本发明涉及镁合金。
本申请要求基于2016年7月15日提交的日本专利申请号2016-140004的优先权，并将该日本专利申请的全部内容并入本文中。
背景技术：
在实用金属中，镁合金具有最低的比重，并且比强度和比刚度优异。因此，镁合金作为轻质材料备受关注。这些镁合金含有各种不同的其他元素，从而显示出各种不同的特性(例如专利文献1和专利文献2)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-136727号公报
专利文献2：日本特开2010-242146号公报
技术实现要素：
本公开的镁合金包含：5.0质量％以上且15.0质量％以下的al；2.5质量％以上且7.0质量％以下的sr；0.05质量％以上且小于3.0质量％的ca；和0.1质量％以上且0.6质量％以下的mn，剩余部分包含mg和不可避免的杂质。
附图说明
图1是显示通过扫描电子显微镜(sem)观察的在试验例1中制作的样品号1-17的压铸材料的横截面的显微镜照片。
具体实施方式
[本公开要解决的问题]
期望开发在耐热性方面优异并且在抑制熔融金属的着火方面也优异的镁合金。
部件例如汽车部件和飞机部件可能在高于室温的环境温度下使用。例如，由于配置在引擎室附近的部件可能在约100℃至约180℃的环境温度下使用，因此期望这些部件在耐热性方面优异。具体来说，当这些部件被通过螺栓等紧固到另一个部件或设置对象时，存在由于随时间变形而可能使紧固状态松动的可能性。因此，期望紧固力(残余轴向力)不易降低，也就是说，耐高温蠕变性优异。
代表性地，这些部件由铸造构件形成。当制造这样的铸造构件时，通常使用保护气体以抑制镁合金的熔融金属着火。当使用这样的保护气体时，部件成本倾向于提高，并且熔融金属的处理倾向于变得复杂。因此，期望镁合金在抑制熔融金属的着火方面优异。
因此，本发明的一个目的是提供在耐热性方面优异并且在抑制熔融金属的着火方面也优异的镁合金。
[本公开的有益效果]
本公开的镁合金在耐热性方面优异并且在抑制熔融金属的着火方面也优异。
<<本发明的实施方式的说明>>
为了制造在耐热性方面优异并且在抑制熔融金属的着火方面也优异的镁合金，本发明人对添加元素的类型和含量进行了认真努力的研究。作为结果，本发明人发现，通过使用铝(al)、锶(sr)、钙(ca)和锰(mn)作为添加元素，可以获得在耐热性方面优异并且在抑制熔融金属的着火方面也优异的镁合金，其中ca的量相对小，而sr的量相对大。本发明基于上述发现。首先，将在下文列出并说明本发明的实施方式的内容。
(1)本发明的一个实施方式的镁合金包含：5.0质量％以上且15.0质量％以下的al；2.5质量％以上且7.0质量％以下的sr；0.05质量％以上且小于3.0质量％的ca；和0.1质量％以上且0.6质量％以下的mn，剩余部分包含mg和不可避免的杂质。
上述配置使得耐热性优异且对熔融金属的着火的抑制优异。据认为，正如将在下文中详细说明的，这是由于ca的量相对小而sr的量相对大。由于优异的耐热性，所以可以实现对由镁合金制成的各种不同类型的材料的适合的应用。由于对熔融金属的着火的抑制优异，所以即使在大气中发生溶解时也可以抑制熔融金属的着火，因此可以消除对保护气体的需求，并且可以改善制造加工性。无熔融金属着火意味着在镁合金的代表性的熔融金属温度下的静置状态下，不发生着火。各添加元素的详情将在下文中进行说明。
(2)作为所述镁合金的一个实施方式，所述镁合金具有含有mg和al的化合物在横截面中的面积比为5％以下的结构。
所述含有mg和al的化合物具有相对低的熔点。因此。当所述化合物的面积比为5％以下时，容易抑制耐热性的降低。
(3)作为所述镁合金的一个实施方式，所述镁合金包含0.5质量％以上且3.0质量％以下的稀土元素。
当所述稀土元素的含量为0.5质量％以上时，允许含有铝和稀土元素的化合物存在于所述合金结构中，使得容易改善耐高温蠕变性。当所述稀土元素的含量为3.0质量％以下时，所述含有铝和稀土元素的化合物的过度增加受到抑制，使得容易抑制热裂。
(4)作为所述镁合金的一个实施方式，sr和ca的总含量为6.0质量％以下。
当sr和ca的总含量为6.0质量％以下时，容易抑制诸如压铸模具的粘模和压铸模具中的热裂的缺陷。
<<本发明的实施方式的详情>>
下文中将说明本发明的实施方式的详情。
[镁合金]
实施方式的镁合金包含特定量的al、sr、ca和mn作为添加元素，剩余部分包含mg和不可避免的杂质。这种mg合金的特征之一在于sr含量相对高并且ca含量相对低，这将在下文中进行详细说明。
[铝(al)]
al改善耐高温蠕变性。此外，al改善机械特性如耐腐蚀性、强度和耐塑性变形性。al形成含有sr的化合物(al-sr化合物)、含有ca的化合物(al-ca化合物)等，并且存在于合金结构中。各化合物的详情将在下文中进行说明。
al的含量为5.0质量％以上且15.0质量％以下。当al的含量为5.0质量％以上时，非常容易形成al-sr化合物和al-ca化合物，并且容易改善耐高温蠕变性。当al的含量为15.0质量％以下时，可以获得适合的韧性。此外，由于含有mg的化合物(mg-al化合物)未被过量形成(析出)，因此容易抑制耐高温蠕变性的降低。更优选地，al的含量为6.0质量％以上且12.0质量％以下。当al的含量为6.0质量％以上时，所述镁合金的熔点降低，从而改善流动性，使得容易改善铸造性。当al的含量为12.0质量％以下时，容易抑制mg-al化合物的形成，并且进一步容易改善耐热性。特别优选地，al的含量为8.0质量％以上且10.0质量％以下。当al的含量为8.0质量％以上且10.0质量％以下时，在铸造性、耐腐蚀性、强度与韧性之间获得优异的平衡。
[锶(sr)]
sr改善耐高温蠕变性并且也改善对熔融金属的着火的抑制。由于改善了对熔融金属的着火的抑制，所以即使在大气中发生溶解时也可以抑制熔融金属的着火。抑制熔融金属的着火意味着在镁合金的代表性的熔融金属温度下的静置状态下可以抑制着火。镁合金的代表性熔融金属温度为例如约660℃以上且约750℃以下。由此，可以消除对保护气体的需求，并且可以改善制造加工性。sr形成al-sr化合物并存在于合金结构中。由于这种al-sr化合物的形成，mg-al化合物的形成(析出)受到抑制。
sr的含量为2.5质量％以上且7.0质量％以下。当sr的含量为2.5质量％以上时，al-sr化合物被充分地形成，并且容易抑制mg-al化合物的形成，使得改善耐高温蠕变性。此外，容易改善对熔融金属的着火的抑制。随着sr的含量变高，al-sr化合物更充分地形成，并且更多地存在于晶界中，使得容易抑制晶界滑动等，并且容易改善对熔融金属的着火的抑制。当sr的含量为7.0质量％以下时，容易抑制压铸模具的粘模。更优选地，sr的含量为2.5质量％以上且5.0质量％以下。当sr的含量为5.0质量％以下时，可以减少压铸模具的粘模。特别优选地，sr的含量为2.5质量％以上且4.0质量％以下。当sr的含量为4.0质量％以下时，可以进一步减少压铸模具的粘模而不降低耐热性。
[钙(ca)]
ca改善耐高温蠕变性。ca形成al-ca化合物并存在于合金结构中。由于这样的al-ca化合物的形成，mg-al化合物的形成(析出)受到抑制。
ca的含量为0.05质量％以上且小于3.0质量％。当ca的含量为0.05质量％以上时，al-ca化合物被充分地形成，并且容易抑制mg-al化合物的形成，使得容易改善耐高温蠕变性。随着ca的含量变高，像sr一样更充分地形成al-ca化合物，并且更多地存在于晶界中，使得容易抑制晶界滑动等。当ca的含量小于3.0质量％时，可以容易地抑制al-ca化合物的过量存在造成诸如热裂的缺陷，并且也可以改善铸造性。更优选地，ca的含量为0.5质量％以上且2.0质量％以下。当ca的含量为0.5质量％以上时，形成al-ca化合物以改善耐热性，并且也容易改善对熔融金属的着火的抑制。特别优选地，ca的含量为0.5质量％以上且1.5质量％以下。当ca的含量为1.5质量％以下时，可以抑制诸如热裂的缺陷的发生，而不降低耐热性和对熔融金属的着火的抑制。
[锰(mn)]
mn改善耐高温蠕变性。此外，mn减少可能作为杂质存在于镁合金中的fe并且也有助于改善耐腐蚀性。mn形成含有al的化合物(al-mn化合物)并抑制mg-al化合物的形成(析出)。
mn的含量为0.1质量％以上且0.6质量％以下。当mn的含量为0.1质量％以上时，容易充分地形成al-mn化合物，并且容易抑制mg-al化合物的形成(析出)。此外，容易改善耐腐蚀性。当mn的含量为约0.6质量％时，上述效果达到饱和。更优选地，mn的含量为0.2质量％以上且0.4质量％以下。当mn的含量为0.2质量％以上且0.4质量％以下时，可以减少作为杂质降低耐腐蚀性的fe的量。特别优选地，mn的含量为0.2质量％以上且0.3质量％以下。当mn的含量为0.2质量％以上且0.3质量％以下时，可以减少粗大的al-mn化合物的产生而不降低减少作为杂质的fe的量的效果。因此，可以改善耐腐蚀性，而对耐热性和机械特性没有不利影响。
[稀土元素(re)]
re改善耐高温蠕变性。re形成含有al的化合物(al-re化合物)，并存在于合金结构中。由于这样的al-re化合物的形成，mg-al化合物的形成(析出)受到抑制。re是选自周期表的第iii族元素的至少一种稀土元素，也就是说，选自钪(sc)、钇(y)、镧系元素和锕系元素，并且还包括混合稀土金属，其为含有多种稀土元素的合金。
re的含量为0.5质量％以上且3.0质量％以下。当re的含量为0.5质量％以上时，al-re化合物被充分地形成，并更多地存在于晶界中，使得容易抑制晶界滑动等。当re的含量为3.0质量％以下时，可以抑制al-re化合物的过量存在造成诸如热裂的缺陷。更优选地，re的含量为0.5质量％以上且2.0质量％以下。当re的含量为2.0质量％以下时，改善耐热性同时可以减少热裂。特别优选地，re的含量为0.5质量％以上且1.5质量％以下。当re的含量为1.5质量％以下时，可以充分改善耐热性。此外，可以减少要使用的昂贵的稀土元素的量，使得可以降低合金的成本。
[sr+ca]
优选地，sr和ca的总含量为3.0质量％以上。当该总含量为3.0质量％以上时，容易有效地改善耐高温蠕变性。优选地，sr和ca的总含量为6.0质量％以下。当该总含量为6.0质量％以下时，容易有效地抑制诸如压铸模具的粘模和压铸模具中的热裂的缺陷。sr和ca的总含量更优选为3.0质量％以上且5.0质量％以下，特别优选为3.5质量％以上且4.5质量％以下。优选地，随着al的含量变高，sr和ca的总含量在上述范围内更高。通过这种方式，即使al的含量相对高，也形成al-sr化合物和al-ca化合物，并且容易有效地抑制mg-al化合物的形成。
优选地，sr和ca的含量比为例如2:1至5:1。通过这种方式，容易以优异的平衡实现改善耐高温蠕变性的效果和抑制诸如压铸模具的粘模和压铸模具中的热裂的缺陷的效果。特别优选地，sr和ca的含量比为约3:1。
[结构]
镁合金具有上述al-sr化合物和al-ca化合物中的至少一者、代表性地al-sr化合物和al-ca化合物两者分散在晶界中的结构。当镁合金含有re作为添加元素时，al-re化合物与al-sr化合物和al-ca化合物类似，也分散地存在于晶界中。这种镁合金具有含有少量mg-al化合物或实质上不含mg-al化合物的结构。
这样的al-sr化合物、al-ca化合物和al-re化合物代表性地是结晶产物。al-sr化合物和al-ca化合物的熔点为1000℃以上，并且al-re化合物的熔点为1100℃以上，它们充分地高于mg-al化合物的熔点(462℃)。据认为，高熔点化合物如al-sr化合物、al-ca化合物和al-re化合物分散地存在于晶界中，并且低熔点化合物如mg-al化合物的数目少，使得即使在保持在高温下时也可以抑制晶界滑动等，结果是可以更不容易发生蠕变变形。
al-sr化合物的类型可以为例如al2sr、al4sr、mg13al3sr、mg11al3sr、mg9al3sr等。al-ca化合物的类型可以为例如al2ca、al4ca、(mgal)2ca等。al-re化合物的类型可以为例如al2re、al11re3等。mg-al化合物的类型可以为例如mg17al12等。这些化合物的组成可以通过进行组分分析，例如通过能量色散x-射线光谱法(edx)、俄歇电子能谱(aes)等来确认。
含有少量mg-al化合物或实质上不含mg-al化合物的结构意味着mg-al化合物在镁合金的横截面中的面积比定量地为5％以下的结构。随着所述面积比变小，耐高温蠕变性变得更加优异，并且更加可以抑制上述诸如热裂的缺陷。所述面积比优选为4％以下，更优选为2％以下。最优选地，所述面积比为0％，也就是说，不存在mg-al化合物。
测量所述面积比的方法如下所述。使用镁合金的横截面的显微镜照片，选取出在观察视野sf(350um×250μm)中存在的mg-al化合物(主要是mg17al12)以计算其面积，并进一步计算其总面积sm。然后，计算(sm/sf)×100％作为所述横截面中mg-al化合物的面积比，并将10个观察视野中的面积比的平均值定义为面积比(％)。所述横截面的选取可以使用市售横截面抛光仪(cp)处理装置来进行。利用通过用图像处理装置对显微镜照片(sem图像)进行二值化处理而获得的二值化图像等，可以容易地测定mg-al化合物的横截面面积。二值化处理可以通过利用色调差异将mg-al化合物与母相和其他化合物区分开来实现。此时，母相和其他化合物各自的类型可以通过用edx进行点分析来确认。
[用途]
实施方式的镁合金可以适合地用于各种不同铸造构件的材料。
[功能和效果]
根据所述实施方式的镁合金，可以实现下述效果。
(1)优异的耐热性。因此，所述实施方式的镁合金可以适合地用于各种不同的镁合金铸造构件的材料。
(2)优异的对熔融金属的着火的抑制。因此，由于即使在大气中发生溶解的情况下也可以抑制熔融金属的着火，因此可以消除对保护气体的需求，使得可以改善各种不同的镁合金铸造构件的制造加工性。
(3)压铸模具的粘模更不容易发生。因此，可以改善各种不同的镁合金铸造构件的制造加工性。
(4)诸如热裂的缺陷更不容易发生。因此，所述实施方式的镁合金可以适合地用于具有优异外观的各种不同的镁合金铸造构件的材料。
<<试验例1>>
使用镁合金制作压铸材料。评价所述压铸材料的耐热性、破裂和粘模性能。本发明的镁合金的制造条件不必限于下文所说明的压铸材料的制造条件。
制作镁合金的熔融金属。首先，准备50kg纯度为99.9质量％的镁块，然后在ar气氛下的熔炉中，在690℃下溶解，以产生纯镁的熔融金属。然后，向所述完全溶解的纯镁熔融金属添加下面列出的添加元素1至5的块，以产生具有表1至4中示出的组成的镁合金的熔融金属。表1至4中的符号“-”表示不含添加元素。所述添加元素的添加和溶解在所述熔融金属的温度被保持在690℃的状态下在使用棒状治具进行10分钟搅拌的同时进行。
1.纯度为99.9质量％的纯铝块
2.纯度为99质量％的sr块
3.纯度为99.5质量％的ca块
4.铝母合金(al-10质量％的mn)
5.纯度为99质量％的混合稀土金属块
混合稀土金属中包含的元素及其含量如下：la为28质量％，ce为51质量％，nd为16质量％，pr为5质量％。
使用各个制作的样品的镁合金熔融金属制作压铸材料。所述压铸材料使用冷室模铸机(型号ub530is2，由宇部兴产机械株式会社制造)来制作。在这种情况下，铸造条件被设定为690℃的熔融金属温度，2.5m/s的注射速度和60mpa的铸造压力。所述压铸材料被成形为环状。
[横截面的观察]
计算各制作的样品的压铸材料的横截面中的mg-al化合物(主要是mg17al12)的面积比。各横截面的选取使用市售横截面抛光仪(cp)处理装置来进行。各横截面使用sem进行观察。mg-al化合物的面积比以下述方式来计算。使用sem照片，选取在观察视野sf(350μm×250μm)中存在的mg-al化合物(主要是mg17al12)，并计算其总面积sm。然后，将(sm/sf)×100％定义为在其横截面中的mg-al化合物的面积比。假定观察视野的数目为10，将这10个观察视野中面积比的平均值定义为各样品中mg-al化合物的面积比(％)。其结果示出在表1至4中。mg-al化合物的横截面面积可以利用通过使用图像处理装置对显微镜照片(sem图像)进行二值化处理而获得的二值化图像等容易地进行测量。
例如，图1示出了样品号1-17的显微镜照片。在图1中，用深灰色示出的部分表示镁合金的母相，用浅灰色示出的部分表示al-ca化合物，用白色示出的部分表示al-sr化合物。如图1中所示，可以发现，在含有特定范围内的al、sr、ca和mn的样品号1-17中，al-sr化合物和al-ca化合物分散地存在于晶界中。此外，在样品号1-17中，mg-al化合物无法确认并且实质上不存在。
[耐热性评价]
评价各制作的样品的压铸材料的耐热性。如下进行该评价。具体来说，对使用铁螺栓将各样品的压铸材料和由铝制成的块体材料进行紧固而获得的测试构件进行热处理，然后在所述热处理之前和之后所述螺栓的扭曲量的基础上计算残余轴向力(％)。所述测试构件通过在将各样品的压铸材料中的孔与设置在所述块体材料的适当位置处并具有与所述各样品的压铸材料中的孔相同的直径的螺栓孔对齐的同时拧紧所述铁螺栓来制造。所述热处理在温度为150℃、停留时间为170小时的条件下进行。扭曲量通过配置在螺栓中的市售应变仪来获得。残余轴向力按照[(st-so)/so]×100(％)来计算，其中假定将所述螺栓在刚刚拧紧后并且在加热至150℃之前的扭曲量定义为so，并将所述螺栓在经历150℃×170小时的热迟滞后的扭曲量定义为st。加热前的扭曲量so被定义为当所述螺栓用9n的初始轴向拧紧力拧紧时获得的扭曲量。残余轴向力和评价a至c的结果示出在表1至4中。评价a表示残余轴向力为50％以上；评价b表示残余轴向力为40％以上且小于50％；评价c表示残余轴向力小于40％。表4中示出的符号“*”表示测量由于发生破裂而不能进行。
[破裂的评价]
评价各制作的样品的压铸材料的破裂状态。这样的破裂状态的评价通过目测确认各样品的压铸材料的表面以检查裂纹的发生频率来进行。裂纹的发生频率被定义为对各样品制备的10个压铸材料的平均裂纹数目。裂纹的发生频率(数目)及其评价a至c的结果示出在表1至4中。评价a表示裂纹的发生频率为0；评价b表示裂纹的发生频率大于0并且为5以下；评价c表示裂纹的发生频率大于5。
[粘模性能的评价]
评价各制作的样品的压铸材料的粘模性能。与破裂的评价相似，这种粘模性能的评价通过目测确认各样品的压铸材料的表面以检查发生粘模的部分的数目来进行。发生粘模的部分的数目被定义为在对各样品制备的10个压铸材料中发生粘模的部分的平均数目。发生粘模的部分(部分)的数目及其评价a至c的结果示出在表1至4中。评价a表示发生粘模的部分的数目为0；评价b表示发生粘模的部分的数目大于0并且为5以下；评价c表示发生粘模的部分的数目大于5。
[综合评价]
表1示出了关于耐热性、破裂和粘模性能的三种评价的综合评价的结果。综合评价a表示耐热性、破裂和粘模性能的全部三种评价均为a；综合评价b表示三种评价中的至少一者为b并且三种评价都不是c；综合评价c表示三种评价中的至少一者为c。
样品号1-1至样品号1-43各自包含：5质量％以上且15质量％以下的al；2.5质量％以上且7质量％以下的sr；0.05质量％以上且小于3.0质量％的ca；和0.1质量％以上且0.6质量％以下的mn，如可以在示出了这些样品的表1至3中看到的，这些样品各自显示出高的残余轴向力、破裂较少且粘模较少。还可以发现，样品号1-1至样品号1-43各自含有小面积比的mg-al化合物，所述面积比为5％以下。具体来说，如在表1和2中所示，样品号1-1至样品号1-34各自包含：6质量％以上且10质量％以下的al；2.5质量％以上且5质量％以下的sr；0.5质量％以上且2.0质量％以下的ca；和0.1质量％以上且0.6质量％以下的mn，在这些样品中，残余轴向力为50％以上，破裂数目为零，并且发生粘模的部分的数目为零。因此，可以发现，耐热性、破裂和粘模性能都是优异的。另一方面，如在表4中所示，各自不具有上述特定组成的样品号1-101至样品号1-117各自显示出小的残余轴向力、较多破裂和较多粘模。因此，可以发现样品号1-101至样品号1-117在耐热性、破裂和粘模性能中的一个或两个方面次于样品号1-1至样品号1-43。此外，根据这些样品可以发现，随着sr的含量变高，更易于发生粘模，并且随着ca的含量变高，更易于发生破裂。
<<试验例2>>
评价镁合金的对熔融金属的着火的抑制。对熔融金属的着火的抑制通过检查镁合金的熔融金属的着火状态来进行评价。首先，以与试验例1中相同的方式制作具有与试验例1中的样品号1-13(表1)和样品号1-105(表4)相同的组成的镁合金的熔融金属。然后，在大气中，在将熔融金属保持在700℃的温度下1小时并且不搅拌的状态下，确认熔融金属的着火状态。
样品号1-13的镁合金的熔融金属不着火，而样品号1-105的镁合金的熔融金属着火。基于该结果，可以发现含有特定范围内的al、sr、ca和mn的镁合金在抑制熔融金属的着火方面优异。
本发明由权利要求项定义，但不限于上述说明，并且旨在包括在与所述权利要求项等同的意义和范围内的任何修改。