(57)【要約】【課題】耐熱性および靭性がともに優れたマグネシウム合金を提供する。また、高耐熱性を示す部位と高靭性を示す部位とをあわせもつマグネシウム合金部材を提供する。【解決手段】全体を１００質量％としたとき、Ａｌを６〜２０質量％、Ｃａを３〜９質量％、含み残部がＭｇおよび不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有し、α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する。このマグネシウム合金を実部品に用いる場合には、α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高耐熱性部と、α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高延性部と、を一体的に備えるとよい。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上２０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を３質量％以上９質量％以下、含み残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有し、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有することを特徴とするマグネシウム合金。
【請求項２】
さらに、マンガン（Ｍｎ）を０．１質量％以上１．５質量％以下含む請求項１記載のマグネシウム合金。
【請求項３】
さらに、希土類元素を０．２質量％以上３質量％以下、珪素（Ｓｉ）を０．１質量％以上１．５質量％以下、ストロンチウム（Ｓｒ）を０．１質量％以上３質量％以下、亜鉛（Ｚｎ）を０．１質量％以上３質量％以下、スズ（Ｓｎ）を０．１質量％以上３質量％以下のうちの少なくとも1種を含む請求項１または２記載のマグネシウム合金。
【請求項４】
希土類元素は０．３質量％以上１質量％未満である請求項３記載のマグネシウム合金。
【請求項５】
前記粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相の粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の平均粒径は、円相当径で３μｍ以下である請求項１〜４のいずれかに記載のマグネシウム合金。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム合金からなるマグネシウム合金鋳物。
【請求項７】
全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上２０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を３質量％以上９質量％以下、含み残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有するマグネシウム合金からなるマグネシウム合金部材であって、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高耐熱性部と、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高延性部と、
を備えることを特徴とするマグネシウム合金部材。
【請求項８】
前記高耐熱性部と前記高延性部とは互いに一体的である請求項７記載のマグネシウム合金部材。
【請求項９】
さらに、マンガン（Ｍｎ）を０．１質量％以上１．５質量％以下含む請求項７または８記載のマグネシウム合金部材。
【請求項１０】
さらに、希土類元素を０．２質量％以上３質量％以下、珪素（Ｓｉ）を０．１質量％以上１．５質量％以下、ストロンチウムを０．１質量％以上３質量％以下、亜鉛（Ｚｎ）を０．１質量％以上３質量％以下、スズ（Ｓｎ）を０．１質量％以上３質量％以下のうちの少なくとも1種を含む請求項７〜９のいずれかに記載のマグネシウム合金部材。
【請求項１１】
希土類元素は０．３質量％以上１質量％未満である請求項１０記載のマグネシウム合金部材。
【請求項１２】
前記粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相の粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の平均粒径は、円相当径で３μｍ以下である請求項７〜１１のいずれかに記載のマグネシウム合金部材。
【請求項１３】
前記高延性部に位置しタイヤを装着するリムと、前記高耐熱性部に位置し車軸の回転を該リムに伝達すべく該リムに固定されたスポークと、を備えるロードホイールである請求項７〜１２のいずれかに記載のマグネシウム合金部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱性および靭性に優れたマグネシウム合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金よりさらに軽量なマグネシウム合金は、軽量化の観点から航空機材料や車両材料などとして広く用いられつつある。しかしながら、マグネシウム合金は、用途によっては強度や耐熱性が充分ではないため、さらなる特性の向上が求められている。たとえば、特許文献１および特許文献２には、耐熱性に優れたマグネシウム合金として、主に鋳造用途に、アルミニウム（Ａｌ）およびカルシウム（Ｃａ）を適量含有させたマグネシウム合金が開示されている。これらのマグネシウム合金は、Ｍｇ結晶粒の粒界にラメラ構造をもつＡｌ２Ｃａ化合物が網目状に晶出する。このような金属組織をもつマグネシウム合金は、高温域でも転位の運動が食い止められ、クリープ変形が少なく優れた耐熱性を示す。反面、ラメラ構造をもつＡｌ２Ｃａ化合物は、Ｍｇ結晶粒の粒界に網目状に晶出するため、要求される延性が得られない場合もある。
【０００３】
そこで、特許文献３および特許文献４では、ＡｌおよびＣａを含むマグネシウム合金鋳物を塑性加工したり熱処理したりすることで、網目状に晶出したラメラ構造のＡｌ２Ｃａ化合物の形態を変化させ、マグネシウム合金の延性を確保している。
【０００４】
また、特許文献５では、希土類元素（Ｒ．Ｅ．）、ＣａおよびＡｌを含有するマグネシウム合金が開示されている。さらに特許文献６は、ＡｌおよびＣａとともに亜鉛（Ｚｎ）、マンガン（Ｍｎ）およびＲ．Ｅ．のうちの少なくとも１つを含むマグネシウム合金が開示されている。ただし、これらのマグネシウム合金は鋳物ではなく、特許文献５では焼結体、特許文献６では溶射による堆積層、であり鋳造された場合の組織および特性は不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−３１６７５２号公報
【特許文献２】特開平８−２６９６０９号公報
【特許文献３】特開２００６−１６６５５号公報
【特許文献４】特開２００７−７０６８８号公報
【特許文献５】特開２００６−１６６５５号公報
【特許文献６】特公平５−３４４１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
マグネシウム合金を塑性加工したり熱処理したりしてラメラ構造のＡｌ２Ｃａ化合物の形態を変化させると、延性は確保されるが、耐熱性は低下する傾向にある。つまり、耐熱性と靭性（強度と延性）を両立することは困難であり、マグネシウム合金を実部品へ展開するにあたっての障害となっている。
【０００７】
本発明は、上記問題点に鑑み、耐熱性および靭性がともに優れたマグネシウム合金を提供することを目的とする。また、高耐熱性を示す部位と高靭性を示す部位とをあわせもつマグネシウム合金部材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、ＡｌおよびＣａを含み重力鋳造またはダイカストなどで製造される鋳造材を元材としたマグネシウム合金において、ラメラ構造をもつＡｌ２Ｃａ化合物の形態を変化させても、ＡｌとＣａの添加量を従来よりも多くすることで、耐熱性の低下を抑制できることを想到した。
【０００９】
すなわち、本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上２０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を３質量％以上９質量％以下、含み残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有し、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明のマグネシウム合金は、α−Ｍｇ相と粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する。本発明のマグネシウム合金は、鋳造後の鋳放しの状態では、Ｍｇ結晶粒（α−Ｍｇ相）と、Ｍｇ結晶粒の粒界に網目状に晶出した粒界晶出物（ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相）と、からなる組織を有する。このマグネシウム合金を鋳造後、温間加工および／または熱処理することで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相の網目状のネットワークが分断されて、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化してなる粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相が得られる。
【００１１】
一般に、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化すると、マグネシウム合金の耐熱性は低下するといわれている。そこで、本発明のマグネシウム合金では、ＡｌおよびＣａの添加量を従来よりも多くして粒状Ａｌ２Ｃａ化合物量を増加させることで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物をもつ鋳放し材と同程度の耐熱性が保たれる。そして、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物を有するマグネシウム合金は、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物をもつ鋳放し材よりも高い延性を示す。すなわち、本発明のマグネシウム合金は、耐熱性および靭性がともに優れる。なお、本明細書で「耐熱性」とは、高温下での機械的特性であって、具体的には高温クリープ性が挙げられる。
【００１２】
また、本発明のマグネシウム合金を実部品に用いる場合には、少なくとも一部が、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相を含む上記本発明のマグネシウム合金からなればよく、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相を含む部位を備えてもよい。すなわち、本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上２０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を３質量％以上９質量％以下、含み残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有するマグネシウム合金からなり、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高耐熱性部と、
α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高延性部と、
を備えることを特徴とするマグネシウム合金部材であってもよい。
【００１３】
本発明のマグネシウム合金は、鋳造後の鋳放しの状態では、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相と、からなる組織を有する。たとえば、このマグネシウム合金の所定の部分のみを温間加工および／または熱処理することで、α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高耐熱性部と、α−Ｍｇ相と該α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相とからなる組織を有する高延性部と、を備えるマグネシウム合金部材が容易に得られる。すなわち、本発明のマグネシウム合金部材は、部材の形状や用途に応じて部分的に延性が付与される。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明のマグネシウム合金の組織を鋳放し材の組織とともに示す図面代用写真である。
【図２】実施例１のマグネシウム合金の作製において温間スエージ加工前の組織を示す図面代用写真である。
【図３】実施例１のマグネシウム合金の組織を示す図面代用写真である。
【図４】ロードホイールを示す軸方向断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下に、本発明のマグネシウム合金およびマグネシウム合金部材を実施するための最良の形態を説明する。なお、これ以下、鋳造後の鋳放し状態のマグネシウム合金を「鋳放し材」、鋳放し材を温間加工および／または熱処理したマグネシウム合金を「熱処理材」、と略記することがある。
【００１６】
［マグネシウム合金］
本発明のマグネシウム合金は、アルミニウム（Ａｌ）とカルシウム（Ｃａ）とを含み残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなり、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相と、からなる組織を有する。
【００１７】
ＡｌおよびＣａを含むマグネシウム合金は、鋳放し材では、Ｍｇ結晶粒（α−Ｍｇ相）と、Ｍｇ結晶粒の粒界に網目状に晶出した粒界晶出物（ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相）と、からなる組織を有する。このラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相は、Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界に晶出してネットワークを形成してなるため、鋳放し材の耐熱性は高い。鋳放し材を温間加工および／または熱処理することで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物は粒状化する。すなわち、鋳放し材を温間加工および／または熱処理した熱処理材は、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相と、からなる組織を有する。以下に、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相を含む本発明のマグネシウム合金（熱処理材）を説明する。
【００１８】
本発明のマグネシウム合金において、Ａｌの含有量（Ｘ）は６質量％以上２０質量％以下、Ｃａの含有量（Ｙ）は３質量％以上９質量％以下、ＸとＹとの関係はＸ≧Ｙである。Ａｌが６質量％未満、Ｃａが３質量％未満では、Ａｌ２Ｃａ化合物の晶出量が不足するため充分な耐熱性が発揮されない。Ａｌが２０質量％を超え、Ｃａが９質量％を超えると、Ａｌ２Ｃａ化合物の晶出量が多すぎるため延性が低下する。また、Ａｌ含有量（Ｘ）とＣａ含有量（Ｙ）との関係がＸ＜Ｙであると、マグネシウム合金中にＭｇ２Ｃａ化合物が生成するため延性が低下する。好ましいＡｌの含有量は７質量％以上１８質量％以下さらには９質量％以上１５質量％以下である。また、好ましいＣａの含有量は４．５質量％以上８質量％以下さらには５質量％以上７質量％以下である。
【００１９】
本発明のマグネシウム合金は、必要に応じて、本発明の作用および効果を阻害しない範囲で各種特性向上元素を添加することができる。具体的には、マンガン（Ｍｎ）、希土類元素（Ｒ．Ｅ．）、珪素（Ｓｉ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、スズ（Ｓｎ）が挙げられる。
【００２０】
本発明のマグネシウム合金において、Ｍｎの含有量は、０．１質量％以上１．５質量％以下であるのが好ましい。Ｍｎの添加により、マグネシウム合金の耐食性は向上する。Ｍｎが０．１質量％未満では、耐食性の向上効果が発現しにくい。１．５質量％を超えると、Ｍｎが溶湯中に溶解しきれなくなり、粗大なＭｎが晶出して強度および延性が低下するため好ましくない。さらに好ましいＭｎの含有量は０．１５質量％以上０．５質量％以下である。
【００２１】
本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、Ｒ．Ｅ．を０．２質量％以上３質量％以下さらには０．３質量％以上１質量％未満、Ｓｉを０．１質量％以上１．５質量％以下さらには０．２質量％以上１質量％以下、Ｓｒを０．１質量％以上３質量％以下さらには０．２質量％以上１質量％以下、Ｚｎを０．１質量％以上３質量％以下さらには０．２質量％以上１質量％以下、Ｓｎを０．１質量％以上３質量％以下さらには０．２質量％以上１質量％以下のうちの少なくとも1種を含むのが好ましい。
【００２２】
Ｒ．Ｅ．は、固溶および粒界への晶出によってマグネシウム合金の耐熱性と耐食性を向上させる元素である。Ｒ．Ｅ．が０．２質量％未満では、耐熱性の向上効果が小さい。３．０質量％を超えると、延性が低下するため好ましくない。ただし、腐食防止の観点から、１質量％未満に抑えるとよい。１質量％以上であると、粗大な化合物が形成される場合があり、Ｒ．Ｅ．による防食効果が低減する。また、本発明のマグネシウム合金は、鋳造により製造されるため、焼結または溶射で製造される場合に比べて酸化の心配は小さいが、Ｒ．Ｅ．は酸化しやすいため、Ｒ．Ｅ．の酸化物として合金中に巻き込まれて腐食の起点となるとともに機械的性質を低下させることもある。なお、Ｒ．Ｅ．としては、主にセリウム、ランタン、プラセオジム、ネオジウム、ランタノイド族のいくつかの元素を含むミッシュメタル、約８５質量％のネオジウムと１５質量％のプラセオジムからなるジジム、を用いることができる。
【００２３】
Ｓｉ、Ｓｒ、ＺｎおよびＳｎは、マグネシウム合金の強度を向上させる元素である。Ｓｉ、Ｓｒ、ＺｎおよびＳｎが０．１質量％未満では、強度向上の効果が小さい。また、３質量％（Ｓｉでは１．５質量％）を超えると、延性が低下するため好ましくない。
【００２４】
本発明のマグネシウム合金において、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の平均粒径は、円相当径で３μｍ以下であるのが好ましい。ここで、「円相当径」とは、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の粒子の投影面積と同じ面積をもつ真円の直径（投影面積円相当）である。本明細書では、顕微鏡の画像上で粒子の大きさと個数を測定して得られた平均粒径を粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の粒径とする。粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の粒径が３μｍを超えると、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化したとしてもマグネシウム合金の延性が低下するため望ましくない。粒状Ａｌ２Ｃａ化合物は、その平均粒径が小さいほどマグネシウム合金の延性の向上に寄与する。なお、本発明のマグネシウム合金と同じ組成の合金が粉末冶金（焼結）により製造されると、微細な粒状Ａｌ２Ｃａ化合物が得られるが、Ｍｇ結晶粒も微細になるため、高温クリープ性が低下する。そのため、本発明のマグネシウム合金において好ましいＭｇ結晶粒の平均粒径を規定するのであれば、円相当径で０．５μｍ以上さらには１μｍ以上１００μｍ以下である。
【００２５】
以上説明した本発明のマグネシウム合金は、宇宙、航空の分野をはじめとし、自動車、電気機器など、各種分野で用いることができる。また、本発明のマグネシウム合金は、その優れた耐熱性および靭性を生かして、エンジン部品、パワートレーン部品、足廻り部品、ボデー部品などに好適に用いられる。なお、本発明のマグネシウム合金を実部品に用いる場合には、少なくとも一部が上記本発明のマグネシウム合金からなればよい。以下に説明する本発明のマグネシウム合金部材は、全体の組成は同一であるが部分的に組織が異なり、部材の一部が上記本発明のマグネシウム合金からなる。
【００２６】
［マグネシウム合金部材］
本発明のマグネシウム合金部材は、全体を１００質量％としたとき、Ａｌを６質量％以上２０質量％以下、Ｃａを３質量％以上９質量％以下、含み残部がＭｇおよび不可避不純物からなりＡｌの含有量をＸ質量％、Ｃａの含有量をＹ質量％としたときにＸ≧Ｙの組成を有するマグネシウム合金からなる。本発明のマグネシウム合金部材は、特性の異なる部位を備える。
【００２７】
本発明のマグネシウム合金部材は、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相を取り囲むように網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物相と、からなる組織を有する高耐熱性部を備える。高耐熱性部は、上記本発明のマグネシウム合金の組成をもつ鋳放し材からなる。高耐熱性部では、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界に晶出してネットワークを形成するため、耐熱性が高い。
【００２８】
また、本発明のマグネシウム合金部材は、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相と、からなる組織を有する高延性部を備える。高延性部は、上記本発明のマグネシウム合金（熱処理材）からなる。ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化してなる粒状Ａｌ２Ｃａ化合物を多く有するため、耐熱性を保ちつつ高耐熱性部よりも延性に優れる。
【００２９】
本発明のマグネシウム合金部材において、高耐熱性部と高延性部とは、それぞれ別体であってもよいが互いに一体的であるのが好ましい。つまり、本発明のマグネシウム合金部材を用いれば、特性の異なる材料からなる別々の部品を組み合わせて一つの部材を形成する必要がない。
【００３０】
本発明のマグネシウム合金部材は、耐熱性が必要とされかつ部分的に延性が要求される部材に好適である。具体的には、ロードホイール、キャリパー、ピストン、コンロッド等が好適である。たとえば、ロードホイールであれば、高延性部に位置しタイヤを装着するリムと、高耐熱性部に位置し車軸の回転をリムに伝達すべくリムに固定されたスポークと、を備えるとよい。リムとスポークとは、それぞれ別体で鋳造した後で両者を溶接などにより組み付けてもよいが、以下に、リムとスポークとを一体的に鋳造して得られるロードホイールを、図４を用いて説明する。
【００３１】
図４は、ロードホイールを示す軸方向断面図である。ロードホイール１０は、タイヤを装着するリム１１と、車軸の回転をリムに伝達すべくリムに固定されてなるスポーク１６と、を有する。スポーク１６は、略円盤状であり、その中央部に車軸（図示せず）の先端部を収容する収容凹部１８をもつ。スポーク１６は、その厚さ方向に貫通する複数のボルト挿通孔１６ａが、収容凹部１８を取り囲んで形成されている。リム１１は、スポーク１６の周縁部から軸方向に延出してなる。リム１１とスポーク１６とで区画されるとともに収容凹部１８と連通する空間１７には、主として図示しないブレーキディスクとともに図示しないブレーキパッドが収容される。
【００３２】
ロードホイール１０は、スポーク１６と車軸とをボルトで固定することで、車体に取り付けられる。ボルトは、ボルト挿通孔１６ａで締結される。ブレーキ作動時に発生した熱が伝達されるため、スポーク１６には耐熱性（高温での軸力保持能力）が必要となる。一方、リム１１は、車両の走行中、装着されたタイヤを保持するのに適した靭性が必要となる。つまり、本発明のマグネシウム合金部材の高耐熱性部をスポーク、高延性部をリム、とすることで、所望の部位に所望の特性をもつロードホイールとなる。
【００３３】
［マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材の製造方法］
本発明のマグネシウム合金の製造方法の一例を簡単に示すと、次のようである。すなわち、各元素を純金属、合金または塩化物やフッ化物の形態で溶融Ｍｇに添加し、ダイカストなどの一般的な方法により鋳造することにより、マグネシウム合金が得られる。既に述べたように、本発明のマグネシウム合金は、鋳放し状態ではラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界で網目状に晶出した組織をもつ。この鋳放し材に、温間加工および／または熱処理を施すことで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物は粒状化する。
【００３４】
ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物を粒状化するためには、温間加工、たとえば、２００℃以上さらには３００℃以上で鋳放し材に塑性加工を施すのが望ましい。加工方法に特に限定はない。温間加工によりＭｇ結晶粒の粒界に粒状Ａｌ２Ｃａ化合物が分散するが、温間加工の加工度が高いと、Ｍｇ結晶粒の粒界は加工前ほど明確ではなくなり、粒状化したＡｌ２Ｃａ化合物が合金中に均一に分散しやすい。たとえば、加工度を３０％以上さらには５０％以上とするのが望ましい。なお、温間加工の加工度を高くできない場合であっても、後述の熱処理を温間加工の前および／または後に施すことで、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物を均一に分散させることができる。
【００３５】
また、鋳放し材に熱処理を施すことによってもラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物を粒状化できる。たとえば、３００℃以上さらには４００℃以上で所定の時間熱処理を施すことで、Ａｌ２Ｃａ化合物は粒状化する。熱処理温度は、５５０℃以下さらには５２０℃以下が望ましい。また、熱処理は、３時間以上さらには５時間以上マグネシウム合金を所定の温度に保持するとよい。１２時間を超える熱処理を行っても粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の形態に特に変化はなくなるため、１２時間以下さらには８時間以下であればよい。熱処理雰囲気に特に限定はなく、大気中であっても主としてアルゴンガス、窒素ガス等を含むガス雰囲気中であってもいずれでもよい。
【００３６】
なお、本発明のマグネシウム合金と同じ組成をもつ鋳放し材および鋳放し材に対して温間加工および／または熱処理を施して得た本発明のマグネシウム合金の組織を図１に示す。図１のＡ−１は、Ｍｇ−７質量％Ａｌ−５質量％Ｃａ合金を鋳造した鋳放し材の組織である。ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界に晶出してネットワークを形成する。Ａ−２は、鋳放し材に温間加工（３００℃にて圧下率５０％で圧延）を施した後の組織であるが、温間加工の加工度が低いため、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が残存し、粒状化が充分ではない。これをさらに温間加工（３００℃にて圧下率２０％で圧延）することで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化してなる粒状Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界に分散して存在する組織（Ａ−３）が得られる。また、鋳放し材を５００℃で６時間熱処理することで、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化してなる粒状Ａｌ２Ｃａ化合物がＭｇ結晶粒の粒界に分散して存在する組織（Ｂ−１）が得られる。これを高い加工度で温間加工（３００℃にて圧下率９０％で圧延）すると、Ｍｇ結晶粒の粒界は加工前ほど明確でなくなり、粒状化したＡｌ２Ｃａ化合物からなる粒状Ａｌ２Ｃａ化合物相が合金中に均一に分散する（Ｃ−１）。
【００３７】
そして、鋳放し材のうち延性を向上させたい部分に対してのみ温間加工および／または熱処理を施すことで、本発明のマグネシウム合金部材が容易に得られる。たとえば、鋳放し材のうち、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物を残したい部位を冷却した状態で、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物を粒状化したい部位に温間加工および／または熱処理を施すとよい。
【００３８】
たとえば、前述のロードホイールであれば、リムとスポークとは、それぞれ別体で鋳造し必要に応じて温間加工および／または熱処理を施した後で両者を溶接などにより組み付けてもよいが、リムとスポークとを一体的に鋳造してから温間加工および／または熱処理を施してもよい。図４において、鋳造後のロードホイール１０のＬの部位を冷却した状態でＨの部位に熱処理を施すことで、リム１１が高延性部、スポーク１６が高耐熱性部となる。また、鋳造後のロードホイールの素形材のＬの部位を冷却した状態でＨの部位に温間加工を施すことで、Ｈの部位が加工によりリム１１の形状に加工されるとともに、リム１１が高延性部、スポーク１６が高耐熱性部となる。
【００３９】
以上、本発明のマグネシウム合金およびマグネシウム合金部材の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。
【実施例】
【００４０】
以下に、本発明のマグネシウム合金およびマグネシウム合金部材の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
【００４１】
［実施例１］
（試料の作製）
Ａ０１〜Ａ１４（実施例１）とともに、比較としてＢ０１〜Ｂ１０（比較例１）のマグネシウム合金を作製した。Ａ０１〜Ａ１４およびＢ０１〜Ｂ１０は、表１に示すように、３質量％以上２２質量％以下のＡｌ、２質量％以上１１質量％以下のＣａおよびＭｎ（０．２５質量％で一定）とＭｇ（残部）とを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順を以下に説明する。
【００４２】
電気炉中で予熱した高クロム合金鋼（ＳＵＳ４３０）製のるつぼ（内径８０ｍｍ，高さ２３０ｍｍ）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Ｍｇ地金を投入して溶解した。次に、７５０℃に保持した溶湯に金属Ｃａ、Ａｌを所定量添加し、これらが完全に溶解したことを確認してから、精練を行った。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ガスの混合ガスを０．２リットル／分吹きつけた。このようにして得た合金溶湯を金型にて重力鋳造し、直径φ１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの棒状鋳物を得た。得られた棒状鋳物に温間スエージ加工を施した。スエージ加工は３００℃にて加工度を４００％（加工前に１０ｍｍの直径が５ｍｍとなる）とし、加工後、徐冷した。
【００４３】
（評価１：組織観察）
Ａ−１のマグネシウム合金について、温間スエージ加工の前後の組織を光学顕微鏡により観察した。結果を図２および図３に示す。図２は、温間スエージ加工前、つまり鋳放し材の組織を示す。Ｍｇ結晶粒と、Ｍｇ結晶粒の粒界に網目状に晶出したラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物と、からなる組織が観察された。また、図３は、温間スエージ加工後の組織を示す。Ｍｇ結晶粒と、Ｍｇ結晶粒の粒界に分散する粒状Ａｌ２Ｃａ化合物と、からなる組織が観察された。
【００４４】
（評価２：Ａｌ２Ｃａ化合物の粒径測定）
顕微鏡法により粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の平均粒径（円相当径）を測定した。具体的には、図３に示す顕微鏡写真より粒子の面積と個数を測定し、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物の粒子の投影面積と同じ面積をもつ真円の直径を算出した。結果を表１に示す。
【００４５】
（評価３−１：引張特性）
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に記載の引張試験を行い、引張強さおよび伸びを測定した。結果を表１に示す。表１において、σＢは引張強さ［ＭＰａ］、δは伸び［％］であって、σＢが２５０ＭＰａ以上かつ伸び２．０％以上の試料に対し「靱性：○」と評価した。
【００４６】
（評価３−２：クリープ特性）
耐クリープ試験を行い、マグネシウム合金の高温クリープ性（耐熱性）を調べた。試験は、作製した試料を直径６ｍｍの丸棒状の試験片とし、１５０℃の大気雰囲気中において、初期応力を５８ＭＰａ、試験時間を３００時間とし、最小ひずみ速度を測定した。結果を表１に示す。最小ひずみ速度が４×１０−９ｓ−１以下の試料に対し「耐熱性：○」と評価した。
【００４７】
また、引張特性およびクリープ特性の結果に対し、靱性および耐熱性をともに有するマグネシウム合金として、上記靱性および耐熱性の両方を○とする試料に対し「総評：○」とした。
【００４８】
Ａｌを６質量％以上２０質量％以下、Ｃａを３質量％以上９質量％以下含み、Ａｌの含有量がＣａの含有量以上であるマグネシウム合金は、高い耐熱性および高い靭性を示した。Ａｌが７質量％以上１８質量％以下あるいはＣａが４．５質量％以上７質量％以下では、耐熱性、靭性ともに特に優れた特性を示した。
【００４９】
［実施例２］
Ｃ０１〜Ｃ１６（実施例２）のマグネシウム合金は、表２および表３に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａおよび０．１質量％以上１．５質量％以下のＭｎとＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００５０】
Ｃ０１〜Ｃ１６のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表２および表３に示す。特に、Ｍｎ量が０．１質量％以上０．５質量％以下では、耐熱性、靭性ともに特に優れた特性を示した。
【００５１】
［実施例３］
Ｄ０１〜Ｄ１６（実施例３）のマグネシウム合金は、表４に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａ、０．２５質量％のＭｎおよび０．２質量％または３．０質量％のＲ．Ｅ．とＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００５２】
Ｄ０１〜Ｄ１６のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表４に示す。いずれのマグネシウム合金も、耐熱性、靭性ともに優れた特性を示した。
【００５３】
［実施例４］
Ｄ１７〜Ｄ３２（実施例４）のマグネシウム合金は、表５に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａ、０．２５質量％のＭｎおよび０．１質量％または１．５質量％のＳｉとＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００５４】
Ｄ１７〜Ｄ３２のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表５に示す。いずれのマグネシウム合金も、耐熱性、靭性ともに優れた特性を示した。
【００５５】
［実施例５］
Ｄ３３〜Ｄ４８（実施例５）のマグネシウム合金は、表６に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａ、０．２５質量％のＭｎおよび０．１質量％または３．０質量％のＳｒとＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００５６】
Ｄ３３〜Ｄ４８のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表６に示す。いずれのマグネシウム合金も、耐熱性、靭性ともに優れた特性を示した。
【００５７】
［実施例６］
Ｄ４９〜Ｄ６４（実施例６）のマグネシウム合金は、表７に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａ、０．２５質量％のＭｎおよび０．１質量％または３．０質量％のＺｎとＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００５８】
Ｄ４９〜Ｄ６４のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表７に示す。いずれのマグネシウム合金も、耐熱性、靭性ともに優れた特性を示した。
【００５９】
［実施例７］
Ｄ６５〜Ｄ８０（実施例７）のマグネシウム合金は、表８に示すように、６質量％以上２０質量％以下のＡｌ、３質量％以上９質量％以下のＣａ、０．２５質量％のＭｎおよび０．１質量％または３．０質量％のＳｎとＭｇとを組成にもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。
【００６０】
Ｄ６５〜Ｄ８０のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表８に示す。いずれのマグネシウム合金も、耐熱性、靭性ともに優れた特性を示した。
【００６１】
［実施例８］
Ｄ８１〜Ｄ９６（実施例８）のマグネシウム合金は、表９に示す組成をもち、温間スエージ加工し焼鈍して得た。作製手順は、実施例１と同様とした。Ｄ８１〜Ｄ９６のマグネシウム合金について、上記の評価を行った。結果を表１０に示す。
【００６２】
マグネシウム合金の組成を最適化することで、耐熱性および靱性に優れたマグネシウム合金部材を得ることができた。
【００６３】
［実施例９−１］
Ｍｇ−１１質量％Ａｌ−７質量％Ｃａ−０．２５質量％Ｍｎ合金を鋳造して１０ｍｍ×５０ｍｍ×１００ｍｍの板状鋳物を作製した。作製した板材の長手方向の一端部を５００℃に加熱したステンレス製板（ＳＵＳ板）で挟持して加熱し、他端部を冷却板に挟持した状態で、６時間保持してＮｏ．１のマグネシウム合金部材を得た。
【００６４】
［実施例９−２］
Ｍｇ−７質量％Ａｌ−５質量％Ｃａ−０．２５質量％Ｍｎ合金とした他は、実施例９−１と同様にしてＮｏ．２のマグネシウム合金部材を得た。
【００６５】
（評価）
Ｎｏ．１およびＮｏ．２の部材の組織を観察した結果、冷却板に挟持されていた部位はラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が見られたが、ＳＵＳ板に当てた部位では、ラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物が粒状化した粒状Ａｌ２Ｃａ化合物が観察された。
【００６６】
また、各部位から試験片を採取し、上記と同様の引張試験を行った。結果を表１１に示す。表１１において、粒状Ａｌ２Ｃａ化合物をもつ高延性部の伸びが２．０％以上の試料に対し「靱性：○」とした。
【００６７】
所定の組成を有するマグネシウム合金の鋳放し材を部分的に熱処理することで、所望の位置のラメラ状Ａｌ２Ｃａ化合物を粒状化することができた。その結果、ひとつの板状鋳物の中の任意の部位に靭性を付与することができた。
【００６８】
【表１】
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【００６９】
【表２】
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【００７０】
【表３】
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【００７１】
【表４】
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【００７２】
【表５】
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【００７３】
【表６】
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【００７４】
【表７】
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【００７５】
【表８】
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【００７６】
【表９】
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【００７７】
【表１０】
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【００７８】
【表１１】
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【図４】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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