(57)【要約】Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、
希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、
Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、
Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、
Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、
残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金。
【請求項２】
断面におけるＭｇとＡｌとを含む化合物の面積割合が１０％以下である請求項１に記載のマグネシウム合金。
【請求項３】
Ａｌの含有量が１０．０質量％以上１１．５質量％以下である請求項１または請求項２に記載のマグネシウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金に関する。
本出願は、２０１６年１２月２１日出願の日本出願第２０１６−２４８５０２号に基づく優先権を主張し、前記日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム合金は、構造材用金属で最も比重が小さく、比強度、比剛性に優れるので、軽量素材として注目されている。そのマグネシウム合金は、各種の添加元素を含有することで、各種の特性を有する（例えば、特許文献１や特許文献２）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１２−１３６７２７号公報
【特許文献２】特開２０１０−２４２１４６号公報
【発明の概要】
【０００４】
本開示に係るマグネシウム合金は、
Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、
希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、
Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、
Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、
Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、
残部がＭｇ及び不可避不純物である。
【図面の簡単な説明】
【０００５】
【図１】実施形態に示す鋳造部材の概略構成図である。
【図２】試験例１で作製した試料１−２のダイカスト材の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した顕微鏡写真である。
【図３】試験例１に示すＡｌの含有量と残留軸力との関係を示すグラフである。
【図４】試験例２に示すＲＥの含有量と残留軸力との関係を示すグラフである。
【図５】試験例３に示すＣａの含有量と残留軸力との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【０００６】
［本開示が解決しようとする課題］
耐熱性に優れるマグネシウム合金の開発が望まれている。自動車部品や航空機部品などの部品は、その使用環境温度が常温よりも高い場合がある。例えば、エンジンルームの近くに配置される部品は、その使用環境温度が１００℃〜１８０℃程度である場合があり、耐熱性に優れることが望まれる。
【０００７】
また、自動車や航空機などの用途では、部品の形状が複雑な形状のダイカスト材となることが多い。そのため、鋳造性に優れることが望まれている。ここでいう『鋳造性が優れる』とは、湯流れが良好で複雑な金型内に溶湯が行き渡り易く、また鋳造部材に皺や割れなどの欠陥が生じ難いことを言う。
【０００８】
本開示は、耐熱性及び鋳造性に優れるマグネシウム合金を提供することを目的の一つとする。
【０００９】
［本開示の効果］
本開示のマグネシウム合金は、耐熱性および鋳造性に優れる。
【００１０】
［本発明の実施形態の説明］
本発明者らは、耐熱性に優れる上、鋳造性にも優れるマグネシウム合金を製造するべく、添加元素の種類及び含有量を鋭意検討した。一般的に、マグネシウム合金の耐熱性の指標として引張りクリープ試験による高温耐クリープ性を用いることが多い。また、マグネシウム合金における鋳造性はＡｌの含有量を多くすれば向上する傾向にあるものの、引張りクリープ試験による高温耐クリープ性は低下する傾向にある。つまり、耐熱性と鋳造性は、トレードオフの関係にあり、高いレベルで両立させることが難しいと考えられている。しかし、本発明者らの検討によれば、引張クリープ試験による高温耐クリープ性は、実製品の使用態様を考慮した場合、耐熱性の指標として適切でない場合があることが分かった。さらに、本発明者らの検討によれば、実製品の使用態様を考慮した場合、マグネシウム合金に特定の添加元素を特定量含有させることで、実製品の耐熱性と鋳造性を高いレベルで両立させることができるとの知見を得た。本発明は、上記知見に基づくものである。
最初に本発明の実施態様の内容を列記して説明する。
【００１１】
（１）本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、
Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、
希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、
Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、
Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、
Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、
残部がＭｇ及び不可避不純物である。
【００１２】
通常、マグネシウム合金で作製される鋳造部材（ダイカスト材）は、他の部材に固定された状態で使用される。その固定には、コストなどの点から鉄系合金のボルトなどが用いられることが多い。その場合、鋳造部材が高温に曝されると、マグネシウム合金の熱膨張率の方が、鉄系合金のボルトの熱膨張率よりも大きいため、大きな圧縮応力がマグネシウム合金に作用する。このとき、マグネシウム合金の鋳造部材の強度が十分でないと、圧縮応力に負けて鋳造部材が変形し、ボルトが弛んでしまう恐れがある。つまり、実際の使用態様を考慮した場合、耐熱性としては、高温環境下での引張応力に対する耐性よりも、高温環境下での圧縮応力に対する耐性が重要である。本発明者らは、この点に鑑み、鋳造部材をボルト止めした後、高温環境下に曝し、その後常温環境に戻した時に、ボルトの締結力（本開示では、残留軸力とする。）がどの程度維持されるかといった観点で、マグネシウム合金の耐熱性を評価した。その結果、引張りクリープ試験による高温耐クリープ性とは異なる傾向が見出された。本発明は、この知見に基づいてなされたものである。
【００１３】
上述の点を踏まえ、上記組成のマグネシウム合金は、比較的多くのＡｌを含んでおり、それによりマグネシウム合金中でＡｌ化合物が分散され、マグネシウム母相の結晶粒が微細化する。微細な結晶粒により、上記組成のマグネシウム合金の圧縮応力に対する機械的強度は非常に高くなる。そのため、上述した熱膨張差に起因する圧縮応力が鋳造部材に作用しても、鋳造部材が変形し難くなる。しかし、過度にＡｌを含むと耐熱性が低下する。
Ａｌが過剰だと、組織中にＭｇ−Ａｌ化合物（代表的にはβ相であるＭｇ１７Ａｌ１２）が多く晶出する。Ｍｇ１７Ａｌ１２は低融点化合物であるため、引張クリープ試験による高温耐クリープ性が下がる。また、所定量含まれるＲＥ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｍｎは、Ａｌと化合物を形成し、それら化合物が高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。
これら各添加元素によって得られる効果が複合的に働き、上記組成のマグネシウム合金で作製された鋳造部材は、高温環境下に曝されてもボルトが緩み難いという特性、即ち残留軸力が高いという観点から評価した耐熱性に優れる。
【００１４】
また、上記組成のマグネシウム合金は鋳造性に優れる。これは、Ａｌの含有量が比較的多いため、マグネシウム合金の融点が下がり、溶湯の湯流れが良好となるためと考えられる。湯流れが良好な溶湯は、複雑な形状の金型内に行き渡り易く、また鋳造部材に皺や割れなどの欠陥を生じさせ難い。
【００１５】
（２）上記マグネシウム合金の一形態として、
断面におけるＭｇとＡｌとを含む化合物の面積割合が１０％以下である形態を挙げることができる。
【００１６】
ＭｇとＡｌとを含む化合物は比較的低融点であるため、その化合物の面積割合を１０％以下とすれば、残留軸力で評価するマグネシウム合金の耐熱性の低下を抑制し易い。
【００１７】
（３）上記マグネシウム合金の一形態として、
Ａｌの含有量が１０．０質量％以上１１．５質量％以下である形態を挙げることができる。
【００１８】
マグネシウム合金中のＡｌの含有量を上記範囲に絞ることで、より一層、マグネシウム合金の耐熱性を向上させることができる。
【００１９】
［本発明の実施形態の詳細］
本発明の実施形態の詳細を以下に説明する。
【００２０】
＜マグネシウム合金＞
実施形態に係るマグネシウム合金は、添加元素としてＡｌ、希土類元素、Ｃａ、Ｓｒ、Ｍｎをそれぞれ特定量含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物である。具体的には、Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金である。このＭｇ合金の特徴の一つは、上記組成に示すように、各元素の含有量が比較的狭い範囲に絞られている点にある。
【００２１】
［アルミニウム（Ａｌ）］
Ａｌは、Ｍｇ合金の耐食性、強度、耐塑性変形性といった機械的特性を向上させ、ボルトなどによる圧縮に対する耐力をマグネシウム合金に付与する。Ａｌは、Ｓｒを含む化合物（Ａｌ−Ｓｒ化合物）やＣａを含む化合物（Ａｌ−Ｃａ化合物）などを形成して合金組織中に存在する。各化合物の詳細は後述する。
【００２２】
Ａｌの含有量は、９．０質量％以上１２．０質量％以下とする。Ａｌの含有量を９．０質量％以上とすることで、Ａｌ−Ｓｒ化合物やＡｌ−Ｃａ化合物を十分に形成し易い。それらの化合物は、マグネシウム合金の粒内や粒界に晶出し、高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。Ａｌの含有量を１２．０質量％以下とすることで、マグネシウム合金に適度な靭性を持たせることができる。また、Ａｌの含有量を１２．０質量％以下とすることで、マグネシウム合金中に、低融点化合物であって引張クリープ試験による高温耐クリープ性を低下させるＭｇを含む化合物（Ｍｇ−Ａｌ化合物）が過度に形成（晶出）されることを抑制でき、残留軸力の低下を抑制し易い。Ａｌの含有量は、更に１０．０質量％以上１１．５質量％以下が好ましい。Ａｌの含有量を１０．０質量％以上とすれば、マグネシウム合金の融点が低下することで湯流れ性が良くなるため鋳造性を向上し易い。Ａｌの含有量を１１．５質量％以下とすれば、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成を抑制し易く、耐熱性を更に向上し易い。
【００２３】
［希土類元素（ＲＥ）］
ＲＥは、残留軸力で評価するマグネシウム合金の耐熱性を向上させる。ＲＥは、Ａｌを含む化合物（Ａｌ−ＲＥ化合物）を形成して合金組織中に存在する。このＡｌ−ＲＥ化合物の形成により、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成（晶出）が抑制される。ＲＥは、周期表３族の元素、即ちスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタノイド、アクチノイドの中から選択される少なくとも１種の希土類元素であって、複数種の希土類元素を含む合金であるミッシュメタルも含む。
【００２４】
ＲＥの含有量は、１．７質量％以上２．６質量％以下とする。ＲＥの含有量を１．７質量％以上とすることで、十分な量のＡｌ−ＲＥ化合物が粒内や粒界に形成される。粒内に形成される化合物は、結晶粒の変形を抑制し、粒界に形成される化合物は、粒界すべりなどを抑制することで、高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。ＲＥの含有量を２．６質量％以下とすることで、Ａｌ−ＲＥ化合物が過度に存在して熱間割れなどの欠陥の原因になることを抑制し易い。また、ＲＥの添加による耐熱性の向上効果は、１．７質量％程度から飽和し始めるので、ＲＥの含有量を２．６質量％以下とすることで、高価な希土類元素の使用量を低減できて合金コストを低減できる。ＲＥの含有量は、更に１．８質量％以上２．２質量％以下、特に１．９質量％以上２．１質量％以下が好ましい。
【００２５】
［カルシウム（Ｃａ）］
Ｃａは、残留軸力で評価するマグネシウム合金の耐熱性を向上させる。また、Ｃａは、マグネシウム合金を作製する際に溶湯の防燃性を向上させることに寄与する。マグネシウム合金の溶湯は発火し易く、一般的に溶湯の作製時に防燃ガスを用いている。しかし、防燃ガスの使用はマグネシウム合金の製造コストを上昇させる上、その扱いが煩雑である。
Ｃａを溶湯に所定量添加することで、溶湯の防燃性を向上させることができ、防燃ガスの使用を低減または無くすことができる。Ｃａは、Ａｌ−Ｃａ化合物を形成して合金組織中に存在する。このＡｌ−Ｃａ化合物の形成により、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成（晶出）が抑制される。
【００２６】
Ｃａの含有量は、０．７質量％以上１．５質量％以下とする。Ｃａの含有量を０．７質量％以上とすることで、Ａｌ−Ｃａ化合物を十分に形成し、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成を抑制する。Ｃａの含有量が多いほど、十分な量のＡｌ−Ｃａ化合物が粒内や粒界に形成され、その化合物が高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。Ｃａの含有量を１．５質量％以下とすることで、Ａｌ−Ｃａ化合物が過度に存在して熱間割れなどの欠陥の原因になることを抑制し易い。Ｃａの含有量は、更に０．８質量％以上１．２質量％以下、特に０．９質量％以上１．１質量％以下が好ましい。
【００２７】
［ストロンチウム（Ｓｒ）］
Ｓｒは、残留軸力で評価するマグネシウム合金の耐熱性を向上させると共に、溶湯の防燃性を向上させる。また、Ｓｒは、マグネシウム合金の融点を下げて、マグネシウム合金の鋳造性を向上させることにも寄与する。Ｓｒは、Ａｌ−Ｓｒ化合物を形成して合金組織中に存在する。このＡｌ−Ｓｒ化合物の形成により、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成（晶出）が抑制される。
【００２８】
Ｓｒの含有量は、０．２質量％以上０．５質量％以下とする。Ｓｒの含有量を０．２質量％以上とすることで、十分な量のＡｌ−Ｓｒ化合物が粒内や粒界に形成され、その化合物が高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。Ｓｒの含有量を０．５質量％以下とすることで、鋳造金型への溶湯の焼付きを抑制させ易い。Ｓｒの含有量は、更に０．３質量％以上０．５質量％以下、特に０．４質量％以上０．５質量％以下が好ましい。
【００２９】
［マンガン（Ｍｎ）］
Ｍｎは、残留軸力で評価するマグネシウム合金の耐熱性を向上させる。また、Ｍｎは、マグネシウム合金中に不純物として存在し得るＦｅを低減させ、マグネシウム合金の耐食性を向上させる。Ｍｎは、Ａｌを含む化合物（Ａｌ−Ｍｎ化合物）を形成して、過剰なＭｇ−Ａｌ化合物の形成（晶出）を抑制する。
【００３０】
Ｍｎの含有量は、０．２質量％以上０．５質量％以下が挙げられる。Ｍｎの含有量を０．２質量％以上とすることで、十分な量のＡｌ−Ｍｎ化合物が粒内や粒界に形成され、その化合物が高温環境下におけるマグネシウム合金の変形を抑制する。その上、Ｍｎの含有量を０．２質量％以上とすることで、マグネシウム合金の耐食性を向上させ易い。また、Ｍｎの含有量を０．５質量％以下とすることで、粗大なＡｌ−Ｍｎ化合物の形成を抑制できる。Ｍｎの含有量は、更に０．３質量％以上０．５質量％以下、特に０．４質量％以上０．５質量％以下が好ましい。
【００３１】
［組織］
マグネシウム合金は、上述のＭｇ−Ａｌ化合物（β相）、Ａｌ−ＲＥ化合物、Ａｌ−Ｃａ化合物、Ａｌ−Ｍｎ化合物、及びＡｌ−Ｓｒ化合物が結晶粒内や粒界に分散した組織を有する。このマグネシウム合金では、マグネシウム母相の平均結晶粒径が小さく、Ｍｇ−Ａｌ化合物が比較的少ない。
【００３２】
マグネシウム母相の結晶粒径が小さい組織とは、定量的には、マグネシウム合金の断面におけるマグネシウム母相の平均結晶粒径が３０μｍ以下である組織である。平均結晶粒径が小さくなるほどマグネシウム合金の機械的強度は上昇するので、マグネシウム母相の平均結晶粒径は３０μｍ以下が好ましく、更に２０μｍ以下が好ましい。また、Ｍｇ−Ａｌ化合物が少ない組織とは、定量的には、マグネシウム合金の断面におけるＭｇ−Ａｌ化合物の面積割合が１０％以下である組織である。上記面積割合が大きくなるほど鋳造部材の引張クリープ試験による高温耐クリープ特性の低下が顕著となる。
【００３３】
これらＡｌ−Ｓｒ化合物、Ａｌ−Ｃａ化合物、Ａｌ−Ｍｎ化合物、及びＡｌ−ＲＥ化合物は、代表的には晶出物である。Ａｌ−Ｓｒ化合物、及びＡｌ−Ｃａ化合物の融点は１０００℃以上であり、Ａｌ−ＲＥ化合物の融点は１１００℃以上であり、Ｍｇ−Ａｌ化合物の融点（４６２℃）よりも十分に高い。これらＡｌ−Ｓｒ化合物、Ａｌ−Ｃａ化合物、Ａｌ−Ｍｎ化合物、及びＡｌ−ＲＥ化合物のような高融点化合物が粒内や粒界に分散して存在することで、高温に保持された場合でも結晶粒の変形や粒界すべりなどが抑制され、マグネシウム合金の変形が抑制されると考えられる。
【００３４】
Ａｌ−Ｓｒ化合物としては、例えば、Ａｌ２Ｓｒ、Ａｌ４Ｓｒ、Ｍｇ１３Ａｌ３Ｓｒ、Ｍｇ１１Ａｌ３Ｓｒ、Ｍｇ９Ａｌ３Ｓｒなどが挙げられる。Ａｌ−Ｃａ化合物としては、例えば、Ａｌ２Ｃａ、Ａｌ４Ｃａ、（ＭｇＡｌ）２Ｃａなどが挙げられる。Ａｌ−Ｍｎ化合物としては、例えばＡｌ２Ｍｎなどが挙げられる。Ａｌ−ＲＥ化合物としては、例えば、Ａｌ２ＲＥ、Ａｌ１１ＲＥ３などが挙げられる。Ｍｇ−Ａｌ化合物としては、例えば、Ｍｇ１７Ａｌ１２が挙げられる。これら化合物の組成は、例えば、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＸ）や、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）などによって成分分析を行うことで確認できる。
【００３５】
上記平均結晶粒径の測定は、以下のように行なうことができる。マグネシウム合金の断面の顕微鏡写真を用いて、観察視野Ｓｆ（１６０μｍ×１２０μｍ）中に直線（長さ１００〜１４０μｍ程度）を引く。直線は、晶出物などの化合物を跨いでいても良い。次いで、（直線長さＬ）／（直線で横切ったマグネシウム母相の結晶粒個数ｎ）を結晶粒径として求める。但し、視野の端で途切れている結晶粒、およびその結晶粒を横切っている部分の直線は無効とする。また、視野に対して直線が短く、直線が結晶粒の輪郭を跨がずに直線の端点が結晶粒の内部に位置する場合、直線の端点が内部に位置する結晶粒、およびその結晶粒内に配置される部分の直線も無効とする。１視野につき互いに独立した直線１０本、１０個の観察視野における結晶粒径の平均を平均結晶粒径（μｍ）とする。各直線は平行でも良いし交差していても良い。
【００３６】
上記面積割合の測定は以下のように行なうことができる。マグネシウム合金の断面の顕微鏡写真を用いて、観察視野Ｓｆ（１６０μｍ×１２０μｍ）中に存在するＭｇ−Ａｌ化合物（主としてＭｇ１７Ａｌ１２）を抽出してその面積を求め、更にその合計面積Ｓｍを求める。そして、（Ｓｍ／Ｓｆ）×１００％をその断面におけるＭｇ−Ａｌ化合物の面積割合として求め、１０個の観察視野における面積割合の平均を面積割合（％）とする。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行える。Ｍｇ−Ａｌ化合物の断面積は、画像処理装置によって顕微鏡写真（ＳＥＭ像）を二値化処理した二値化像などを利用すると容易に測定できる。二値化処理は、Ｍｇ−Ａｌ化合物と、母相及びそれ以外の化合物とを色調の違いで区別することで行える。このとき、ＥＤＸによる点分析を行うことで、母相及び各化合物の種類を確認できる。
【００３７】
［用途］
実施形態に係るマグネシウム合金は、各種鋳造部材の素材に好適に利用できる。用途としては、例えば、自動車や航空機などの輸送機器類、各種の電子・電気機器類（パーソナルコンピュータ（ＰＣ）、タブレット型ＰＣ、スマートフォンや折り畳み式携帯電話などの携帯電話、デジタルカメラなど）の筐体やカバーなどの外装部材、補強部材、骨格部材などが挙げられる。特に、高温環境下に配置される内燃機関の部品、より具体的には、アルミニウム合金製のシリンダブロックに対して鋼製のボルトで取り付けられるオイルパンなどに、実施形態に係るマグネシウム合金を用いることが挙げられる。
【００３８】
実施形態に係るマグネシウム合金は鋳造性に優れるため、実製品などの複雑形状の鋳造部材を作製することに好適である。例えば、図１に示すように内部空間を形成する形状を有し、角部を備えるものであって、角部３と角部３以外の部分とでは厚みが異なるものとすることができる。ここでの角部３とは、複数の面が交差する稜線部分である。例えば、図１に示すように内部空間を形成する容器状の本体１０を備える場合、天面部や、開口縁がつくる仮想平面に直交する平面で切断した縦断面における隣り合う二つの面が交差する部分が角部３に相当する。角部３は、外方に突出するもの（例、後述の角部３０など）、内側に窪んだもの（例、後述の角部３１〜３６）のいずれでもよい。
【００３９】
図１は、天面部と側壁部とを備え、一方が開口した容器状の本体１０を備える鋳造部材１を模式的に示す。図１の右半分は本体１０の天面部を上側に、開口部を下側に配置した状態の正面図、左半分はその断面図である。図１に示す鋳造部材１は、上述の割れなどの生じ易い複雑な形状の鋳造部材を概念的に示す。
【００４０】
図１に示す鋳造部材１は、本体１０の開口縁から外方に延設されるフランジ１２と、本体１０の内天面から開口側に向かって突出する少なくとも一つのボス１３と、本体１０の天面部から外方に突出する筒部１５と、天面部の外面と筒部１５の外面との交差部分に設けられる少なくとも一つのリブ１４と、側壁部の内側に設けられた凹部１６とを備える場合を例示する。フランジ１２、ボス１３、リブ１４、筒部１５、及び凹部１６から選択される少なくとも一つを備えていれば、その他を省略することができる。また、外方に突出する筒部１５に代えて、内部空間に突出する筒部を有することもできる。容器状に代えて、フランジ付きパイプなどとすることができる。
【００４１】
代表的には、フランジ１２は、ボルト孔が設けられて、他の部品や設置対象にボルトによって締結される部分として機能する。フランジ１２は、開口縁や側壁部の外周面に連続して設けられる環状の形態、開口縁や側壁部の外周面に沿って所定の間隔をあけて複数設けられる形態などが挙げられる。ボス１３は天面部などに他の部品を固定や連結などするためにボルトやねじ用の雌ねじを形成したり、ピンなどを圧入する挿入孔などを形成したりするものであり、代表的には筒状である。リブ１４は、貫通孔１５ｈが設けられた筒部１５を補強するものであり、代表的には板状である。また、代表的には、筒部１５の外周に放射状に複数のリブ１４が設けられる。ボス１３及びリブ１４の個数、大きさ、形状などは適宜選択できる。これらの個数が多いほど角部３が多くなり、上述の割れなどが生じ易い複雑な形状といえる。
【００４２】
鋳造部材１には、天面部の外面と側壁部の外面とが交差する外側の角部３０、外側の角部３０に対応する内側の角部３１といった本体１０自体に設けられる角部、本体１０とフランジ１２とが交差する角部３２、本体１０とボス１３とが交差する角部３３、本体１０とリブ１４とが交差する角部３４、本体１０と筒部１５とが交差する角部３５、凹部１６を形成する内底面と内壁面とが交差する角部３６などの複数の角部３が存在し得る。そして、この例の鋳造部材１では、各角部３とそれ以外の部分とは厚みが異なる。角部３の厚さｔとは、例えば、角部３１に示すように上記縦断面において角部３０をつくる天面部の外面と側面部の外面との角の二等分線上にとることが挙げられる。図１に示す例では、本体１０の角部３０，３１やボス１３近傍の角部３３、リブ１４近傍の角部３４などでは、その周囲の厚さよりも厚く、凹部１６における角部３６ではその周囲の厚さよりも薄い。
また、図１に示す例では、各角部３は実質的に直角である。このような各角部３は、厚さの変化（肉厚変動）、形状の変化が大きい箇所といえ、割れなどが生じ易い箇所と考えられる。定量的には、上記縦断面における隣り合う二つの面が交差する角部３における交差角度が０°超１２０°以下程度、特に直角及びその近傍であり、角部３における厚さの変化量（その周囲の厚さを基準としたときの変化量）が１０％以上、更に２５％以上、５０％以上である箇所は、割れなどが生じ易い箇所と考えられる。実施形態のマグネシウム合金は、このような割れなどが生じ易い箇所を複数備える複雑な形状の鋳造部材１、特に上述の角部３を１個以上、更に５個以上備える鋳造部材１の製造に供する素材、又は鋳造部材１自体の構成材料に好適である。
【００４３】
＜作用効果＞
実施形態に係るマグネシウム合金によれば、以下の効果を奏することができる。
［１］高温での耐変形特性、特に圧縮応力に対する耐変形特性に優れる。そのため、マグネシウム合金の各種鋳造部材の素材に好適に利用できる。
［２］鋳造性に優れる。つまり、皺や熱間割れなどの欠陥が生じ難い。そのため、優れた外観を有するマグネシウム合金の各種鋳造部材の素材に好適に利用できる。特に、図１に例示したような複雑形状の鋳造部材（ダイカスト材）１を作製し易い。
［３］難燃性に優れる。そのため、大気中で溶解しても溶湯の発火を抑制できるので、防燃ガスを不要にできてマグネシウム合金の各種鋳造部材の製造作業性を向上できる。
［４］鋳造金型への焼付きが生じ難い。そのため、マグネシウム合金の各種鋳造部材の製造作業性を向上できる。
［５］リサイクル性に優れる。本実施形態のマグネシウム合金は、上記［１］〜［４］の特性を得るにあたり、再溶解時にマグネシウム合金中から消失し易いＢｅ（ベリリウム）などの微量添加元素を必須としていない。そのため、本実施形態のマグネシウム合金で構成される鋳造部材をリサイクルする際、当該鋳造部材を再溶解するだけで、新たな鋳造部材の原料となる溶湯を作製することができる。
【００４４】
＜試験例１＞
マグネシウム合金を用いてダイカスト材を作製し、そのダイカスト材の耐熱性と鋳造性とを評価した。本発明のマグネシウム合金は、その製造条件が以下のダイカスト材の製造条件に限定されるわけではない。
【００４５】
マグネシウム合金の溶湯を作製した。まず、純度９９．９質量％のマグネシウムの塊を５０ｋｇ用意し、Ａｒ雰囲気の溶解炉を用いて６９０℃で溶解し純マグネシウムの溶湯を作製した。続いて、完全に溶解した純マグネシウムの溶湯中に、以下の１〜５の添加元素の塊を添加して、表１に示す組成のマグネシウム合金の溶湯を作製した。添加元素の添加及び溶解は、湯温は６９０℃に保持した状態で棒状の治具によって１０分間撹拌して行った。
【００４６】
１．純度９９．９質量％の純アルミニウム塊
２．純度９９質量％のミッシュメタル塊
３．純度９９．５質量％のＣａ塊
４．純度９９質量％のＳｒ塊
５．アルミニウム母合金（Ａｌ−１０質量％Ｍｎ）
ミッシュメタルの含有元素及びその含有量は、Ｌａが２８質量％、Ｃｅが５１質量％、Ｎｄが１６質量％、Ｐｒが質量５％である。
【００４７】
作製した各試料のマグネシウム合金溶湯を用いて、ダイカスト材を作製した。ダイカスト材の作製には、コールドチャンバーダイカストマシン（宇部興産機械株式会社製、型番ＵＢ５３０ｉＳ２）を用いた。この試験では、ダイカスト材として、図１に示す鋳造部材１を作製した。角部３を除く箇所の平均厚さは４ｍｍ、上記角部３における厚さの変化量（上記平均厚さ４ｍｍに対する変化量）の最大値は５００％（最大厚さ２０ｍｍ）である。鋳造部材１のサイズは、幅２００ｍｍ×奥行１５０ｍｍ×最大高さ１５０ｍｍ（筒部を含む）程度であり、使用するマグネシウム合金の体積は４５０ｃｍ３〜５００ｃｍ３程度である。鋳造時の溶湯温度は６９０℃、射出速度は２．５ｍ／秒、鋳造圧力は６０ＭＰａに設定して。また、鋳造過程の冷却速度は、５０℃／秒以上とした。
【００４８】
［断面観察］
作製した各試料のダイカスト材の断面におけるマグネシウム母相の平均結晶粒径を求めた。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行った。断面の観察は、ＳＥＭを用いた。結晶粒径は、次のようにして求めた。ＳＥＭ写真を用いて、観察視野Ｓｆ（１６０μｍ×１２０μｍ）中に直線（長さ１００〜１４０μｍ程度）を引き、（直線長さＬ）／（直線で横切ったマグネシウム母相の結晶粒個数ｎ）を結晶粒径として求める。そして、視野内に互いに独立した直線１０本引き、Ｌ／ｎの平均をその断面の結晶粒径とする。観察視野数は１０個とし、その１０個の観察視野における結晶粒径の平均を各試料における平均結晶粒径（μｍ）とした。
【００４９】
作製した各試料のダイカスト材の断面におけるＭｇ−Ａｌ化合物（主としてＭｇ１７Ａｌ１２）の面積割合を求めた。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行った。断面の観察は、ＳＥＭを用いた。Ｍｇ−Ａｌ化合物の面積割合は、次のようにして求めた。ＳＥＭ写真を用いて、観察視野Ｓｆ（１６０μｍ×１２０μｍ）中に存在するＭｇ−Ａｌ化合物（主としてＭｇ１７Ａｌ１２）を抽出し、その合計断面積Ｓｍを求める。そして、（Ｓｍ／Ｓｆ）×１００％をその断面におけるＭｇ−Ａｌ化合物の面積割合とする。観察視野数は１０個とし、その１０個の観察視野における面積割合の平均を各試料におけるＭｇ−Ａｌ化合物の面積割合（％）とした。その結果を表１に示す。Ｍｇ−Ａｌ化合物の断面積は、画像処理装置によって顕微鏡写真（ＳＥＭ像）を二値化処理した二値化像などを利用すると容易に測定できる。
【００５０】
一例として、試料１−２の顕微鏡写真を図２に示す。図２に示されるように、Ａｌ，ＲＥ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｍｎを所定量含むＭｇ合金からなる試料Ｎｏ．１−２では、濃い灰色で示されるマグネシウム合金の母相中に、Ｍｇ−Ａｌ化合物、Ａｌ−ＲＥ化合物、Ａｌ−Ｃａ化合物、およびＡｌ−Ｓｒ化合物が結晶粒界に分散した状態で存在していることが分かる。
【００５１】
［耐熱性の評価］
各試料の鋳造部材（ダイカスト材）１について、以下のようにして耐熱性を評価した。
ここでは、アルミニウム製のブロック材の適宜な位置にボルト孔を設け、ブロック材におけるボルト孔を備える取付面と、各試料の鋳造部材１に備わるフランジ１２の締付座面とを合わせて、両者のボルト孔に鉄製のボルトを配置し、このボルトによって各試料の鋳造部材１と上記ブロック材とを締結した試験部材を作製した。この試験部材を１５０℃で１７０時間保持した後、ボルトの締結力（残留軸力）を調べた。ボルトに市販の歪ゲージを配置し、締結直後であって１５０℃に加熱する前の歪量Ｓ０（ここでは初期締付軸力を９Ｎとして締め付けた際の歪量）と１５０℃×１７０時間の熱履歴を与えた後の歪量Ｓｔとを調べ、［（Ｓｔ−Ｓ０）／Ｓ０］×１００（％）を残留軸力（％）とした。その結果を表１に示す。また、横軸にＡｌの含有量を、縦軸に残留軸力を設定した残留軸力のグラフを図３に示す。
【００５２】
［鋳造性の評価］
各試料のダイカスト材の表面を目視で確認して亀裂発生頻度を調べることで、各試料の鋳造性の評価を行った。亀裂発生頻度は、各試料について１０台のダイカスト材を用意し、１０台のダイカスト材における亀裂数の平均（個／台）とした。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
表１および図３に示すように、試料１−２，１−３，１−４，１−５の残留軸力は、他の試料の残留軸力に比べて、有意に高かった。特に、図３を参照すれば、試料１−３，１−４の部分に残留軸力のピークがあることが分かった。試料１−２，１−３，１−４，１−５は、Ａｌを９．０質量％以上１２．０質量％以下、希土類元素を１．７質量％以上２．６質量％以下、Ｃａを０．７質量％以上１．５質量％以下、Ｓｒを０．２質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎを０．２質量％以上０．５質量％以下含み、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金である。このように、マグネシウム合金にＡｌと添加元素を所定量含有させることで、マグネシウム合金のダイカスト材の耐熱性を向上できることが明らかになった。
【００５５】
また、表１に示すように、試料１−１〜１−６のマグネシウム母相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、Ａｌの含有量が多いほど、上記平均結晶粒径が小さくなっていた。また、Ａｌの含有量が多くなるほど、Ｍｇ−Ａｌ化合物（主としてＭｇ１７Ａｌ１２）の晶出量が多くなっていた。表１に示す試料１−３，１−４の残留軸力が最も高くなっていることから、Ａｌの含有量が多すぎると、Ｍｇ−Ａｌ化合物が過剰に晶出し、残留軸力が低下したと推察される。
【００５６】
各試料の割れの個数の平均値は、試料１−１で０．５個／台、試料１−２で０．１個／台、試料１−３〜１−６で０．０個／台であった。Ａｌの含有量が９質量％以上であれば、マグネシウム合金の鋳造性を劇的に改善できることが明らかになった。
【００５７】
＜試験例２＞
試験例２では、ＲＥの含有量を変化させた試料２−１〜２−８を作製し、各試料の残留軸力を測定した。試料の製造方法、形状、残留軸力の測定方法は実施形態１と同じである。試料２−１〜２−８の組成および残留軸力を表２に示す。また、横軸にＲＥの含有量を、縦軸に残留軸力を設定した残留軸力のグラフを図４に示す。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
表２、図４に示すように、ＲＥの含有量が多くなるに従い、残留軸力の値を向上させる効果が大きくなっていき、ＲＥの含有量が１．７質量％（試料２−４）前後から当該効果が飽和し始める。試料２−１〜２−８のＡｌの含有量は全て９．５質量％前後であるので、残留軸力の値を向上させる効果は、Ａｌの含有量だけで決定されるものでないことが明らかになった。また、ＲＥを含有させた効果は、ＲＥの含有量が１．７質量％前後から飽和し始めることから、ＲＥの含有量は、１．７質量％（試料２−４）以上、２．６質量％（試料２−７）以下とすることが好ましいことも明らかになった。
【００６０】
＜試験例３＞
試験例３では、Ｃａの含有量を変化させた試料３−１〜３−９を作製し、各試料の残留軸力を測定した。試料の製造方法、形状、残留軸力の測定方法は実施形態１と同じである。試料３−１〜３−９の組成および残留軸力を表３に示す。また、横軸にＣａの含有量を、縦軸に残留軸力を設定した残留軸力のグラフを図５に示す。
【００６１】
【表３】
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【００６２】
表３、図５に示すように、Ｃａの含有量が多くなるに従い、残留軸力の値を向上させる効果が大きくなっていき、Ｃａの含有量が０．７質量％（試料３−４）前後から当該効果が飽和し始める。試料３−１〜３−９のＡｌの含有量は全て９．５質量％前後であるので、残留軸力の値を向上させる効果は、Ａｌの含有量だけで決定されるものでないことが明らかになった。また、Ｃａを含有させた効果は、Ｃａの含有量が０．７質量％前後から飽和し始めることから、Ｃａの含有量は、０．７質量％（試料３−４）以上、１．５質量％（試料３−７）以下とすることが好ましいことも明らかになった。
【００６３】
なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【符号の説明】
【００６４】
１  鋳造部材（ダイカスト材）  １０  本体
１２  フランジ  １３  ボス  １４  リブ
１５  筒部  １５ｈ  貫通孔  １６  凹部
３，３０，３１，３２，３３，３４，３５，３６  角部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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