(57)【要約】本発明の鋳造用マグネシウム合金は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下のＣｕと、０．０１質量％以上３質量％以下のＣａと、を含み、残部がＭｇと不可避不純物とからなることを特徴とする。  本発明の鋳造用マグネシウム合金は、熱伝導率が高いＣｕを所定の量含むため、熱伝導性に優れる。熱伝導性は、熱処理することで向上する。また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳放しの状態では、Ｍｇ結晶粒の粒界にＣｕおよびＣａを含む粒界晶出物が三次元のネットワークを構成する。ネットワーク状の粒界晶出物は、高温になると特に活発になる粒界すべりが抑制され、高温強度および耐クリープ性が向上する。
2008072435.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％としたときに、
０．５質量％以上１０質量％以下の銅（Ｃｕ）と、
０．０１質量％以上３質量％以下のカルシウム（Ｃａ）と、
を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする鋳造用マグネシウム合金。
【請求項２】
全体を１００質量％としたときに、さらに、アルミニウム（Ａｌ）を１０質量％以下含む請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項３】
全体を１００質量％としたときに、さらに、アルミニウム（Ａｌ）を３質量％以下含む請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項４】
前記銅（Ｃｕ）は、１質量％以上５質量％以下である請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項５】
全体を１００質量％としたときに、さらに、マンガン（Ｍｎ）を１質量％以下含む請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項６】
Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、ＣｕおよびＣａを含み該Ｍｇ結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出した粒界晶出物と、から構成される金属組織を有する請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項７】
Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、Ｃｕを含み該Ｍｇ結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、から構成される金属組織を有する請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金。
【請求項８】
請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金からなる内燃機関のシリンダヘッド。
【請求項９】
請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金からなる内燃機関のシリンダブロック。
【請求項１０】
請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金からなる内燃機関のオイルパン。
【請求項１１】
請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金からなる内燃機関のターボチャージャー用インペラ。
【請求項１２】
請求の範囲第１項記載の鋳造用マグネシウム合金からなるトランスミッションケース。
【請求項１３】
全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下の銅（Ｃｕ）と、０．０１質量％以上３質量％以下のカルシウム（Ｃａ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
を含むことを特徴とするマグネシウム合金鋳物の製造方法。
【請求項１４】
前記凝固工程後に、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒の粒界にＣｕを含む晶出物を粒状化させる熱処理工程を含む請求の範囲第１３項記載のマグネシウム合金鋳物の製造方法。
【請求項１５】
前記熱処理工程は、４００〜５５０℃で溶体化処理後、１００〜３００℃で時効硬化処理を行う工程である請求の範囲第１４項記載のマグネシウム合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温下での使用に適した鋳造用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、特開２００５−５４２３３号公報には、耐熱性をもつマグネシウム合金が開示されている。具体的には、４〜９質量％のアルミニウム（Ａｌ）と、１〜５質量％の銅（Ｃｕ）と、４質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．００１〜０．０１質量％のベリリウム（Ｂｅ）と、を含み、かつ、母相のマグネシウム中にＭｇ−Ａｌ−Ｃｕ系の化合物が散在する金属組織を備えるマグネシウム合金である。
また、一般的なマグネシウム合金として、たとえば、ＡＺ９１Ｄ（ＡＳＴＭ記号）がある。ＡＺ９１Ｄは、機械的特性および鋳造性に優れるが、ＡＺ９１Ｄの熱伝導率は７３Ｗ／ｍＫ程度であり、純マグネシウムの熱伝導率（１６７Ｗ／ｍＫ）に比べて極めて低い。そのため、使用環境が高温であったり使用中に発熱したりする部材にＡＺ９１Ｄを用いると、放熱が良好に行われず、部材に熱変形が生じることがある。特に、内燃機関のシリンダヘッドやシリンダブロックに用いられるマグネシウム合金として熱伝導率の低いマグネシウム合金を用いると、シリンダヘッドが熱変形したり、シリンダブロック内に熱がこもりシリンダボアの熱変形が増大することで、摩擦が増大したり気密性が低下したりするなどの悪影響が生じる。そのため、高い熱伝導率をもつことで放熱が良好に行われ、高温下での使用に好適なマグネシウム合金が求められている。
【発明の開示】
【０００３】
本発明は、上記問題点に鑑み、高温下での使用に適した鋳造用マグネシウム合金を提供することを目的とする。また、その鋳造用マグネシウム合金からなる鋳物の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意研究の結果、熱伝導率が高い銅をカルシウムとともに適量含有させることで、マグネシウム合金の熱伝導性を向上させることができることを見出し、これに基づき本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下の銅（Ｃｕ）と、０．０１質量％以上３質量％以下のカルシウム（Ｃａ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。このとき、銅（Ｃｕ）は、１質量％以上５質量％以下であるのが好ましい。
ＣｕおよびＣａを含む本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳放しの状態（以下「鋳放し材」と略記）では、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、ＣｕおよびＣａを含みＭｇ結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状（三次元網目構造）に晶出した粒界晶出物と、から構成される金属組織をもつ。三次元網目構造を呈する粒界晶出物により、高温になると特に活発になる粒界すべりが抑制され、高温強度および高温での耐クリープ性が向上する。そして、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、合金元素として熱伝導率が高いＣｕを所定の量含有させることで、粒界晶出物がネットワーク状に晶出しても、Ｍｇ結晶粒同士の熱伝導が妨げられにくいことが新たにわかった。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、上記鋳放し材を熱処理した状態（以下「熱処理材」と略記）では、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、Ｃｕを含みＭｇ結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、から構成される金属組織を有する。鋳放し材においてＭｇ結晶粒の粒界にネットワーク状に晶出した粒界晶出物は、熱処理により、Ｍｇ結晶粒の粒界に粒状に分散する。そのため、Ｍｇ結晶粒同士の粒界での接触面積が増大し、熱伝導率が向上する。また、熱処理材であっても、ＣｕおよびＣａを上記の所定の範囲で含有すれば、高温強度および高温での耐クリープ性が低下しにくい。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、アルミニウム（Ａｌ）を１０質量％以下さらには３質量％以下含むのが好ましい。本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらにＡｌを含むことで、マグネシウム合金の室温および高温での機械的強度が向上する。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらに、マンガン（Ｍｎ）を１質量％以下含んでもよい。本発明の鋳造用マグネシウム合金は、Ｍｎを含むことで、室温および高温での機械的強度のほか、耐クリープ性、耐食性、鋳造性などが向上する。
また、本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、本発明の鋳造用マグネシウム合金からなる鋳物を製造する方法である。本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、
全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下の銅（Ｃｕ）と、０．０１質量％以上３質量％以下のカルシウム（Ｃａ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
を含むことを特徴とする。
本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、前記凝固工程後に、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒の粒界にＣｕを含む晶出物を粒状化させる熱処理工程を含んでもよい。
以下、「質量％」は単に「％」（ただし「０．２％耐力」および「伸び」の単位［％］は「質量％」を意味しない）と略記することもある。なお、各合金元素の含有量は、いずれも鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときの割合である。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ａｌの含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。
図２は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ａｌ／Ｃｕ値（質量比）に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。
図３は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ｃａの含有量に対する引張強さおよび伸びの変化を示すグラフである。
図４Ａおよび図４Ｂは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−０．５％Ｃａ合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（Ａ）と高倍率の写真（Ｂ）である。
図５Ａおよび図５Ｂは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−０．２％Ｃａ−３％Ａｌ合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（Ａ）と高倍率の写真（Ｂ）である。
図６Ａおよび図６Ｂは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−３％Ｃａ−３％Ａｌ−０．５％Ｍｎ合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（Ａ）と高倍率の写真（Ｂ）である。
図７は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ｃａの含有量に対する引張強さの変化を示すグラフである。
図８は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ｃａの含有量に対する伸びの変化を示すグラフである。
図９は、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金において、Ａｌの含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。
図１０は、３％のＣｕおよび１％のＣａを含むマグネシウム合金において、Ａｌの含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフである。
図１１Ａ〜図１１Ｄは、３％のＣｕおよび１％のＣａを含むマグネシウム合金の金属組織を示す図面代用写真であって、さらにＡｌを０．５％（Ａ）、２％（Ｂ）、４％（Ｃ）、８％（Ｄ）含むマグネシウム合金の金属組織をそれぞれ示す。
図１２は、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−１％Ａｌ合金の電子線マイクロアナリシス（ＥＰＭＡ）による分析結果を示す。
図１３は、１％のＣａ、１％のＡｌおよび０．５％のＭｎを含むマグネシウム合金（鋳放し材）において、Ｃｕの含有量に対する引張強さ、０．２％耐力および伸びの変化を示すグラフである。
図１４は、１％のＣａ、１％のＡｌおよび０．５％のＭｎを含む熱処理したマグネシウム合金（熱処理材）において、Ｃｕの含有量に対する引張強さ、０．２％耐力および伸びの変化を示すグラフである。
図１５は、１％のＣａ、１％のＡｌおよび０．５％のＭｎを含むマグネシウム合金において、Ｃｕの含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフである。
図１６は、３％のＣｕ、１％のＣａおよび１％のＡｌを含むマグネシウム合金において、Ｍｎの含有量に対する引張り強さの変化を示すグラフである。
図１７は、３％のＣｕ、１％のＣａおよび１％のＡｌを含むマグネシウム合金において、Ｍｎの含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフである。
図１８Ａおよび図１８Ｂは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（Ａ）と高倍率の写真（Ｂ）である。
図１９は、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金のＥＰＭＡによる分析結果を示す。
図２０は、熱処理したＭｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金の金属組織を示す図面代用写真である。
図２１は、熱処理したＭｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金のＥＰＭＡによる分析結果を示す。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
以下に、本発明の鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物の製造方法を実施するための最良の形態を説明する。
本発明の鋳造用マグネシウム合金は、銅（Ｃｕ）とカルシウム（Ｃａ）とを含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。
ＣｕとＣａを含む本発明の鋳造用マグネシウム合金の鋳放し材は、少なくともＣｕおよびＣａが結晶粒界に晶出することでネットワーク状の金属組織（三次元網目構造）が形成される。なお、一般的なマグネシウム合金として、耐熱性の向上のために希土類元素などを添加したマグネシウム合金があるが、そのようなマグネシウム合金では、三次元網目構造は形成されにくい。したがって、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、希土類元素を実質的に含まないのが望ましい。
Ｃｕの含有量は、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上さらには１質量％以上であるのが好ましく、１０質量％以下さらには５質量％以下、４質量％以下であるのが好ましい。Ｃｕの含有量が０．５質量％未満では、Ｃｕを添加したことによる熱伝導性の向上効果が良好に得られない。Ｃｕが多いと熱が流れやすいが、１０質量％を超えると、熱伝導性の大きな向上は期待できず経済的でない。また、高温での耐クリープ性が低下するため、好ましくない。
なお、ＣｕやＣｕ化合物は、熱膨張率が低い。そのため、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、低い熱膨張率を示す。
本発明の鋳造用マグネシウム合金は、ＣｕとともにＣａを含む。Ｃａも、Ｃｕとともに結晶粒界に晶出することで、三次元網目構造の形成に寄与する。たとえば、Ｍｇ−Ｃｕ系化合物とともにＭｇ−Ｃａ系化合物が結晶粒界に晶出して、不連続部分の少ない、より完全な三次元網目構造が形成される。また、Ｃａは、防燃効果をもつ。マグネシウム合金へＣａを添加すると、マグネシウム合金の発火温度が上昇するため、マグネシウム合金を溶湯にしたときに発生することがある燃焼が防止される。Ｃａを０．５質量％含むマグネシウム合金（ＡＺ９１）は、Ｃａを含まないＡＺ９１に比べて、発火温度が３００℃程度高いことが知られている。そのため、本発明の鋳造用マグネシウム合金においても、Ｃａの含有量は、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、０．０１質量％以上３質量％以下さらには０．５質量％以上２質量％以下であるのが好ましい。Ｃａは、マグネシウム合金に少量でも添加されればよいが、３質量％を超えると、引張強度や伸びなどの機械的性質が低下する。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金において結晶粒界にネットワーク状に晶出するＭｇ−Ｃｕ系化合物やＭｇ−Ｃａ系化合物などの金属間化合物は、マグネシウム合金中で粒界すべりを抑制すると考えられる。そのため、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、高温域でもクリープ変形等の少ない優れた耐クリープ性を発現すると思われる。
本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらに、アルミニウム（Ａｌ）を含んでもよい。Ａｌが添加された本発明の鋳造用マグネシウム合金は、結晶粒界にＭｇ−Ａｌ−Ｃｕ系化合物およびＭｇ−Ａｌ−Ｃａ系化合物が晶出するため、引張強度や伸びなどの機械的性質が向上する。一方、Ａｌの添加は、熱伝導率の低下を引き起こすことがある。そのため、Ａｌの含有量は、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、１０質量％以下が好ましく、さらには４質量％以下、３質量％以下であるのが好ましく、用途によっては、Ａｌを含まない方が望ましい。高い熱伝導率とともに機械的強度が必要とされる場合には、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときのＡｌの含有量を、少なくとも０．５質量％とすればよい。
また、Ａｌの含有量は、Ｃｕとの質量比（Ａｌ／Ｃｕ）が１以下であるのが好ましい。１以下であれば、高い熱伝導率と高い機械的強度とが両立する。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらに、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、マンガン（Ｍｎ）を１質量％以下含んでもよい。Ｍｎは、マグネシウム合金の母材中に固溶して、マグネシウム合金を固溶強化させる元素である。また、Ｍｎは、腐食原因となる不純物のＦｅを沈降除去する効果もある。すなわち、Ｍｎが添加された本発明の鋳造用マグネシウム合金は、機械的強度とともに耐食性が向上する。ただし、Ｍｎが少なすぎるとこのような効果が薄く、１質量％を超えても効果の向上は期待できず経済的でない。したがって、好ましいＭｎの含有量は、０．１質量％以上、０．２質量％以上さらには０．３質量％以上、また、１質量％以下、０．８質量％以下さらには０．７質量％以下である。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらに、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、ストロンチウム（Ｓｒ）を１質量％以下含んでもよい。Ｓｒが添加された本発明の鋳造用マグネシウム合金は、Ｃａを含むマグネシウム合金において耐食性を向上させる効果がある。そのため、Ｓｒは、本発明の鋳造用マグネシウム合金の耐食性を向上させる合金元素として好適である。また、Ｓｒは、マグネシウム合金の鋳造性（湯流れなど）を向上させる。好ましいＳｒの含有量は、０．０１質量％以上１質量％以下、さらには０．１質量％以上１質量％以下である。
また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、さらに、鋳造用マグネシウム合金全体を１００質量％としたときに、バリウム（Ｂａ）を１質量％以下含んでもよい。Ｂａが添加された本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳造性が向上する。好ましいＢａの含有量は、０．０１質量％以上１質量％以下、さらには０．１質量％以上１質量％以下である。
なお、Ｍｎ、ＳｒおよびＢａ等の合金元素は、本発明の鋳造用マグネシウム合金に添加されても、そのネットワーク状の金属組織を損なうことはない。
本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳放し材では、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、ＣｕおよびＣａを含みＭｇ結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出した粒界晶出物と、から構成される金属組織を有するが、熱処理することにより、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒の粒界にＣｕを含む粒状の化合物、たとえばＭｇ−Ｃｕ系化合物が分散する。すなわち、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒と、Ｃｕを含みＭｇ結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、から構成される金属組織を有してもよい。マグネシウム合金に適切な熱処理を施すことで機械的特性が向上することは知られている。上記の組成をもつ本発明の鋳造用マグネシウム合金は、熱処理によりＣｕ化合物を粒状化することで、熱伝導率が向上する。また、Ｃｕ、Ｃａ等の添加元素の含有量が上記の範囲であれば、熱処理後の耐クリープ性の低下が抑制される。
以上説明した本発明の鋳造用マグネシウム合金は、宇宙、軍事、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、本発明の鋳造用マグネシウム合金からなる部材としては、その高温での特性を生かして、高温環境下で使用される製品、たとえば、使用中に高温となるコンプレッサー、ポンプ類、各種ケース類を構成する部品、また、高温および高負荷の下で用いられるエンジン部品、特に、内燃機関のシリンダヘッド、シリンダブロックやオイルパン、内燃機関のターボチャージャー用インペラ、自動車等に用いられるトランスミッションケース等が挙げられる。
また、本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、以上詳説した本発明の鋳造用マグネシウム合金からなる鋳物の製造方法である。本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、注湯工程と凝固工程とを含む。注湯工程は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下の銅（Ｃｕ）と、０．０１質量％以上３質量％以下のカルシウム（Ｃａ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する工程である。凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程である。
マグネシウム合金鋳物は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでもよい。また、鋳造に使用される鋳型も砂型、金型等を問わない。凝固工程における凝固速度（冷却速度）にも特に限定はなく、三次元網目構造が形成される程度の凝固速度を鋳塊のサイズに応じて適宜選択すればよい。なお、一般的な凝固速度で凝固させれば、三次元網目構造をもつ金属組織が得られる。
また、本発明のマグネシウム合金鋳物の製造方法は、凝固工程後に、Ｍｇを含むＭｇ結晶粒の粒界にＣｕを含む粒状の化合物を分散させる熱処理工程を含んでもよい。熱処理工程では、ＪＩＳ規格で用いられる調質記号「Ｔ５」または「Ｔ６」で表される焼入れ（または高温加工）後の焼戻し処理を行えばよい。たとえば、本発明の鋳造用マグネシウム合金の鋳放し材を、４００℃以上共晶温度以下で溶体化処理後、１００〜３００℃で時効硬化処理するとよい。さらに望ましくは、溶体化処理を４００〜５５０℃さらには４１０〜５１０℃、時効硬化処理を１５０〜２５０℃で行うとよい。また、溶体化処理は、５〜２４時間さらには５〜１０時間高温で保持して行うとよい。さらに、溶体化処理においては、高温で保持してから低温に冷却するが、冷却は、空冷であっても水冷であってもよく、水冷により急冷するのが望ましい。なお、熱処理に最適な温度、時間および冷却速度は、従来から行われている一般的な方法により選定すればよい。
以上、本発明の鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物の製造方法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。
以下に、本発明の鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物の製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
マグネシウム合金中の合金元素の含有量を変更した試験片を複数製作し、特性の評価および金属組織の観察などを行った。
［試験片＃１〜＃１０の作製］
電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシウム地金、純Ｃｕおよび必要に応じて純Ａｌを投入して溶解した。さらに、７５０℃に保持したこの溶湯中に秤量したＣａを添加した（溶湯調製工程）。
この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。こうして得られた合金溶湯を所定の形状の金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、＃１〜＃１０の試験片（マグネシウム合金鋳物）を鋳造した。なお、得られた試験片は、３０ｍｍ×３０ｍｍ×２００ｍｍであった。各試験片の合金組成を表１に示す。なお、「合金組成Ｉ」は原料全体を１００％としたときの溶湯調製工程において秤量された各成分の割合、「合金組成ＩＩ」は蛍光Ｘ線分析により分析した各試験片の合金組成であって、残部はＭｇである。
［熱伝導率および機械的強度の測定］
＃１〜＃１０の試験片について、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を求めた。また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１による引張試験（試験温度：２５℃）を行い、引張強さと伸びを求めた。試験結果を表１に合わせて示す。また、Ａｌの含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図１、Ａｌ／Ｃｕ値（質量比）に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図２、Ｃａの含有量に対する引張強さおよび伸びの変化を示すグラフを図３、にそれぞれ示す。
【表１】
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図１より、Ａｌの含有量が増加すると、熱伝導率が低下することがわかった。特に、Ａｌの含有量が３質量％以下のマグネシウム合金は、高い熱伝導率（１００Ｗ／ｍＫ以上）を示した。また、図２より、Ａｌ／Ｃｕ値は小さい方が熱伝導率が大きくなることがわかった。特に、Ｃｕの含有量がＡｌの含有量と等しい或いはＡｌの含有量を上回る場合には、マグネシウム合金は高い熱伝導率（１００Ｗ／ｍＫ以上）を示した。
Ｃａは、マグネシウム合金において三次元網目構造の形成に寄与するが、図３より、Ｃａの含有量が多くなる程、機械的強度が低下する傾向にあることがわかった。
［金属組織の観察］
上記の手順と同様にして金属組織観察用の試験片を３種類作製した。それぞれの合金組成Ｉは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−０．５％Ｃａ（＃１に相当）、Ｍｇ−３％Ｃｕ−０．２％Ｃａ−３％Ａｌ（＃１０に相当）およびＭｇ−３％Ｃｕ−３％Ｃａ−３％Ａｌ−０．５％Ｍｎ（単位「％」は全て「質量％」）とした。
金属組織の観察は、各試験片から切り出された断面を金属顕微鏡で観察して行った。金属組織を図４Ａ〜図６Ｂに示す。いずれの試験片においても、結晶粒界に金属間化合物が晶出してなる三次元網目構造が確認された。したがって、少なくともＣｕおよびＣａを含むマグネシウム合金は、三次元網目構造をもつことがわかった。なお、結晶粒界に晶出した化合物は、図４ＡおよびＢではＭｇ−Ｃｕ系化合物およびＭｇ−Ｃａ系化合物、図５ＡおよびＢではＭｇ−Ａｌ−Ｃｕ系化合物およびＭｇ−Ｃａ系化合物、図６ＡおよびＢではＭｇ−Ａｌ−Ｃｕ系化合物およびＭｇ−Ｃａ系化合物、であったと考えられる。
［試験片＃１１〜＃３５の作製］
電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシウム地金、純Ｃｕおよび必要に応じて純Ａｌ、Ａｌ−Ｍｎ合金を投入して溶解した。さらに、７５０℃に保持したこの溶湯中に秤量したＣａを添加した（溶湯調製工程）。
この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。こうして得られた合金溶湯を所定の形状の金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、＃１１〜＃３５の試験片（マグネシウム合金鋳物）を鋳造した。なお、得られた試験片は、３０ｍｍ×３０ｍｍ×２００ｍｍであった。各試験片の合金組成を表２に示す。なお、「合金組成Ｉ」は原料全体を１００％としたときの溶湯調製工程において秤量された各成分の割合、「合金組成ＩＩ」は蛍光Ｘ線分析により分析した各試験片の合金組成であって、残部はＭｇである。
なお、＃１３、＃１６〜＃２１、＃３２は、それぞれ、＃１、＃２〜７、＃９と同じ試験片である（表２の備考欄参照）。
［熱伝導率および機械的強度の測定］
＃１１〜＃３５の試験片について、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を求めた。また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１による引張試験（試験温度：２５℃）を行い、引張強さ、伸びおよび０．２％耐力を求めた。試験結果を表２（０．２％耐力については表３）に合わせて示す。また、Ｃａの含有量に対する引張強さの変化を示すグラフを図７、Ｃａの含有量に対する伸びの変化を示すグラフを図８、Ａｌの含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図９、にそれぞれ示す。
【表２】
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試験片＃１１、＃１４および＃３２はＣａを１％含みＣｕの含有量が異なるマグネシウム合金、＃２５および＃３３〜３５はＣａを１％、Ａｌを１％、Ｍｎを０．５％含みＣｕの含有量が異なるマグネシウム合金である。これらのマグネシウム合金の熱伝導率は、上記の方法により測定した純マグネシウムの熱伝導率（１６７Ｗ／ｍＫ）と比較して、低下量が９〜３９Ｗ／ｍＫで比較的小さかった。Ｃｕの含有量は、０．８〜４．５％が特に好ましいことがわかった。
また、図７および図８は、試験片＃１１〜＃３５の引張り強さの変化と伸びの変化をＣａ含有量に対してまとめたグラフである。Ｃａ量が増加するに従い、引張り強さ、伸びともに低下する傾向にある。特に、Ｃａ量を２．５％以下さらには１．５％以下に抑えることで、高い機械的特性と高い熱伝導率とをもちあわせるマグネシウム合金が得られることがわかった。さらに、Ｃｕを３％含みＣａ含有量の異なる試験片＃１３、＃１４および＃２８より、Ｃａ量が０．３〜２．０％の範囲であれば、Ｃａ含有量を変更しても熱伝導率に大きな影響がないことがわかった。
また、図９は、試験片＃１１〜＃３５の熱伝導率の変化をＡｌ含有量に対してまとめたグラフである。Ａｌ量が増加するに従い、熱伝導率は低下する傾向にある。つまり、高い熱伝導率をもつマグネシウム合金を得るには、Ａｌ含有量を極力抑えるのが好ましいことがわかった。
［応力緩和試験］
表２に示した試験片＃１１〜＃３５について、応力緩和試験を行い、マグネシウム合金の高温下での耐クリープ性を調べた。応力緩和試験は、試験片に試験時間中、所定の変形量まで荷重を加えたときの応力が時間とともに減少する過程を測定する。具体的には、２００℃の大気雰囲気中において、各試験片に１００ＭＰａの圧縮応力を負荷し、そのときの試験片の変位が一定に保たれるように、時間の経過に併せてその圧縮応力を低下させていった。試験開始から１時間後、１０時間後および４０時間後の応力低下量、ならびに、２０時間後から４０時間後までの応力低下速度、をそれぞれ表３に示す。
【表３】
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図１０は、Ｃｕを３％、Ｃａを１％含みＡｌの含有量が異なる試験片＃１４〜＃２１の試験開始から４０時間後の応力低下量の変化をＡｌ含有量に対してまとめたグラフである。応力低下量が小さいマグネシウム合金は、高温での耐クリープ性に優れる。図１０より、Ａｌ含有量を０．５％以上さらには０．７５％以上とすることで、高温であっても優れた耐クリープ性を示すことがわかった。
［金属組織の観察］
上記の手順と同様にして金属組織観察用の試験片を４種類作製した。それぞれの合金組成Ｉは、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−０．５Ａｌ（＃１５に相当）、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−２％Ａｌ（＃１７に相当）、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−４％Ａｌ（＃１９に相当）およびＭｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−８％Ａｌ（単位「％」は全て「質量％」）とした。
金属組織の観察は、各試験片から切り出された断面を金属顕微鏡で観察して行った。金属組織を図１１Ａ〜図１１Ｄに示す。図１１Ａ〜図１１Ｃでは、結晶粒界に金属間化合物が晶出してなる三次元網目構造が確認された。しかしながら、三次元網目構造は、Ａｌ含有量が増加するにつれて見られなくなっていった。Ａｌの増加に伴う三次元網目構造の減少が、上記の耐クリープ性の悪化に影響したのだと考えられる。図１０のグラフも考慮すると、Ａｌ含有量は４．５％以下が特に好ましい。
［ＥＰＭＡ分析］
Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ−１％Ａｌ合金（＃１６に相当）について、電子線マイクロアナリシス（ＥＰＭＡ）による分析を行った。結果を図１２に示す。なお、図１２において、左上の写真は二次電子線像（ＢＥＩ）であって、他は二次電子線像の領域の元素分布を分析した面分析結果である。＃１６のマグネシウム合金は、主としてＭｇからなるＭｇ結晶粒と、Ｍｇ結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出しＣｕ、ＣａおよびＡｌを含む粒界晶出物と、からなる金属組織をもつことがわかった。
［熱処理した試験片の作製］
上記の試験片＃１４〜＃１６、＃２３〜＃２７、＃２９〜＃３１、＃３３〜＃３５（鋳放し材）を熱処理して、試験片＃１４ａ〜＃１６ａ、＃２３ａ〜＃２７ａ、＃２９ａ〜＃３１ａ、＃３３ａ〜＃３５ａ（熱処理材）を作製した。熱処理は、鋳放し材を４１０〜５１０℃で５〜２４時間加熱し水冷（溶体化処理）した後、１５０〜２５０℃で１〜１０時間再加熱（時効硬化処理）して行った。
熱処理材についても、上記と同様な方法で、熱伝導率、引張り強さ、伸び、０．２％耐力および応力低下量を測定した。結果を表４に示す。
【表４】
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熱処理前後の熱伝導率を比較すると、熱処理により熱伝導率が低下した試験片はなく、ほとんどの試験片で熱処理による熱伝導率の向上が見られた。また、試験片＃１６、＃２４〜＃２７および＃１６ａ、＃２４ａ〜＃２７ａあるいは試験片＃２９〜＃３１および＃２９ａ〜＃３１ａの熱伝導率の測定結果から、Ｍｎの含有量が多い試験片ほど、熱処理により熱伝導率が大きく向上した。
図１３および図１４は、Ｃａを１％、Ａｌを１％、Ｍｎを０．５％含みＣｕの含有量が異なるマグネシウム合金の機械的特性の変化をＣｕ含有量に対してまとめたグラフである。なお、図１３は鋳放し材、図１４は熱処理材をそれぞれ示す。いずれの試験片においても、熱処理により機械的特性は向上した。
また、図１５は、Ｃａを１％、Ａｌを１％、Ｍｎを０．５％含みＣｕの含有量が異なるマグネシウム合金の試験開始から４０時間後の応力低下量の変化をＣｕ含有量に対してまとめたグラフである。鋳放し材、熱処理材ともにＣｕ含有量が多いと高温での耐クリープ性が低下する傾向にあった。また、熱処理により高温での耐クリープ性が低下するが、特にＣｕ含有量を３．５質量％以下とすることで、鋳放し材のみならず熱処理による耐クリープ性の低下を抑えられることがわかった。
図１６は、Ｃｕを３％、Ｃａを１％、Ａｌを１％含みＭｎの含有量が異なるマグネシウム合金の引張り強さの変化をＭｎ含有量に対してまとめたグラフである。Ｍｎ含有量にかかわらず、熱処理後の引張り強さは向上した。また、図１７は、Ｃｕを３％、Ｃａを１％、Ａｌを１％含みＭｎの含有量が異なるマグネシウム合金の試験開始から４０時間後の応力低下量の変化をＭｎ含有量に対してまとめたグラフである。鋳放し材では、Ｍｎ含有量が多いほど、耐クリープ性が向上する傾向にあった。しかし、１％を超えて含有しても耐クリープ性の向上は見られず、かえって耐クリープ性の低下が予測される。また、Ｍｎの含有量が１％を超えると、熱処理材の耐クリープ性が大きく低下した。したがって、特に好ましいＭｎ含有量は、０．１〜０．８％さらには０．３〜０．７％であると言える。
図１８Ａ、図１８Ｂおよび図１９〜図２１に、熱処理前後の試験片＃１４の金属組織の観察結果とＥＰＭＡ分析結果を示す。図１８Ａおよび図１８Ｂは、鋳放し材の金属組織を示す。図１８Ａでは、三次元網目構造が観察された。高倍率の図１８Ｂでは、結晶粒界に、コントラストが均一な部分（その一部をＰ１で示す）と、コントラストが縞状の部分（その一部をＰ２で示す）と、が観察された。図１９のＥＰＭＡ分析結果によれば、Ｐ１はＭｇ−Ｃｕ系化合物、Ｐ２はＭｇ−Ｃａ系化合物、からなることがわかった。また、ＣｕおよびＣａは、ほとんどが結晶粒界に存在することがわかった。
一方、図２０は、熱処理材（＃１４ａ）の金属組織を示す。熱処理材には、粒状で結晶粒界に分散して存在する粒状化合物（その一部をＰ３で示す）が見られた。また、Ｐ４で示す部分のように、隣接するＭｇ結晶粒が互いに接する箇所が多く見られた。このような金属組織をもつことにより、熱処理材が高い熱伝導率を示すようになるのだと考えられる。図２１のＥＰＭＡ分析結果によれば、Ｐ３は主としてＣｕを含むＣｕ系化合物からなることがわかった。また、Ｃｕは、ほとんどが結晶粒界に存在するが、Ｃａの大部分はＭｇ結晶粒に拡散して存在することがわかった。これは、図１９のＣａの面分析結果（鋳放し材）と、図２１のＣａの面分析結果（熱処理材）と、を比べたとき、図２１の方が全体的にコントラストが明るい（カラー写真では、ほとんどがＭｇからなり黒で表示される中に青で表示されるＣａが点在する）ことから明確である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
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【図６Ａ】
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【図６Ｂ】
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【図１１Ａ】
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【図１１Ｂ】
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【図１１Ｃ】
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【図１１Ｄ】
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【図１２】
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【図１８Ａ】
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【図１８Ｂ】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【国際調査報告】
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