、同様にひずみ速度 I X lO^s ¹で行った。

[0132] 引張試験および圧縮試験の結果は表 2に示した通りである。表 2には、押出し温度、マグネシウム母相の平均結晶粒径および準結晶粒子相の平均粒子径を併せて示した。

[0133] 230°C (503K)で押出しを施した試料 (実験 No. 14)については、引張降伏強度 2 80MPa、破断伸び 16%の高強度 ·高延性が確認された。また、圧縮降伏強度 300 MPaが確認され、圧縮強度/引張強度の比は 1. 06であり、引張強度と同等の圧縮強度を示すことが確認された。高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度の高いマグネシゥム合金であることがわかる。 [0134] 300°C (573K)で押出しを施した試料（実験 No. 15)については、表 2に示したように、マグネシウム母相の平均結晶粒径が 3 πι程度、準結晶粒子相の平均粒子径が 0. 2 111でぁり、230°じ（5031 (実験 No. 14)で押出しを施した試料に比べわずかに大きい。また、表 2に示したように、引張強度 265MPa、破断伸び 13%および圧縮強度 248MPaが確認された。高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度の高いマグネシゥム合金展伸材であることがわかる。一方、 230°C (503K) (実験 No. 14)で押出しを施した試料と比較すると、圧縮強度/引張強度の比は 0. 94であり、熱処理温度および押出し温度の上昇にともない、圧縮強度が若干低下することが分かる。

< 6 >Mg- 2. 7at. %Zn-0. 4at. %Ho合金

(実験 No. 16 - 18)

商用純マグネシウム（Mg、純度 99· 95%)に、 2· 7原子％の亜鉛（Zn)および 0· 4 原子⁰ /₀のホロニゥム（Ho)を常法に従い溶解し、铸造してインゴットを作製した。インゴットを 400°Cで 24時間炉中に保持し、均質化処理を行った。炉から取り出し、水焼入れを行い、組織を凍結した。その後、機械加工により φ 40 X 50mmの押出しビレツトを作製した。

[0135] 押出しビレットを 210°C (483K) (実験 No. 16)、 260°C (533K) (実験 No. 17)または 300°C (573K) (実験 No. 18：比較例）に昇温させた後、 30分間保持し、その後、同温度において押出し比 18 : 1、あるいは 25 : 1での押出し加工を施し、 8 Χ 1 000mm超の押出し材を得た。

[0136] 210°C (483K) (実験 No. 16)で押出しを施した押出し材について、透過型電子顕微鏡 (TEM)を用いて組織観察を行った。図 10 (a)に示したように平均結晶粒径力 1 m程度のマグネシウム母相（図中のコントラストの濃い部分）に、図 10 (b)に示したように平均粒子径が 0. 1 a mの準結晶が均一に分散した組織が形成されていることが確認された。 Kィ直は 0. 1であった。また、図 10 (b)図中に示した白枠内を高分

B

解能 TEMを用いて観察した。その結果、図 10 (c)に示したように、マグネシウム母相と準結晶粒子相との界面は 90%以上整合していることが確認された。

[0137] 押出し材から上記 Mg— 6at. %Zn- lat. %Ho合金と同様な引張試験片および圧縮試験片を採取し、室温において引張試験および圧縮試験を行った。 [0138] 引張試験および圧縮試験の結果を表 2に併せて示した。

[0139] 210°C (483K)：実験 No. 16で押出しを施した試料については、引張降伏強度 30 4MPa、破断伸び 18%の高強度 ·高延性が確認された。また、圧縮降伏強度 290M Paが確認され、圧縮強度/引張強度の比は 0. 95であり、引張強度と同等の圧縮強度を示すことが確認された。高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度の高いマグネシゥム合金であることがわかる。

[0140] 260°C (533K)：実験 No. 17、 300°C (573K)：実験 No. 18でそれぞれ押出しを施した試料についての組織観察結果ならびに引張試験および圧縮試験結果も表 2 に併せて示した。

[0141] 押出し温度の上昇にともなってマグネシウム母相の平均結晶粒径および準結晶粒子相の平均粒子径が大きくなり、圧縮強度が低下する傾向にあることがわかる。 300 °C (573K)：実験 No. 18で押出しを施した試料では、マグネシウム母相の平均結晶粒径が 15 m程度となり、本発明のマグネシウム合金には実質的に該当しない。この試料の圧縮強度/引張強度の比が 0. 76と低い。熱処理温度および押出し温度が高かったためと推定される。

[0142] 次に、平面ひずみ破壊靱性値を求めた。

[0143] 実験 No. 16の押出し材から 5 X 10 X 40mmの三点曲げ破壊靱性試験片を採取し、万能試験機を用い、 ASTM— E399に規定されている条件で破壊靱性試験を行つた。図 11は、破壊靱性試験後の破面を走査型電子顕微鏡（SEM)を用いて観察した像である。そして、破壊靭性後の破面を用いたストレッチゾーン解析により平面ひずみ破壊靱性値を求めた。平面ひずみ破壊靱性値は 32. IMPa 'm¹⁷²であり、高靱性が確認された。

< 7 >Mg- 2. 6at. %Zn-0. 4at. %Y合金展

(実験 No. 19)

商用純マグネシウム（Mg、純度 99· 95%)に、 2· 6原子％の亜鉛（Zn)および 0· 4 原子⁰ /₀のイットリウム (Y)を常法に従い溶解し、铸造してインゴットを作製した。インゴットを 400°Cで 24時間炉中に保持し、均質化処理を行った。炉から取り出し、水焼入れを行い、組織を凍結した。その後、機械加工により φ 40 X 50mmの押出しビレットを作製した。

[0144] 押出しビレットを 210°C (483K)に昇温させた後、 30分間保持し、その後、同温度にお!/、て押出し比 18： 1の押出し加工を施し、 φ 8 X 1000mm超の押出し材を得た

[0145] 透過型電子顕微鏡 (TEM)を用いて組織観察を行った。平均結晶粒径が 1 11 m程度のマグネシウム母相に平均粒子径が 0. 1 a mの準結晶が均一に分散した組織が形成されていることが確認された。 K値は 0. 1であった。

B

[0146] 押出し材から上記 Mg— 6at. %Zn- lat. %Ho合金と同様な引張試験片および圧縮試験片を採取し、室温において引張試験および圧縮試験を行った。試験条件も上記 Mg— 6at. %Zn- lat. %Ho合金展伸材についての試験条件と同じにした。

[0147] 引張試験および圧縮試験の結果を表 2に併せて示した。

[0148] 引張降伏強度 303MPa、破断伸び 20%の高強度 ·高延性が確認された。また、圧縮降伏強度 290MPaが確認され、引張強度と同等の圧縮強度を示すことが確認された。高強度で高延性を有するとともに、圧縮強度の高いマグネシウム合金展伸材であること力 ^sゎカゝる。

[0149] また、破壊靭性値を求めた。押出し材カも三点曲げ試験片を採取し、破壊靭性試験を行った。平面ひずみ破壊靭性値は、 32. 5MPa 'm^1/2と求まり、高靭性が確認され。

< 8 >Mg- 2. 6at%Zn-0. 4at% (Dy, Gd, Tb, Er)合金

(実験 No. 20-23)

上記く 7〉Mg— Zn—Yの合金と同様にして、押出し比を変更、もしくは同じとして Mg— Zn— Dy (実験 No. 20)、 Mg— Zn— Gd (実験 No. 21)、 Mg— Zn— Tb (実験 No. 22)、 Mg— Zn— Er (実験 No. 23)の各々の押出し材を得た。この各々についての組織、観察の結果と、破断伸び、降伏強度、平面ひずみ破壊靭性値の測定結果を表 2に示した。

[0150] 高強度、高延性、そして高靭性な特性を有するものであることが確認された。

[0151] [表 2] 均質化処理 Mg- 2η相の球状粒子降伏強度

実験押出し温度押出比 I ) 2 ) 破断伸び圧縮/引張

Να 組成温度保持時間サイズ心心間隔最大体積率引張圧縮

(K) (hrs) (K) 、u m) m) (%) m) (%) (MPa) (MPa)

14 Mg-6Zn-lHo 673 24 503 25 L 1. 5 25— 50 100 -200 一 6. 5 0. 1 16 280 300 1, 06

15 Mg-6Zn-lHo 673 24 573 25 1 3 25—50 100- -200 —6. 5 0. 2 13 265 248 0. 94

16 g-2. 7Zn-0. 4Ho 673 24 483 18 1 1 25—50 100- -200 一 6. 5 0. 1 18 304 290 0. 95 32. 1

17 g-2. 7Zn-0. 4Ho 673 24 533 25 1 5 25— 50 100 -200 -6. 5 0. 2 19 205 190 0. 93

18 Mg-2. 7Zn-0. 4Ho 673 24 573 25 1 15 25—50 100- -200 一 6. 5 0. 2 18 210 160 0. 76 比較例

19 Mg-2. 62n-0. 4Y 673 24 483 18 1 1 25—50 100 -200 —6. 5 0. 1 17 303 290 0. 96 32. 5

20 Mg-2. 6Zn-0, 4Dy 673 24 478 18 1 1 25-50 100- -200 —6. 5 0. 1 18 305 290 0. 95 28. 3

21 Mg-2. 6Zn-0. 4Gd 673 24 483 18 1 1 25— 50 100 -200 -6. 5 0. 1 15 317 277 0. 87 28. 9

22 Mg-2. 6Zn- 0. 4Tb 673 24 488 18 1 1 25—50 100- -200 —6. 5 0. 1 13 315 277 0. 88 29. 5

23 Mg~2. 6Zn-0. 4Er 673 24 483 18 1 1 25—50 100- -200 —6. 5 0. 1 17 305 268 0. 88 28. 6

マグネシゥム母相の平均結晶粒径

準結晶粒子相の平均粒子径

平面ひずみ壊靭性値

へ

Claims

請求の範囲

[1] 合金組成においてマグネシウムおよび亜鉛、もしくはさらに非希土類元素を含有し

、マグネシウム母相中に少なくとも亜鉛を含む第二相粒子が折出されているマグネシゥム合金であって、第二相粒子は球状で、その平均粒径がナノサイズであることを特徴とするマグネシウム合金。

[2] 合金組成が次式；

Mg Zn M

100—（a+b) a b

(Mは非希土類元素の 1種以上を示し、 a、 bは原子％を示し、 b = 0において、 1. 6≤ a≤8. 0であり、 0<b≤5. 7において、 0. 3≤a≤8. 5であることを示す。 ) で表わされることを特徴とする請求項 1に記載のマグネシウム合金。

[3] 次式で表わされる第二相粒子の平均粒子径とマグネシウム母相の平均結晶粒子径との比 K が 0. 005以上 0. 2以下であることを特徴とする請求項 1または 2に記載

A

のマグネシウム合金。

κ =第二相粒子の平均粒子径/マグネシウム母相の

A

平均結晶粒子径

[4] 亜鉛の含有量が、 1. 6≤a≤3. 5の範囲内であることを特徴とする請求項 2または 3 に記載のマグネシウム合金。

[5] 非希土類元素がアルカリ土類金属および遷移金属のうちの少なくとも 1種であることを特徴とする請求項 1から 4のいずれに記載のマグネシウム合金。

[6] 合金組成においてマグネシウムおよび亜鉛、さらに非希土類元素を含有し、マグネシゥム母相結晶類内のみに準結晶粒子相が折出されているマグネシウム合金であつて、準結晶粒子相は球状で、その平均粒径がナノサイズであることを特徴とするマグネシゥム合金。

[7] 合金組成が次式：

Mg Zn RE

100- (y+x) y x

で表わされることを特徴とする請求項 6に記載のマグネシウム合金。

[8] 次式で表わされる準結晶粒子相の平均粒子径とマグネシウム母相との平均結晶粒子径との比 Kが 0. 01以上 0. 2以下であることを特徴とする請求項 6または 7に記載

B

のマグネシウム合金。

K =準結晶粒子相の平均粒子径/マグネシウム母相の

B

平均結晶粒径

[9] マグネシウム母相の平均結晶粒径が 511 m以下、準結晶粒子相の平均粒子径が 0 . 2 ,1 m以下であることを特徴とする請求項 6から 8の!/、ずれかに記載のマグネシウム合金。

[10] 希土類元素が Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Erのうちの少なくとも 1種であることを特徴とする請求項 6から 9のいずれかに記載のマグネシウム合金。

[11] 請求項 1から 10のいずれかに記載のマグネシウム合金の製造方法であって、溶製後に均質化処理を施した後、温間温度域にてひずみ加工を施すことを特徴とするマグネシゥム合金の製造方法。

[12] 請求項 9または 10に記載のマグネシウム合金の製造方法であって、溶製後に 460

°C以下、 4時間以上の条件で均質化処理を施し、温間温度域で加工比 8 : 1以上のひずみ加工を施すことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。