JP2010095787A - マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた引張強度と良好な延性を有するマグネシウム合金を提供する。
【解決手段】必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金であって、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、αＭｇ相とＬＰＳＯを有し、ＬＰＳＯとαＭｇ相とがラメラ状に存在すると共に、ラメラ状に存在する組織の一部が湾曲または屈曲している。更に、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの不連続界面若しくは粒界が形成されている。
【選択図】図１

Description

本発明はマグネシウム合金及びその製造方法に関する。詳しくは、高強度であると共に高延性であるマグネシウム合金及びその製造方法に係るものである。

一般に、マグネシウム合金は、実用化されている合金の中で最も密度が低く軽量で強度も高いため、電気製品の筐体や、自動車のホイール、足回り部品、エンジン回り部品等への適用が進められている。
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的特性が要求されるため、ＧｄやＺｎ等の元素を添加したマグネシウム合金として、片ロール法、急速凝固法により特定の形態の材料を製造することが行われている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。

しかし、上記したマグネシウム合金は、特定の製造方法においては高い機械的特性が得られるものの、特定の製造方法を実現するためには特殊な設備が必要であり、しかも、生産性が低いといった問題があり、更には、適用できる部材も限られるといった問題があった。

そこで、従来、マグネシウム合金を製造する場合、上記した特許文献１及び特許文献２に記載の様な特殊な設備あるいはプロセスを用いずに、生産性の高い通常の溶解鋳造から塑性加工（押出）を実施しても、実用上有用な機械的特性が得られる技術が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。なお、特許文献３に開示されているマグネシウム合金は、高強度が得られることが知られている。

特開平６−４１７０１号公報 特開２００２−２５６３７０号公報 特開２００６−９７０３７号公報

しかしながら、従来の高強度を示すマグネシウム合金（例えば、特許文献３に記載のマグネシウム合金）は高延性を得ることが難しかった。例えば、従来の長周期積層構造相を有するマグネシウム合金では、３００ＭＰａ程度の引張強度を有しているものの、伸びは１０％未満であった。

また、市販のＡＺ系マグネシウム合金では３００℃で１時間程度の焼きなましを施すことによって１５％程度の伸びを実現することができるものの、引張強度は１５０ＭＰａ程度であった。

本発明は以上の点に鑑みて創案されたものであって、優れた引張強度と良好な延性を有するマグネシウム合金を提供すると共に、こうしたマグネシウム合金を得ることができるマグネシウム合金の製造方法を提供することを目的とするものである。

上記の目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金は、必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、αＭｇ相と長周期積層構造相とを有し、該長周期積層構造相の少なくとも一部が前記αＭｇ相とラメラ状に存在すると共に、該ラメラ状に存在する組織の少なくとも一部が湾曲または屈曲しており、更に、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相と長周期積層構造相の不連続界面が形成され、若しくは、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相と長周期積層構造相の粒界が形成されている。

ここで、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、αＭｇ相と長周期積層構造相（以下、「ＬＰＳＯ：Ｌｏｎｇ Ｐｅｒｉｏｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｏｒｄｅｒ」と称する。）とを有し、ＬＰＳＯの少なくとも一部がαＭｇ相とラメラ状に存在すると共に、ラメラ状に存在する組織の少なくとも一部が湾曲または屈曲しており、更に、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの不連続界面が形成され、若しくは、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの粒界が形成されていることによって、優れた引張強度と良好な延性を実現することができる。
即ち、ＬＰＳＯ中に含まれている２Ｈ構造を有するマグネシウム相が消失して新たなＬＰＳＯが現出する結果として、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの不連続界面が形成され、若しくは、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの粒界が形成されることとなるのであるが、現出する新たなＬＰＳＯが安定組織であるが故に、優れた引張強度と良好な延性が実現することができるのである。

また、本発明のマグネシウム合金は、必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、針状若しくは板状の長周期積層構造相を有する。

ここで、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有することによって、優れた引張強度と良好な延性を実現することができる。
即ち、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有するということは、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中にラメラ状に存在していたＬＰＳＯが針状若しくは板状に変化したということであり、ＬＰＳＯが有するキンク帯の先鋭化が生じると共にＬＰＳＯが微細分散したことを意味するものである。従って、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有することによって、上述の通り、優れた引張強度と良好な延性を実現することができるのである。

また、上記の目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金の製造方法は、必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を鋳造して、αＭｇ相と長周期積層構造相とを含む鋳造材を形成する鋳造工程と、前記鋳造材に塑性加工を行う塑性加工工程と、該塑性加工工程により塑性加工を施した前記鋳造材に熱処理を施す熱処理工程とを備えるマグネシウム合金の製造方法であって、前記熱処理工程は、４００℃以上５００℃以下の温度範囲内で、かつ、０．５時間以上１０時間以内の時間範囲内で行う。

ここで、熱処理工程を、４００℃以上５００℃以下の温度範囲内で、かつ、０．５時間以上１０時間以内の時間範囲内で行うことによって、合金組織中に、αＭｇ相とＬＰＳＯとを有し、ＬＰＳＯの少なくとも一部がαＭｇ相とラメラ状に存在すると共に、ラメラ状に存在する組織の少なくとも一部が湾曲または屈曲しており、更に、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの不連続界面が形成され、若しくは、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相とＬＰＳＯの粒界が形成されたＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金から構成されるマグネシウム合金を得ることができる。そして、この様な組織をＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金が有することによって、上述の通り、優れた引張強度と良好な延性を実現することができるのである。

ここで、熱処理工程を４００℃以上の温度で行うのは、概ね１２％以上の伸びを得るためである。図６（ａ）にＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金を１時間焼きなました場合における熱処理温度と機械的特性（引張強度、０．２％耐力及び伸び）との関係を示し、図６（ｂ）にＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金を１時間焼きなました場合における熱処理温度と機械的特性（引張強度、０．２％耐力及び伸び）との関係を示す。これら図６（ａ）及び図６（ｂ）から明らかな様に、熱処理温度が４００℃以上で概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現しつつ概ね１２％以上の伸びを得ることができるため、熱処理工程を４００℃以上の温度で行うこととしている。なお、図６（ａ）及び図６（ｂ）中符号ａは引張強度を示し、符号ｂは０．２％耐力を示し、符号ｃは伸びを示している。

更に、熱処理工程を、４５０℃以上５００℃以下の温度範囲内で行うことによって、優れた引張強度を実現すると共に更に良好な延性を実現することができる。具体的には、図６（ａ）及び図６（ｂ）から明らかな様に、熱処理温度が４５０℃以上で概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現しつつ概ね１８％以上の伸びを得ることができる。
即ち、熱処理工程を４５０℃以上５００℃以下の温度範囲内で行うことによって、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有するＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を得ることができる。そして、この様な組織をＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金が有することによって、上述の通り、優れた引張強度と良好な延性を実現することができるのである。

ここで、熱処理工程を５００℃以下の温度で行うのは、５００℃を超えるとマグネシウム合金の融点に近づいてしまうためであり、実生産を考慮して熱処理温度を５００℃以下に限定している。

また、熱処理時間を０．５時間以上としているのは、所望の機械的特性を得るためであり、具体的には、概ね３００ＭＰａ以上の引張強度と概ね１２％以上の伸びを実現するためである。

更に、熱処理時間を１０時間以下としているのは、１０時間を超えて熱処理を行ったとしても、機械的特性と組織がそれほど大きな違いを生じないためである。

本発明のマグネシウム合金では、優れた引張強度と良好な延性を実現することができる。また、本発明のマグネシウム合金の製造方法では、優れた引張強度と良好な延性を有するマグネシウム合金を得ることができる。

以下、本発明の実施の形態について図面を参酌しながら説明し、本発明の理解に供する。
図１（ａ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図１（ｂ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４５０℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図１（ｃ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４７５℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図１（ｄ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真である。

ここで、本発明のマグネシウム合金は、必須成分としてＺｎ及びＹを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金であるが、以下では、Ｍｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金やＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金を例に挙げて説明を行う。なお、図１（ａ）〜図１（ｄ）に示す様に、マグネシウム合金１は、その合金組織中に、ＬＰＳＯ２とαＭｇ相３とを有している。

また、図１（ａ）では、ＬＰＳＯとαＭｇ相とがラメラ状に存在し、ラメラ状に存在する組織の屈曲部（図中符号ｄで示す領域）でＬＰＳＯとαＭｇ相に連続性が無く、不連続界面（粒界）を形成している。なお、図１（ｂ）〜図１（ｄ）では、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有している。

［ＬＰＳＯについて］
先ず、本発明のマグネシウム合金は、ＬＰＳＯを有している。
ここで、ＬＰＳＯとは、マグネシウム合金の粒内及び粒界に析出する析出物であって、ＨＣＰ構造における底面原子層の並びが底面法線方向に長周期規則をもって繰り返される構造、即ち、長周期積層構造をいう。このＬＰＳＯの析出によって、マグネシウム合金の機械的特性（引張強度、０．２％耐力及び伸び）が向上することとなる。

［不連続界面について］
また、図１（ａ）からも明らかな様に、本発明のマグネシウム合金は、ラメラ状に存在する組織の屈曲部でＬＰＳＯとαＭｇ相の不連続界面（粒界）を有している。
ここで、ＬＰＳＯ中に含まれている２Ｈ構造を有するマグネシウム相が消失し、新たなＬＰＳＯが現出することによって、換言すると、回復によってキンクが明瞭な界面として現出することで、不連続界面が視認されているものであると考えられる。そして、回復によって現出する新たなＬＰＳＯが安定組織であるが故に、機械的特性（引張強さ、０．２％耐力及び伸び）が向上することとなる。

［針状若しくは板状のＬＰＳＯ］
更に、図１（ｂ）〜図１（ｄ）からも明らかな様に、本発明のマグネシウム合金は、針状若しくは板状のＬＰＳＯを有している。
ここで、ＬＰＳＯが針状若しくは板状をなすことによって、ＬＰＳＯが有するキンク帯の先鋭化が生じると共にＬＰＳＯが微細分散することとなり、結果としてマグネシウム合金の機械的特性（引張強度、０．２％耐力及び伸び）が向上することとなる。

以下、本発明のマグネシウム合金の製造方法について説明を行う。
図２は本発明を適用したマグネシウム合金の製造方法を説明するためのフローチャートである。図２で示す様に、本発明を適用したマグネシウム合金の製造方法では、先ず、鋳造工程Ｓ１により鋳造を行う。ここで、鋳造工程では、必須成分としてＺｎとＹを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を鋳造して、ＬＰＳＯとαＭｇ相とを含む鋳造材を形成する。

ここで、Ｍｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金を鋳造した場合には、鋳造時点で０．５μｍ〜２．０μｍ程度の金属間化合物Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｙ_２を形成していることが分かった。なお、図７（ａ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図７（ｂ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４５０℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図７（ｃ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、金属間化合物Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｙ_２を形成していることが分かる。なお、図７（ａ）〜図７（ｃ）で示す顕微鏡写真において、符号ｅで示す箇所が金属間化合物Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｙ_２である。

次に、鋳造された鋳造材に、塑性加工工程Ｓ２を行う。この塑性加工工程の塑性加工は、例えば、押出加工、鍛造加工、圧延加工あるいは引抜加工等であり、鋳造材を塑性加工することによって得られる塑性加工物は、引張強度、０．２％耐力、伸びが著しく向上することとなる。

続いて、塑性加工された塑性加工物を４００℃以上５００℃以下の温度範囲内で、かつ、０．５時間以上１０時間以下の時間範囲内で熱処理を施す熱処理工程Ｓ３を行う。

ここで、図３（ａ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図３（ａ）で示す顕微鏡写真からＬＰＳＯがαＭｇ相粒内に析出していることが分かる。また、図３（ｂ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４２５℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図３（ｂ）で示す顕微鏡写真からＬＰＳＯがαＭｇ相粒内に析出していることが図３（ａ）よりも明確に分かる。次に、図３（ｃ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４５０℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図３（ｃ）で示す顕微鏡写真から針状若しくは板状のＬＰＳＯがαＭｇ相の粒界及び粒内に析出し始めていることが分かる。続いて、図３（ｄ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４７５℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図３（ｄ）で示す顕微鏡写真からαＭｇ相の粒界及び粒内で針状若しくは板状のＬＰＳＯが成長し、また、針状若しくは板状のＬＰＳＯ同士が合体していることが分かる。更に、図３（ｅ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図３（ｅ）で示す顕微鏡写真からαＭｇ相の粒界及び粒内で針状若しくは板状のＬＰＳＯが更に成長していることが分かる。なお、図３（ａ）〜図３（ｅ）で示す顕微鏡写真において、黒色で表されている箇所がＬＰＳＯであり、粒状に見える箇所がαＭｇ相である。

この様に、４００℃以上の温度で熱処理を施すことにより、ＬＰＳＯ内に含まれていた２Ｈ構造を有するマグネシウム相が消失して安定組織であるＬＰＳＯが現出する結果となる。そのことによって、概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現しつつ、概ね１２％以上の伸びを実現することができるマグネシウム合金を得ることができる。

更に、４５０℃以上の温度で熱処理を施すことにより、現出したＬＰＳＯが針状組織若しくは板状組織を呈するために、押出加工材に比べてキンク帯の先鋭化が生じると共にＬＰＳＯが微細分散する結果となる。そのことによって、概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現しつつ、概ね１８％以上の伸びを実現することができるマグネシウム合金を得ることができる。

なお、図４（ａ）はＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図４（ｂ）はＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金の５００℃、５時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図４（ｃ）はＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金の５００℃、１０時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図４（ａ）で示す結晶組織も図４（ｃ）で示す結晶組織も、結晶粒径において大差はなく、本発明を適用したマグネシウム合金であるＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金が熱的安定性に優れていることが分かる。なお、マグネシウム合金の再結晶温度が３００℃程度であることに鑑みると、通常のマグネシウム合金の場合には、高温で長時間の熱処理を施した場合には、結晶粒径が成長することで伸びは改善するものの、引張強度が極端に低下してしまう。なお、図４（ａ）〜図４（ｃ）で示す顕微鏡写真において、黒色で表されている箇所がＬＰＳＯであり、粒状に見える箇所がαＭｇ相である。

同様に、図４（ｄ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図４（ｅ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、５時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図４（ｆ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１０時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であるが、図４（ｄ）で示す結晶組織も図４（ｆ）で示す結晶組織も、結晶粒径において大差はなく、本発明を適用したマグネシウム合金であるＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金は熱的安定性に優れていることが分かる。なお、図４（ｄ）〜図４（ｆ）で示す顕微鏡写真において、黒色で表されている箇所がＬＰＳＯであり、粒状に見える箇所がαＭｇ相である。

また、図５（ａ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の４００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図５（ａ）で示す顕微鏡写真においては、ＬＰＳＯの結晶方位の向きやαＭｇ相の結晶方位の向きに規則性はなく、結晶方向の向きは乱れた状態であることが分かる。一方、図５（ｂ）はＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金の５００℃、１時間の焼きなまし材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図５（ｂ）で示す顕微鏡写真においては、同一のＬＰＳＯ内の結晶方位の向きは全て同一であり、また、任意のＬＰＳＯ内の結晶方位の向きは、隣接するいずれかのαＭｇ相の結晶方位と同一であることが分かる。なお、任意のＬＰＳＯ内の結晶方位の向きが、隣接するαＭｇ相の双方と同一となることもあり得る。

以下、本発明の実施例について説明する。なお、ここで示す実施例は一例であり本発明を限定するものではない。

［実施例（１）］
先ず、本発明の実施例（１）のマグネシウム合金として、Ｚｎを１原子％、Ｙを２原子％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を高周波溶解炉内で溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型で鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行い、その後、１００℃〜５００℃の熱処理温度にて１時間の熱処理（焼きなまし）を行ったものを作成した。

この様にして得られたそれぞれのマグネシウム合金を室温にて引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を図６（ａ）に示す。

図６（ａ）から明らかな様に、本発明の実施例（１）のマグネシウム合金であるＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金は、４００℃以上の温度で焼きなました場合には概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現すると共に概ね１２％以上の伸びを実現することができる。更に、図６（ａ）から明らかな様に、本発明の実施例（１）のマグネシウム合金であるＭｇ_９７Ｚｎ_１Ｙ_２合金は、４５０℃以上の温度で焼きなました場合には概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現すると共に概ね１８％以上の伸びを実現することができる。

［実施例（２）］
また、本発明の実施例（２）のマグネシウム合金として、Ｚｎを２原子％、Ｙを２原子％とし、残部がＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を高周波溶解炉内で溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型で鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成した。続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）を行い、その後１００℃〜５００℃の熱処理温度にて１時間の熱処理（焼きなまし）を行ったものを作成した。

この様にして得られたそれぞれのマグネシウム合金を室温にて引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を図６（ｂ）に示す。

図６（ｂ）から明らかな様に、本発明の実施例（２）のマグネシウム合金であるＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金は、４００℃以上の温度で焼きなました場合には概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現すると共に概ね１２％以上の伸びを実現することができる。更に、図６（ｂ）から明らかな様に、本発明の実施例（２）のマグネシウム合金であるＭｇ_９６Ｚｎ_２Ｙ_２合金は、４５０℃以上の温度で焼きなました場合には概ね３００ＭＰａ以上の引張強度を実現すると共に概ね１８％以上の伸びを実現することができる。

結晶組織を示す顕微鏡写真（１）である。 本発明を適用したマグネシウム合金の製造方法を説明するためのフローチャートである。 結晶組織を示す顕微鏡写真（２）である。 結晶組織を示す顕微鏡写真（３）である。 結晶組織を示す顕微鏡写真（４）である。 焼きなまし温度と、引張強度、０．２％耐力及び伸びとの関係を示すグラフである。 金属間化合物Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｙ_２を示す顕微鏡写真である。

符号の説明

１ マグネシウム合金
２ ＬＰＳＯ
３ αＭｇ相

Claims (7)

1. 必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、
   Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、αＭｇ相と長周期積層構造相とを有し、
   該長周期積層構造相の少なくとも一部が前記αＭｇ相とラメラ状に存在すると共に、該ラメラ状に存在する組織の少なくとも一部が湾曲または屈曲しており、
   更に、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相と長周期積層構造相の不連続界面が形成され、若しくは、湾曲または屈曲している部分でαＭｇ相と長周期積層構造相の粒界が形成されている
   マグネシウム合金。
2. 必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、
   Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金の合金組織中に、針状若しくは板状の長周期積層構造相を有する
   マグネシウム合金。
3. 前記長周期積層構造相が針状若しくは板状である
   請求項１に記載のマグネシウム合金。
4. 前記αＭｇ相の結晶粒内若しくは前記αＭｇ相の結晶粒界の少なくとも一方に、長周期積層構造相を有する
   請求項１、請求項２若しくは請求項３に記載のマグネシウム合金。
5. 前記αＭｇ相の結晶粒内若しくは前記αＭｇ相の結晶粒界の少なくとも一方に、針状若しくは板状の長周期積層構造相を有する
   請求項１、請求項２若しくは請求項３に記載のマグネシウム合金。
6. 必須成分としてＺｎとＹとを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金を鋳造して、αＭｇ相と長周期積層構造相とを含む鋳造材を形成する鋳造工程と、
   前記鋳造材に塑性加工を行う塑性加工工程と、
   該塑性加工工程により塑性加工を施した前記鋳造材に熱処理を施す熱処理工程とを備えるマグネシウム合金の製造方法であって、
   前記熱処理工程は、４００℃以上５００℃以下の温度範囲内で、かつ、０．５時間以上１０時間以内の時間範囲内で行う
   マグネシウム合金の製造方法。
7. 前記熱処理工程は、４５０℃以上５００℃以下の温度範囲内で行う
   請求項６に記載のマグネシウム合金の製造方法。

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