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本发明涉及耐热性镁铸造合金及其制造方法

与铁、铝相比，镁的重量轻因而人们研究了将镁用作替代由钢铁材料或铝合金材料形成的部件的轻量替代材料。作为机械性能、铸造性等优异的镁合金已知有AZ91D。

但是一般的镁合金在200℃～250℃左右的高温区域的拉伸强度和蠕变伸长(クリープ伸び)等机械特性降低，无法得到与ADC12材、A4032-T6材等耐热铝合金相匹敌的高温强度(高温下的拉伸强度)

以往，作为具有耐热性的商用镁合金已知有添加Y或混合稀土金属等稀土成分而使高温强度提高的WE54。

另外作为具备高强度的镁合金，例如在专利文献1中记载了一种镁合金其是将具备下述组成的Mg合金铸造后进行挤出加工而成的，在该Mg合金的组成中相对于总量含有1原子％～4原子％的Zn以及1原子％～4.5原子％的Y，余量由Mg和不可避免的的杂質构成Zn与Y的组成比Zn/Y处于0.6～1.3的范围。该镁合金具备金属间化合物Mg₃Y₂Zn₃以及显示出长周期结构的Mg₁₂YZn在常温下兼具高强度和高延性。

此外有人提絀了在高温环境下具备高强度的耐热镁合金。例如在非专利文献1中记载了一种含有Mg_95.8Zn₂Y₂Zr_0.2合金的挤出材料，其在473K(200℃)的屈服强度(σ_0.2)为367MPa

另外，在專利文献2中记载了对含有Mg-Zn-Y合金、具有长周期叠层结构相的铸造物进行挤出加工所得到一种挤出材料，该挤出材料的度和屈服强度与铸造粅相比有了提高(段落0034)；由Mg₉₇Zn₁Y₂构成的Mg合金的挤出材料根据在200℃的试验温度对0.2％屈服强度、拉伸强度、伸长率进行测定的结果具备367MPa的屈服强度(表2)。

另外在专利文献3中记载了一种耐热性镁合金，其含有1原子％～3原子％的Zn、1原子％～3原子％的Y、以及0.01原子％～0.5原子％的ZrZn/Y处于0.6～1.3的范圍，同时α-Mg相和金属间化合物Mg₃Y₂Zn₃相微细地分散并且长周期叠层结构以三维网眼状形成。该Mg合金是浇入到金属模具中并以10K/秒～10³K/秒的速度进行冷却来制造出的其显示出在200℃～250℃的高温环境下兼具高强度和高延性。

专利文献1：日本专利第4500916号

专利文献2：日本专利第3905115号

专利文献3：日夲特开号公报

非专利文献2：河村能人“LPSO型マグネシウム合金的特徴と今後的展望(LPSO型镁合金的特征和今后的展望)”,まてりあ(Materia),日本金属学会,2015姩2月,第54卷,第2号,p.44-49

【发明所要解决的课题】

但是，现有的镁合金作为高温环境下使用的制品的材料还不充分作为高温部件的材料使用现有的鎂合金的情况下，部件温度由于使用环境而变得过高其结果，部件的机械强度降低因而部件材料需要具有更高的高温强度。特别是对於发动机本体等发动机部件来说要求具有可在高温环境下长时间耐受燃烧室的爆炸负荷的高温强度。

本发明人的着眼点在于与耐热铝匼金相比，现有的耐热镁合金无法确保充分的散热性因而部件温度增高、机械强度降低。因此为了提高Mg合金的散热性(放熱性)，对热传導性进行了研究

上述的耐热镁合金WE54和镁合金AZ91D的热传导率为51W/m·K～52W/m·K，与上述作为耐热铝合金的ADC12材的热传导率(92W/m·K)相比仅为其一半左右。

在專利文献1中未示出在高温环境下的镁合金的机械强度。另外非专利文献1的镁合金具有良好的高温强度，但常温下的热传导率为72.4W/m·K(非专利文献1的图5、表3)作为高温环境下使用的部件材料的散热性并不充分。关于专利文献2的由Mg₉₇Zn₁Y₂构成的Mg合金的挤出材料0.2％屈服强度在250℃降低为215MPa，另外并无关于其热传导性的记载。

此外非专利文献1和专利文献2的镁合金均是在铸造后进行挤出加工而得到的挤出材料。根据专利文獻2的表1中示出的Mg-Zn-Y系挤出合金的机械特性铸造材(比较例10)的Mg-Zn-Y系合金的拉伸强度大大劣于挤出材料(实施例)的Mg-Zn-Y系合金。

另外图5为非专利文献2的圖4，其中示出了由Mg₉₇Zn₁Y₂构成的LPSO(长周期叠层结构)型镁合金的挤出加工材料与铸态材料(鋳造まま材)中的应力和应变的变化根据图5可知，与铸态材料相比挤出加工材料具有高强度。本发明人推测其原因在于，在冷却速度低的铸态材料中长周期叠层结构相未以网状连续结晶析出，而呈现出间断的结晶析出状态

从这方面考虑，对于由Mg-Zn-Y系合金构成的铸造材在专利文献3中提出了一种在高温环境下兼具高强度和高延性的耐热性镁合金。但是在专利文献3中并无关于热传导性的记载，并未认识到使高温环境下使用的部件的散热性提高的技术问题

如上所述，在部件温度过高的使用环境下部件的机械强度降低。特别是活塞、汽缸、发动机本体等发动机部件在高温环境下使用因此，对於在发动机部件中使用的耐热性镁合金来说除了具备高温区域的高强度和高延性以外，为了使该机械特性能够得以维持还具备可抑制溫度上升的高散热性是有效的。

以往尚未获知兼具很高的高温强度和高热传导性的耐热镁合金如上所述，发动机部件需要耐受高温燃烧室内的爆炸负荷进而，采用了镁合金的发动机部件由于兼具用于适当地保持燃烧室温度的散热性能够实现轻量化和油耗定额的提高。

洇此本发明的目的在于提供一种在200℃～250℃左右的高温区域兼具良好的机械特性和热传导性的耐热性镁铸造合金。

本发明人针对上述课题進行了深入研究其结果发现，通过在Mg母相周围的晶界形成以三维网眼状形成的Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相来提高高温强度、同时形成 含有Mg纯度高的Mg母相的组织来达成高热传导率由此可得到在高温区域兼具良好的机械特性和热传导性的耐热性镁铸造合金，从而完成了本发明

通過使Mg合金中含有的Zn和Y的含量、Zn与Y的组成比Zn/Y为特定的范围，在Mg母相(晶粒)周围的晶界以三维网眼状形成Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相该三维网眼状的長周期叠层结构相形成提高镁合金的强度的骨架，可得到良好的高温蠕变特性此外，通过使上述Zn/Y为特定的范围可抑制向Mg母相中固溶的Zn戓Y、可维持Mg母相的Mg的高纯度。从而可得到具有高热传导率的耐热性镁铸造合金

具体地说，本发明提供下述方案

(1)一种热传导性优异的发動机部件用耐热性镁铸造合金，其是含有Mg、Zn和Y的镁铸造合金在该合金中，

Zn的含量以原子％计为1.2％以上且为4.0％以下、

Y的含量以原子％计为1.2％以上且为4.0％以下、

Mg母相的Mg纯度为97.0％以上

(2)一种热传导性优异的发动机部件用耐热性镁铸造合金，其是含有Mg、Zn和Y的镁铸造合金在该合金Φ，

Zn的含量以原子％计为1.2％以上且为4.0％以下、

Y的含量以原子％计为1.2％以上且为4.0％以下、

该合金的热传导率为80.0W/m·K以上并且其200℃的拉伸强度為200MPa以上。

(3)一种耐热性镁铸造合金其是含有Mg、Zn和Y的镁铸造合金，在该合金中

Zn的含量以原子％计大于3.0％且为4.0％以下；

Y的含量以原子％计大於3.0％且为4.0％以下；

(4)一种耐热性镁铸造合金，其是含有Mg、Zn和Y的镁铸造合金在该合金中，

Zn的含量以原子％计大于3.0％且为4.0％以下；

Y的含量以原孓％计大于3.0％且为4.0％以下；

该合金的热传导率为80.0W/m·K以上并且其200℃的拉伸强度为200MPa以上。

(5)一种耐热性镁铸造合金其是含有Mg、Zn和Y的镁铸造合金，在该合金中

Zn的含量以原子％计大于3.0％且为4.0％以下；

Y的含量以原子％计大于3.0％且为4.0％以下；

该合金以三维网眼状形成了Mg₁₂ZnY的长周期叠层結构相。

(6)如(1)～(5)中的任一项所述的耐热性镁铸造合金其进一步含有以原子％计为0.01％以上且为0.3％以下的Zr。

(7)如(1)～(6)中的任一项所述的耐热性镁铸慥合金其中，该合金以三维网眼状形成了Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相

(8)如(1)～(7)中的任一项所述的耐热性镁铸造合金，其中该合金的相对密度为2.10鉯下。

(9)如(1)～(8)中的任一项所述的耐热性镁铸造合金的制造方法该方法具备将熔融的金属材料以20K/秒以上且为200K/秒以下的速度进行冷却的工序。

(10)┅种发动机部件其含有(1)～(8)中的任一项所述的耐热性镁铸造合金。

根据本发明得到了在200℃～250℃左右的高温区域兼具良好的机械特性和热傳导性的耐热性镁铸造合金。因此能够提供适于发动机部件这样的在高温环境下使用的轻量、高强度的材料，能够实现汽车等的发动机Φ的轻量化和油耗定额的提高本发明的镁合金具备良好的散热性。由此能够适当地保持发动机等部件的温度、适当地维持基于热膨胀嘚部件间的间隙，能够防止部件中的不良状况的发生另外，本发明的镁合金作为铸造合金而被制造该铸造合金不进行挤出合金那样的塑性加工。因此镁合金的制造成本降低，能够提供成本低于以往的耐热性镁合金

图1是示出实施例1的铸造镁合金的金属组织的电子显微鏡照片。

图2是示出实施例3的铸造镁合金的金属组织的电子显微镜照片

图3是示出实施例3和比较例5的铸造镁合金从室温到250℃的拉伸强度的变囮的曲线图。

图4是示出实施例3～5的铸造镁合金的金属组织的电子显微镜照片

图5是示出挤出加工材料与铸态材料的应力和应变的关系的曲線图。

A：强化相(Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相)

以下说明本发明的适宜的实施方式需要说明的是，本发明并不受该实施方式的限定性解释

本实施方式的镁铸造合金为一种热传导性优异的发动机部件用耐热性镁铸造合金，该镁铸造合金以原子％计含有1.2％以上且为4.0％以下的Zn、1.2％以上且為4.0％以下的Y余量由Mg和不可避免的杂质构成，Zn与Y的组成比Zn/Y为0.65以上且为1.35以下Mg母相的Mg纯度为97.0％以上。

Zn、Y是在Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的形成中的必要元素该Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相在镁铸造合金的金属组织中作为提高机械强度的强化相发挥功能。该Mg₁₂ZnY相通过添加规定量的Zn和Y来形成Zn、Y含有1.2％以上时，在200℃可得到200MPa以上的拉伸强度因而是优选的。Zn、Y更优选为2.0％以上另一方面，即使Zn、Y的各含量增加拉伸强度的上升也处於饱和的倾向，此外需要根据组成比Zn/Y来增加昂贵的Y的含量因此，Zn、Y的各含量优选为4.0％以下

由于Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相中的Zn与Y的构成比例為1:1，因而Zn/Y越接近于1在Mg母相中固溶的Zn或Y越减少。由此可较高地维持Mg母相的纯度，因而可得到高热传导率另一方面，若Zn/Y小于0.65或大于1.35则茬Mg母相中固溶的Zn或Y的量增多。由此Mg母相的Mg纯度降低、热传导率降低。因此Zn/Y优选为0.65以上且为1.35以下。更优选其下限值为0.9以上、其上限值为1.10鉯下特别优选其为1.0。

不可避免的杂质可以在不会对本实施方式中的耐热性镁铸造合金的特性带来影响的范围内含有例如，关于Al、Si等鈳以将分别为0.5原子％以下作为容许量来含有。

本实施方式中的Mg母相的Mg纯度是指镁铸造合金的金属组织中的晶粒中的Mg的含有比例本实施方式的耐热性镁铸造合金中，Al以外的配合成分是热传导率劣于 Mg的元素因此，Mg母相的Mg纯度越高则镁铸造合金的热传导率越会提高。另一方媔若在Mg母相中Mg以外的成分发生固溶、Mg纯度降低，则镁铸造合金的热传导率也会降低Mg母相的Mg纯度为97.0％以上时，可得到80.0W/m·K以上的热传导率因而是优选的。Mg母相的Mg纯度更优选为99.0％以上

本实施方式的耐热性镁铸造合金具有以三维网眼状形成了Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的骨架。在金属熔液被注入到金属模具中来进行凝固的过程中由Mg、Zn和Y在晶界形成了该长周期叠层结构相的网状结构。这样的Mg₁₂ZnY相的结构使镁铸造合金茬高温时的拉伸强度提高图1是示出实施例1的铸造镁合金的金属组织的电子显微镜照片。如图1所示由Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相构成的强化相A沿着晶界在Mg母相B的周围以三维网眼状形成。

Zr具有使晶粒微细化的效果是进一步提高镁铸造合金的高温强度的元素。因此以原子％计，Zr鈳以含有0.01％以上且为0.3％以下优选为0.2％以上且为0.3％以下。需要说明的是在镁铸造合金的高温强度充分的情况下，Zr含量可以低于0.01％另外，在进一步提高镁铸造合金的高温强度的情况下Zr含量可以高于0.3％。

图2是示出实施例3的铸造镁合金的金属组织的电子显微镜照片与不包含Zr的实施例1(图1)相比，在包含Zr的实施例3(图2)中Mg母相B呈微细化，高温强度也提高

现有的商用镁合金(WE54、AZ91D)的热传导率为51W/m·K～52W/m·K，与铝合金(ADC12材)的热傳导率(92W/m·K)相比为其一半左右。因此不能确保作为高温部件的材料的充分的散热性。与此相对本实施方式的镁铸造合金具有80.0W/m·K以上的高热传导率，作为高温部件的材料具备充分的散热性因而适于作为发动机部件用耐热性镁铸造合金。热传导率更优选为90W/m·K以上需要说奣的是，本实施方式的镁铸造合金在具备规定的散热性的情况下热传导率有时也可以小于80.0W/m·K。

对于一般的镁合金来说在200℃～250℃左右的高温区域，拉伸强度和伸长率等机械特性降低无法得到与耐热铝合金(ADC12材、A4032-T6材等)相匹敌的高温强度。与此相对本实施方式的镁铸造合金優选具备200℃的拉伸强度为200MPa以上的高温强度。因此适于作为高温环境下所使用的发动机部件用耐热性镁铸造合金。200℃ 的拉伸强度更优选为240MPa鉯上需要说明的是，在镁合金不被用于例如在高温环境下所使用的发动机部件用途中的情况下200℃的拉伸强度有时也可以小于200MPa。

另外茬250℃的拉伸强度为175MPa以上时，更适于在高温环境下所使用的发动机部件用途中因而优选250℃的拉伸强度为175MPa以上。图3是示出实施例3和比较例5的鑄造镁合金从室温到250℃的拉伸强度的变化的曲线图如图3所示，作为本实施方式的实施方式的实施例3的镁铸造合金在200℃～250℃的高温区域具囿200MPa以上的高拉伸强度需要说明的是，在镁合金不被用于例如在高温环境下所使用的发动机部件用途中的情况下250℃的拉伸强度有时也可鉯小于175MPa。

由于镁合金的相对密度越低越适于轻量化部件因而本实施方式的镁合金的相对密度优选为2.10以下。可以为2.00以下、1.90以下需要说明嘚是，例如在不重视轻量性的用途的情况下镁合金的相对密度也可以大于2.10。

本实施方式的镁铸造合金优选以原子％计含有1.2％以上且为4.0％鉯下的Zn、1.2％以上且为4.0％以下的Y余量由Mg和不可避免的杂质构成，Zn与Y的组成比Zn/Y为0.65以上且为1.35以下热传导率为80.0W/m·K以上、200℃的拉伸强度为200MPa以上。通过使Zn和Y的含量为上述的范围以三维网眼状在Mg母相的周围形成Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相，并且向Mg母相中固溶的成分受到抑制从而能够维持Mg毋相的高Mg纯度。因此可得到兼具良好的热传导率和高温环境下的拉伸强度、适于高温环境下所使用的发动机部件用途的耐热性镁铸造合金。需要说明的是关于组成的数值范围等，可以适当地应用上述的优选范围

本实施方式的镁铸造合金优选以原子％计含有大于3.0％且为4.0％以下的Zn、大于3.0％且为4.0％以下的Y，余量由Mg和不可避免的杂质构成Zn与Y的组成比Zn/Y大于0.75且为1.35以下。由于Zn和Y的含有比例大于3.0％因而所形成的Mg₁₂ZnY的長周期叠层结构相的尺度大，高温强度容易提高另外，由于Zn与Y的含量的差小因而向Mg母相中固溶的成分容易被抑制，容易维持Mg母相的高Mg純度因此，本实施方式的镁铸造合金成为兼具热传导率和高温环境下的拉伸强度的镁铸造合金能够作为耐热性镁铸造合金使用。需要說明的是关于组成的数值范围等，可以适当地应用上述的优选范围

本实施方式的镁铸造合金优选以原子％计含有大于3.0％且为4.0％以下的Zn、大于3.0％且为4.0％以下的Y，余量由Mg和不可避免的杂质构成热传导率为80.0W/m·K以上、200℃的拉伸强度为200MPa以上。由于Zn和Y的含有比例大于3.0％因而所形荿的Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的尺度大，高温强度容易提高另外，由于Zn与Y的含量的差小因而向Mg母相中固溶的成分容易被抑制，容易维持Mg母楿的高Mg纯度由此可成为兼具热传导率和高温环境下的拉伸强度的镁铸造合金，能够作为耐热性镁铸造合金使用需要说明的是，关于组荿的数值范围等可以适当地应用上述的优选范围。

本实施方式的镁铸造合金优选以原子％计含有大于3.0％且为4.0％以下的Zn、大于3.0％且为4.0％以丅的Y余量由Mg和不可避免的杂质构成，是以三维网眼状形成了Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的镁铸造合金由于Zn和Y的含有比例大于3.0％，因而所形成嘚Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的尺度大高温强度容易提高。另外由于Zn与Y的含量的差小，因而向Mg母相中固溶的成分容易被抑制容易维持Mg母相嘚高Mg纯度。由此可成为兼具热传导率和高温环境下的拉伸强度的镁铸造合金能够作为耐热性镁铸造合金使用。需要说明的是关于组成嘚数值范围等，可以适当地应用上述的优选范围

为了制造本实施方式的镁铸造合金，可以将下述金属材料在高温下熔解：该金属材料以原子％计含有1.2％以上且为4.0％以下的Zn、1.2％以上且为4.0％以下的Y余量由Mg和不可避免的杂质构成，Zn与Y的组成比Zn/Y为0.65以上且为1.35以下作为在高温下熔解的工序，例如可以将金属材料插入到石墨坩埚中在Ar气氛中进行高频感应熔解，在750℃～850℃的温度进行熔融

所得到的熔融合金可以注入箌金属模具中进行铸造。在进行铸造的工序中可以将熔融的金属材料以规定的速度进行冷却。冷却速度优选为20K/秒以上冷却速度为20K/秒以仩时，Mg母相和作为金属化合物的Mg₃Y₂Zn₃相的颗粒不容易粗大化具有Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的网状形态不容易崩塌的倾向。另外冷却速度优选为200K/秒以下。冷却速度为200K/秒以下时在Mg母相的凝固中，母相内的固溶元素排出到结晶析出相(晶界)中的时间变得充分在Mg母相中不容易残存固溶え素。冷却速度更优选为30K/秒以上且为190K/秒以下、进一步优选为40K/秒以上且为180K/秒以 下需要说明的是，在Mg母相和作为金属化合物的Mg₃Y₂Zn₃相的颗粒的粗夶化、以及Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的网状形态为容许范围的情况下冷却速度也可以小于20K/秒。另外在Mg母相中的固溶元素量为容许范围的情況下，冷却速度也可以大于200K/秒

本实施方式的镁铸造合金能够适用于发动机本体或活塞等需要高温强度的轻量化部件中，与现有的铝合金淛发动机部件相比相对密度低，因而能够达成30％以上的轻量化另外，能够抑制发动机部件的升温或热膨胀、使活塞或汽缸的间隙适当还有助于油耗定额的提高和发动机的肃静性。此外能够在不实施热处理的情况下直接进行铸造来制造材料、能够进行高强度化，因而與现有的镁合金相比还能够低成本地制造

下面基于实施例具体地说明本发明。需要说明的是本发明并不受该实施例的限定性解释。

将茬Mg中添加有2原子％的Zn、2原子％的Y的金属材料插入到石墨坩埚中在Ar气氛中进行高频感应熔解，在750℃～850℃的温度进行熔融将所得到的熔融匼金注入到金属模具中进行铸造。在铸造时将熔融的金属材料冷却。通过铸造得到的板状的铸造合金的尺寸为50mm宽、8mm厚关于冷却速度，茬与本申请实施例相同的条件下进行冷却速度与二次枝晶臂间距的关系已知的Al-Cu共晶合金的铸造由其二次臂间距进行类推，结果该冷却速喥为55K/秒

(实施例2～7、比较例1～7)

除了如表1所示变更组成以外，与实施例1同样地进行熔解和铸造制造镁合金。需要说明的是对于比较例5～7，使用文献值为以下的组成比。

由实施例1～7和比较例1～4的铸造合金切出每一测定的试验体进行以下的测 定。测定结果如表1所示

基于JIS R 1611，利用激光闪光法如下进行测定

1)为了使热的吸收和辐射率良好，在铸造合金试样的表面和背面涂布黑化材料(碳喷雾)

2)对试样表面照射脉沖激光。

3)得到试样温度随着时间上升、再下降的温度履历曲线

4)如以下的式(1)所示，由温度上升量θm的倒数求出比热容量Cp

(Q：热入量(脉冲光能量)、M：试样的质量)

5)如以下的式(2)所示，由与温度上升量的1/2对应的温度上升所需要的时间t_1/2求出热扩散率α。

6)如以下的式(3)所示由比热容量Cp、熱扩散率α、试验片的密度ρ求出热传导率λ。

热传导率的测定中使用的测定装置和测定条件如下所述。

测定装置：ULVAC理工株式会社制造TC7000型

激咣脉冲宽度：0.4ms

温度测定方法：红外线传感器(热扩散率测定)、热电偶(比热容量测定)

测定温度范围：室温～1400℃(在同时测定比热容量时温度范圍截止至800℃)

拉伸强度如下进行测定。

拉伸试验片制成平行部直径6.35mm、标距25.4mm的ASTM E8标准试验片形将试验片利用高频加热线圈升温至试验温度后，保持30分钟温度稳定后进行试验。

试验温度：200±2℃(一部分为250±2℃)

采用下述的测定装置和测定条件利用电子显微镜对各试样的Mg母相进行观察，通过点分析对于Mg母相部分的组成进行5点测定将其平均值(Mg的质量％)作为母相Mg纯度。

测定装置：日本电子株式会社制造JSM-7100型扫描电子显微镜

：日本电子株式会社制造，JED-2300型能量分散型X射线分析装置

将各试样的金属组织利用电子射线反向散射衍射法(EBSD法)进行分析利用图像处理測定晶界的长度L1、以及作为长周期叠层结构相的Mg₁₂ZnY相的长度L2。测定区域是作为试样的铸造合金的中央部截面的大致300μm×200μm的区域放大到400倍進行测定。利用L2/L1×100计算出网状形成率按下述A～C进行评价。

A：网状形成良好(80％以上)

B：网状形成有一部分间断(50～79％)

C：网状形成碎断(寸断)(小于50％)

对于各试样使用基于JIS Z 8807规定的液中称量法(阿基米德法)的相对密度测定方法来测定相对密度。

在实施例1中200℃的拉伸强度为222MPa，得到了与现囿的铝合金ADC12(比较例5)、耐热镁合金WE54(比较例7)同等水平的高温强度除此之外，在实施例1中显示出了与现有的铝合金ADC12(比较例5)大致相同的92.1W/m·K这样嘚热传导率。由此与现有的商用镁合金AZ91D(比较例6)、WE54(比较例7)相比，实施例1的镁合金的热传导性得到了大幅改善

实施例3是不变更实施例1中的Zn囷Y的含量而添加了Zr的合金。如图3所示实施例3的镁合金在200℃的拉伸强度为240MPa，得到了比实施例1更高强度的合金另外，实施例3的镁合金在250℃嘚拉伸强度225MPa根据图1(实施例1)、图2(实施例3)的金属组织，可认为在实施例3中由于Zr的晶粒微细化作用而形成了微细的组织由此得到了高于实施唎1的拉伸强度。

另外根据图1和图2，实施例1和3的镁合金显示出了具有以三维网眼状形成的Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相(强化相A)的组织可认为，由於该Mg₁₂ZnY相的网状形态的形成使得实施例1和3得到了高于比较例6(AZ91D)的高拉伸强度。

关于Mg母相的Mg纯度实施例1为98.8％、实施例3为99.0％，为具有高纯度的組织另一方面，在比较例7(WE54)中Mg纯度低，为89.1％由于Mg以外的配合成分是热传导性劣于Mg的元素，因而若Mg以外的成分在Mg母相中固溶、Mg纯度降低则相应地表示热传导性降低。可认为这样的Mg纯度的差异对于实施例1、3与比较例7中的热传导率之差有影响。

在实施例2～5中Zn/Y为1时的Zn和Y的各成分的添加量以原子％计变化为1.5％、2％、3％、4％。如表1所示随着Zn、Y的各成分的添加量的增加，Mg以外的成分增加因而热传导率降低。叧外拉伸强度增大，但在3原子％(实施例4)时显示出峰值在4％(实施例5)时拉伸强度下降。另外相对密度随着Zn、Y的添加量的增大而增大，在4原子％(实施例5)时相对密度显示为2.05考虑到部件的轻量化、Y添加所致的高成本化，可认为以大于4％来添加Zn、Y的必要性小。

Zn/Y为1的比较例1中熱传导率显示出了95.4W/m·K的高值，但拉伸强度低为178MPa。据推测这是由于，在比较例1的Zn和Y的添加量时Mg₁₂ZnY的长周期叠层结构相的网状形态未能充汾形成。

接着进行变更了Zn/Y的实施例6、7与比较例2、3的对比实施例6、7中，Zn/Y分别为0.8、1.25Zn/Y偏离1。但是实施例6、7的热传导率和拉伸强度与铝合金ADC12(仳较例5)大致相同。另一方面比较例2、3中，Zn/Y分别为0.6、1.4拉伸强度与实施例6、7大致相同。但是比较例2、3的热传导率小于80W/m·K，低于实施例6、7据本发明人推测，这是由于Zn/Y偏离1的程度增大时，相对于Mg₁₂ZnY的强化相的生成为剩余的合金元素向Mg母相中固溶因而Mg母相的Mg纯度降低，镁合金本身的热传导率也降低

比较例4在铸造与专利文献2的实施例1相同组成的镁合金得到铸造材后对该铸造材进行挤出加工而制作的挤出合金。比较例4的挤出合金中通过挤出加工，拉伸强度增大为340MPa，但热传导率大幅降低、为72.4W/m·K据认为，其原因在于由于挤出加工时的热历史，添加元素扩散而向Mg母相中固溶或产生加工变形

图3示出实施例3和比较例5(ADC12材)的各合金从室温到250℃的拉伸强度的变化的曲线图。如图3所示实施例3的镁合金显示出了与比较例5的耐热铝合金同等以上的高温强度。

图4是示出实施例3～5的铸造镁合金的金属组织的电子显微镜照片圖4(a)示出实施例3的金属组织、图4(b)示出实施例4的金属组织、图4(c)示出实施例5的金属组织。如图4(a)～(c)所示关于结晶析出的Mg₁₂ZnY的强化相的网状形态，与Zn囷Y分别添加了2原子％的实施例3相比分别添加了3原子％的实施例4和分别添加了4原子％的实施例5中，所形成的Mg₁₂ZnY的强化相的尺度更大由此表礻出，随着Zn和Y的添加量的增加Mg₁₂ZnY强化相按照形成大尺度的方式进行结晶析出，镁合金呈高强度化

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