平成２０年度 研究報告 大分県産業科学技術センター

難燃性マグネシウム合金の凝固過程における金属組織変化―難燃性マグネシウム合金の溶解・鋳造技術の高度化に関する研究―
園田正樹 *・高橋芳朗 *・宮原広郁 ***機械・金属担当・ ** 九州大学大学院工学研究院

Microstructure Change of Non-combustible Magnesium Alloy during Solidification―Research of Advanced Melting and Casting Technology of Non-combustible Magnesium Alloy－Masaki SONODA *・Yoshiro TAKAHASHI *・Hirofumi MIYAHARA ***要

Mechanical and Metallurgical Engineering Group・ ** Kyushu University, Faculty of Engineering旨
我々は，九州地方知事会議の政策連合「工業系公設試験研究機関の連携」に係る共同研究の一つである「マグネシウム合金に関する研究」の分担課題として，「難燃性マグネシウム合金の溶解・鋳造技術の高度化に関する研究」について平成 19 年度より取組んでいる．本研究は，平成 17～18 年度に実施した地域新生コンソーシアム研究開発事業「難燃性マグネシウム合金の高機能組織制御と鉄道車両用部材の開発」の補完研究も兼ねており，同事業で得られた成果や課題をベースに，地場企業に技術移転が可能な「多品種少量生産に適した難燃性マグネシウム合金の溶解・鋳造技術の確 立 」，製 品 設 計 の幅 を広 げるために重要 な「各種難 燃性マグネシウム合金鋳造 材及び熱処理 材の材料特性 の把握」等を主な目標としている．本年度は，鋳造 CAE（Computer Aided Engineering の略）の信頼性向上や鋳造及び熱処理条 件を適切 に定める上で重要 となる「難 燃性 マグネシウム合金 の凝 固過 程における金属 組織 変 化」について調 査した．

1.

はじめに

域新生コンソーシアム研究開発事業「難燃性 Mg 合金の高マグネシウム合金（以下「Mg 合金」とする．）は，実用構造機能組織制御と鉄道車両用部材の開発」の中で，「鋳造金属材料の中で最も軽く（アルミニウムの約 2/3，鉄の約 1/4

CAE（Computer Aided Engineering の略）を活用した難燃性の重さ），比強度，振動減衰性，耐くぼみ性，切削性，電磁Mg 合金の砂型鋳物への適用」について研究を進めてきた 1)

波遮蔽性，リサイクル性等に優れていることから，携帯電話～3)やパソコン等の電子機器の筐体材料として利用され，鉄道たな鉄道車両用部材への展開とともに，自動車，ロボット等車両，自動車，ロボット等の輸送機器や産業機器の構造材の新たな産業分野へ展開を図るためには，いくつかの解決料としても注目されている．しかし，Mg 合金は耐食性，常温すべき課題が残されている 3)．

．しかし，これらの成果を商品化や事業化に結びつけ，新

そこで平成 19 年度より実施している九州工業系公設試連

塑性加工性等に劣り，燃えやすいという欠点が課題となって携研究「Mg 合金に関する研究」の分担課題である「難燃性いる．
一方，難燃性 Mg 合金とは，旧工業技術院九州工業技術

Mg 合金の溶解・鋳造技術の高度化に関する研究」の中で，研究所（現独立行政法人産業技術総合研究所九州セン

地域新生コンソーシアム研究開発事業の補完研究も兼ねター）で開発された合金で，既存の Mg 合金にカルシウムをて，地場企業に技術移転が可能な「多品種少量生産に適し約 2mass%添加して発火温度を 300～400K 上昇させた合金

た難燃性 Mg 合金の溶解・鋳造技術の確立」，製品設計のである．溶解時の防燃用遮蔽ガスとして地球温暖化ガスであ幅を広げるために重要な「各種難燃性 Mg 合金鋳造材及びる六フッ化硫黄を使用せず，大気中で溶解を可能とすること熱処理材の材料特性の把握」等の課題に取組んでいる．

から，環境に優しい Mg 合金として注目されている．また，燃本年度は，鋳造 CAE の信頼性向上や鋳造及び熱処理えにくいという特徴を活かし，社団法人日本鉄道車両機械技

条件を適切に定める上で重要となる「難燃性 Mg 合金の凝術協会の車両材料燃焼試験において，「不燃材」の認定も固過程における金属組織変化」について調査した．

受けていることから，鉄道車両用部材への適用も検討されている 1)～3)．
我々はこのような特徴を活かし，九州大学を中心とした地

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2.
2.1

実験方法

組織観察試料の作製

本実験で用いた難燃性 Mg 合金（AZX912 合金）の組成
を Table 1 に示 す．ま ず， 高 周 波誘 導溶解 炉 を用 い て（AZX912 合金）を溶解し，内径 40mm×高さ 50mm の銅製金型に 1003K から鋳込み，偏析の少ない円柱状インゴットをFig.2 水冷実験のヒートパターン作製した．さらに，各温度における平衡状態の金属組織を観察するため，このインゴットから Fig.1 のように中心軸を対称

Table 2 水冷前の保持温度に１辺 8mm×高さ 15mm の直方体を水冷実験試料として採水冷前の保持温度〔Ｋ〕
763 783 803 823 843

取した．
723743863883

Table 1 難燃性 Mg 合金（AZX912 合金）の化学組成化学成分濃度[mass%]

Al
9.3

Zn0.67

Mn0.24

Ca2.1

3.

Mg
残部3.1

実験結果及び考察

光学顕微鏡による AZX912 合金の組織変化観察

Fig.3～Fig.11 に各温度から水冷した金属組織を示す．
Fig.4 に示すように，863K から水冷した金属組織でαMg 相の晶出が確認された．また，Fig.8 に示すように，液相がまだ残る 783K から水冷した金属組織においてαMg 相と Al2Ca相との共晶組織が既にネットワーク状に形成されているのが確認された．
Table 3 に 763K 以下の各温度における Al2Ca 相の面積
Fig.1 水冷実験試料の採取率を示す．面積率はほぼ一定であることから，αMg 相とAl2Ca 相との共晶組織は 783～763K の温度域で晶出が完得られた水冷実験試料は黒鉛るつぼに入れ，横型電気炉了することが分かる．

を用いてアルゴンガス雰囲気の中，Fig.2 に示すヒートパター
ンのとおり 953K で加熱・溶解した．その後，2K/min の冷却速度で Table 2 に示す各温度まで降温し，2 時間保持した
後，水中に投入・急冷して各温度における平衡状態の金属組織を観察するための試料を作製した．
2.2

組織観察試料の分析

これらの試料は 2%ナイタール溶液で腐食し，光学顕微鏡で観察して固相の晶出状況や面積率を測定した．また，固相と液相における各合金元素濃度を電子プローブマイクロ
Fig.3 883K から水冷した金属組織アナライザー（EPMA，島津製作所製，EPMA-1600）で分析し，初晶αMg 相およびαMg 相と Al2Ca 共晶に対する各合金元素の分配係数を調査した．なお，EPMA 分析では，電子ビーム径を 20μm まで拡大させ，標準試料と分析試料の各元素の平均濃度をそれぞれの特性 X 線の相対強度から測定し，ZAF 法によって補正した．

Fig.4 863K から水冷した金属組織

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Fig.9 763K から水冷した金属組織
Fig.5 843K から水冷した金属組織

Fig.10 743K から水冷した金属組織
Fig.6 823K から水冷した金属組織

Fig.11 723K から水冷した金属組織
Fig.7 803K から水冷した金属組織
Table 3 763K 以下から水冷した金属組織の Al2Ca 面積率
温度〔K〕

763743723

Al2Ca 相の面積率0.100.090.11

また，AZX912 合金の金属組織中に占める固相の面積率を固相率とし，各温度における固相率の変化を調査した．
Fig.12 に温度の冷却に伴う固相率の変化（温度-固相率曲線）を示す．883K で全て液相であった金属組織が，40K 低下した 843K で固相率が 0.55 となることから，液相線温度直下で固相率が急増することが分かる．また，Fig.8 の結果と併Fig.8 783K から水冷した金属組織せると，金属組織がほぼ固相状態になった段階（783Ｋにおける固相率 0.97）でαMg 相と Al2Ca 相との共晶が晶出することが分かる．

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3.2

AZX912 合金の溶質濃度の変化

Fig.14～15 に，固相率の増加に伴う液相中の各合金元素の濃度変化を示す．Fig.14 より，初晶（αMg 相）が晶出・成長する間（固相率 0～0.9）は，Al と Ca が液相中に濃縮されていくことが分かる．Fig.15 より，αMg 相と Al2Ca 相との共晶が晶出し始める（固相率 0.97 以上）と，Al の濃度変化はほぼ一定になり，Ca の濃度はやや減少していくことが分か
Fig.12 温度-固相率曲線

る．

なお，我々が使用している鋳造 CAE はクオリカ株式会社
製 JSCAST であり，実際の凝固過程に近いシミュレーションを行なうため，温度と固相率の関係を(1)式のように定めている．
TI=TS+(TL-TS)(1-fS)n・・・(1)
TI：固相率 fS の時の温度〔K〕
TS：固相線温度〔K〕
TL：液相線温度〔K〕
fS：固相率n：凝固指数凝固指数 n は金属の物性値として扱われ，シミュレーショ

Fig.14 固相率の増加に伴う液相中の各合金元素の濃度変ンにおいて n 値が 1 を下まわって小さくなる程，温度-固相化（固相率 0～1.0）

率曲線は右上に凸（液相線温度近傍で大部分の凝固が進む）になり，n 値が 1 を超えて大きくなる程，温度-固相率曲線は左下に凸（固相線温度に近づいてから大部分の凝固が進む）になる．したがって，Fig.12 の結果より AZX912 合金の凝固指数は 1 未満であることが分かる．
Fig.13 は，(1)式に 1 未満の n 値を複数個代入して作図した温度-固相率曲線と実際の温度-固相率曲線を比較したものである．

Fig.15 固相率の増加に伴う液相中の各合金元素の濃度変化（固相率 0.75～1.0）
Fig.16～17 に，固相率の増加に伴う固相中の各合金元素の濃度変化を示す．Fig.16 より初晶（αMg 相）が晶出・成長している間（固相率 0～0.9）は，固相中の元素濃度は大きく
Fig.13 温度-固相率曲線の比較変化せずに固相率の増加が進行していることが分かる．
Fig.17 よりαMg 相と Al2Ca 相との共晶が晶出し始める（固凝固過程全体（固相率が 0 から 1 に変化する過程）で，相率 0.97 以上）と，固相中の Mg 濃度は僅かに増加し，Al実際の固相率-温度曲線との形状が最も相似しているのは，と Ca の濃度は僅かに減少していることが分かる．

n=0.4 の時であることから，これを AZX912 合金の凝固指数とした．

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り，固相へ移動している．
Table 4AZX912 合金の晶出相と液相との界面における平衡分配係数

晶出相
αMg

αMg+Al2CaFig.16 固相率の増加に伴う固相中の各合金元素の濃度変温度
863843823803783
763743723

固相率
0.16
0.55
0.75
0.78
0.97
0.98
0.99
0.99

kMg
1.12
1.15
1.29
1.43
0.91
1.06
0.97
1.06

平衡分配係数
kAl
kCa
kMn
0.27
0.02
0.46
0.30
0.02
0.31
0.22
0.01
0.22
0.19
0.01
1.16
1.10
2.89
2.37
0.85
2.54
1.88
0.97
4.53
1.80
0.83
4.83
3.40

kZn
0.18
0.23
0.150.090.080.070.060.08

化（固相率 0～1.0）

Fig.18 初晶（αMg 相）が晶出・成長する間の固相率の増加
Fig.17 固相率の増加に伴う固相中の各合金元素の濃度変に伴う各合金元素の平衡分配係数の変化化（固相率 0.75～1.0）
Fig.14～17 の結果から，各相の晶出における各合金元素の分配挙動を調査するため，晶出相と液相との界面における各合金元素の平衡分配係数を(2)式から求めた．Table 4にそれらの値を示す．
k=CS/CL・・・(2)k ：平衡分配係数
CS：固相中の元素濃度
CL：液相中の元素濃度
固相率の増加に伴う晶出相と液相との界面における各合金元素の平衡分配係数の変化を Fig.18～１９に整理した．

Fig.19 αMg 相と Al2Ca 相との共晶が晶出し始めてからのFig.18 には初晶（αMg 相）が晶出・成長する間の平衡分配固相率の増加に伴う各合金元素の平衡分配係数の変化係数の変化を，Fig.1９にはαMg 相と Al2Cａ相との共晶が晶出し始めてからの平衡分配係数の変化を示している．

Fig.14～15 の結果から，AZX912 合金の Al2Ca 共晶線を

これらの結果から，固相率が 0.78 になるまでに，αMg 相

Mg-Al-Ca 液相面状態図〔3〕に記入すると，Fig.20 のように共への平衡分配係数が 1 より小さい Al，Ca，Zn が液相へ排出晶線（赤線が AZX912 合金の共晶線）の位置がずれているされる．固相率が 0.9 以上になりαMg 相と Al2Cａ相との共ことが分かる．Mn と Zn の添加が Al2Ca 共晶線に与える影晶が晶出し始めると，液相の Ca は固相へ取り込まれ，液相響を調べるため，Fig.21 に示すような液相中の Al と Ca のみへ排出される Al の量は減少する．Zn は固相率が増加するの濃度変化をパラメータとした状態図を作成した．AZX912間，常に液相へ排出され続けているが，Mn は共晶が明らか

合金の Al2Ca 共晶線が Mg-Al-Ca 合金の Al2Ca 共晶線よに晶出し始める直前（固相率 0.78）から液相への排出が停ま14平成２０年度 研究報告 大分県産業科学技術センター

り低 Al 側に移動しているのは，AZX912 合金には Mn 及び3)

鋳造 CAE に用いるべき凝固指数は，0.4 程度である．

Zn が含有されているために変化したものと考えられる．今4)

AZX912 の凝固において，Mg を除く各合金元素は初後，他の難燃性 Mg 合金（AZX312 合金，AMX602 合金等）

晶αMg 相が成長する間は液相へ排出されるが，Al2Caについての Al2Ca 共晶線をこの状態図に追記していくことに共晶が晶出し始めると，Ca と Mn は固相へ取り込まれより，Mn，Zn の添加が及ぼす Al2Ca 共晶線への影響の調ていく．

査が望まれる．

AZX912 の Al2Ca 共晶は，Mg-Al-Ca 合金のそれよりも5)液相中の Al 濃度が低い段階で晶出を開始する．

謝辞
本研究を進めるにあたり，電子プローブマイクロアナライ
ザーによる分析について御指導，多大な御助言，御協力頂
きました九州大学大学院宮原研究室の皆様に謝意を表します．

参考文献
1)

秋山茂，上野英俊，坂本満，平井寿敏，北原晃：まてり
あ 39(1)(2000)，72-74

2)

上野英俊：MATERIAL STAGE，Vol.4(No.8)(2004)，4147

Fig.20

Mg-Al-Ca 平衡状態図の液相面および共晶線（赤3)

線は AZX912 合金）

V.G.Tkachenko, V.G.Khoruzhaya, K.A.Meleshevich,
M.V.Karpets, and V.V.Frizel’ : Powder Metallurgy andMetal Ceramics, 42(5-6),(2003),268-273.

Fig.21 各種 Mg-Al-Ca 合金の共晶線

4.

まとめ

難燃性 Mg 合金（AZX912 合金）を固液共存領域の各温度から急冷凝固させ，各温度の平衡状態における金属組織の観察および溶質濃度を調査し，以下の結論を得た．
1)

AZX912 合金の Al2Ca 共晶は，金属組織中の固相率が約 0.9 を超えた段階で晶出し，温度が 763K へ低下するまでに完了する．

2)

AZX912 合金の凝固において，金属組織中の固相率は，液相線温度より低下して 40K 以内の間に，半分以上に急増する．

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