JPH10140304A - マグネシウム合金の熱処理方法 - Google Patents
マグネシウム合金の熱処理方法Info
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- JPH10140304A JPH10140304A JP8307349A JP30734996A JPH10140304A JP H10140304 A JPH10140304 A JP H10140304A JP 8307349 A JP8307349 A JP 8307349A JP 30734996 A JP30734996 A JP 30734996A JP H10140304 A JPH10140304 A JP H10140304A
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- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｍｇ合金の機械的特性（特にクリープ強度及
び疲労強度）を更に向上させるための熱処理方法を提供
する。 【解決手段】 重量％でカルシウム（Ｃａ）：０．５〜
３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．０％、ジルコニ
ウム（Ｚｒ）：０〜１．０％、１種以上のランタノイ
ド：１．０〜５．０％を含み、残部がマグネシウム（Ｍ
ｇ）と不可避不純物とからなるマグネシウム合金を、４
３０〜４７０℃に加熱し、焼入れし、次いで１５０〜２
５０℃に加熱することにより焼戻すことからなるマグネ
シウム合金の熱処理方法。
び疲労強度）を更に向上させるための熱処理方法を提供
する。 【解決手段】 重量％でカルシウム（Ｃａ）：０．５〜
３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．０％、ジルコニ
ウム（Ｚｒ）：０〜１．０％、１種以上のランタノイ
ド：１．０〜５．０％を含み、残部がマグネシウム（Ｍ
ｇ）と不可避不純物とからなるマグネシウム合金を、４
３０〜４７０℃に加熱し、焼入れし、次いで１５０〜２
５０℃に加熱することにより焼戻すことからなるマグネ
シウム合金の熱処理方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳造用合金として
利用されるＭｇ合金の機械的特性（特に硬さ、クリープ
強度及び疲労強度）を更に向上させるための熱処理方法
に関するものである。
利用されるＭｇ合金の機械的特性（特に硬さ、クリープ
強度及び疲労強度）を更に向上させるための熱処理方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金やＭｇ−Ｒ．
Ｅ．（ランタノイド）−Ｃａ系合金は高温強度が優れて
いるので、前記系の合金に関して種々の提案がなされて
いる。例えば、特開平６−２５７９１号公報には、亜鉛
３〜８重量％、カルシウム０．８〜５重量％及び銅０〜
１０重量％を含有し、所望により更にそれぞれ２重量％
以下のマンガン、ジルコニウム及びケイ素、及び４重量
％以下の希土類元素からなる群から選ばれた少なくとも
１種の元素を含有し、残部がマグネシウムと不可避の不
純物からなる室温及び高温強度に優れたマグネシウム合
金が記載されている。同様に室温及び高温強度に優れた
マグネシウム合金として、特開平６−２００３４８号公
報には、（イ）ランタノイド０．５〜５重量％、（ロ）
カルシウム０．５〜５重量％及び（ハ）マンガン１．５
重量％以下及びジルコニウム１．５重量％以下の何れか
一方又は両方を含有し、（ニ）所望によりアルミニウム
１〜９．５重量％、亜鉛１〜７．５重量％及び銀０．５
〜４重量％からなる群から選ばれた何れか１種を含有
し、（ホ）更に所望によりイットリウム５．５重量％以
下、ストロンチウム１．５重量％以下及びスカンジウム
１０重量％以下からなるからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素を含有し、残部がマグネシウムと不可避
の不純物からなるマグネシウム合金が記載されている。
Ｅ．（ランタノイド）−Ｃａ系合金は高温強度が優れて
いるので、前記系の合金に関して種々の提案がなされて
いる。例えば、特開平６−２５７９１号公報には、亜鉛
３〜８重量％、カルシウム０．８〜５重量％及び銅０〜
１０重量％を含有し、所望により更にそれぞれ２重量％
以下のマンガン、ジルコニウム及びケイ素、及び４重量
％以下の希土類元素からなる群から選ばれた少なくとも
１種の元素を含有し、残部がマグネシウムと不可避の不
純物からなる室温及び高温強度に優れたマグネシウム合
金が記載されている。同様に室温及び高温強度に優れた
マグネシウム合金として、特開平６−２００３４８号公
報には、（イ）ランタノイド０．５〜５重量％、（ロ）
カルシウム０．５〜５重量％及び（ハ）マンガン１．５
重量％以下及びジルコニウム１．５重量％以下の何れか
一方又は両方を含有し、（ニ）所望によりアルミニウム
１〜９．５重量％、亜鉛１〜７．５重量％及び銀０．５
〜４重量％からなる群から選ばれた何れか１種を含有
し、（ホ）更に所望によりイットリウム５．５重量％以
下、ストロンチウム１．５重量％以下及びスカンジウム
１０重量％以下からなるからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素を含有し、残部がマグネシウムと不可避
の不純物からなるマグネシウム合金が記載されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一般にはＣａは、それ
が添加されたマグネシウム合金の伸びを減ずる元素であ
るため、前記両公報に記載された合金においては、均一
化処理した素材での検討が行われている。また、一般的
なＭｇ−Ｚｎ系合金（ＺＥ４１など）では比較的低温で
焼戻し処理のみを行う（Ｔ５処理）ことにより強度が向
上する。これは、この系の化合物が比較的低温で生成し
易いためである。一方、一般的なＭｇ−Ｒ．Ｅ．系合金
（ＥＺ３３など）でも溶体化処理を完全に行うことが難
しいために、Ｔ５処理が行われている。
が添加されたマグネシウム合金の伸びを減ずる元素であ
るため、前記両公報に記載された合金においては、均一
化処理した素材での検討が行われている。また、一般的
なＭｇ−Ｚｎ系合金（ＺＥ４１など）では比較的低温で
焼戻し処理のみを行う（Ｔ５処理）ことにより強度が向
上する。これは、この系の化合物が比較的低温で生成し
易いためである。一方、一般的なＭｇ−Ｒ．Ｅ．系合金
（ＥＺ３３など）でも溶体化処理を完全に行うことが難
しいために、Ｔ５処理が行われている。
【０００４】しかしながら、Ｃａを含まない一般的なマ
グネシウム合金（ＺＥ４１，ＥＺ３３など）では充分な
高温強度が得られない。一方、特開平６−２５７９１号
公報及び特開平６−２００３４８号公報に記載されたマ
グネシウム合金でも、熱処理について充分な検討が行わ
れておらず、その特性は充分に引き出されていない。
グネシウム合金（ＺＥ４１，ＥＺ３３など）では充分な
高温強度が得られない。一方、特開平６−２５７９１号
公報及び特開平６−２００３４８号公報に記載されたマ
グネシウム合金でも、熱処理について充分な検討が行わ
れておらず、その特性は充分に引き出されていない。
【０００５】本発明は前記従来技術の問題点を解決する
ためのものであり、その目的とするところは、従来のＭ
ｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金やＭｇ−Ｒ．Ｅ．（ランタノイ
ド）−Ｃａ系合金などのＭｇ−Ｃａ系合金の硬さ、クリ
ープ強度、疲労強度等の機械的特性を更に向上させるた
めの、添加元素の選択及び得られたマグネシウム合金の
熱処理方法を提供することにある。
ためのものであり、その目的とするところは、従来のＭ
ｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金やＭｇ−Ｒ．Ｅ．（ランタノイ
ド）−Ｃａ系合金などのＭｇ−Ｃａ系合金の硬さ、クリ
ープ強度、疲労強度等の機械的特性を更に向上させるた
めの、添加元素の選択及び得られたマグネシウム合金の
熱処理方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明のマグネ
シウム合金の熱処理方法は、重量％でカルシウム（Ｃ
ａ）：０．５〜３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．
０％、１種以上のランタノイド：１．０〜５．０％を含
み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とから
なるマグネシウム合金、又は、重量％でカルシウム（Ｃ
ａ）：０．５〜３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．
０％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０％より多く１．０％以
下、１種以上のランタノイド：１．０〜５．０％を含
み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とから
なるマグネシウム合金を、４３０〜４７０℃に加熱し、
焼入れし、次いで１５０〜２５０℃に加熱することによ
り焼戻すことを特徴とする。
シウム合金の熱処理方法は、重量％でカルシウム（Ｃ
ａ）：０．５〜３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．
０％、１種以上のランタノイド：１．０〜５．０％を含
み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とから
なるマグネシウム合金、又は、重量％でカルシウム（Ｃ
ａ）：０．５〜３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．
０％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０％より多く１．０％以
下、１種以上のランタノイド：１．０〜５．０％を含
み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とから
なるマグネシウム合金を、４３０〜４７０℃に加熱し、
焼入れし、次いで１５０〜２５０℃に加熱することによ
り焼戻すことを特徴とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明の方法で使用するマグネシ
ウム合金（以下、本合金と称する）の温度に対する組織
変化を詳細に調査したところ、本合金の再融解温度は従
来のＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金よりも約６０℃高いことを
見出した。そこで、このことを利用し、熱処理によって
強度を更に向上させることを検討した。
ウム合金（以下、本合金と称する）の温度に対する組織
変化を詳細に調査したところ、本合金の再融解温度は従
来のＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金よりも約６０℃高いことを
見出した。そこで、このことを利用し、熱処理によって
強度を更に向上させることを検討した。
【０００８】高温クリープ強度を向上させるためには、
より多くの溶質を母相中に溶け込ませた後に化合物を析
出させるほうが有利である。そこで、本合金に溶体化処
理を施す。溶体化処理温度は４３０℃以上、４７０℃以
下である。４３０℃未満では殆どの化合物が形態を止
め、母相中の固溶量が殆ど変化しない。一方、４７０℃
を越えると低融点部が再融解し、欠陥を形成する。従っ
て、溶体化処理温度は４３０〜４７０℃とする必要があ
る。また、化合物が母相に充分に溶け込むには５時間以
上必要であり、２４時間でほぼ溶解限度に達するので、
溶体化処理時間は５〜２４時間でよい。この処理後、冷
却過程で粗大な化合物が生成しないように、適当な媒体
中（例えば温水中、強制空冷など）に焼入れる。
より多くの溶質を母相中に溶け込ませた後に化合物を析
出させるほうが有利である。そこで、本合金に溶体化処
理を施す。溶体化処理温度は４３０℃以上、４７０℃以
下である。４３０℃未満では殆どの化合物が形態を止
め、母相中の固溶量が殆ど変化しない。一方、４７０℃
を越えると低融点部が再融解し、欠陥を形成する。従っ
て、溶体化処理温度は４３０〜４７０℃とする必要があ
る。また、化合物が母相に充分に溶け込むには５時間以
上必要であり、２４時間でほぼ溶解限度に達するので、
溶体化処理時間は５〜２４時間でよい。この処理後、冷
却過程で粗大な化合物が生成しないように、適当な媒体
中（例えば温水中、強制空冷など）に焼入れる。
【０００９】前記の如く溶体化処理した合金を１５０〜
２５０℃に加熱することにより焼戻す（化合物を析出さ
せることにより硬化させる）。焼戻し温度が１５０℃未
満では、硬化に長時間を要する。反対に、焼戻し温度が
２５０℃を越えると析出硬化は顕著に起こらない。従っ
て、焼戻し温度は１５０〜２５０℃、好ましくは１５０
〜２００℃である。時効時間は温度により変化するが、
０．５〜２４時間で充分に硬化する。温度制御及び生産
性の面から、焼戻し条件は１８０〜２００℃、０．５〜
２時間が好ましい。
２５０℃に加熱することにより焼戻す（化合物を析出さ
せることにより硬化させる）。焼戻し温度が１５０℃未
満では、硬化に長時間を要する。反対に、焼戻し温度が
２５０℃を越えると析出硬化は顕著に起こらない。従っ
て、焼戻し温度は１５０〜２５０℃、好ましくは１５０
〜２００℃である。時効時間は温度により変化するが、
０．５〜２４時間で充分に硬化する。温度制御及び生産
性の面から、焼戻し条件は１８０〜２００℃、０．５〜
２時間が好ましい。
【００１０】本合金において、Ｃａは析出物を微細化し
て耐熱性を向上させる。すなわち、析出物の成長速度を
抑制する。この効果は、Ｃａを０．５％以上添加するこ
とにより顕著となる。Ｃａの最大固溶限以上ではＣａの
添加効果が飽和するので、１％程度以上Ｃａを添加して
も大きな変化はない。また、Ｃａの添加量が多くなるに
従って合金の靱性が低下するので、３．０％を越えるＣ
ａの添加は好ましくない。それ故、Ｃａは重量％で０．
５〜３．０％添加する。得られる合金の靱性を考慮する
と、Ｃａは０．５〜１％添加することが好ましい。
て耐熱性を向上させる。すなわち、析出物の成長速度を
抑制する。この効果は、Ｃａを０．５％以上添加するこ
とにより顕著となる。Ｃａの最大固溶限以上ではＣａの
添加効果が飽和するので、１％程度以上Ｃａを添加して
も大きな変化はない。また、Ｃａの添加量が多くなるに
従って合金の靱性が低下するので、３．０％を越えるＣ
ａの添加は好ましくない。それ故、Ｃａは重量％で０．
５〜３．０％添加する。得られる合金の靱性を考慮する
と、Ｃａは０．５〜１％添加することが好ましい。
【００１１】本合金において、Ｚｎは固溶強化、析出強
化及び鋳造性に関連する元素である。Ｚｎにより合金を
強化するには、１％以上Ｚｎを添加することが必要であ
る。しかし、６％を越えてＺｎを添加すると、合金中に
化合物が多量に析出し、合金の靱性が低下する。それ
故、Ｚｎは重量％で１．０〜６．０％添加する。
化及び鋳造性に関連する元素である。Ｚｎにより合金を
強化するには、１％以上Ｚｎを添加することが必要であ
る。しかし、６％を越えてＺｎを添加すると、合金中に
化合物が多量に析出し、合金の靱性が低下する。それ
故、Ｚｎは重量％で１．０〜６．０％添加する。
【００１２】本合金において、Ｚｒは結晶粒微細化元素
である。しかし、１％を越えてＺｒを添加しても、合金
へのＺｒの溶解が困難である。それ故、Ｚｒは重量％で
０〜１．０％添加する。すなわち、本合金はＺｒを含ま
なくてもよく、本合金がＺｒを含む場合には、Ｚｒは１
％以下の添加量とする。
である。しかし、１％を越えてＺｒを添加しても、合金
へのＺｒの溶解が困難である。それ故、Ｚｒは重量％で
０〜１．０％添加する。すなわち、本合金はＺｒを含ま
なくてもよく、本合金がＺｒを含む場合には、Ｚｒは１
％以下の添加量とする。
【００１３】本合金において、Ｒ．Ｅ．（ランタノイ
ド）は耐熱性と鋳造性を向上させる。この効果を顕著に
発揮させるためには、１％以上Ｒ．Ｅ．を添加すること
が必要である。しかし、Ｒ．Ｅ．の添加率が５％を越え
ると、鋳造性改善効果が飽和するとともに、多量の化合
物が生成し、合金の靱性が低下する。それ故、Ｒ．Ｅ．
は重量％で１．０〜５．０％添加する。
ド）は耐熱性と鋳造性を向上させる。この効果を顕著に
発揮させるためには、１％以上Ｒ．Ｅ．を添加すること
が必要である。しかし、Ｒ．Ｅ．の添加率が５％を越え
ると、鋳造性改善効果が飽和するとともに、多量の化合
物が生成し、合金の靱性が低下する。それ故、Ｒ．Ｅ．
は重量％で１．０〜５．０％添加する。
【００１４】
【実施例】以下の実験例により本発明を更に詳細に説明
する。なお、以下の実験例は実施例及び比較例を含む
が、熱処理条件の検討例であるため、全て実験例として
通し番号にて示す。 （実施例１） Ｉ．マグネシウム合金の製造 電気炉で予熱した高クロム合金鋼（ＳＵＳ４３０）製る
つぼの内面に塩化マグネシウム系のフラックスを塗布
し、その中に純マグネシウム地金を投入して溶解した。
７００℃に保持した溶湯に金属Ｃａ，Ｚｎ，セリウム系
のミッシュメタル（Ｍｍ）を添加し、更に７８０℃に昇
温してＭｇ−Ｚｒ合金を添加し、溶湯を攪拌した。充分
に攪拌後、これらが完全に溶解したことを確認してか
ら、精錬を行った。精錬終了後、７８０℃に保持した。
なお、溶解作業中は燃焼防止のために溶湯表面に炭酸ガ
スとＳＦ6 ガスとの混合ガスを流量０．２リットル／分
で吹き付けるとともに、適宜フラックスを溶湯表面に散
布した。前記溶湯から舟金型を鋳造した。この合金組成
はＭｇ−２％Ｚｎ−２％Ｍｍ−０．６％Ｃａ−０．６％
Ｚｒ（％は重量％）であった。
する。なお、以下の実験例は実施例及び比較例を含む
が、熱処理条件の検討例であるため、全て実験例として
通し番号にて示す。 （実施例１） Ｉ．マグネシウム合金の製造 電気炉で予熱した高クロム合金鋼（ＳＵＳ４３０）製る
つぼの内面に塩化マグネシウム系のフラックスを塗布
し、その中に純マグネシウム地金を投入して溶解した。
７００℃に保持した溶湯に金属Ｃａ，Ｚｎ，セリウム系
のミッシュメタル（Ｍｍ）を添加し、更に７８０℃に昇
温してＭｇ−Ｚｒ合金を添加し、溶湯を攪拌した。充分
に攪拌後、これらが完全に溶解したことを確認してか
ら、精錬を行った。精錬終了後、７８０℃に保持した。
なお、溶解作業中は燃焼防止のために溶湯表面に炭酸ガ
スとＳＦ6 ガスとの混合ガスを流量０．２リットル／分
で吹き付けるとともに、適宜フラックスを溶湯表面に散
布した。前記溶湯から舟金型を鋳造した。この合金組成
はＭｇ−２％Ｚｎ−２％Ｍｍ−０．６％Ｃａ−０．６％
Ｚｒ（％は重量％）であった。
【００１５】II．溶体化処理温度の検討 図１〜４は前記マグネシウム合金をアルゴン気流中で高
温に保持し、約８０℃の温水中に焼入れたとき（溶体化
処理）の金属組織の顕微鏡写真である。図１は溶体化処
理温度４１０℃、溶体化処理時間２４時間の場合の顕微
鏡写真〔図１（ａ）は倍率５００倍，図１（ｂ）は倍率
１０００倍：実験例１〕、図２は溶体化処理温度４４０
℃、溶体化処理時間２４時間の場合の顕微鏡写真〔図２
（ａ）は倍率５００倍，図２（ｂ）は倍率１０００倍：
実験例２〕、図３は溶体化処理温度４６５℃、溶体化処
理時間２４時間の場合の顕微鏡写真〔図３（ａ）は倍率
５００倍，図３（ｂ）は倍率１０００倍：実験例３〕、
そして図４は溶体化処理温度４８０℃、溶体化処理時間
２４時間の場合の顕微鏡写真〔図４（ａ）は倍率５００
倍，図４（ｂ）は倍率１０００倍：実験例４〕を示す。
温に保持し、約８０℃の温水中に焼入れたとき（溶体化
処理）の金属組織の顕微鏡写真である。図１は溶体化処
理温度４１０℃、溶体化処理時間２４時間の場合の顕微
鏡写真〔図１（ａ）は倍率５００倍，図１（ｂ）は倍率
１０００倍：実験例１〕、図２は溶体化処理温度４４０
℃、溶体化処理時間２４時間の場合の顕微鏡写真〔図２
（ａ）は倍率５００倍，図２（ｂ）は倍率１０００倍：
実験例２〕、図３は溶体化処理温度４６５℃、溶体化処
理時間２４時間の場合の顕微鏡写真〔図３（ａ）は倍率
５００倍，図３（ｂ）は倍率１０００倍：実験例３〕、
そして図４は溶体化処理温度４８０℃、溶体化処理時間
２４時間の場合の顕微鏡写真〔図４（ａ）は倍率５００
倍，図４（ｂ）は倍率１０００倍：実験例４〕を示す。
【００１６】溶体化処理温度４１０℃（実験例１）まで
は合金の金属組織に大きな変化はないが、溶体化処理温
度４４０℃（実験例２）及び溶体化処理温度４６５℃
（実験例３）では、合金の金属組織中の黒色の化合物が
減少している。このことは、前記黒色の化合物が分解
し、溶質が母相中に溶け込んでいることを示す。しかし
ながら、溶体化処理温度４８０℃（実験例４）では低融
点部が再溶解を開始して、合金中に欠陥が形成される。
は合金の金属組織に大きな変化はないが、溶体化処理温
度４４０℃（実験例２）及び溶体化処理温度４６５℃
（実験例３）では、合金の金属組織中の黒色の化合物が
減少している。このことは、前記黒色の化合物が分解
し、溶質が母相中に溶け込んでいることを示す。しかし
ながら、溶体化処理温度４８０℃（実験例４）では低融
点部が再溶解を開始して、合金中に欠陥が形成される。
【００１７】III ．焼戻し温度の検討 図５は、実験例３の合金（４６５℃、２４時間の溶体化
処理）を焼戻すにあたり、焼戻し温度と焼戻し時間を変
化させた場合の合金の硬さ（ビッカース硬さ：Ｈｖ）の
変化を示す図（時効硬化曲線）である。焼戻し温度が１
００℃（実験例５）では顕著な硬化が認められなかっ
た。焼戻し温度が１５０℃（実験例６）では経時的に硬
さが増大した。また、焼戻し温度が２００℃（実験例
７）では非常に短時間でピーク硬さを示す。従って、２
００℃以上の焼戻し温度では短時間で時効軟化が起こる
ことが判る。一方、鋳造後、単に室温から４６５℃で保
持した合金（実験例８）では、殆ど硬さに変化は認めら
れなかった。
処理）を焼戻すにあたり、焼戻し温度と焼戻し時間を変
化させた場合の合金の硬さ（ビッカース硬さ：Ｈｖ）の
変化を示す図（時効硬化曲線）である。焼戻し温度が１
００℃（実験例５）では顕著な硬化が認められなかっ
た。焼戻し温度が１５０℃（実験例６）では経時的に硬
さが増大した。また、焼戻し温度が２００℃（実験例
７）では非常に短時間でピーク硬さを示す。従って、２
００℃以上の焼戻し温度では短時間で時効軟化が起こる
ことが判る。一方、鋳造後、単に室温から４６５℃で保
持した合金（実験例８）では、殆ど硬さに変化は認めら
れなかった。
【００１８】IV．焼入れ，焼戻しの有無の引張強さに対
する影響の検討 図６は実験例３の合金を温水中に焼入れ、その後２００
℃，２時間の焼戻しを行った合金（実験例９）と、熱処
理を行わない鋳造のままの合金（実験例１０）の引張強
さを示す。熱処理により、実験例９の合金は実験例１０
の合金よりも引張強さが向上したことが判る。
する影響の検討 図６は実験例３の合金を温水中に焼入れ、その後２００
℃，２時間の焼戻しを行った合金（実験例９）と、熱処
理を行わない鋳造のままの合金（実験例１０）の引張強
さを示す。熱処理により、実験例９の合金は実験例１０
の合金よりも引張強さが向上したことが判る。
【００１９】図７は実験例９及び実験例１０の合金の１
５０℃，１００ＭＰａで０．１％のクリープ伸びに達す
る時間を示したしたものである。熱処理により、実験例
９の合金は実験例１０の合金よりも０．１％伸びに達す
る時間が長くなった。
５０℃，１００ＭＰａで０．１％のクリープ伸びに達す
る時間を示したしたものである。熱処理により、実験例
９の合金は実験例１０の合金よりも０．１％伸びに達す
る時間が長くなった。
【００２０】図８は実験例９及び実験例１０の合金の回
転曲げ疲労試験結果を示したものである。実験例９の合
金は実験例１０の合金よりも１０7 回疲労限が向上して
いることが判る。
転曲げ疲労試験結果を示したものである。実験例９の合
金は実験例１０の合金よりも１０7 回疲労限が向上して
いることが判る。
【００２１】（実施例２） Ｉ．マグネシウム合金の製造 実施例１におけるＭｇ−Ｚｒ合金の添加を行わず、それ
以外は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造し
た。この合金組成はＭｇ−２％Ｚｎ−２％Ｍｍ−０．７
％Ｃａ（％は重量％）であった。
以外は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造し
た。この合金組成はＭｇ−２％Ｚｎ−２％Ｍｍ−０．７
％Ｃａ（％は重量％）であった。
【００２２】II．熱処理の有無の合金の硬さに対する影
響の検討 上記マグネシウム合金を４６５℃で２４時間加熱し、そ
の後、温水中に焼入れし、更に２００℃で２時間して焼
戻した。その後、このマグネシウム合金のビッカース硬
さ（Ｈｖ）を測定した。比較のため、上記の熱処理を行
わない鋳造のままのマグネシウム合金についてもビッカ
ース硬さ（Ｈｖ）を測定した。結果を図９に示す。図９
より、上記熱処理をすることにより、マグネシウム合金
の硬さが向上することが判る。
響の検討 上記マグネシウム合金を４６５℃で２４時間加熱し、そ
の後、温水中に焼入れし、更に２００℃で２時間して焼
戻した。その後、このマグネシウム合金のビッカース硬
さ（Ｈｖ）を測定した。比較のため、上記の熱処理を行
わない鋳造のままのマグネシウム合金についてもビッカ
ース硬さ（Ｈｖ）を測定した。結果を図９に示す。図９
より、上記熱処理をすることにより、マグネシウム合金
の硬さが向上することが判る。
【００２３】
【発明の効果】本発明の熱処理方法により得られるマグ
ネシウム合金は、高温で安定な析出物がα−Ｍｇ中に微
細分散するので、従来のマグネシウム合金に比べて機械
的性質が改善され、特にクリープ強度及び疲労強度が向
上した。
ネシウム合金は、高温で安定な析出物がα−Ｍｇ中に微
細分散するので、従来のマグネシウム合金に比べて機械
的性質が改善され、特にクリープ強度及び疲労強度が向
上した。
【図１】マグネシウム合金を、溶体化処理条件：４１０
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図１（ａ）は
倍率５００倍，図１（ｂ）は倍率１０００倍〕。
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図１（ａ）は
倍率５００倍，図１（ｂ）は倍率１０００倍〕。
【図２】マグネシウム合金を、溶体化処理条件：４４０
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図２（ａ）は
倍率５００倍，図２（ｂ）は倍率１０００倍〕。
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図２（ａ）は
倍率５００倍，図２（ｂ）は倍率１０００倍〕。
【図３】マグネシウム合金を、溶体化処理条件：４６５
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図３（ａ）は
倍率５００倍，図３（ｂ）は倍率１０００倍〕。
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図３（ａ）は
倍率５００倍，図３（ｂ）は倍率１０００倍〕。
【図４】マグネシウム合金を、溶体化処理条件：４８０
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図４（ａ）は
倍率５００倍，図４（ｂ）は倍率１０００倍〕。
℃，２４時間で処理し、次いで約８０℃の温水中に焼入
れたときの金属組織の顕微鏡写真である〔図４（ａ）は
倍率５００倍，図４（ｂ）は倍率１０００倍〕。
【図５】焼戻し温度と焼戻し時間を変化させた場合の合
金の硬さの変化を示す図（時効硬化曲線）である。
金の硬さの変化を示す図（時効硬化曲線）である。
【図６】熱処理を行った合金と、熱処理を行わない鋳造
のままの合金の引張強さを示す図である。
のままの合金の引張強さを示す図である。
【図７】熱処理を行った合金と、熱処理を行わない鋳造
のままの合金の１５０℃，１００ＭＰａで０．１％のク
リープ伸びに達する時間を示す図である。
のままの合金の１５０℃，１００ＭＰａで０．１％のク
リープ伸びに達する時間を示す図である。
【図８】熱処理を行った合金と、熱処理を行わない鋳造
のままの合金の回転曲げ疲労試験結果を示す図である。
のままの合金の回転曲げ疲労試験結果を示す図である。
【図９】熱処理を行った合金と、熱処理を行わない鋳造
のままの合金の硬さを示す図である。
のままの合金の硬さを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ｚ
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％でカルシウム（Ｃａ）：０．５〜
３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．０％、１種以上
のランタノイド：１．０〜５．０％を含み、残部がマグ
ネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなるマグネシウ
ム合金、又は、重量％でカルシウム（Ｃａ）：０．５〜
３．０％、亜鉛（Ｚｎ）：１．０〜６．０％、ジルコニ
ウム（Ｚｒ）：０％より多く１．０％以下、１種以上の
ランタノイド：１．０〜５．０％を含み、残部がマグネ
シウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなるマグネシウム
合金を、４３０〜４７０℃に加熱し、焼入れし、次いで
１５０〜２５０℃に加熱することにより焼戻すことを特
徴とするマグネシウム合金の熱処理方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8307349A JPH10140304A (ja) | 1996-11-01 | 1996-11-01 | マグネシウム合金の熱処理方法 |
| US10/189,509 US20030000608A1 (en) | 1996-11-01 | 2002-07-08 | Magnesium alloy and heat treatment method thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8307349A JPH10140304A (ja) | 1996-11-01 | 1996-11-01 | マグネシウム合金の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10140304A true JPH10140304A (ja) | 1998-05-26 |
Family
ID=17968042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8307349A Pending JPH10140304A (ja) | 1996-11-01 | 1996-11-01 | マグネシウム合金の熱処理方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20030000608A1 (ja) |
| JP (1) | JPH10140304A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2004013364A1 (en) * | 2002-08-02 | 2004-02-12 | Commonwealth Scientific And Industrial Research Organisation | Age-hardenable, zinc-containing magnesium alloys |
| CN106854724A (zh) * | 2016-12-29 | 2017-06-16 | 赵建武 | 一种医用含稀土元素镁合金材料及其制备方法 |
| CN114164363A (zh) * | 2021-12-15 | 2022-03-11 | 重庆工业职业技术学院 | 高强韧铸造镁合金及其制备方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| KR101127113B1 (ko) * | 2004-01-09 | 2012-03-26 | 켄지 히가시 | 다이캐스트용 마그네슘 합금 및 이것을 사용한 마그네슘다이캐스트 제품 |
| US7140224B2 (en) * | 2004-03-04 | 2006-11-28 | General Motors Corporation | Moderate temperature bending of magnesium alloy tubes |
| JP4862983B2 (ja) * | 2005-03-22 | 2012-01-25 | 住友電気工業株式会社 | マグネシウム溶接線の製造方法 |
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| FR2904005B1 (fr) * | 2006-07-20 | 2010-06-04 | Hispano Suiza Sa | Procede de fabrication de pieces forgees a chaud en alliage de magnesium. |
| KR20100116566A (ko) * | 2009-04-22 | 2010-11-01 | 유앤아이 주식회사 | 생체분해성 임플란트 및 이의 제조방법 |
| CN102648300B (zh) | 2009-12-07 | 2015-06-17 | 友和安股份公司 | 镁合金 |
| US20140224385A1 (en) * | 2013-02-13 | 2014-08-14 | Caterpillar Incorporated | Apparatus and method for manufacturing a turbocharger component |
| CN103255329B (zh) | 2013-05-07 | 2015-08-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法 |
| US11198926B2 (en) * | 2013-12-17 | 2021-12-14 | Northwestern University | Alloys and methods of forming same |
| KR101594857B1 (ko) * | 2015-02-25 | 2016-02-17 | 이인영 | 열전도성과 난연성이 우수한 소성가공용 마그네슘 합금의 제조방법 |
| US20190001027A1 (en) * | 2015-12-21 | 2019-01-03 | The University Of Toledo | Process to produce high-strength and corrosion resistant alloy for patient-specific bioresorbable bone fixation implants and hardware |
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| JPH0625791A (ja) * | 1992-03-25 | 1994-02-01 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 高強度マグネシウム合金 |
| JPH06200348A (ja) * | 1992-05-22 | 1994-07-19 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 高強度マグネシウム合金 |
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-
1996
- 1996-11-01 JP JP8307349A patent/JPH10140304A/ja active Pending
-
2002
- 2002-07-08 US US10/189,509 patent/US20030000608A1/en not_active Abandoned
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| A131 | Notification of reasons for refusal |
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| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050817 |