(57)【要約】【課題】高温環境下で使用可能な耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】マグネシウム合金１０は、Ｃａを０．５〜５質量％、Ｓｉを０．５〜５質量％有し、母相となるＭｇ相１１中にＣａＭｇＳｉ相１２を晶出させて耐熱性を備えさせた。マグネシウム合金１０の製造方法は、ＣａとＳｉが順次添加された溶融状態のＭｇ合金原料を、８００〜９００℃の温度範囲内で加熱した後に凝固させ、母相となるＭｇ相１１中にＣａＭｇＳｉ相１２を晶出させて耐熱性を備えさせる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃａを０．５〜５質量％、Ｓｉを０．５〜５質量％有し、母相となるＭｇ相中にＣａＭｇＳｉ相を晶出させて耐熱性を備えさせたことを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金。
【請求項２】
請求項１記載の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金において、前記Ｍｇ相の粒界に、更にＡｌ２Ｃａ相を晶出させて硬さを向上させたことを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金。
【請求項３】
請求項１又は２記載の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金において、前記Ｍｇ相中に、更にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させて耐クリープ性を向上させたことを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金。
【請求項４】
請求項１記載の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法であって、ＣａとＳｉが順次添加された溶融状態のＭｇ合金原料を、８００〜９００℃の温度範囲内で加熱した後に凝固させ、前記Ｍｇ相中に前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させて耐熱性を備えさせることを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法。
【請求項５】
請求項４記載の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法において、前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた前記Ｍｇ合金原料を、６００〜８００℃の温度範囲内で加熱しながら、該Ｍｇ合金原料に更にＣａを添加して該Ｍｇ合金原料を凝固させ、前記Ｍｇ相の粒界にＡｌ２Ｃａ相を晶出させて硬さを向上させることを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法。
【請求項６】
請求項４又は５記載の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法において、前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた前記Ｍｇ合金原料を加熱しながら、該Ｍｇ合金原料に更にＳｉを添加して該Ｍｇ合金原料を凝固させ、前記Ｍｇ相中にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させて耐クリープ性を向上させることを特徴とする耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温環境下での使用に適した耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車産業界においては、更なる燃費の向上と、振動や騒音の低減等が求められているが、例えば、自動車のエンジン材料に使用されているアルミニウム合金の形状や材料開発はすでに成熟し、更なる高機能化が望めない。
この課題に効果的に対応する手段として、エンジン材料に、アルミニウム合金と比較して軽く、また鉄との反応性が低く、更には、高い振動減衰性を有するマグネシウム合金を使用することが考えられている。これにより、軽量化と摩擦や焼付きの低減が図れて燃費を向上できると共に、振動や騒音も低減できる。
【０００３】
しかし、マグネシウム合金は、高温での強度が低く、また温度が上昇すると燃焼に至る材料であるため、エンジン材料のように、高温環境下で使用する材料には適さなかった。
そこで、例えば、特許文献１には、原料にＣａを添加することにより、難燃性としたマグネシウム合金が提案されていた（例えば、特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第３３１８６０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
Ｃａが添加されたマグネシウム合金は、Ｃａが添加されていない場合と比較して、マグネシウム合金の硬さを上昇でき、また耐熱性も有するが、自動車のエンジン材料のように、高温状況下（例えば、２００℃以上）で使用できる程度の十分な耐熱性は備えていなかった。
【０００６】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、高温環境下で使用可能な耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法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】
【０００７】
前記目的に沿う第１の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金は、Ｃａを０．５〜５質量％、Ｓｉを０．５〜５質量％有し、母相となるＭｇ相中にＣａＭｇＳｉ相を晶出させて耐熱性を備えさせた。
【０００８】
第１の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金において、前記Ｍｇ相の粒界に、更にＡｌ２Ｃａ相を晶出させて硬さを向上させることが好ましい。
【０００９】
第１の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金において、前記Ｍｇ相中に、更にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させて耐クリープ性を向上させてもよい。
【００１０】
前記目的に沿う第２の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法は、第１の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法であって、ＣａとＳｉが順次添加された溶融状態のＭｇ合金原料を、８００〜９００℃の温度範囲内で加熱した後に凝固させ、前記Ｍｇ相中に前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させて耐熱性を備えさせる。
【００１１】
第２の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法において、前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた前記Ｍｇ合金原料を、６００〜８００℃の温度範囲内で加熱しながら、該Ｍｇ合金原料に更にＣａを添加して該Ｍｇ合金原料を凝固させ、前記Ｍｇ相の粒界にＡｌ２Ｃａ相を晶出させて硬さを向上させることが好ましい。
【００１２】
第２の発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の製造方法において、前記ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた前記Ｍｇ合金原料を加熱しながら、該Ｍｇ合金原料に更にＳｉを添加して該Ｍｇ合金原料を凝固させ、前記Ｍｇ相中にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させて耐クリープ性を向上させてもよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法は、母相となるＭｇ相中にＣａＭｇＳｉ相を晶出させているので、耐熱性を備えることができる。これは、ＣａＭｇＳｉ相が硬く、高融点であり、耐熱性に優れているためである。
このように、マグネシウム合金は耐熱性を備えるため、高温環境下で使用でき、利用用途の拡大が図れる。
【００１４】
また、マグネシウム合金のＭｇ相の粒界に、更にＡｌ２Ｃａ相を晶出させた場合、マグネシウム合金の硬さを向上できる。これは、Ａｌ２Ｃａ相が硬く、高融点であり、耐熱性を有するためである。
従って、ＣａＭｇＳｉ相とＡｌ２Ｃａ相の相乗効果により、マグネシウム合金の硬さの更なる向上が図れると共に、耐熱性も十分に高めることができる。
【００１５】
そして、マグネシウム合金のＭｇ相中に、更にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させた場合、マグネシウム合金の耐クリープ性を向上できる。
従って、マグネシウム合金の利用用途の更なる拡大が図れる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の一実施の形態に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金の組織の模式図である。
【図２】温度がマグネシウム合金の引張強さに及ぼす影響を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
図１に示すように、本発明の一実施の形態に係る耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金（以下、Ｍｇ合金ともいう）１０は、組織制御により、母相（ベースメタルともいう）となるαＭｇ（アルファマグネシウム）相１１中にＣａＭｇＳｉ相１２を晶出させて耐熱性を備えさせたものであり、例えば、自動車のエンジン材料等のように、高温環境下での使用に適したものである。以下、詳しく説明する。
【００１８】
Ｍｇ合金１０は、Ｍｇ（マグネシウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｚｎ（亜鉛）、及びＭｎ（マンガン）を有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金に、更にＣａ（カルシウム）とＳｉ（ケイ素）が添加されたものである。具体的には、Ｍｇを主体（８０質量％以上）とし、Ａｌが１〜１５質量％（ここでは１２質量％）、Ｚｎが０．１〜５質量％（ここでは０．７質量％）、Ｍｎが０．１〜２質量％（ここでは０．３質量％）、Ｃａが０．５〜５質量％（ここでは１質量％）、Ｓｉが０．５〜５質量％（ここでは１質量％）、及び不可避的不純物で構成されたものである。
【００１９】
なお、Ｍｇ合金は、母相となるＭｇ相（特に、αＭｇ相）中にＣａＭｇＳｉ相を晶出させたものであるため、ＣａとＳｉが含まれていれば、Ｍｇ合金中のＡｌ、Ｚｎ、及びＭｎの各量は、上記した値に限定されるものではない。また、ＣａとＳｉは、例えば、Ｍｇ単味、Ｍｇ−Ａｌ系、Ｍｇ−Ｍｎ系、Ｍｇ−Ｚｎ系、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｚｒ系等の合金に添加することもできる。更に、Ｍｇ合金には、他の元素、例えば、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｂｅ（ベリリウム）、Ａｇ（銀）、Ｙ（イットリウム）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｎ（錫）、Ｌｉ（リチウム）、Ｇｅ（ゲルマニウム）等や、希土類元素（レアアース又はＲＥともいう）等が含まれていてもよい。なお、原価を安くするため、上記したＡｇ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｌｉ、Ｇｅや、希土類元素等を除いたものを使用することが好ましい。
【００２０】
Ｍｇ合金１０は、母相となるＭｇ相（以下、αＭｇ相という）１１と、このαＭｇ相１１の粒界に晶出したＡｌ１２Ｍｇ１７相と、αＭｇ相１１中に分散した粒状のＣａＭｇＳｉ相１２とで構成されている。なお、Ｍｇ相には、特にαＭｇ相が含まれているが、他の相が含まれてもよい。
このＡｌ１２Ｍｇ１７相は、アルミニウムとマグネシウムとの金属間化合物であり、Ｍｇ合金の硬さと強度を上昇させることができる一方、Ｍｇ合金の伸びを低減させる。なお、Ａｌ１２Ｍｇ１７相は、Ｍｇ合金１０を熱処理することで、Ａｌ１２Ｍｇ１７相を溶体化処理し、時効させるのがよい。このＭｇ合金には、後述するＡｌ２Ｃａ相とＭｇ２Ｓｉ相を晶出させることもできるが、上記した熱処理を行おうとする際、Ａｌ２Ｃａ相の晶出により熱処理の効果が低下する。このため、Ｍｇ合金の使用目的や、熱処理の有無に応じて、Ａｌ２Ｃａ相とＭｇ２Ｓｉ相の晶出を制御することができる。
また、ＣａＭｇＳｉ相は、カルシウムとマグネシウムとケイ素との金属間化合物であり、Ｍｇ合金の硬さを上昇させることができると共に、Ｍｇ合金に耐熱性も付与できる。
【００２１】
ここで、ＣａＭｇＳｉ相を晶出させたＭｇ合金の強度に及ぼす温度の影響を検討した結果について、図２を参照しながら説明する。使用した実施例１の試験片の組成は、Ａｌが９質量％、Ｚｎが０．７質量％、Ｍｎが０．３質量％、Ｃａが１質量％、Ｓｉが１質量％、残部がＭｇ及び不可避的不純物であり、実施例２の試験片の組成は、上記した実施例１の組成のＳｉを２．００質量％としたものである。一方、比較例の試験片は、汎用合金であるＡＺ９１（例えば、ＪＩＳ  Ｈ  ５２０３に記載のマグネシウム合金鋳物の２種ＭＣ２に相当する合金）であり、Ａｌ１２Ｍｇ１７相はあるが、ＣａＭｇＳｉ相がないものである。
【００２２】
また、実施例１、２の試験片には、欠陥等の影響因子による引張強さのばらつきをなくすため、直径２ｍｍ、深さ２ｍｍの人工欠陥を形成したものを用い、比較例の試験片には、人工欠陥が形成されていない平滑なものを用いた。
図２に示すように、実施例１の試験片（○）と実施例２の試験片（△）の各引張強さは、温度１５０℃までほぼ一定（１２５ＭＰａ）であり、１５０℃を超えたあたりから若干の低下はあったものの、顕著な強度低下はなかった。一方、比較例の試験片（□）は、温度の上昇と共に、急激な強度低下が発生した。
特に、温度が２００℃以上（ここでは、２５０℃まで）の領域においては、実施例１、２の試験片の強度が、比較例の試験片の強度よりも高くなった。
【００２３】
以上のことから、ＣａＭｇＳｉ相を晶出させることで、Ｍｇ合金の高温環境下での強度低下を抑制でき、耐熱性を良好にできることが分かる。なお、ＣａＭｇＳｉ相を晶出させたＭｇ合金は、十分な疲労強度を備えると共に、ブリネル硬さＨＢが１１０程度であり、十分な硬さも備えている。
このように、Ｍｇ合金の耐熱性の向上には、ＣａＭｇＳｉ相による影響が大きいことから、ＣａＭｇＳｉ相を安定に晶出させるため、Ｍｇ合金中のＣａ量を０．５〜５質量％、Ｓｉ量を０．５〜５質量％とする。
【００２４】
ここで、ＣａとＳｉの量が０．５質量％未満の場合、晶出するＣａＭｇＳｉ量が少なくなり、耐熱性の向上効果が小さくなると共に、難燃性の効果が低減する。一方、５質量％を超える場合、晶出する粒状のＣａＭｇＳｉ相量が多くなり過ぎ、これに起因して鋳造性の低下を招く恐れがある。
このため、Ｍｇ合金中のＣａ量を０．５〜５質量％としたが、下限を０．７質量％、上限を３質量％とすることが好ましく、またＭｇ合金中のＳｉ量を０．５〜５質量％としたが、下限を０．７質量％、上限を３質量％とすることが好ましい。
【００２５】
なお、Ｍｇ合金のαＭｇ相の粒界に、更にＡｌ２Ｃａ相を晶出させて、Ｍｇ合金の硬さを更に向上させることもできる。
このＡｌ２Ｃａ相は、アルミニウムとカルシウムとの金属間化合物であり、硬くて高融点であるため、Ｍｇ合金の耐熱性の更なる向上も図れる。
また、Ｍｇ合金のαＭｇ相の粒界に晶出するＡｌ２Ｃａ相の代わりに、αＭｇ相中にＭｇ２Ｓｉ相（マグネシウムとケイ素との金属間化合物）を晶出させることもできる。これにより、Ｍｇ合金の耐クリープ性を向上できる。このＭｇ２Ｓｉ相は、Ａｌ２Ｃａ相と共に晶出させてもよい。
【００２６】
以上に示したように、Ｍｇ合金１０は、αＭｇ相１１中にＣａＭｇＳｉ相１２を晶出させたものであるため、高温状況下（例えば、２００℃以上）で使用できる程度の十分な耐熱性を備えることができる。従って、このＭｇ合金１０を、例えば、自動車のエンジン材料に使用した場合には、軽量化と摩擦や焼付きの低減が図れて燃費を向上できると共に、振動や騒音も低減できる。
【００２７】
続いて、本発明の一実施の形態に係るマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金を準備する。このＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金は、汎用合金であるＡＺ９１（具体的には、Ｍｇ−９質量％Ａｌ−０．７質量％Ｚｎ−０．３質量％Ｍｎ）であり、母相となるαＭｇ相と、このαＭｇ相の粒界に晶出したＡｌ１２Ｍｇ１７相（アルミニウムとマグネシウムとの金属間化合物）とで、構成されたものである。
なお、ＣａとＳｉを添加する合金は、前記したように、これに限定されるものではない。
【００２８】
次に、準備したＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金を、融点以上に加熱して溶融状態にした後、これにＣａを添加し、撹拌しながら混合する。このＣａ添加量は、最終的に得られるＭｇ合金１０中のＣａ量が、０．５〜５質量％の範囲内となるように調整する。
そして、Ｃａが添加された溶融状態のＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金にＳｉを添加し、この溶融状態のＭｇ合金原料を、８００〜９００℃（好ましくは、下限を８６０℃、上限を８８０℃）の温度範囲内で加熱し、撹拌しながら混合する。このＳｉ添加量は、最終的に得られるＭｇ合金１０中のＳｉ量が、０．５〜５質量％の範囲内となるように調整する。
【００２９】
なお、上記した溶融状態のＭｇ合金原料の加熱温度が８００℃未満の場合、Ｍｇ合金原料の温度がＣａＭｇＳｉ相の融点（８４５℃程度）を大きく下回り、ＣａＭｇＳｉ相の生成効率が低下する。一方、９００℃を超える場合、加熱温度が高過ぎてＭｇが酸化し、製品品質の低下を招く。
このように、ＣａとＳｉが順次添加された溶融状態のＭｇ合金原料を加熱し、その後、常温まで冷却して凝固させることで、母相となるαＭｇ相１１と、このαＭｇ相１１の粒界に晶出したＡｌ１２Ｍｇ１７相と、αＭｇ相１１中に分散した粒状のＣａＭｇＳｉ相１２とを晶出させたＭｇ合金１０を製造できる。
【００３０】
また、ＣａとＳｉが添加されたＭｇ合金原料の凝固過程において、ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた後に、このＭｇ合金原料を６００〜８００℃の温度範囲内で加熱しながら、ＣａＭｇＳｉ相以外が溶融状態のＭｇ合金原料にＣａを添加し、撹拌しながら混合して、Ｃａが添加されたＭｇ合金原料を、常温まで冷却して凝固させることで、αＭｇ相の粒界にＡｌ２Ｃａ相を晶出させてもよい。ここでのＣａ添加量は、最終的に得られるＭｇ合金中のＣａ量が、０．５〜５質量％の範囲内となるように、前記したＣａＭｇＳｉ相の形成に使用するＣａ添加量を考慮して調整する。
ここで、Ｃａを添加するときの温度が６００℃未満の場合、Ｍｇ合金が凝固し始める。一方、８００℃を超える場合、加熱温度が高過ぎて、Ａｌ２Ｃａ相の形成に使用されるＣａが、ＣａＭｇＳｉ相の形成に使用され、Ａｌ２Ｃａ相が形成されにくくなる。
従って、Ｃａを添加するときの温度の下限を６５０℃、上限を７５０℃とすることが好ましい。
【００３１】
更に、αＭｇ相の粒界にＡｌ２Ｃａ相を晶出させる代わりに、αＭｇ相中にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させることもできる。例えば、ＣａＭｇＳｉ相を晶出させた後に、このＭｇ合金原料を加熱しながら、ＣａＭｇＳｉ相以外が溶融状態のＭｇ合金原料にＳｉを添加し、撹拌しながら混合して、Ｓｉが添加されたＭｇ合金原料を、常温まで冷却して凝固させることで、αＭｇ相中にＭｇ２Ｓｉ相を晶出させる。なお、Ｍｇ２Ｓｉ相は、Ａｌ２Ｃａ相と共に晶出させてもよい。ここでのＳｉ添加量は、最終的に得られるＭｇ合金中のＳｉ量が、０．５〜５質量％の範囲内となるように、前記したＣａＭｇＳｉ相の形成に使用するＳｉ添加量を考慮して調整する。
【００３２】
以上の方法により、高温環境下（２００℃以上）で使用可能な耐熱性を備えるＭｇ合金１０を製造できる。
なお、このＭｇ合金１０の使用にあっては、組織構成が変化しない温度まで昇温して溶解させ、目的とする形状にするための型に鋳込んで凝固させる、いわゆる鋳造方法を利用できる。しかし、上記した形状の型を使用することなく、例えば、ブロック状等（形状はこれに限定されない）に鋳造したものに対し、更に、鍛造、押出し、又は圧延等の処理を施して、Ｍｇ合金１０を利用することもできる。更には、機械加工してもよい。
これにより、得られた製品も、高温環境下で使用可能な耐熱性を備えることができる。
【００３３】
以上、本発明を、実施の形態を参照して説明してきたが、本発明は何ら上記した実施の形態に記載の構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載されている事項の範囲内で考えられるその他の実施の形態や変形例も含むものである。例えば、前記したそれぞれの実施の形態や変形例の一部又は全部を組合せて本発明の耐熱性及び難燃性を有するマグネシウム合金及びその製造方法を構成する場合も本発明の権利範囲に含まれる。
また、前記実施の形態においては、マグネシウム合金を、自動車の他の材料や、航空機、鉄道車両等の輸送機器、機械部品やロボット部品等にも使用可能である。
【符号の説明】
【００３４】
１０：マグネシウム合金、１１：αＭｇ相、１２：ＣａＭｇＳｉ相
【図１】
2013019030.tif 000003
【図２】
2013019030.tif 000004