JPH0681068A - 耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法 - Google Patents
耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法Info
- Publication number
- JPH0681068A JPH0681068A JP4257298A JP25729892A JPH0681068A JP H0681068 A JPH0681068 A JP H0681068A JP 4257298 A JP4257298 A JP 4257298A JP 25729892 A JP25729892 A JP 25729892A JP H0681068 A JPH0681068 A JP H0681068A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- casting
- weight
- resistant
- dendrite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Abstract
(57)【要約】
【目的】 優秀な耐熱強度を備えたＭｇ合金を得る。
【構成】 Ｓｉ含有量が１．３重量％≦Ｓｉ≦２０重量
％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ2 Ｓ
ｉを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械的攪拌
処理を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると
共にその微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させ、次いで素材
を金型内に注入して凝固させる。Ｍｇ2 Ｓｉは低比重
で、且つ高融点であることから、微細Ｍｇ2 Ｓｉ（図１
における黒色の小塊状物）を均一に分散させたＭｇ合金
は優れた耐熱強度を有する。
％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ2 Ｓ
ｉを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械的攪拌
処理を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると
共にその微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させ、次いで素材
を金型内に注入して凝固させる。Ｍｇ2 Ｓｉは低比重
で、且つ高融点であることから、微細Ｍｇ2 Ｓｉ（図１
における黒色の小塊状物）を均一に分散させたＭｇ合金
は優れた耐熱強度を有する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法
に関する。
に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐熱Ｍｇ合金としては、低比重
で、且つ高融点の金属間化合物であるＭｇ2 ＳｉをＭｇ
マトリックスに分散させたＭｇ−Ｓｉ系合金が知られて
いる。この場合、Ｍｇ−Ｓｉ系合金の耐熱強度、例えば
高温下での機械的強度およびクリープ強さを向上させる
ためには、Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共にその微細Ｍｇ
2Ｓｉを均一に分散させることが必要である。
で、且つ高融点の金属間化合物であるＭｇ2 ＳｉをＭｇ
マトリックスに分散させたＭｇ−Ｓｉ系合金が知られて
いる。この場合、Ｍｇ−Ｓｉ系合金の耐熱強度、例えば
高温下での機械的強度およびクリープ強さを向上させる
ためには、Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共にその微細Ｍｇ
2Ｓｉを均一に分散させることが必要である。
【０００３】そこで、従来法においてはＭｇ−Ｓｉ系合
金組成の溶湯にＰ単体等のＰ系物質を添加してＭｇ2 Ｓ
ｉよりなるデンドライトの晶出を抑制するようにしてい
る（特公昭４３−２０８９２号公報参照）。
金組成の溶湯にＰ単体等のＰ系物質を添加してＭｇ2 Ｓ
ｉよりなるデンドライトの晶出を抑制するようにしてい
る（特公昭４３−２０８９２号公報参照）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来法に
よると、Ｓｉ含有量が共晶組成（Ｓｉ＝１．３重量％）
に近い場合には好結果が得られるものの、より一層の耐
熱強度の向上を狙ってＳｉ含有量を２０重量％程度と高
く設定してＭｇ2 Ｓｉの晶出量を増すと、その微細化お
よび均一分散を十分に達成することができない場合があ
った。これは、Ｍｇ2 Ｓｉ同様に高融点の金属間化合物
であるＭｇ2 Ｇｅを有するＭｇ−Ｇｅ系合金（共晶組成
Ｇｅ＝３．４重量％）についても言える。
よると、Ｓｉ含有量が共晶組成（Ｓｉ＝１．３重量％）
に近い場合には好結果が得られるものの、より一層の耐
熱強度の向上を狙ってＳｉ含有量を２０重量％程度と高
く設定してＭｇ2 Ｓｉの晶出量を増すと、その微細化お
よび均一分散を十分に達成することができない場合があ
った。これは、Ｍｇ2 Ｓｉ同様に高融点の金属間化合物
であるＭｇ2 Ｇｅを有するＭｇ−Ｇｅ系合金（共晶組成
Ｇｅ＝３．４重量％）についても言える。
【０００５】本発明は前記に鑑み、デンドライト状Ｍｇ
2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの存在量の多少に拘らず、それ
を確実に微細化すると共に均一に分散させ、これにより
要求耐熱強度を備えた耐熱Ｍｇ合金を容易に得ることの
できる前記鋳造方法を提供することを目的とする。
2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの存在量の多少に拘らず、それ
を確実に微細化すると共に均一に分散させ、これにより
要求耐熱強度を備えた耐熱Ｍｇ合金を容易に得ることの
できる前記鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る耐熱Ｍｇ合
金の鋳造方法は、Ｓｉ含有量が１．３重量％≦Ｓｉ≦２
０重量％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍ
ｇ2 Ｓｉを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械
的攪拌処理を施して前記デンドライト状Ｍｇ2Ｓｉを微
細化すると共にその微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させ、
次いで前記素材を凝固させることを特徴とする。
金の鋳造方法は、Ｓｉ含有量が１．３重量％≦Ｓｉ≦２
０重量％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍ
ｇ2 Ｓｉを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械
的攪拌処理を施して前記デンドライト状Ｍｇ2Ｓｉを微
細化すると共にその微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させ、
次いで前記素材を凝固させることを特徴とする。
【０００７】また本発明に係る耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法
は、Ｇｅ含有量が３．４重量％≦Ｇｅ≦２０重量％であ
るＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを含
む固液共存域にあるとき、その素材に機械的攪拌処理を
施して前記デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると共
にその微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させ、次いで前記素
材を凝固させることを特徴とする。
は、Ｇｅ含有量が３．４重量％≦Ｇｅ≦２０重量％であ
るＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを含
む固液共存域にあるとき、その素材に機械的攪拌処理を
施して前記デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると共
にその微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させ、次いで前記素
材を凝固させることを特徴とする。
【０００８】
【作用】前記のように機械的攪拌処理を適用すると、デ
ンドライト状Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの存在量の多
少に拘らず、それを確実に微細化すると共に均一に分散
させることが可能となり、これによりＳｉまたはＧｅの
含有量を適宜調節してＭｇ合金に対する要求耐熱強度に
容易に対応することができる。
ンドライト状Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの存在量の多
少に拘らず、それを確実に微細化すると共に均一に分散
させることが可能となり、これによりＳｉまたはＧｅの
含有量を適宜調節してＭｇ合金に対する要求耐熱強度に
容易に対応することができる。
【０００９】またＭｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの微細化
に伴い素材の流動性が、Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅと
いった固相の現出にも拘らず良好に維持されるので、そ
の素材の凝固に際し空孔等の鋳造欠陥の発生を回避する
ことができる。
に伴い素材の流動性が、Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅと
いった固相の現出にも拘らず良好に維持されるので、そ
の素材の凝固に際し空孔等の鋳造欠陥の発生を回避する
ことができる。
【００１０】なお、Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．３重量％で
ある場合またはＧｅ含有量がＧｅ＜３．４重量％である
場合には、素材においてＭｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの
晶出量が過少となり、一方、Ｓｉ＞２０重量％である場
合またはＧｅ＞２０重量％である場合には、Ｍｇ2 Ｓｉ
またはＭｇ2 Ｇｅの晶出量が過多となるため、それらを
微細化してもＭｇ合金の室温域における靱性が低下す
る。
ある場合またはＧｅ含有量がＧｅ＜３．４重量％である
場合には、素材においてＭｇ2 ＳｉまたはＭｇ2 Ｇｅの
晶出量が過少となり、一方、Ｓｉ＞２０重量％である場
合またはＧｅ＞２０重量％である場合には、Ｍｇ2 Ｓｉ
またはＭｇ2 Ｇｅの晶出量が過多となるため、それらを
微細化してもＭｇ合金の室温域における靱性が低下す
る。
【００１１】
【実施例】耐熱Ｍｇ−Ｓｉ系合金の鋳造に当っては、半
凝固鋳造法または半溶融鋳造法が適用され、その方法の
実施過程に機械的攪拌処理が組込まれる。
凝固鋳造法または半溶融鋳造法が適用され、その方法の
実施過程に機械的攪拌処理が組込まれる。
【００１２】半凝固鋳造法において、その原材料は、Ｍ
ｇの高純度インゴット、Ｓｉの高純度フレーク、Ｍｇマ
トリックスを強化すべく、必要に応じて用いられるＡ
ｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、ＴｈおよびＧｅから選択される少な
くとも一種の合金元素ＡＥの高純度インゴットならびに
必要に応じて用いられるＭｇ2 Ｓｉの微細化促進元素で
あるＰを含む高純度Ｐ系物質を用いて調製される。
ｇの高純度インゴット、Ｓｉの高純度フレーク、Ｍｇマ
トリックスを強化すべく、必要に応じて用いられるＡ
ｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、ＴｈおよびＧｅから選択される少な
くとも一種の合金元素ＡＥの高純度インゴットならびに
必要に応じて用いられるＭｇ2 Ｓｉの微細化促進元素で
あるＰを含む高純度Ｐ系物質を用いて調製される。
【００１３】この場合、Ｓｉ含有量は前記理由から１．
３重量％≦Ｓｉ≦２０重量％に設定される。またＡＥ含
有量はＡＥ≦５重量％に設定される。ＡＥ＞５重量％で
はＭｇ−Ｓｉ系合金の強度は高くなるが伸びが低下す
る。さらにＰ系物質としては、ＡｌＣｕＰ化合物、赤リ
ン、Ｍｇ3 （ＰＯ3 ）2 等が用いられ、原材料における
Ｐ含有量は０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％に設
定される。Ｐ＜０．００５重量％ではＭｇ2 Ｓｉの微細
化促進効果が少なくなり、一方、Ｐ＞０．２０重量％で
はＰ添加による微細化促進効果が飽和するからである。
３重量％≦Ｓｉ≦２０重量％に設定される。またＡＥ含
有量はＡＥ≦５重量％に設定される。ＡＥ＞５重量％で
はＭｇ−Ｓｉ系合金の強度は高くなるが伸びが低下す
る。さらにＰ系物質としては、ＡｌＣｕＰ化合物、赤リ
ン、Ｍｇ3 （ＰＯ3 ）2 等が用いられ、原材料における
Ｐ含有量は０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％に設
定される。Ｐ＜０．００５重量％ではＭｇ2 Ｓｉの微細
化促進効果が少なくなり、一方、Ｐ＞０．２０重量％で
はＰ添加による微細化促進効果が飽和するからである。
【００１４】半凝固鋳造法を適用した耐熱Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の鋳造は次の各工程を経て行われる。即ち、Ｍｇ、
Ｓｉおよび必要に応じて合金元素ＡＥを含む原材料を軟
鋼製るつぼ内に投入し、次いで原材料にＡｒガスを吹付
けながらそれを溶解してＭｇ合金組成の溶湯を調製し、
その後溶湯に必要に応じてＰ系物質を添加して溶融状態
の素材を得る工程と、素材を降温させてその素材がデン
ドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを含む固液共存域（半凝固領域）
にあるとき、その素材にスタラ等による機械的攪拌処理
を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共に
その微細Ｍｇ2Ｓｉを均一に分散させる工程と、素材を
金型内に注入して凝固させる工程とを順次行うものであ
る。Ｍｇ−Ｓｉ系合金の耐熱強度向上の観点から、微細
Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄは１０μｍ≦Ｄ≦１００μｍ、
その体積分率Ｖｆは３％≦Ｖｆ≦５０％であることが望
ましい。
合金の鋳造は次の各工程を経て行われる。即ち、Ｍｇ、
Ｓｉおよび必要に応じて合金元素ＡＥを含む原材料を軟
鋼製るつぼ内に投入し、次いで原材料にＡｒガスを吹付
けながらそれを溶解してＭｇ合金組成の溶湯を調製し、
その後溶湯に必要に応じてＰ系物質を添加して溶融状態
の素材を得る工程と、素材を降温させてその素材がデン
ドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを含む固液共存域（半凝固領域）
にあるとき、その素材にスタラ等による機械的攪拌処理
を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共に
その微細Ｍｇ2Ｓｉを均一に分散させる工程と、素材を
金型内に注入して凝固させる工程とを順次行うものであ
る。Ｍｇ−Ｓｉ系合金の耐熱強度向上の観点から、微細
Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄは１０μｍ≦Ｄ≦１００μｍ、
その体積分率Ｖｆは３％≦Ｖｆ≦５０％であることが望
ましい。
【００１５】このようにして得られたＭｇ−Ｓｉ系合金
は微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させた金属組織を備え、
また鋳造欠陥もないもので、優れた耐熱強度を有する。
前記方法によって鋳造されたＭｇ−Ｓｉ系合金には、必
要に応じて熱間押出し加工が施される。
は微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させた金属組織を備え、
また鋳造欠陥もないもので、優れた耐熱強度を有する。
前記方法によって鋳造されたＭｇ−Ｓｉ系合金には、必
要に応じて熱間押出し加工が施される。
【００１６】半溶融鋳造法としては射出成形法が適用さ
れ、したがって原材料としては、前記半凝固鋳造法の場
合と同一組成でデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを有する粒径
０．５〜３mmのペレット状のものが用いられる。
れ、したがって原材料としては、前記半凝固鋳造法の場
合と同一組成でデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを有する粒径
０．５〜３mmのペレット状のものが用いられる。
【００１７】射出成形法の実施に当っては、原材料をホ
ッパ内に投入する、原材料をホッパからスクリュを備え
たバレル内に供給する、原材料をバレル内でスクリュに
より攪拌しながら加熱してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを
含み且つ固液共存域（半溶融領域）にある素材を調製
し、その素材にスクリュによる機械的攪拌処理を施して
デンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共にその微細
Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させる、素材を金型内に射出し
て凝固させる、といった手段が採用される。射出条件の
一例を挙げれば次の通りである。Ａｒガス雰囲気、金型
のゲート通過時における素材温度６５０℃、射出速度４
ｍ／sec 、金型温度１５０℃。
ッパ内に投入する、原材料をホッパからスクリュを備え
たバレル内に供給する、原材料をバレル内でスクリュに
より攪拌しながら加熱してデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを
含み且つ固液共存域（半溶融領域）にある素材を調製
し、その素材にスクリュによる機械的攪拌処理を施して
デンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細化すると共にその微細
Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させる、素材を金型内に射出し
て凝固させる、といった手段が採用される。射出条件の
一例を挙げれば次の通りである。Ａｒガス雰囲気、金型
のゲート通過時における素材温度６５０℃、射出速度４
ｍ／sec 、金型温度１５０℃。
【００１８】以下、半凝固鋳造法を適用した耐熱Ｍｇ−
Ｓｉ系合金の具体的鋳造例について説明する。
Ｓｉ系合金の具体的鋳造例について説明する。
【００１９】純度４ナインのＭｇインゴットおよび純度
５ナインのＳｉフレークを用いて、Ｍｇ含有量が９６重
量％、Ｓｉ含有量が４重量％で総重量が５００ｇの原材
料を調製した。
５ナインのＳｉフレークを用いて、Ｍｇ含有量が９６重
量％、Ｓｉ含有量が４重量％で総重量が５００ｇの原材
料を調製した。
【００２０】原材料を内径１２０mm、深さ２００mmの軟
鋼製るつぼ内に投入し、次いでるつぼを電気炉内に設置
し、その後原材料にＡｒガスを吹付けながらそれを溶解
して９８０℃のＭｇ合金組成の素材を調製した。
鋼製るつぼ内に投入し、次いでるつぼを電気炉内に設置
し、その後原材料にＡｒガスを吹付けながらそれを溶解
して９８０℃のＭｇ合金組成の素材を調製した。
【００２１】素材を降温させてその温度を７５０℃に保
持することによりデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを晶出さ
せ、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉの体積分率ＶｆがＶ
ｆ≒４０％となったとき、幅６０mm、長さ８０mmのスタ
ラを用いてその回転速度２００rpm 、攪拌時間３０分間
の条件下で素材に機械的攪拌処理を施した。
持することによりデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを晶出さ
せ、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉの体積分率ＶｆがＶ
ｆ≒４０％となったとき、幅６０mm、長さ８０mmのスタ
ラを用いてその回転速度２００rpm 、攪拌時間３０分間
の条件下で素材に機械的攪拌処理を施した。
【００２２】素材温度７５０℃にて、その素材を、金型
における内径４０mm、深さ８００mmのキャビティに注入
して凝固させ、耐熱Ｍｇ−４重量％Ｓｉ合金を得た。
における内径４０mm、深さ８００mmのキャビティに注入
して凝固させ、耐熱Ｍｇ−４重量％Ｓｉ合金を得た。
【００２３】図１は、前記方法によって得られた耐熱Ｍ
ｇ−４重量％Ｓｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写真（１
００倍）であり、（ａ）は表層部に、また（ｂ）は心部
にそれぞれ該当する。図１において、黒色の小塊状物が
Ｍｇ2 Ｓｉであり、本図より、Ｍｇ2 Ｓｉの微細化と均
一分散が図られていることが判る。
ｇ−４重量％Ｓｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写真（１
００倍）であり、（ａ）は表層部に、また（ｂ）は心部
にそれぞれ該当する。図１において、黒色の小塊状物が
Ｍｇ2 Ｓｉであり、本図より、Ｍｇ2 Ｓｉの微細化と均
一分散が図られていることが判る。
【００２４】図２は、従来鋳造法、即ち前記と同一組成
の溶湯を、それに前記のような機械的攪拌処理を施すこ
となく、前記と同一の金型に注入することによって得ら
れたＭｇ−４重量％Ｓｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写
真（１００倍）であり、（ａ）は表層部に、また（ｂ）
は心部にそれぞれ該当する。図２（ａ）より、前記合金
の表層部にはデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉが晶出している
ことが明らかであり、また同図（ｂ）より、前記合金の
心部にはデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉおよび比較的大きな
塊状Ｍｇ2 Ｓｉが晶出していることが明らかである。な
お、Ｍｇ−Ｓｉ系合金に熱間押出し加工を施す場合に
は、押出し温度を４００℃に、押出し比を１１程度にそ
れぞれ設定する。
の溶湯を、それに前記のような機械的攪拌処理を施すこ
となく、前記と同一の金型に注入することによって得ら
れたＭｇ−４重量％Ｓｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写
真（１００倍）であり、（ａ）は表層部に、また（ｂ）
は心部にそれぞれ該当する。図２（ａ）より、前記合金
の表層部にはデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉが晶出している
ことが明らかであり、また同図（ｂ）より、前記合金の
心部にはデンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉおよび比較的大きな
塊状Ｍｇ2 Ｓｉが晶出していることが明らかである。な
お、Ｍｇ−Ｓｉ系合金に熱間押出し加工を施す場合に
は、押出し温度を４００℃に、押出し比を１１程度にそ
れぞれ設定する。
【００２５】表１は、前記半凝固鋳造法の適用下で得ら
れた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１）〜（１１）および前記
従来鋳造法により得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１
２）〜（１６）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６）は図
１のものに、またＭｇ−Ｓｉ系合金（１３）は図２のも
のにそれぞれ該当する。表中、評価の欄において、
「○」印は耐熱Ｍｇ合金として適当であることを、また
「×」印は耐熱Ｍｇ合金として不適当であることをそれ
ぞれ示す。この評価は以下の各表について同じである。
れた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１）〜（１１）および前記
従来鋳造法により得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１
２）〜（１６）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６）は図
１のものに、またＭｇ−Ｓｉ系合金（１３）は図２のも
のにそれぞれ該当する。表中、評価の欄において、
「○」印は耐熱Ｍｇ合金として適当であることを、また
「×」印は耐熱Ｍｇ合金として不適当であることをそれ
ぞれ示す。この評価は以下の各表について同じである。
【００２６】
【表１】 表１から明らかなように、Ｍｇ−Ｓｉ系合金（３）〜
（１０）はＳｉ含有量が前記範囲に収められており、ま
た機械的攪拌処理を組込まれた半凝固鋳造法の適用下で
得られたことから微細Ｍｇ2 Ｓｉの均一分散とその適当
な分散量（Ｖｆ）とによって優れた耐熱強度を有する。
（１０）はＳｉ含有量が前記範囲に収められており、ま
た機械的攪拌処理を組込まれた半凝固鋳造法の適用下で
得られたことから微細Ｍｇ2 Ｓｉの均一分散とその適当
な分散量（Ｖｆ）とによって優れた耐熱強度を有する。
【００２７】表２は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素
ＡＥとしてＡｌ、Ｚｒ、ＹまたはＮｄを用い、前記半凝
固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１
７）〜（２８）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（１７）〜（２
８）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
ＡＥとしてＡｌ、Ｚｒ、ＹまたはＮｄを用い、前記半凝
固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（１
７）〜（２８）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（１７）〜（２
８）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
【００２８】
【表２】 表３は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとしてＳ
ｃ、ＳｍまたはＡｇを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（２９）〜（３７）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（２９）〜（３７）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
ｃ、ＳｍまたはＡｇを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（２９）〜（３７）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（２９）〜（３７）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
【００２９】
【表３】 表４は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとしてＬ
ａ、ＣｅまたはＰｒを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（３８）〜（４６）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（３８）〜（４６）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
ａ、ＣｅまたはＰｒを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（３８）〜（４６）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（３８）〜（４６）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
【００３０】
【表４】 表５は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとしてＭ
ｎ、ＴｈまたはＧｅを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（４７）〜（５５）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（４７）〜（５５）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
ｎ、ＴｈまたはＧｅを用い、前記半凝固鋳造法の適用下
で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（４７）〜（５５）の
組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（４７）〜（５５）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
【００３１】
【表５】 表６は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとしてＡ
ｌおよびＺｎを用い、前記半凝固鋳造法の適用下で得ら
れた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（５６）〜（５８）の組成、
Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温およ
び２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL を示
す。なお、各合金（５６）〜（５８）には鋳造後Ｔ６処
理が施されている。
ｌおよびＺｎを用い、前記半凝固鋳造法の適用下で得ら
れた各種Ｍｇ−Ｓｉ系合金（５６）〜（５８）の組成、
Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温およ
び２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL を示
す。なお、各合金（５６）〜（５８）には鋳造後Ｔ６処
理が施されている。
【００３２】
【表６】 表７は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとしてＡ
ｌ、ＺｎおよびＹを用いるか、またはＡｌ、Ｚｎおよび
Ｙと共にＭｇ2 Ｓｉの微細化促進元素であるＰを用い、
前記半凝固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系
合金（５９）〜（６９）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径
Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引
張強さＴＳおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（５
９）〜（６９）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
ｌ、ＺｎおよびＹを用いるか、またはＡｌ、Ｚｎおよび
Ｙと共にＭｇ2 Ｓｉの微細化促進元素であるＰを用い、
前記半凝固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｓｉ系
合金（５９）〜（６９）の組成、Ｍｇ2 Ｓｉの平均粒径
Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引
張強さＴＳおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（５
９）〜（６９）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
【００３３】
【表７】 表７、合金（６７）〜（６９）より、Ｐ含有量をその上
限値（０．２０重量％）を超えるように設定してもＭｇ
2 Ｓｉの平均粒径Ｄが変化しないことが判る。
限値（０．２０重量％）を超えるように設定してもＭｇ
2 Ｓｉの平均粒径Ｄが変化しないことが判る。
【００３４】耐熱Ｍｇ−Ｇｅ系合金の鋳造に当っては、
前記同様に半凝固鋳造法または半溶融鋳造法が適用さ
れ、その方法の実施過程に機械的攪拌処理が組込まれ
る。
前記同様に半凝固鋳造法または半溶融鋳造法が適用さ
れ、その方法の実施過程に機械的攪拌処理が組込まれ
る。
【００３５】半凝固鋳造法において、その原材料は、Ｍ
ｇの高純度インゴット、Ｇｅの高純度フレーク、Ｍｇマ
トリックスを強化すべく、必要に応じて用いられるＡ
ｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、ＴｈおよびＳｉから選択される少な
くとも一種の合金元素ＡＥの高純度インゴットならびに
必要に応じて用いられるＭｇ2 Ｇｅの微細化促進元素で
あるＰを含む高純度Ｐ系物質を用いて調製される。
ｇの高純度インゴット、Ｇｅの高純度フレーク、Ｍｇマ
トリックスを強化すべく、必要に応じて用いられるＡ
ｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、ＴｈおよびＳｉから選択される少な
くとも一種の合金元素ＡＥの高純度インゴットならびに
必要に応じて用いられるＭｇ2 Ｇｅの微細化促進元素で
あるＰを含む高純度Ｐ系物質を用いて調製される。
【００３６】この場合、Ｇｅ含有量は前記理由から３．
４重量％≦Ｇｅ≦２０重量％に設定される。またＡＥ含
有量はＡＥ≦５重量％に設定される。ＡＥ＞５重量％で
はＭｇ−Ｇｅ系合金の強度は高くなるが伸びが低下す
る。さらにＰ系物質としては、ＡｌＣｕＰ化合物、赤リ
ン、Ｍｇ3 （ＰＯ3 ）2 等が用いられ、原材料における
Ｐ含有量は０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％に設
定される。Ｐ＜０．００５重量％ではＭｇ2 Ｇｅの微細
化促進効果が少なくなり、一方、Ｐ＞０．２０重量％で
はＰ添加による微細化促進効果が飽和するからである。
４重量％≦Ｇｅ≦２０重量％に設定される。またＡＥ含
有量はＡＥ≦５重量％に設定される。ＡＥ＞５重量％で
はＭｇ−Ｇｅ系合金の強度は高くなるが伸びが低下す
る。さらにＰ系物質としては、ＡｌＣｕＰ化合物、赤リ
ン、Ｍｇ3 （ＰＯ3 ）2 等が用いられ、原材料における
Ｐ含有量は０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％に設
定される。Ｐ＜０．００５重量％ではＭｇ2 Ｇｅの微細
化促進効果が少なくなり、一方、Ｐ＞０．２０重量％で
はＰ添加による微細化促進効果が飽和するからである。
【００３７】半凝固鋳造法を適用した耐熱Ｍｇ−Ｇｅ系
合金の鋳造は次の各工程を経て実施される。即ち、Ｍ
ｇ、Ｇｅおよび必要に応じて合金元素ＡＥを含む原材料
を軟鋼製るつぼ内に投入し、次いで原材料にＡｒガスを
吹付けながらそれを溶解してＭｇ合金組成の溶湯を調製
し、その後溶湯に必要に応じてＰ系物質を添加して溶融
状態の素材を得る工程と、素材を降温させてその素材が
デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを含む固液共存域（半凝固領
域）にあるとき、その素材にスタラ等による機械的攪拌
処理を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると
共にその微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させる工程と、素
材を金型内に注入して凝固させる工程とを順次行うもの
である。Ｍｇ−Ｇｅ系合金の耐熱強度向上の観点から、
微細Ｍｇ2Ｇｅの平均粒径Ｄは５μｍ≦Ｄ≦１００μ
ｍ、その体積分率Ｖｆは６％≦Ｖｆ≦５０％であること
が望ましい。
合金の鋳造は次の各工程を経て実施される。即ち、Ｍ
ｇ、Ｇｅおよび必要に応じて合金元素ＡＥを含む原材料
を軟鋼製るつぼ内に投入し、次いで原材料にＡｒガスを
吹付けながらそれを溶解してＭｇ合金組成の溶湯を調製
し、その後溶湯に必要に応じてＰ系物質を添加して溶融
状態の素材を得る工程と、素材を降温させてその素材が
デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを含む固液共存域（半凝固領
域）にあるとき、その素材にスタラ等による機械的攪拌
処理を施してデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると
共にその微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させる工程と、素
材を金型内に注入して凝固させる工程とを順次行うもの
である。Ｍｇ−Ｇｅ系合金の耐熱強度向上の観点から、
微細Ｍｇ2Ｇｅの平均粒径Ｄは５μｍ≦Ｄ≦１００μ
ｍ、その体積分率Ｖｆは６％≦Ｖｆ≦５０％であること
が望ましい。
【００３８】このようにして得られたＭｇ−Ｇｅ系合金
は微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させた金属組織を備え、
また鋳造欠陥もないもので、優れた耐熱強度を有する。
前記方法によって鋳造されたＭｇ−Ｇｅ系合金には、必
要に応じて熱間押出し加工が施される。
は微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させた金属組織を備え、
また鋳造欠陥もないもので、優れた耐熱強度を有する。
前記方法によって鋳造されたＭｇ−Ｇｅ系合金には、必
要に応じて熱間押出し加工が施される。
【００３９】半溶融鋳造法としては射出成形法が適用さ
れ、したがって原材料としては、前記半凝固鋳造法の場
合と同一組成でデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを有する粒径
０．５〜３mmのペレット状のものが用いられる。
れ、したがって原材料としては、前記半凝固鋳造法の場
合と同一組成でデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを有する粒径
０．５〜３mmのペレット状のものが用いられる。
【００４０】射出成形法の実施に当っては、原材料をホ
ッパ内に投入する、原材料をホッパからスクリュを備え
たバレル内に供給する、原材料をバレル内でスクリュに
より攪拌しながら加熱してデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを
含み、且つ固液共存域（半溶融領域）にある素材を調製
し、その素材にスクリュによる機械的攪拌処理を施して
デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると共にその微細
Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させる、素材を金型内に射出し
て凝固させる、といった手段が採用される。射出条件の
一例を挙げれば次の通りである。Ａｒガス雰囲気、金型
のゲート通過時における素材温度６５０℃、射出速度４
ｍ／sec 、金型温度１５０℃。
ッパ内に投入する、原材料をホッパからスクリュを備え
たバレル内に供給する、原材料をバレル内でスクリュに
より攪拌しながら加熱してデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを
含み、且つ固液共存域（半溶融領域）にある素材を調製
し、その素材にスクリュによる機械的攪拌処理を施して
デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細化すると共にその微細
Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させる、素材を金型内に射出し
て凝固させる、といった手段が採用される。射出条件の
一例を挙げれば次の通りである。Ａｒガス雰囲気、金型
のゲート通過時における素材温度６５０℃、射出速度４
ｍ／sec 、金型温度１５０℃。
【００４１】以下、半凝固鋳造法を適用した耐熱Ｍｇ−
Ｇｅ系合金の具体的鋳造例について説明する。
Ｇｅ系合金の具体的鋳造例について説明する。
【００４２】純度４ナインのＭｇインゴットおよび純度
５ナインのＧｅフレークを用いて、Ｍｇ含有量が９５重
量％、Ｇｅ含有量が５重量％で総重量が５００ｇの原材
料を調製した。
５ナインのＧｅフレークを用いて、Ｍｇ含有量が９５重
量％、Ｇｅ含有量が５重量％で総重量が５００ｇの原材
料を調製した。
【００４３】原材料を内径１２０mm、深さ２００mmの軟
鋼製るつぼ内に投入し、次いでるつぼを電気炉内に設置
し、その後原材料にＡｒガスを吹付けながらそれを溶解
して８００℃のＭｇ合金組成の素材を調製した。
鋼製るつぼ内に投入し、次いでるつぼを電気炉内に設置
し、その後原材料にＡｒガスを吹付けながらそれを溶解
して８００℃のＭｇ合金組成の素材を調製した。
【００４４】素材を降温させてその温度を６６０℃に保
持することによりデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを晶出さ
せ、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅの体積分率ＶｆがＶ
ｆ≒３０％となったとき、幅６０mm、長さ８０mmのスタ
ラを用いてその回転速度３００rpm 、攪拌時間４０分間
の条件下で素材に機械的攪拌処理を施した。
持することによりデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを晶出さ
せ、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅの体積分率ＶｆがＶ
ｆ≒３０％となったとき、幅６０mm、長さ８０mmのスタ
ラを用いてその回転速度３００rpm 、攪拌時間４０分間
の条件下で素材に機械的攪拌処理を施した。
【００４５】素材温度６６０℃にて、その素材を、金型
における内径４０mm、深さ８００mmのキャビティに注入
して凝固させ、耐熱Ｍｇ−５重量％Ｇｅ合金を得た。な
お、Ｍｇ−Ｇｅ系合金に熱間押出し加工を施す場合に
は、押出し温度を４００℃に、押出し比を１１程度にそ
れぞれ設定する。
における内径４０mm、深さ８００mmのキャビティに注入
して凝固させ、耐熱Ｍｇ−５重量％Ｇｅ合金を得た。な
お、Ｍｇ−Ｇｅ系合金に熱間押出し加工を施す場合に
は、押出し温度を４００℃に、押出し比を１１程度にそ
れぞれ設定する。
【００４６】表８は、前記半凝固鋳造法の適用下で得ら
れた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１）〜（１１）および前記
従来鋳造法により得られた各Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１２）
〜（１４）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積
分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴＳお
よび伸びＥL を示す。Ｍｇ−Ｇｅ系合金（５）は前記具
体例で述べたものに該当する。
れた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１）〜（１１）および前記
従来鋳造法により得られた各Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１２）
〜（１４）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積
分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴＳお
よび伸びＥL を示す。Ｍｇ−Ｇｅ系合金（５）は前記具
体例で述べたものに該当する。
【００４７】
【表８】 表８から明らかなように、Ｍｇ−Ｇｅ系合金（３）〜
（９）は、Ｇｅ含有量が前記範囲に収められており、ま
た機械的攪拌処理を組込まれた半凝固鋳造法の適用下で
得られたことから、微細Ｍｇ2 Ｇｅの均一分散とその適
当な分散量（Ｖｆ）とによって優れた耐熱強度を有す
る。従来鋳造法によるＭｇ−Ｇｅ系合金（１２）〜（１
４）において、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒
径Ｄは５００〜１０００μｍであった。
（９）は、Ｇｅ含有量が前記範囲に収められており、ま
た機械的攪拌処理を組込まれた半凝固鋳造法の適用下で
得られたことから、微細Ｍｇ2 Ｇｅの均一分散とその適
当な分散量（Ｖｆ）とによって優れた耐熱強度を有す
る。従来鋳造法によるＭｇ−Ｇｅ系合金（１２）〜（１
４）において、そのデンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒
径Ｄは５００〜１０００μｍであった。
【００４８】表９は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素
ＡＥとしてＡｌ、Ｚｎ、ＺｒまたはＹを用い、前記半凝
固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１
５）〜（２６）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（１５）〜（２
６）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
ＡＥとしてＡｌ、Ｚｎ、ＺｒまたはＹを用い、前記半凝
固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（１
５）〜（２６）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その
体積分率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴ
Ｓおよび伸びＥL を示す。なお、各合金（１５）〜（２
６）には鋳造後Ｔ６処理が施されている。
【００４９】
【表９】 表１０は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとして
Ｎｄ、Ｓｃ、ＳｍまたはＡｇを用い、前記半凝固鋳造法
の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（２７）〜
（３８）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分
率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴＳおよ
び伸びＥL を示す。なお、各合金（２７）〜（３８）に
は鋳造後Ｔ６処理が施されている。
Ｎｄ、Ｓｃ、ＳｍまたはＡｇを用い、前記半凝固鋳造法
の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（２７）〜
（３８）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分
率Ｖｆ、室温および２００℃における引張強さＴＳおよ
び伸びＥL を示す。なお、各合金（２７）〜（３８）に
は鋳造後Ｔ６処理が施されている。
【００５０】
【表１０】 表１１は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとして
Ｌａ、ＣｅまたはＰｒを用い、前記半凝固鋳造法の適用
下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（３９）〜４７）の
組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（３９）〜（４７）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
Ｌａ、ＣｅまたはＰｒを用い、前記半凝固鋳造法の適用
下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（３９）〜４７）の
組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室
温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL
を示す。なお、各合金（３９）〜（４７）には鋳造後Ｔ
６処理が施されている。
【００５１】
【表１１】 表１２は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとして
Ｍｎ、ＴｈまたはＳｉを用い、前記半凝固鋳造法の適用
下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（４８）〜（５６）
の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、
室温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥ
L を示す。なお、各合金（４８）〜（５６）には鋳造後
Ｔ６処理が施されている。
Ｍｎ、ＴｈまたはＳｉを用い、前記半凝固鋳造法の適用
下で得られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（４８）〜（５６）
の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、
室温および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥ
L を示す。なお、各合金（４８）〜（５６）には鋳造後
Ｔ６処理が施されている。
【００５２】
【表１２】 表１３は、Ｍｇマトリックス強化用合金元素ＡＥとして
ＡｌおよびＺｎを用い、前記半凝固鋳造法の適用下で得
られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（５７）〜（６３）の組
成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温
および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL を
示す。なお、各合金（５７）〜（６３）には鋳造後Ｔ６
処理が施されている。
ＡｌおよびＺｎを用い、前記半凝固鋳造法の適用下で得
られた各種Ｍｇ−Ｇｅ系合金（５７）〜（６３）の組
成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温
および２００℃における引張強さＴＳおよび伸びＥL を
示す。なお、各合金（５７）〜（６３）には鋳造後Ｔ６
処理が施されている。
【００５３】
【表１３】 表１４は、Ｍｇ2 Ｇｅの微細化促進元素であるＰを用
い、前記半凝固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇ
ｅ系合金（６４）〜（６６）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均
粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温および２００℃におけ
る引張強さＴＳおよび伸びＥL を示す。
い、前記半凝固鋳造法の適用下で得られた各種Ｍｇ−Ｇ
ｅ系合金（６４）〜（６６）の組成、Ｍｇ2 Ｇｅの平均
粒径Ｄ、その体積分率Ｖｆ、室温および２００℃におけ
る引張強さＴＳおよび伸びＥL を示す。
【００５４】
【表１４】
【００５５】
【発明の効果】請求項１または請求項４記載の発明によ
れば、デンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉまたはデンドライト状
Ｍｇ2 Ｇｅの存在量の多少に拘らず、それを確実に微細
化すると共に均一に分散させることができ、これにより
要求耐熱強度を備えた耐熱Ｍｇ合金を容易に得ることが
できる。
れば、デンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉまたはデンドライト状
Ｍｇ2 Ｇｅの存在量の多少に拘らず、それを確実に微細
化すると共に均一に分散させることができ、これにより
要求耐熱強度を備えた耐熱Ｍｇ合金を容易に得ることが
できる。
【００５６】また請求項２または請求項５記載の発明に
よれば、Ｍｇマトリックスを強化して耐熱強度を一層向
上させた耐熱Ｍｇ合金を得ることができる。
よれば、Ｍｇマトリックスを強化して耐熱強度を一層向
上させた耐熱Ｍｇ合金を得ることができる。
【００５７】さらに請求項３または請求項６記載の発明
によれば、Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2Ｇｅをさらに微細化
して耐熱強度をなお一層向上させた耐熱Ｍｇ合金を得る
ことができる。
によれば、Ｍｇ2 ＳｉまたはＭｇ2Ｇｅをさらに微細化
して耐熱強度をなお一層向上させた耐熱Ｍｇ合金を得る
ことができる。
【図１】本発明方法によって得られたＭｇ−４重量％Ｓ
ｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は表
層部に、（ｂ）は心部にそれぞれ該当する。
ｉ合金の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は表
層部に、（ｂ）は心部にそれぞれ該当する。
【図２】従来法によって得られたＭｇ−４重量％Ｓｉ合
金の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は表層部
に、（ｂ）は心部にそれぞれ該当する。
金の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は表層部
に、（ｂ）は心部にそれぞれ該当する。
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｓｉ含有量が１．３重量％≦Ｓｉ≦２０
重量％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ
2 Ｓｉを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械的
攪拌処理を施して前記デンドライト状Ｍｇ2 Ｓｉを微細
化すると共にその微細Ｍｇ2 Ｓｉを均一に分散させ、次
いで前記素材を凝固させることを特徴とする耐熱Ｍｇ合
金の鋳造方法。 - 【請求項２】 前記素材は、Ａｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎ
ｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、Ｔｈ
およびＧｅから選択される少なくとも一種のＭｇマトリ
ックス強化用合金元素ＡＥをＡＥ≦５重量％含有する、
請求項１記載の耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法。 - 【請求項３】 前記素材は、Ｍｇ2 Ｓｉの微細化促進元
素であるＰを０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％含
有する、請求項１または２記載の耐熱Ｍｇ合金の鋳造方
法。 - 【請求項４】 Ｇｅ含有量が３．４重量％≦Ｇｅ≦２０
重量％であるＭｇ合金組成の素材がデンドライト状Ｍｇ
2 Ｇｅを含む固液共存域にあるとき、その素材に機械的
攪拌処理を施して前記デンドライト状Ｍｇ2 Ｇｅを微細
化すると共にその微細Ｍｇ2 Ｇｅを均一に分散させ、次
いで前記素材を凝固させることを特徴とする耐熱Ｍｇ合
金の鋳造方法。 - 【請求項５】 前記素材は、Ａｌ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｙ、Ｎ
ｄ、Ｓｃ、Ｓｍ、Ａｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｍｎ、Ｔｈ
およびＳｉから選択される少なくとも一種のＭｇマトリ
ックス強化用合金元素ＡＥをＡＥ≦５重量％含有する、
請求項４記載の耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法。 - 【請求項６】 前記素材は、Ｍｇ2 Ｇｅの微細化促進元
素であるＰを０．００５重量％≦Ｐ≦０．２０重量％含
有する、請求項４または５記載の耐熱Ｍｇ合金の鋳造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4257298A JPH0681068A (ja) | 1992-09-01 | 1992-09-01 | 耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4257298A JPH0681068A (ja) | 1992-09-01 | 1992-09-01 | 耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681068A true JPH0681068A (ja) | 1994-03-22 |
Family
ID=17304427
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4257298A Pending JPH0681068A (ja) | 1992-09-01 | 1992-09-01 | 耐熱Ｍｇ合金の鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0681068A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11323474A (ja) * | 1998-05-13 | 1999-11-26 | Mazda Motor Corp | マグネシウム合金鋳物部材 |
| WO2003027342A1 (en) * | 2001-09-25 | 2003-04-03 | Center For Advanced Science And Technology Incubation, Ltd. | Magnesium base composite material |
| WO2003069001A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Toudai Tlo, Ltd. | Magnesium base composite material and method for production thereof |
| JP2004225080A (ja) * | 2003-01-21 | 2004-08-12 | Center For Advanced Science & Technology Incubation Ltd | マグネシウムシリサイドを含むマグネシウム合金およびその製造方法ならびにマグネシウムシリサイドの生成方法 |
| WO2005046911A1 (de) * | 2003-11-07 | 2005-05-26 | Mahle Gmbh | Verfahren zur herstellung von metall-matrix-verbundwerkstoffen |
| JP2017179541A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-05 | アイシン・エィ・ダブリュ株式会社 | 鋳造用マグネシウム合金及びマグネシウム合金鋳物 |
| JP2022153979A (ja) * | 2021-03-30 | 2022-10-13 | セイコーエプソン株式会社 | チクソ成形用材料、チクソ成形用材料の製造方法およびチクソ成形体 |
| JP2022153982A (ja) * | 2021-03-30 | 2022-10-13 | セイコーエプソン株式会社 | チクソ成形用材料、チクソ成形用材料の製造方法およびチクソ成形体 |
| CN118064776A (zh) * | 2024-04-08 | 2024-05-24 | 哈尔滨理工大学 | 一种Mg-Sc基轻质形状记忆合金及其获得方法 |
-
1992
- 1992-09-01 JP JP4257298A patent/JPH0681068A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11323474A (ja) * | 1998-05-13 | 1999-11-26 | Mazda Motor Corp | マグネシウム合金鋳物部材 |
| WO2003027342A1 (en) * | 2001-09-25 | 2003-04-03 | Center For Advanced Science And Technology Incubation, Ltd. | Magnesium base composite material |
| WO2003069001A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Toudai Tlo, Ltd. | Magnesium base composite material and method for production thereof |
| US7052526B2 (en) | 2002-02-15 | 2006-05-30 | Toudai Tlo, Ltd. | Magnesium base composite material and its manufacturing method |
| JP2004225080A (ja) * | 2003-01-21 | 2004-08-12 | Center For Advanced Science & Technology Incubation Ltd | マグネシウムシリサイドを含むマグネシウム合金およびその製造方法ならびにマグネシウムシリサイドの生成方法 |
| WO2005046911A1 (de) * | 2003-11-07 | 2005-05-26 | Mahle Gmbh | Verfahren zur herstellung von metall-matrix-verbundwerkstoffen |
| CN100402191C (zh) * | 2003-11-07 | 2008-07-16 | 马勒有限公司 | 制备金属基体复合材料的方法 |
| US8282748B2 (en) | 2003-11-07 | 2012-10-09 | Mahle Gmbh | Process for producing metal matrix composite materials |
| JP2017179541A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-05 | アイシン・エィ・ダブリュ株式会社 | 鋳造用マグネシウム合金及びマグネシウム合金鋳物 |
| JP2022153979A (ja) * | 2021-03-30 | 2022-10-13 | セイコーエプソン株式会社 | チクソ成形用材料、チクソ成形用材料の製造方法およびチクソ成形体 |
| JP2022153982A (ja) * | 2021-03-30 | 2022-10-13 | セイコーエプソン株式会社 | チクソ成形用材料、チクソ成形用材料の製造方法およびチクソ成形体 |
| CN118064776A (zh) * | 2024-04-08 | 2024-05-24 | 哈尔滨理工大学 | 一种Mg-Sc基轻质形状记忆合金及其获得方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101342297B1 (ko) | 액체-고체 금속 합성물을 제조하기 위한 장치 및 방법 | |
| EP0701002A1 (en) | Process for moulding aluminium- or magnesiumalloys in semi-solidified state | |
| CN113913657B (zh) | 一种微纳TiB2颗粒增强高强铝基复合材料及其双级固溶热处理工艺 | |
| CN111172435A (zh) | 一种稀土变质铸造铝硅合金的工艺方法 | |
| CN106609331A (zh) | 高塑性压铸镁合金及其成形方法 | |
| CN113278831B (zh) | 一种废杂铝制备再生adc12铝合金的方法 | |
| CN102383013A (zh) | 一种变形镁合金及其制备方法、以及一种变形镁合金产品及其制备方法 | |
| CN1194831C (zh) | 一种钢铁材料半固态熔体的制备方法及装置 | |
| CN1046945A (zh) | 四元晶粒细化剂及其制造方法 | |
| CN103233138B (zh) | Mg-Al系镁合金用晶粒细化剂及其制备方法 | |
| FR2604185A1 (fr) | Alliages-maitres aluminium-titane contenant des additions d'un troisieme element, utiles pour l'affinage du grain de l'aluminium | |
| CN114959348B (zh) | 一种高分散度Al-xMB2细化剂的制备方法和应用方法 | |
| Lloyd et al. | Properties of shape cast Al-SiC metal matrix composites | |
| CN108149083B (zh) | 一种半固态压铸铝合金及制备半固态压铸铝合金铸件的方法 | |
| CN115044806A (zh) | 一种铝合金添加剂及其制备方法和应用 | |
| CN111411270B (zh) | 一种改变铝合金中硅铁相形貌的方法 | |
| CN118308630B (zh) | 一种合金铸造用Al-Ti-Nb-B-C细化剂及其制备方法和应用 | |
| US3961945A (en) | Aluminum-silicon composite | |
| AU712809B2 (en) | Strontium-aluminum intermetallic alloy granules | |
| CN115679161B (zh) | 一种具有限制生长元素的铝硅合金用细化剂及制备方法 | |
| CN1289702C (zh) | 氮化硼/铝基复合材料制备工艺 | |
| CN118272682B (zh) | 一种Al-Ti-B-C细化剂及其应用 | |
| CN116356175B (zh) | 一种可抗硅中毒的Al-Sc-Ti晶粒细化剂及其应用 | |
| JP3666822B2 (ja) | Ｍｇ合金中へＺｒを添加するための母合金 | |
| CN110643871A (zh) | 新型耐热高强Mg-Al-Ca-Gd镁合金及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041129 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20050308 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20050712 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |