JP2009144215A - 耐熱マグネシウム合金材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温強度に優れた耐熱マグネシウム合金材を提供する。
【解決手段】Ｚｎ０．５〜４原子％とＹ０．５〜４原子％とを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物からなる組成を有し、α相Ｍｇ結晶粒径が５０μｍ以下であって、その粒界にネットワーク状にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が生成されている。該マグネシウム合金材は、高圧鋳造法によって１０℃／秒〜１０００℃／秒の冷却速度で凝固させることで得られる。粒界にネットワーク状に生成されているＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物によって粒界すべりが抑制され高温クリープ特性を向上させ、耐熱性を高めることができる。エンジン周りの自動車部品など高温環境下での使用に適用でき、自動車部品の一層の軽量化を可能にする
【選択図】図４

Description

この発明は、エンジン周りの自動車部品など高温環境下での使用に適し、高温クリープ特性に優れた耐熱マグネシウム合金材とその製造方法に関するものである。

構造用金属材料中で最も比重が軽いマグネシウム合金は、その特性を利用して携帯電話やノートパソコンなどの携帯電子機器あるいは家電製品の筐体などに使われている。該合金例として強度と耐食性、鋳造性に優れたＡＺ９１Ｄ合金が用いられている。また、省エネや運動性能の向上、衝撃吸収などを目的として、ステアリングホイールやホイールなどの自動車部品にもＡＭ６０Ｂ、ＡＭ５０Ａ、ＡＺ８０Ａといったマグネシウム合金が使われている。

マグネシウム合金の更なる高強度化を目指して、組成と加工方法の最適化に関する研究が活発に行われている。その結果、例えばＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金の急冷凝固材では６００ＭＰａ以上の降伏強度を示し、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ合金インゴットの押出材では４００ＭＰａ以上の降伏強度を示すことが報告されている。

特許文献１では、強度と弾性率を向上させるため、イットリウムを５〜１２原子％、Ｚｎを１〜１２原子％含むマグネシウム合金が提案されている。
特許文献２では、Ｚｎ１〜４原子％と、Ｙ１〜４．５原子％とを含み、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、塑性加工することにより、金属間化合物Ｍｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３と、長周期構造を示すＭｇ_１２Ｚｎとを含む合金組織とすることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法が提案されている。

さらに、マグネシウム合金は、アルミニウム合金などに比べて結晶粒微細化による高強度化への効果が大きいことが知られている。そのため、急冷凝固法や塑性加工を用いると、結晶粒の微細化によって高強度化されるので高強度マグネシウム合金の製造方法として数多くの研究が実施されている（ただし、過飽和固溶＋析出強化、集合組織制御などの効果もある）。
例えば、特許文献３では、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｘ（ただしＸはＹ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｍｍからなる群から選ばれた１種または２種以上の元素）合金の急冷凝固材が提案されている。
特開２００５−２１３５３５号公報 特開２００６−９７０３７号公報 特開平７−３３７５号公報

ところで、自動車部品の中でボディに次いで重量割合の多いエンジン周りの部品を軽量なマグネシウム合金に代替することができれば、軽量化効果が大きく省エネにも大きく貢献するため、高温特性がアルミニウム合金と同等以上となるマグネシウム合金の開発が強く望まれている。

しかし、ＡＺ９１Ｄ、ＡＭ６０Ｂ、ＡＭ５０Ａ、ＡＺ８０Ａといったマグネシウム合金は、Ａｌを合金元素として含んでおり、比較的低温で強度低下を引き起こすＭｇ_１７Ａｌ_１２化合物を形成するため、高温特性でアルミニウム合金に比べて劣り、エンジン周りなどの高温特性が要求される部品では使い難いという欠点がある。耐熱性を改善するために、ＡＥ４２、ＡＳ４１合金などの高温特性を改善したマグネシウム合金が開発されているが、アルミニウム合金と比較すると性能が劣るため、広く実用化されるまでには至っていない。

また、特許文献１に示されるマグネシウム合金は、多量のイットリウムやＺｎを含有しており、このように合金元素を多く添加して鋳造すると化合物層の生成量が多くなり、粗大な化合物が生成するなどして強度や弾性率が上がっても延性が低下してしまう。また、高価なイットリウムを多く含有するため、大量生産するような部材には適用し難い。なお、冷却速度が５０℃／ｓ以下と通常の射出成形やダイカストなどよりも遅い冷却速度で鋳造しているが、そのような冷却速度ではα相Ｍｇの粒径も大きくなり、化合物層も粗大になってしまうため、高温クリープ抵抗が低いという問題がある。

金属組織は細かいほど粒界すべりがおきやすくなる。また、マグネシウム合金の高温変形では粒界すべりの寄与が大きいため、粒界すべりを抑制するような組織制御がマグネシウム合金における高温特性の向上に必要である。すなわち、急冷凝固や塑性加工によって結晶粒微細化すると、常温強度は高くなっても、粒界すべりが寄与する高温特性は常温ほど改善されない。

特許文献２に示される製造方法では、金属間化合物Ｍｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３と長周期構造を示すＭｇ_１２ＹＺｎとを含む合金を塑性加工することで高強度マグネシウムを作製しており、これらの化合物は高温安定性に優れ、α相Ｍｇとの整合性にも優れるため高強度・高延性化が可能である。しかし、特許文献２で具体的に示されている製造工程に従って、押出加工などの塑性加工を実施すると、鋳造時の組織が破壊されることで化合物相が分断されるとともに、塑性加工前の粗大なα相Ｍｇが再結晶することで微細なα相Ｍｇの集合組織が形成され、結果としてα相Ｍｇ同士が隣接した粒界が形成される。そのため、粒界に高温安定性に優れた化合物が存在しなくなり、粒界すべりが起きやすくなり、高温クリープ特性が劣ったものになってしまう。

特許文献３では、急冷凝固材が提案されているが、ロールに溶湯を噴出し急冷凝固させる単ロール法に代表される急冷凝固法は、マグネシウムの燃焼・酸化・爆発などの防止のために不活性ガス雰囲気下で実施する必要があり、装置が大掛かりで、生産性にも劣るため高コストになってしまう。また、特許文献３で開示されている製法では、最終的に製品へと加工するためには、得られた薄体を粉砕し、同金属あるいはアルミニウムなどの缶に詰め、押出加工などの塑性加工によって固化を実施し、さらにそれを鍛造あるいは機械加工などにより形状付与するという複数の工程が必要となるため、コストと生産性の面で量産には適さない。また、特許文献３で示される急冷凝固材は、Ｍｇ母相とＭｇ−Ｚｎ系およびＭｇ−Ｘ（ただしＸはＹ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｍｍからなる群から選ばれた１種または２種以上の元素）系金属間化合物の分散相とから構成されており、サブミクロンのＭｇ母相内に微細な金属間化合物が分散している。Ｍｇ−Ｚｎ系化合物はＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物に比べて融点が低いため耐熱性において不利である。また、母相内に化合物が分散していると常温強度の向上は期待できるが、高温強度を高める作用は殆ど得られない。

本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、高温強度に優れた耐熱マグネシウム合金材およびその製造方法を提供することを目的とする。

すなわち、本発明の耐熱マグネシウム合金材のうち、第１の本発明は、Ｚｎ０．５〜４原子％とＹ０．５〜４原子％とを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物からなる組成を有し、α相Ｍｇ結晶粒径が５０μｍ以下であって、その粒界にネットワーク状にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が生成されていることを特徴とする。

第２の本発明の耐熱マグネシウム合金材は、前記第１の本発明において、前記ＺｎおよびＹの原子％において、Ｙ／Ｚｎ比が０．５〜２であることを特徴とする。

第３の本発明の耐熱マグネシウム合金材は、前記第１または第２の本発明において、前記組成中に、Ｚｒを０．５原子％以下含有することを特徴とする。

第４の本発明の耐熱マグネシウム合金材の製造方法は、前記第１〜第３のいずれかの本発明に記載の組成を有するマグネシウム合金を、高圧鋳造法によって１０℃／秒〜１０００℃／秒の冷却速度で凝固させて、マグネシウム合金材を得ることを特徴とする。

第５の本発明の耐熱マグネシウム合金材の製造方法は、前記第４の本発明において、前記高圧鋳造法が、射出成型法、ダイキャスト法、スクイーズキャスト法のいずれかであることを特徴とする。

本発明のマグネシウム合金材は、最終製品形状を有するもの、またはその後、機械加工などの二次加工を経て最終製品形状とされるものであり、その後、押出加工などの塑性加工などが施されるものは含まれない。

次に、本発明で規定される成分、製造条件の限定理由について述べる。
Ｚｎ：０．５〜４原子％
Ｙ：０．５〜４原子％
高い強度と延性を得るために、Ｚｎ、Ｙを含有する。ただし、含有量が少ないとα相Ｍｇ中に固溶してしまい、化合物相の生成がない、あるいは量が少なくなってしまい、ネットワーク状に化合物相が生成されない。一方、含有量が多すぎると、化合物相が多すぎて延性が低下してしまうおそれがある。また、高価なＹを大量に使用するとコストが高くなる他、耐食性も悪化する。よって、Ｚｎ、Ｙの含有量を上記に定める。

Ｙ／Ｚｎ：０．５〜２
高温での粒界すべりに対するピン止め効果が得られるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が生成されるためには、図１に示すように、Ｙ／Ｚｎ比を０．５〜２とする必要がある。ただし、Ｙ／Ｚｎ比が１より大きいと、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物として、Ｍｇ_１２ＹＺｎ相が多く生成され、Ｙ／Ｚｎ比が１以下であると、Ｍｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３相が多く生成される。粒状に化合物相が生成するＭｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３の方が粒界すべりに対するピン止め効果が大きいため、Ｙ／Ｚｎ比が１以下の方が、より高温クリープ特性に優れている。

Ｚｒ：０．５原子％以下
Ｚｒは微細化効果があり、強度を高める効果があり、所望により含有させる。ただし、多すぎると、化合物相の生成を阻害することがあるため、上限を０．５原子％とする。

α相Ｍｇ結晶粒径：５０μｍ以下
α相Ｍｇ結晶粒径を５０μｍ以下にすることで、優れた強度を示す。

Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物がα相Ｍｇ結晶粒を囲んでネットワーク状に粒界に生成されることで粒界のすべりを抑制して高温クリープ特性を向上させ、高温強度を高める。Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物は、結晶粒界にあってα相Ｍｇ結晶粒を隙間なく被覆するのが望ましいが、粒界の大部分に存在することでネットワーク状に生成されていてもすべり防止効果を発揮する。Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物としては、上記のようにＭｇ_１２ＹＺｎ相、Ｍｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３相が挙げられる。

凝固速度：１０〜１０００℃／秒
凝固速度を大きくすることでα相Ｍｇ結晶粒径を小さくすることができ、１０℃／秒以上の冷却速度で５０μｍ以下の粒径とすることができる。一方、１０００℃／秒を超える冷却速度で溶湯を凝固させると、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が固溶してしまい化合物相が生成されにくくなる。固溶したものを熱処理して化合物相を析出させても、微細に析出してしまい本発明のようにネットワーク状に化合物相が存在する組織は得られない。

高圧鋳造法
本発明の製造方法において高圧鋳造法を採用することで、最終製品形状またはこれに近い形状のマグネシウム合金材を得ることができ、それ以降に、粒界に生成されているＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物の存在を損なうことなく最終製品を得ることができる。高圧鋳造法としては、射出成形、ダイキャスト、スクイーズキャストなどが挙げられる。

すなわち、本発明によれば、Ｚｎ０．５〜４原子％とＹ０．５〜４原子％とを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物からなる組成を有し、α相Ｍｇ結晶粒径が５０μｍ以下であって、その粒界にネットワーク状にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が生成されているので、粒界すべりを抑制して高温クリープ特性を向上させ、耐熱性を高めることができる。これによりエンジン周りの自動車部品など高温環境下での使用にも適用することができ、自動車部品の一層の軽量化を可能にする。

以下に、本発明の一実施形態を説明する。この実施形態では、高圧鋳造法として射出成形によるチクソモールディング法を採用している。

以下、この発明の一実施形態を図に基づいて説明する。
図２はマグネシウム合金用射出成形機１を示すものであり、シリンダ２内部にスクリュ３が設けられている。スクリュ３は、モーター４による回転、油圧による射出装置によって前後進可能であり、これらシリンダ２、スクリュ３によって成形材料である金属材料５の溶融・計量．射出が行われる。金属材料５は、ホッパ６に納められ、フィーダ７によってシリンダ２内に供給される。

シリンダ２の先端にはノズル１０が設けられており、ノズル１０を金型１５にタッチさせて溶融した成形材料が射出される。ノズル１０およびシリンダ２の外周には各々加熱手段であるノズルヒーター１１およびシリンダヒーター８が設けられ、ノズル１０およびシリンダ２が加熱される。シリンダ２内部先端の貯留部２ａとノズル１０内には、ノズルヒーター１１、シリンダヒーター８によって加熱された成形材料が溶融もしくは半溶融の溶湯となって保持され、金型１５のキャビティ内に射出される。

次に作用について射出成形を代表例にして説明する。チクソモールディングでは、樹脂成形で使われるペレットの代わりに軽金属のチップが使われる。原料チップはホッパ６から投入され、設定温度に加熱されたシリンダ２からの熱によって暖められながらスクリュ３の回転によってシリンダ２先端へと運ばれる。やがてスクリュ３によるせん断力とシリンダ２からの加熱によりチクソトロビー性をもった半溶融状態あるいは完全溶融状態になり、シリンダ２先端のスクリュ３前方に一時的に貯留された後、高速で金型１５内へと溶湯が注入される。シリンダ２が６００℃近くの高温に加熱されることや樹脂成形と比べると格段に速い射出速度など成形条件は大きく異なるが、成形工程としては樹脂の射出成形とほぼ同じである。そのため、生産性に優れており、押出加工などの塑性加工と異なり、ほぼ１工程で三次元複雑形状品がニアネットシェイプ成形可能である。Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の場合には液相線温度近傍である６１０〜６３０℃で成形可能であることを確認している。６３０℃の溶湯が、スクリュ速度２ｍ／ｓ、溶湯の流入速度で１００〜２００ｍ／ｓで金型内に高速充填される。金型は１５０〜２５０℃に温調されているため、金型に熱を奪われた溶湯はただちに凝固する。成型品２０は、冷却速度が高いほど結晶粒は微細となり、冷却速度１０〜１０００℃／秒でその粒界にネットワーク状に化合物相が生成される。

（比較例１）
冷却速度の影響を調べるため、Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金インゴット１７０ｇを内径３４ｍｍ、高さ１２０ｍｍのＳＵＳ３０４製ルツボで溶解し、６９５℃から水冷（冷却速度７．５℃／ｓ）、空冷（冷却速度０．７℃／ｓ）した。図３に示すように、冷却速度が高くなるほど結晶粒は微細化した。また、冷却速度が低いと隣り合った結晶粒が化合相で分断されることなく、デンドライトや花弁状の形体を示しており、化合物相も粗大であった。ある程度冷却速度が高くなると、結晶粒が微細で、その粒界を薄い化合物相が被覆するようになることから、本特許の効果を得るには冷却速度１０℃／秒以上必要である。このような冷却速度は射出成形やダイカストなどの金型鋳造で溶湯を冷却・凝固させる方法で作製可能である。

（実施例１）
図４にＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金のインゴットと実施形態の射出成型機によって得た射出成形体（成形温度：６３０℃、凝固速度：数１００℃／秒）のミクロ組織を示す。
インゴットは、１００μｍくらいの結晶粒組織であるのに対し、射出成形体では、数μｍの粒径の微細な組織を有しており、その粒界に主としてＭｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３相からなる化合物相が存在している。

（実施例２）
次に、図５にいずれも射出成形した従来のマグネシウム合金と上記実施例１のＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金のクリープ曲線を示す。なお、クリープ試験は試験温度２００℃、負荷９０ＭＰａで実施した。図から分かるように従来のマグネシウム合金は、本発明材のＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金に比べてクリープ変形抵抗が小さく、短時間でクリープ変形してしまうことが分かった。すなわち、射出成形品でも本合金系は高温安定性に優れているため、高温クリープ特性に優れている。

（実施例３）
図６に各種加工法で作製したＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金のクリープ曲線を示す。なお、クリープ試験は試験温度２２５℃、負荷９０ＭＰａで実施した。
図中、
ＴＨＸ：Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金チップの射出成形体（成形温度：６２０℃、冷却速度：数１００℃／秒）
ＥＸＴ：Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金インゴットの押出材（押出温度４００℃，押出比１０）
ＣＨＥＸＴ：Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金チップをプレス固化したものの押出材
（室温プレス固化＋押出温度４００℃，押出比１０）
ＴＨＸ＋ＣＨＥＸＴ：Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金チップの射出成形体（成形温度６３０℃）をチッピングし，そのチップをプレス固化したものの押出材（押出温度４００℃，押出比１０）
ＡＤＣ１２：ＡＤＣ１２アルミダイカスト材 ＴＨＸ材は、Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の射出成形体である。

図から分かるように従来高強度化が可能であると言われているインゴットの押出材、チップの押出材に比べて本発明材である射出成形品のクリープ変形抵抗が大きいことが明らかとなった。

図７にＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体（成形温度：６３０℃、冷却速度：数１００℃／秒）、Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金インゴットの押出材（押出温度３５０℃、押出比１０）とＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体（成形温度６３０℃）を押出加工（押出温度４００℃、押出比１０）したもののミクロ組織を示す。

押出材の場合には加工の作用で組織が微細化すると共に、化合物相が微細に分散されてしまうのに対し、本発明材である射出成形体では粒界にネットワーク上に化合物相が存在している。これにより粒界すべりを抑制し、高温でクリープ変形しにくくなっている。ネットワーク状に化合物相が存在する射出成形品を押出加工すると、押出材と同じように化合物相が分散化され、クリープ変形しやすくなっていることからもネットワーク状に化合物相が存在することが重要である。

（実施例４）
また、粒径が１００μｍ以上と粗大な実施例１の上記インゴットと粒径が数μｍと微細な実施例１の上記射出成形体の機械的性質を比較すると、常温引張試験においてインゴットの０．２％耐力が１２５ＭＰａであったのに対し、射出成形体の０．２％耐力は２０９ＭＰａと高かった。これは高圧鋳造することによって引け巣などの欠陥が少なくなったこともあるが、一般的に知られている結晶粒微細化による高強度化の効果が大きいと考えられる。すなわち、優れた機械的性質のマグネシウム合金を作製するためには、結晶粒を微細化することによって高強度化することと、その粒界に高温安定性に優れた化合物相をネットワーク状に生成させることによって高温までその強度を維持させることが必要である。

（実施例５）
図８に、射出成形したＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金とＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金（それぞれ成形温度：６３０℃、凝固速度：数１００℃／秒）のクリープ曲線を示す。Ｙ／Ｚｎ比が１よりも大きい場合（Ｍｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金）にはＭｇ_１２ＹＺｎ相が生成し、Ｙ／Ｚｎ比が１以下（Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金）ではＭｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３相が多く生成する。粒状に化合物相が生成するＭｇ_３Ｙ_２Ｚｎ_３の方が粒界すべりに対するピン止め効果が大きいため、本特許においてＹ／Ｚｎ比が１以下の方が、より高温クリープ特性に優れていると考えられる。

（実施例６）
Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金チップを使ってシリンダ温度６３０℃、金型温度１６０℃、射出速度：２ｍ／ｓ、凝固速度：数１００℃／秒の条件で平行部直径φ３ｍｍの本発明材となる引張試験片を成形した。また、比較材としてＡＤＣ１２アルミニウム合金ダイカスト材と、熱処理された耐熱マグネシウム合金ＷＥ５４−Ｔ６からなる同形状の引張試験片を用意した。

これらの引張試験片を使い高温引張試験を実施した。その結果を図９に示す。
図９から明らかなように、本発明材は、ＡＤＣ１２アルミニウム合金ダイカスト材よりも高強度を示すことが分かった。また、熱処理をしない成形ままで、熱処理された耐熱マグネシウム合金ＷＥ５４−Ｔ６とほぼ同等の強度を示すことが分かった。

（実施例７）
次にＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金チップを使ってシリンダ温度６２０℃、金型温度１６０℃、射出速度：２ｍ／ｓ、凝固速度：数１００℃／秒の条件で平行部直径φ６ｍｍの本発明材となるクリープ試験片を成形した。また、比較材として、ＡＭ６０Ｂ、ＡＥ４２、ＡＤＣ１２アルミニウム合金ダイカスト材からなる同形状のクリープ試験片を用意した。

試験温度２００℃、試験負荷９０ＭＰａでクリープ試験を実施したところ、本発明材は、図５に示すように他のマグネシウム合金射出成形体に比べて優れたクリープ特性を示すことが分かった。また、試験温度２００℃、２２５℃、２５０℃、試験負荷９０ＭＰａでクリープ試験を実施したところ、図１０に示すようにＡＤＣ１２アルミダイカスト材に比べていずれの温度でも高いクリープ変形抵抗を示すことが分かった。これまでマグネシウム合金は高温特性、特に高温クリープ特性に劣ることから、アルミニウム合金が使われているエンジン周りの自動車部品へ使われることが少なかったが、本発明材によってアルミニウム合金以上の高温クリープ特性を示すことができるため、そのような部位への適用が期待される。本マグネシウム合金の比重は１．８２であり、アルミニウム合金（ＡＤＣ１２で２．７）の２／３であるため、従来アルミニウム合金が使われていた部品を本マグネシウム合金によって作製すれば、軽量化によって省エネルギー、運動性能の向上などの効果が得られる。
なお、射出成形法と同じような冷却速度が得られる高圧鋳造法（ダイカスト）などを実施しても同じような組織が得られるため、その効果は本実施例と同等である。

Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ合金の状態図である。 この発明の一実施形態の製造方法に用いるマグネシウム合金の射出成形装置を示す断面側面図である。 実施例における冷却速度１０℃／秒以下で製造したＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金インゴットのミクロ組織を示す図面代用写真である。 同じくＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金のインゴットと射出成形体のミクロ組織を示す図面代用写真である。 同じくＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体と、従来材であるＡＭ６０ＢおよびＡＥ４２マグネシウム合金射出成形体の試験温度２００℃、負荷応力９０ＭＰａでの高温クリープ試験結果を示すグラフである。 同じく各種加工法で作製したＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の試験温度２２５℃、負荷応力９０ＭＰａでの高温クリープ試験結果を示すグラフである。 同じくＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体、Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金インゴットの押出材とＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体を押出加工したもののミクロ組織を示す図面代用写真である。 同じく射出成形したＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金とＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金のクリープ曲線を示すグラフである。 同じくＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体の試験温度と０．２％耐力の関係をＷＥ５４−Ｔ６材（カタログ値）、ＡＤＣ１２アルミニウム合金ダイカスト材（実測値）と比較したグラフである。 同じくＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金射出成形体とＡＤＣ１２アルミニウム合金ダイカスト材の試験温度２００℃、２２５℃、２５０℃、負荷応力９０ＭＰａでの高温クリープ試験結果を示すグラフである。

符号の説明

１ 射出成型機
２ シリンダ
３ スクリュ
１５ 金型

Claims (5)

1. Ｚｎ０．５〜４原子％とＹ０．５〜４原子％とを含み、残部がマグネシウムと不可避の不純物からなる組成を有し、α相Ｍｇ結晶粒径が５０μｍ以下であって、その粒界にネットワーク状にＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系化合物が生成されていることを特徴とする耐熱マグネシウム合金材。
2. 前記ＺｎおよびＹの原子％において、Ｙ／Ｚｎ比が０．５〜２であることを特徴とする請求項１記載の耐熱マグネシウム合金材。
3. 前記組成中に、Ｚｒを０．５原子％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐熱マグネシウム合金材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するマグネシウム合金を、高圧鋳造法によって１０℃／秒〜１０００℃／秒の冷却速度で凝固させて、マグネシウム合金材を得ることを特徴とする耐熱マグネシウム合金材の製造方法。
5. 前記高圧鋳造法が、射出成型法、ダイキャスト法、スクイーズキャスト法のいずれかであることを特徴とする請求項４記載の耐熱マグネシウム合金材の製造方法。