(57)【要約】【課題】成形性に優れるマグネシウム合金の鋳造材の製造方法を提供する。【解決手段】マグネシウム合金の鋳造材の製造方法は、添加元素としてアルミニウムを含有するマグネシウム合金を溶解して溶湯１とする溶解工程と、溶湯１を凝固させて鋳造材２を製造する鋳造工程とを具える。さらに、鋳造工程までに溶湯１と炭素材料とを接触させる接触工程を具える。接触工程は、炭素材料に対する溶湯１の接触面積（ｍｍ２）をＳ、炭素材料と溶湯との接触時間（ｓｅｃ）をＴとするとき、接触面積と接触時間との積Ｓ×Ｔが５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
添加元素としてアルミニウムを含有するマグネシウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、前記溶湯を凝固させて鋳造材を製造する鋳造工程とを具えるマグネシウム合金の鋳造材の製造方法であって、
前記鋳造工程までに前記溶湯と炭素材料とを接触させる接触工程を具え、
前記接触工程は、前記炭素材料に対する溶湯の接触面積（ｍｍ２）をＳ、当該炭素材料と溶湯との接触時間（ｓｅｃ）をＴとするとき、前記接触面積と接触時間との積Ｓ×Ｔが５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上であるマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項２】
前記接触工程では、前記溶湯と接触させる前記炭素材料の温度が６００℃以上である請求項１に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項３】
前記接触時間Ｔが１００００ｓｅｃ以上である請求項１または２に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項４】
前記溶解工程を前記炭素材料以外の材料で構成される溶解炉で施し、
前記溶解炉からの溶湯を前記炭素材料で構成される保持炉で一時的に貯留する保持工程を具え、
前記接触工程が、前記保持工程で施される請求項１〜３のいずれか１項に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項５】
前記マグネシウム合金における前記アルミニウムの含有量が、１質量％以上１２質量％以下である請求項１〜４のいずれか１項に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項６】
前記マグネシウム合金が、アルミニウムを８．３質量％以上９．５質量％以下、亜鉛を０．５質量％以上１．５質量％以下含有する請求項５に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載のマグネシウム合金の鋳造材の製造方法により得られたマグネシウム合金の鋳造材。
【請求項８】
請求項７に記載のマグネシウム合金の鋳造材を塑性加工して得られたマグネシウム合金の展伸材。
【請求項９】
請求項８に記載のマグネシウム合金の展伸材をプレス成形して得られたマグネシウム合金の成形品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金の鋳造材の製造方法、その製造方法により製造されたマグネシウム合金の鋳造材、そのマグネシウム合金の鋳造材を塑性加工して得られるマグネシウム合金の展伸材、及びそのマグネシウム合金の展伸材にプレス成形してなるマグネシウム合金の成形品に関するものである。特に、成形性に優れるマグネシウム合金の鋳造材を製造できる製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム（以下、Ｍｇ）合金は、軽量で比強度が高いなどの優れた特性を有することから、携帯電話やノート型パーソナルコンピュータといった携帯用電気・電子機器類の筺体、航空機や自動車の部品などの各種の部材に利用されている。これらＭｇ合金部材の素材となるＭｇ合金の鋳造材は、例えば、双ロール法や双ベルト法といった連続鋳造法によって製造される。その連続鋳造法に使用する装置として、例えば、特許文献１に示すものがある。
【０００３】
特許文献１の連続鋳造装置は、Ｍｇ合金を溶解して溶湯とする溶解炉（坩堝）と、溶解炉からの溶湯を一時的に貯留する湯だめ（保持炉）と、溶解炉から湯だめに溶湯を輸送する移送樋と、湯だめから溶湯を鋳造ロールに供給する供給部とを具える。この溶解炉及び湯だめはカーボン（黒鉛）などの炭素系材料で形成されている。このような鋳造装置から得られたＭｇ合金の鋳造材は、塑性加工を施すことでＭｇ合金部材に加工される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１１−４５９２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記のＭｇ合金部材の生産性をより一層改善することが求められている。そのＭｇ合金部材の生産性の改善策として、鋳造材の成形性の向上が挙げられる。鋳造材の成形性を向上させるには、微細で均一な鋳造組織とすればよいと考えられるが、微細で均一な鋳造組織を容易に得るための具体的な鋳造技術が提案されていない。
【０００６】
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的の一つは、成形性に優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できるＭｇ合金の鋳造材の製造方法を提供することにある。
【０００７】
本発明の他の目的は、上記製造方法により製造されるＭｇ合金の鋳造材、この鋳造材を塑性加工してなるＭｇ合金の展伸材、このＭｇ合金の展伸材にプレス成形してなるＭｇ合金の成形品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記目的を達成するために、Ｍｇ合金の鋳造材の製造方法について鋭意検討した。その結果、アルミニウム（以下、Ａｌ）を含有するＭｇ合金の場合、その溶湯に含まれるＡｌが炭素材料の炭素（以下、Ｃ）と反応してＡｌ４Ｃ３からなる凝固核を形成することで、鋳造材の結晶粒径を小さく、かつ結晶粒径のばらつきを小さくでき、それにより成形性に優れた鋳造材を得られる、との知見を得た。また、結晶粒径の微細化及び均一化に寄与するその凝固核の形成には、Ｍｇ合金の溶湯とＣとの接触時間と接触面積とが重要なパラメータである、との知見も得た。これら知見に基づいて本発明を以下に規定する。
【０００９】
本発明のＭｇ合金の鋳造部材の製造方法は、添加元素としてＡｌを含有するＭｇ合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、溶湯を凝固させて鋳造材を製造する鋳造工程とを具える。さらに、鋳造工程までに溶湯と炭素材料とを接触させる接触工程を具える。そして、接触工程は、炭素材料に対する溶湯の接触面積（ｍｍ２）をＳ、炭素材料と溶湯との接触時間（ｓｅｃ）をＴとするとき、接触面積と接触時間との積Ｓ×Ｔが５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上である。
【００１０】
本発明のＭｇ合金の鋳造部材の製造方法は、溶湯を炭素材料と接触面積と接触時間との積が上記範囲を満たすように接触させることで、溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとを十分に反応させてＡｌとＣからなる凝固核を効果的に形成できるので、微細で均一な（粒径のばらつきの小さい）結晶粒組織を有する鋳造材を製造できる。この鋳造材は、粗大な結晶粒径が少なく、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有しているため、その後の塑性加工によって割れが生じ難い。即ち、本発明の製造方法によれば、成形性に優れる鋳造材を製造できる。
【００１１】
本発明の製造方法の一形態として、溶湯と接触させる炭素材料の温度が６００℃以上であることが挙げられる。
【００１２】
上記の構成によれば、溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとの反応を促進することができる。そのため、効果的に凝固核を形成でき、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有する鋳造材を製造できる。
【００１３】
本発明の製造方法の一形態として、溶湯と炭素材料との接触時間が１００００ｓｅｃ以上であることが挙げられる。
【００１４】
上記の構成によれば、上記接触時間を１００００ｓｅｃ以上とすることで、溶湯中のＡｌとＣとが反応して凝固核を形成することができ、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有する鋳造材を製造できる。
【００１５】
本発明の製造方法の一形態として、さらに保持工程を具えることが挙げられる。この場合、溶解工程を炭素材料以外の材料で構成される溶解炉で施し、保持工程で、溶解炉からの溶湯を炭素材料で構成される保持炉で一時的に貯留する。そして、接触工程が、保持工程で施される。
【００１６】
上記の構成によれば、溶解炉を炭素材料以外の材料で、保持炉を炭素材料でそれぞれ構成することで、成形性に優れると共に、詳細は後述の実施の形態で説明するが、表面性状や内部性状にも優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できる。
【００１７】
本発明の製造方法の一形態として、Ｍｇ合金におけるＡｌの含有量が、１質量％以上１２質量％以下であることが挙げられる。
【００１８】
上記の構成によれば、Ａｌが上記の範囲含有することで、耐食性および機械的特性に優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できる。
【００１９】
本発明のＭｇ合金部材の一形態として、Ｍｇ合金は、Ａｌを８．３質量％以上９．５質量％以下、亜鉛（Ｚｎ）を０．５質量％以上１．５質量％以下含有することが挙げられる。
【００２０】
上記の構成によれば、さらに耐食性に優れると共に、機械的特性にも優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できる。
【００２１】
本発明のＭｇ合金の鋳造材は、上記本発明のＭｇ合金の鋳造材の製造方法により得られる。
【００２２】
本発明のＭｇ合金の鋳造材は、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有するため、塑性加工によって割れなどが生じ難く成形性に優れる。製造時に溶湯を炭素材料に接触させることで、溶湯に含まれるＡｌと炭素材料のＣとが反応して凝固核を形成されるからである。この鋳造材を塑性加工して得られた本発明のＭｇ合金の展伸材、更にこの展伸材をプレス成形して得られた本発明のＭｇ合金の成形品は、割れなどの欠陥が少なく、高品質である。
【発明の効果】
【００２３】
本発明のＭｇ合金の鋳造材の製造方法は、成形性に優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できる。
【００２４】
本発明のＭｇ合金の鋳造材は、成形性に優れる。
【００２５】
本発明のＭｇ合金の展伸材や成形品は、高品質である。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】実施形態で使用した双ロール式連続鋳造装置の概略構成図である。
【図２】試験例における接触面積×接触時間と平均結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図３】試料Ｎｏ．１の鋳造材の断面を示す光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００２８】
《マグネシウム合金の鋳造材の製造方法》
本発明のＭｇ合金の鋳造材の製造方法は、Ｍｇ合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、溶湯を凝固させて鋳造材を製造する鋳造工程とを具える。この製造方法の主な特徴とするところは、鋳造工程までに溶湯と炭素材料とを接触させる接触工程を具え、さらに、その接触工程では、接触面積と接触時間との積が特定の値以上とする点にある。まず、製造する鋳造材の構成材料であるＭｇ合金の組成を説明し、次に、本発明の製造方法を、図１に示す鋳造に使用する装置の一例に基づいて説明する。
【００２９】
〔マグネシウム合金〕
Ｍｇ合金の鋳造材を製造するにあたって、用意するＭｇ合金は、添加元素として少なくともＡｌを含有し、残部がＭｇ及び不可避的不純物で構成されるＭｇ−Ａｌ系合金である。
【００３０】
Ａｌの含有量は、１質量％以上とすることが好ましく３質量％以上、特に、５．５質量％以上、更には、７．３質量％以上とすると一層好ましい。Ａｌの含有量が多いほど、製造時には湯流れがよく鋳造性に優れる。また、製造後の部材（鋳造材）としては、耐食性に優れる上に、強度、耐塑性変形性といった機械的特性にも優れる傾向にある。但し、Ａｌの含有量が１２質量％を超えると塑性加工性の低下を招くことから、上限は１２質量％とする。Ａｌの含有量は、１１質量％以下、更に、１０．５質量％以下が好ましく、特に８．３質量％〜９．５質量％が好ましい。
【００３１】
Ｍｇ合金には、Ａｌの他、種々の添加元素を含有した種々の組成のものが挙げられる。具体的な添加元素としては、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｙ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｌｉ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｎｉ、Ａｕ及び希土類元素（Ｙ、Ｃｅを除く）から選択された１種以上の元素が挙げられる。このような元素を含む場合、その含有量は、合計で０．０１質量％以上１０質量％以下、好ましくは０．１質量％以上５質量％以下が挙げられる。これら添加元素のうち、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｙ、Ｃｅ、Ｃａ、及び希土類元素（Ｙ、Ｃｅを除く）から選択される少なくとも１種の元素を合計０．００１質量％以上、好ましくは合計０．１質量％以上５質量％以下含有すると、耐熱性、難燃性に優れる。希土類元素を含有する場合、その合計含有量は０．１質量％以上が好ましく、特に、Ｙを含有する場合、その含有量は０．５質量％以上が好ましい。不純物は、例えば、Ｆｅなどが挙げられる。
【００３２】
Ｍｇ−Ａｌ系合金のより具体的な組成は、例えば、ＡＳＴＭ規格におけるＡＺ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金、Ｚｎ：０．２質量％〜１．５質量％）、ＡＭ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．５質量％）、ＡＳ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ系合金、Ｓｉ：０．３質量％〜４．０質量％）、Ｍｇ−Ａｌ−ＲＥ（希土類元素）系合金、ＡＸ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ系合金、Ｃａ：０．２質量％〜６．０質量％）、ＡＺＸ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｃａ系合金、Ｚｎ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｃａ：０．１質量％〜４．０質量％）、ＡＪ系合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｒ系合金、Ｓｒ：０．２質量％〜７．０質量％）などが挙げられる。特に、Ａｌを８．３質量％〜９．５質量％、Ｚｎを０．５質量％〜１．５質量％含有するＭｇ−Ａｌ系合金、代表的にはＡＺ９１合金は、耐食性、機械的特性に優れて好ましい。
【００３３】
〔鋳造装置〕
続いて、図１を参照して可動鋳型に溶湯の自重を利用してＭｇ合金の溶湯を供給するＭｇ合金の双ロール式連続鋳造装置１００を説明する。この装置１００は、Ｍｇ合金を溶解して溶湯１とする溶解炉（坩堝）１０と、溶解炉１０からの溶湯１を一時的に貯留する保持炉１２と、保持炉１２から供給された溶湯１を凝固させて鋳造材２を形成する一対のロール１４とを具える。この溶解炉１０と保持炉１２とは、溶解炉１０から溶湯１を保持炉１２に輸送する移送樋１１で連結されている。保持炉１２のロール１４側には、保持炉１２から溶湯１をロール１４へ供給する注湯口１３を具える供給部１２ｄが連結され、供給部１２ｄの注湯口１３側がロール１４に近接又は接触するように配置されている。溶解炉１０、移送樋１１、保持炉１２、供給部１２ｄ、及び注湯口１３には溶湯１の温度を調節できるようにそれぞれヒータ（図示略）を設けることができる。
【００３４】
このような連続鋳造装置１００を用いて鋳造材を製造する。
【００３５】
本発明の製造方法では、溶湯１を凝固させて鋳造材２を形成するまでの間で溶湯１を炭素材料と接触させる。その際、炭素材料に対する溶湯１の接触面積（ｍｍ２）をＳ、炭素材料と溶湯との接触時間（ｓｅｃ）をＴとするとき、接触面積Ｓと接触時間Ｔとの積Ｓ×Ｔが５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上となるように溶湯１と炭素材料とを接触させる。そうすれば、溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとが反応して凝固核を形成でき、微細で均一な（粒径のばらつきの小さい）結晶粒組織の鋳造材を製造できる。微細な結晶粒組織とは、平均結晶粒径が３５μｍ以下のことを言う。この平均結晶粒径は、３５μｍ以下、特に３０μｍ以下が好ましい。
【００３６】
具体的には、連続鋳造装置１００の溶湯１と接触する箇所を炭素材料で構成することが挙げられる。例えば、連続鋳造装置１００のうち少なくとも、（１）溶解炉１０と保持炉１２の両方を炭素材料で構成、（２）溶解炉１０を炭素材料、保持炉１２を炭素材料以外の材料で構成、（３）溶解炉１０を炭素材料以外の材料、保持炉１２を炭素材料で構成とすることが挙げられる。中でも、上記（３）のように、溶解炉１０を炭素材料以外の材料で構成し、保持炉１２を炭素材料で構成することが好ましい。そうすれば、成形性に優れると共に、表面性状や内部性状にも優れるＭｇ合金の鋳造材を製造できる。通常、溶解炉１０では随時Ｍｇ合金を充填するので、その際に溶湯が酸化しないようにＢｅ（ベリリウム）を添加することが多い。しかし、ＢｅはＣと反応し易く、溶解炉１０を炭素材料で構成すると、ＢｅがＣと反応して溶湯中の金属Ｂｅ量が減少し、酸化防止効果が得られ難くなる。一方、保持炉１２を炭素材料で構成した場合、保持炉１２で溶湯中のＢｅがＣと反応しても、保持炉１２は一般に密閉されていることが多く、溶解炉１０ほど溶湯が大気と触れあうことがないため、酸化防止効果が低下しても問題が少ないからである。
【００３７】
例えば、溶解炉１０と保持炉１２の構成材料を上記（１）とする場合、溶解炉１０及び保持炉１２を炭素材料で構成しているため、溶湯１は、溶解炉１０と保持炉１２の両方で炭素材料と接触する。つまり、溶解炉１０と保持炉１２における溶湯との接触する領域を接触面積Ｓ１、その時間を接触時間Ｔ１とし、その積Ｓ１×Ｔ１が５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上となるように溶湯と炭素材料とを接触させる。同様に、上記（２）とする場合、溶解炉１０を炭素材料で構成しているため、溶解炉１０における溶湯との接触する領域を接触面積Ｓ２、その時間を接触時間Ｔ２とし、その積Ｓ２×Ｔ２を５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上とする。上記（３）とする場合、保持炉１２を炭素材料で構成しているため、保持炉１２における溶湯との接触する領域を接触面積Ｓ３、その時間を接触時間Ｔ３とし、その積Ｓ３×Ｔ３を５．０×１０９（ｍｍ２×ｓｅｃ）以上とする。
【００３８】
なお、溶解炉１０、移送樋１１、保持炉１２、供給部１２ｄ、及び注湯口１３の全てを炭素材料で構成する場合、Ｍｇ合金が溶解炉１０で溶解されてからロール１４に接触するまで、溶湯は炭素材料で構成された部材と接触する。このとき溶湯と炭素材料との接触面積は、溶解炉１０から注湯口１３までの接触する表面積全面であるが、この場合は上記（１）の場合と同様とすればよい。これは、移送樋１１や供給部１２ｄでの溶湯の接触時間が短いため、接触時間として無視できる程度だからである。即ち、溶解炉１０及び保持炉１２において溶湯と炭素材料との接触面積をＳ、その接触時間をＴとする。
【００３９】
上記接触時間Ｔは、１００００ｓｅｃ以上であることが好ましい。この接触時間Ｔは、長ければ長いほど溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとが反応して効果的に凝固核を形成でき、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織の鋳造材を製造できる。この接触時間Ｔの上限は、特に限定されないが、製造作業の効率上、１０００００ｓｅｃ程度とすることが好ましい。
【００４０】
溶湯を炭素材料と接触させる際、炭素材料の温度を６００℃以上とすることが好ましい。例えば、保持炉１２を炭素材料で構成する場合、保持炉１２の温度を６００℃以上に加熱して溶湯１を貯留することが好ましい。そうすれば、溶湯中のＡｌと保持炉１２を構成するＣとが反応し易くなり、効果的に凝固核を形成することができ、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有する鋳造材を製造できる。この温度は、上限を８００℃程度とする。
【００４１】
この炭素材料としては、例えば、炭素含有量の多い材料であることが好ましい。炭素含有量の多い材料とは、炭素の含有量が１０質量％以上の材料を言う。この炭素含有量は、３０質量％以上であることが好ましく、特に７０質量％以上、更には９０質量％以上が好ましい。具体的には、カーボン（黒鉛）などが挙げられる。一方、炭素材料以外の材料としては、例えば、溶湯中のＡｌと反応せず凝固核の形成に影響のない材料が挙げられる。具体的には、モリブデン、窒化硼素、銅、黄銅などの銅合金、鉄、及びステンレスなどが挙げられる。
【００４２】
《作用効果》
上述のＭｇ合金の鋳造材の製造方法は、成形性に優れる鋳造材を製造できる。溶湯と炭素材料とをそれらの接触面積と接触時間との積が特定の範囲を満たすように接触させることで、溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとを十分に反応させて凝固核を効果的に形成できる上に、凝固核を均一に分散させることができるため、微細でかつ均一な結晶粒組織を有する鋳造材を製造できるからである。そのため、この鋳造材は、その後の塑性加工によって割れが生じ難い。
【００４３】
《試験例１》
以上説明した連続鋳造装置１００を用いて、Ｍｇ合金の鋳造材を複数製造し、その鋳造材の分析および評価を行った。この例では、保持炉１２はカーボンで構成した略円筒形（内径φ：約４００ｍｍ）のものを使用する。
【００４４】
ＡＺ９１相当のＭｇ合金（Ａｌ：８．３％〜９．５％、Ｚｎ：０．２％〜１．５％を含有（全て質量％））を用意し、これを溶解して溶湯１とした後、その溶湯１を注湯口１３を介してロール１４に供給して厚さ４ｍｍ、幅２００ｍｍの鋳造材（鋳造板）２の試料を製造した。この例では、溶湯１と炭素材料との接触時間（保持炉１２での溶湯の貯留時間）を表１に示すように種々変更して試料１〜６の鋳造材をそれぞれ７５ｋｇ製造した。各試料の接触時間は保持炉１２で溶湯を保持する時間を調節することにより変更した。試料１，２では、保持炉１２でＭｇ合金を溶解し、溶解炉１０を使用しなかった。試料３では、溶解炉１０で溶解して溶湯１を一時的に貯留し、その溶湯１を、予め一定時間溶湯１を貯留している保持炉１２へ移送した。即ち、接触時間及び接触面積は、溶解炉と保持炉の両方を平均して算出した値である。試料４〜６では、溶解炉１０で溶解して溶湯１を一時的に貯留し、その溶湯１を保持炉１２へ移送して、保持炉１２では溶湯１を貯留せずそのまま注湯口１３を介してロール１４に供給した。即ち、接触時間及び接触面積は、保持炉１２で一時的に接触している間のみの値である。各試料における溶湯１が炭素材料と接触する面積は表１に示す通りであり、いずれの試料も溶湯１ｋｇあたりの炭素材料との接触面積は約７６００ｍｍ２であった。溶湯１と炭素材料との接触面積Ｓ、接触時間Ｔ、及びそれらの積Ｓ×Ｔを表１に示す。
【００４５】
【表１】
2014124668.tif 000003
【００４６】
［断面観察］
得られた鋳造材の平均結晶粒径を測定した。ここでは、「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法  ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５）」に定められた切断法によって求めた。具体的には、試験片を切断し、その切断面をバフ研磨（ダイヤモンド砥粒♯２００）した後、エッチング処理を施して、光学顕微鏡の１００倍視野にて組織観察を行って、ライン法にて平均結晶粒径を求めた。その測定結果を表１、及び図２に示す。また、試料Ｎｏ．１に対しては、光学顕微鏡の４００倍視野にて結晶粒の観察を行った。その結果を図３に示す。
【００４７】
［曲げ試験による割れ数］
得られた各試料の鋳造材を圧延加工して、厚さ０．８ｍｍ、幅２００ｍｍの展伸材（圧延板）を製造し、この展伸材に対して曲げ試験を実施した。圧延加工は、鋳造材を４００℃で２４時間の溶体化処理をして冷却した後、これを２５０℃に加熱して温間で行った。また、圧延は、１パスあたりの圧下率を２０％とし複数パス行った。曲げ試験は、上記展伸材を適当な長さに切断して複数の試験片を作製し、各試験片を２５０℃に加熱した状態でプレス成形して、各試験片を圧延方向に沿って直角に折り曲げた。ここでは、複数の試験片における圧延方向の長さの合計が１ｍ以上となるように試験片の数と長さとを調整した。曲げ試験において、試験片の曲げ部の内側の曲げ半径Ｒを０．５ｍｍとした。そして、各試験片の曲げ部の外側表面を圧延方向全長に亘って目視にて観察し、曲げ部に発生した割れ数を測定した。この例では、各試料について、それぞれ８個の試験片に対して曲げ試験を実施し、各試験片の割れ数（個）を測定してその平均値を求めた。これを試験片（圧延材）の圧延方向の長さを１ｍとした場合の割れ数（個／ｍ）に換算することで評価を行った。その結果を表１に示す。
【００４８】
［結果］
表１や図２に示すように、接触時間が長くなるほど結晶粒径が小さくなっており、試料１及び２は、試料３〜６に比べて平均結晶粒径が小さかった。また、試料１及び２は、試料３〜６に比べて割れ数が少なかった。試料１の断面を観察した結果、図３の破線円に示すように、Ａｌ４Ｃ３からなる凝固核３の形成が見られた。同図の破線円において黒点が凝固核３であり、それを中心にグレーのデンドライトが放射状に広がっているのが見て取れる。なお、表１や図２などには示していないが、接触時間が長くなるほど結晶粒径のばらつきが小さくなると考えられ、試料１及び２は、試料３〜６に比べて結晶粒径のばらつきが小さいと考えられる。
【００４９】
試料１は、溶湯と炭素材料との接触時間が長く、溶湯中のＡｌと炭素材料のＣとが十分に反応したため、図３に示すＡｌ４Ｃ３からなる凝固核３を効果的に形成できたと考えられる。それに伴い、微細で粒径のばらつきの小さい結晶粒組織を有する鋳造材を製造でき、割れ数が試料３〜６に比べて極めて少なかったと考えられる。試料２も試料１と同様のことが言える。
【００５０】
なお、本発明は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱することなく、適宜変更することが可能である。例えば、溶湯中に炭素材料からなる棒状部材などを直接浸漬して溶湯と炭素材料とを接触させることができる。また、溶解炉や保持炉の内周面を凸凹形状にして溶湯と炭素材料との接触面積を増やすこともできる。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明のＭｇ合金の鋳造材の製造方法は、Ｍｇ合金の鋳造材の製造に利用できる。また、本発明のＭｇ合金の鋳造材、展伸材、及び成形品は、Ｍｇ合金の部材に利用できる。
【符号の説明】
【００５２】
１００  双ロール式連続鋳造装置
１  溶湯  ２  鋳造材  ３  凝固核
１０  溶解炉  １１  移送樋  １２  保持炉  １２ｄ  供給部
１３  注湯口  １４  ロール
【図１】
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【図２】
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【図３】
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