"全体を100wtとしたとき、12wt以上のアルミニウムAlと、0.01~1wtのカルシウムCaを含み、残部がマグネシウムMgおよび不純物からなるマグネシウム合金。さらに改質金属成分を含む請求項1に記載のマグネシウム合金。前記改質金属成分は、マンガンMnである、請求項2に記載のマグネシウム合金。前記Alは12~30wtである請求項1~3のいずれか一項に記載のマグネシウム合金。前記Caは0.1~1wtである請求項1~4のいずれか一項に記載のマグネシウム合金。結晶粒界にAl12Mg17相を有する、請求項1~5のいずれか一項に記載のマグネシウム合金。特許文献1~3に記載されているように、AlやCaを含み、Mgを主成分とするMg合金以下、Mg-Al-Ca合金というによれば、耐熱性に優れたMg合金を得ることができる。しかしながら、耐熱性に優れた従来のMg合金は、一般に液固相温度が高いため、鋳造成形に用いる場合に、十分な湯流れ性を得られないという課題があった。本発明者らは鋭意研究の結果、Mg-Al-Ca合金において、合金金属元素量を調整することにより、従来の組成域とは異なる領域で、湯流れ性および耐熱性に優れたMg-Al-Ca合金が得られることを見出した。本発明は、全体を100wtとしたとき、12wt重量以上のアルミニウムAlと、0.01~1wtのカルシウムCaを含み、残部がマグネシウムMgおよび不純物からなるマグネシウムMg合金を提供する。なお、本願においては、A~Bとの記載は、その上限および下限を含む。本発明によれば、湯流れ性、耐熱性および耐摩耗性に優れたMg合金を提供することができる。湯流れ性に優れていることから、鋳造部材に好適に用いることができ、鋳造部材の成形の精度および生産性を向上させることができる。また、耐熱性および耐摩耗性に優れていることから、高温で使用される部材や、摺動部材にも好適に利用でき、これらの部材の軽量化に寄与することができる。上記のMg合金は、Al、Ca、Mg以外に、改質金属成分をさらに含んでいてもよい。すなわち、本発明に係るMg合金は、12wt以上のAlと、0.01~1wtのCaと、改質金属成分とを含み、残部がMgおよび不純物であってもよい。その改質金属成分は、マンガンMnであることが好ましい。上記のMg合金は、Alが12~30wtであることが好ましい。また、Caが0.1~1wtであることが好ましい。上記のMg合金は、結晶粒界にAl12Mg17相を有していることが好ましい。本発明によれば、湯流れ性、耐熱性および耐摩耗性に優れたMg合金を提供することができる。本願に係るMg合金は、第1金属成分としてAlを含み、第2金属成分としてCaを含み、任意にさらに改質金属成分を含み、残部がMgおよび不純物である。本願に係るMg合金は、改質金属成分を含んでいてもよいし、改質金属成分を含んでいなくてもよい。本明細書にいう改質金属成分は、Mg合金の特性改善に有効な微量の金属成分である。改善される特性の種類は、特に限定されないが、硬さ、強度、靱性、延性、熱伝導率、耐熱性、耐クリープ性等が挙げられる。改質金属成分は、0.1wt以上含まれていることが好ましい。改質金属成分としては、特に限定されないが、Mn、Srを好適に用いることができる。本明細書にいう不純物は、原料粉末中に含まれる不純物や各工程時に混入等する不純物などであって、コスト的または技術的な理由等により除去することが困難な微量成分である。本願に係るMg合金において、Alの含有量は、12wt重量以上であればよく、Caの含有量は、0.01~1wtであればよい。Alは、Mg結晶粒中に固溶して粒界を形成し、Mg合金の常温での硬さ等の特性向上に寄与する。また、Al含有量が増加すると、液固相温度が低下するために、Mg合金溶湯の湯流れ性が良好となる。一方、Mg合金においてAl含有量が増加すると、Alはそのマトリックスデンドライトセルやα結晶粒中に過飽和に固溶し、Alリッチ相が形成され得る。このAlリッチ相は、熱的に不安定であり、高温域でAl12Mg17となってMgマトリックス中やMg結晶粒界中に析出する。従来、Al12Mg17は、Mg合金の耐熱性を低下させる要因であると考えられていた。すなわち、Al12Mg17が凝集し粗大化して、Mg合金のクリープ変形を増大させ、耐熱性を低下させる原因となるという技術常識があった。本発明者らは、かかる技術常識に囚われることなく、Alの含有量を増やした条件下においてMg合金の耐熱性を向上させ得る組成を探索した。その結果、Alの含有量を12wt以上とすると、結晶粒界にAl12Mg17がネットワーク状に晶出し、これによって耐クリープ性が高く、耐熱性の高いMg合金を得られることを見出した。本願に係るMg合金は、従来からAl含有量を多くすることによって得られると考えられていた諸特性が高く、かつ、耐熱性に優れている。ここで、ネットワーク状とは、三次元的な網目構造をいう。ネットワーク状に晶出した硬質なAl12Mg17によって塑性変形が抑制されるために、耐力、耐クリープ性、硬さ等が向上するとともに、Al含有量が増加することによって、液固相温度が低下するために、Mg合金溶湯の湯流れ性が良好となる。本発明に係るMg合金は、さらに、Caを0.01~1wt含有している。Caは、結晶粒内にMgとの化合物として析出するほか、結晶粒界にAl4Caとして析出し、Mg合金の転位運動をくい止める楔作用を有し、これによって耐熱性低下を抑制するものと考えられる。また、Caが含まれていることによって、鋳造時等においてMg合金の溶湯の表面に複合酸化物が形成されるために、溶湯が燃焼することを防止する作用を得ることもできる。一方、Ca含有量が多過ぎると、Mg合金の靭性が低下する傾向がある。Ca添加により脆性な化合物が晶出し、割れの起点となるためである。また、Alに対しCaの添加量が多いと、高融点の化合物が晶出するため、固相温度が上昇し、湯流れが悪化する。本願に係るCa含有量であれば、耐熱性および靭性に優れたMg合金を提供することができる。耐クリープ性を向上させるという観点から、Ca含有量は、0.1~1wtであれば好ましく、0.4~1wtであればさらに好ましい。上記に説明したとおり、本願に係るAl含有量、Ca含有量を有するMg合金によれば、湯流れ性、耐熱性、耐磨耗性等に優れたMg合金が提供される。湯流れ性に優れていることから、鋳造部材鋳造品に好適に用いることができ、鋳造部材の成形の精度および生産性を向上させることができる。また、耐熱性および耐摩耗性に優れていることから、高温で使用される部材や、摺動部材にも好適に利用でき、これらの部材の軽量化に寄与することができる。従来、Mg-Al-Ca合金系において両立が困難であった、湯流れ性等の特性と耐熱性等の特性との双方を向上させることができる。他方、Al量が多くなると、Mg合金の常温時の引張強さや伸びが減少し、熱伝導率が多少低下する傾向がある。Mg合金の用途によってはこれらの特性が重要となるため、Al含有量に上限値を設定することが好ましい。この場合、Mg合金における、Al含有量は、12~30wtであることが好ましく、18~24wtであればより好ましい。本願に係るMg合金は、さらに、改質金属成分を含んでいてもよいし、改質金属成分を含んでいなくてもよい。本明細書にいう、改質金属成分は、Mg合金に意図的に添加された金属成分を意味し、意図せず不純物として混入する金属成分は、改質金属成分ではない。改質金属成分は、0.1~0.5wt含まれていることが好ましい。改質金属成分としては、特に限定されないが、Mn、Srを好適に用いることができる。Mnは、Mg結晶粒中に固溶してMg合金を固溶強化させると共に、一部粒界にAl-Mn化合物として晶出し、結晶粒内におけるAl4Caの析出を促進して、耐クリープ性をさらに向上させる効果を有する。さらにMnは、Mg合金の腐食原因となる不純物のFeを沈降除去等する効果も有する。本願に係るMg合金がMnを含む場合、含有量は、0.5wt以下であることが好ましい。本願のMg合金は、結晶粒界にAl12Mg17相を有していることが好ましい。Al12Mg17相は、X線回折測定等によってその存在を確認することができる。また、金属顕微鏡、電子線マイクロアナライザEPMA等を用いれば、Al12Mg17相が粒界に存在することを確認することができる。実施例として、合金材1~6、8~11、13~15を準備し、比較例として、合金材7,12を準備した。また、参考例として、代表的なアルミニウム合金であるADC12JISH5302アルミニウム合金およびAZ91DASTM規格を準備した。合金材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、その中に秤量した原料を投入して溶解し、溶湯を調製した溶湯調製工程。原料としては、純Mg、純Al、純Ca、Mg-Mn合金、Al-Mn合金等を用いた。この溶湯を十分に攪拌し、配合した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。この溶解作業中、Mgの燃焼を防止するため、溶湯表面に炭酸ガスとSF6ガスとの混合ガスを吹き付け、適宜、フラックスを溶湯表面に散布した。こうして得た各種の合金溶湯を750°Cに保持した後、JISH5202アルミニウム合金鋳物に記載のJIS4号引張試験片切出し用金型に流し込み、金型温度を100°C、注湯温度を750°Cとして大気雰囲気下で凝固させ、重力鋳造を行った。これによって、表1に記載した合金材1~15を製造した。合金材1~15は、長さ200mm×高さ40mm×下底幅20mm×上底幅30mmの舟型インゴットである。表1において、合金材1~12は、AlおよびCaを含み、残部がMgまたは不純物であるMg-Al-Ca合金である。合金材13~15は、Al、CaおよびMnを含み、残部がMgまたは不純物であるMg-Al-Ca-Mn合金である。なお、各合金成分濃度の測定は、リガク製走査型蛍光X線分析装置ZSXPrimusIIによって測定した。湯流れ試験合金材1~15の原料に用いたMg合金溶湯について、湯流れ試験を行った。100°Cに予熱した渦巻き状の砂型によって区画される渦巻き形状の流路の中心に、合金材1~15の原料に用いたMg合金溶湯を注ぎ、中心から外側に流動させ、凝固後の鋳物の流動長を測定した。渦巻き砂型は、内径φ30mmおよび外径はφ120mmの渦巻き状であり、けい砂製とした。なお、渦巻き砂型への溶湯の注湯は常温雰囲気中約25°Cで行った。参考例に係るADC12およびAZ91Dの溶湯についても同様の湯流れ試験を行った。結果を表2および図1に示す。図1から明らかなように、合金材1~15の溶湯の湯流れ性は、Alの含有量が多くなるほど優れていた。これはAlの増加により液固相温度が低下し、溶湯が凝固し難くなったためであると考えられる。Alの含有量が12wt以上である合金材1~6、8~12に用いた溶湯は、AZ91Dと同等またはそれ以上の良好な湯流れ性を有していた。Al含有量が24程度以上である合金材3,6,10,11,13では、ADC12と同等またはそれ以上の良好な湯流れ性を有していた。一方、Alの含有量が同程度である合金材1,4,8,12,15を比較すると、湯流れ性は同程度であった。これに対して、湯流れ性についてCa含有量およびMn含有量の影響は殆ど観察されなかった。Alと比較して、Ca,Mnの含有量が低いためであると考えられる。熱伝導試験各合金材を用いて直径10mm、厚さ2mmの円柱状の試験片を作製し、アルバックリコー製LaserFlashTC-7000を用いて、室温25°Cで試験片の表面にレーザー照射し、レーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。参考例に係るADC12およびAZ91Dの合金材についても同様の熱伝導試験を行った。結果を表2および図2に示す。図2に示すように、合金材1~15において、Alの含有量が増加すると、熱伝導率が低下する傾向が見られた。引張試験JISZ-2241金属材料引張試験方法に従って、引張試験を行った。合金材1~15を用いて、JIS14号試験片を作製し、株島津製作所製オートグラフAG-5000Aを用いて、試験速度が0.5mm/minの条件で、引張試験を行った。これによって、引張強さ、伸び、耐力を測定した。参考例に係るADC12およびAZ91Dの合金材についても同様の引張試験を行った。結果を表2および図3~5に示す。なお、耐力については、0.2耐力と0.05耐力を測定し、図5には、0.05耐力を図示した。図3,4に示すように、合金材1~15において、Alの含有量が増加すると、引張強さが小さくなり、伸びなくなることがわかった。この結果より、例えば、引張強さが要求される用途に用いるMg合金については、Alの含有量は、30wt程度以下とすることが好ましいことが分かった。また、図5の結果から明らかなように、合金材1~15において、Alの含有量が増加すると、耐力が大きくなっており、耐クリープ性が良好となることがわかった。Al含有量が18wt以上である合金材2,5,6,9,10,13,14では、ADC12よりも耐力が向上していた。応力緩和試験各合金材を用いて直径10mm、厚さ10mmの円柱状の試験片を作製し、株島津製作所製オートグラフAG-5000Aを用いて、応力緩和試験を行った。150°Cの大気雰囲気中において、試験片に100MPa初期荷重の圧縮応力を付加し、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減していき、試験時間後40時間後に試験片に付加されている圧縮応力の大きさを測定した。参考例に係るADC12およびAZ91Dの合金材についても同様の引張試験を行った。初期荷重を100とした場合の試験時間後に付加されている荷重の大きさを応力保持率として、表2および図6に示す。図6に示すように、合金材1~15において、Alの含有量が増加すると、応力保持率が大きくなっており、耐クリープ性が良好となることがわかった。表1および表2に示すように、同程度のAl含有量で比較すると、Ca含有量が0.1wt未満である合金材1~3は、Ca含有量が0.1wt以上である合金材4~12と比べて応力保持率が小さくなっており、応力保持率を向上させるためには、Ca含有量は0.1wt以上であることが好ましく、0.2wt程度以上であることがさらに好ましいことがわかった。また、Mnが含有されている合金材13は、Ca含有量が0.1wt以下であるが、Al含有量が同程度である合金材6等と応力保持率が同程度であった。Mg合金がMnを含む場合には、Ca含有量が0.1wt未満であっても、高い応力保持率を有することがわかった。また、A1含有量およびCa含有量が同程度であり、Mnを含有するか否かにおいて異なっている、金属材3と13、金属材5と14、金属材8と15をそれぞれ比較すると、Mnを含有する金属材13~15の方が応力保持率に優れており、MnがMg合金の応力保持率の向上に効果的であることがわかった。ビッカース硬さ試験合金材1~15について、室温25°Cで、荷重10kgfでのビッカース硬さを調べた。結果を表2および図7に示す。図7の結果から明らかなように、合金材1~15において、Alの含有量が増加するほど、Mgが硬くなっており、耐摩耗性が良好となることがわかった。金属顕微鏡による金属組織の観察各金属材の断面の金属組織をニコン製倒立型金属顕微鏡EPIPHOTOによって観察した。図8~22は、各金属材の金属組織写真である。図8~22に示す金属組織において、色の薄い部分は、α-Mgの結晶六方最密充填構造:hcpであり、色の濃い部分は、粒界である。粒界は、Al12Mg17であり、その一部にAl4Ca、Al-Mn化合物Mnを改質金属成分として含む場合を含んでいる。EPMAによる反射電子像の観察各金属材の断面のEPMAによる反射電子像を島津製作所製電子線マイクロアナライザEPMA-1600によって観察した。図23~37は、各金属材のEPMAによる反射電子像である。図23~37に示す反射電子像において、色の黒い部分は、α-Mgの結晶であり、粒界の灰色の部分は、Al12Mg17であり、粒界の白い部分は、Al4Ca、Al-Mn化合物Mnを改質金属成分として含む場合である。表1および図8~22に示すように、Al含有量が多くなるほど、α-Mgの結晶色の薄い部分が微細化して、その割合が減少し、Al12Mg17を含む粒界色の濃い部分の割合が多くなっていた。さらに図23~37を参照すると、粒界の殆どが灰色であり、粒界には主としてAl12Mg17が存在していることがわかった。Al含有量が12wt以上である合金材1~6,8~15においては、Al12Mg17を主体とする粒界が網目状に形成されているのに対して、Al含有量が12wt未満である合金材7では、図14,29に示すように、粒界が分断されていた。X線回折図38は、合金材8のX線回折測定結果を示している。六方最密充填構造であるα-Mg相hcpMgのピーク、Al12Mg17のピーク、Al4Caのピークには、それぞれ、■、△、×の記号を付してある。合金材8は、α-Mg相とAl12Mg17相が支配的であることが明らかになり、この結果は、図23~37に示す反射電子像の観察結果と一致した。図8~37に示すように、実施例に係る合金材では、結晶粒界にAl12Mg17がネットワーク状に晶出していることが反射電子像およびX線回折の結果から明らかになった。表2および図1~7に示すように、実施例に係る合金材は、耐力、応力保持率、硬さに優れていることが示されたが、これは、ネットワーク状に晶出した硬質なAl12Mg17によって塑性変形が抑制されるためであると考えられる。また、Al含有量が増加することによって、液固相温度が低下するために、実施例に係る合金材では、溶湯の湯流れ性が良好となる。実施例によれば、湯流れ性、耐熱性および耐摩耗性に優れたMg合金を提供することができる。一方で、Al含有量が増加すると、熱伝導率、引張強さおよび伸びが低下することも明らかになった。実施例のようにAlを12wt以上とし、Caを0.01~1wtとすると、湯流れ性、耐熱性および耐磨耗性に優れたMg合金が得られるが、さらに、Al含有量の上限を30wtとすれば、熱伝導率、引張強さ、伸びが重要視される場合にも利用可能なMg合金を提供することができる。以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、これらは例示に過ぎず、特許請求の範囲を限定するものではない。特許請求の範囲に記載の技術には、以上に例示した具体例を様々に変形、変更したものが含まれる。本明細書または図面に説明した技術要素は、単独であるいは各種の組合せによって技術的有用性を発揮するものであり、出願時請求項記載の組合せに限定されるものではない。また、本明細書または図面に例示した技術は複数目的を同時に達成し得るものであり、そのうちの一つの目的を達成すること自体で技術的有用性を持つものである。"