CN102051507A

CN102051507A - 耐热镁合金及合金铸件的制造方法

Info

Publication number: CN102051507A
Application number: CN2010105361597A
Authority: CN
Inventors: 才川清二; 三币裕喜夫; 榊原胜弥
Original assignee: Ahresty Corp
Current assignee: Ahresty Corp
Priority date: 2009-11-04
Filing date: 2010-11-03
Publication date: 2011-05-11
Also published as: JP5638222B2; JP2011099136A

Abstract

本发明提供耐热镁合金及合金铸件的制造方法，其能够通过砂型铸造实现与基于压力铸造的批量制品相比得到约75％的机械特性的铸件制造。该合金以质量％计含有9.20～12.6％铝、0.9～2.0％钙、0.0005～0.1000％铍、0.10～0.45％锰、1.0％以下锌、0.60％以下锶、0.005％以下铁、0.10％以下硅、0.020％以下镍、及0.030％以下铜，余量由镁及不可避免杂质构成，合金铸件制造方法包括：处理工序，对耐热镁合金熔融金属进行精炼处理、脱气处理或除气处理中任一种以上处理；填充工序，在处理工序之后，在670～730℃浇注温度，向腔表面的温度平均45℃以上的铸型内浇注合金熔融金属。

Description

耐热镁合金及合金铸件的制造方法

技术领域

本发明涉及一种耐热镁合金及合金铸件的制造方法，尤其涉及在基于压力铸造等的批量生产前的新产品的试产阶段中，用于铸造基于砂型铸造的试产品的耐热镁合金及耐热镁合金铸件的制造方法。

背景技术

因近年来轻量化需求的提高，重量比铝合金更轻的镁合金受到瞩目。该镁合金是在实用金属材料中重量最轻的材料，除了要求机体轻量化的飞机产业以外，随着环境意识的提高，尤其在发展车体(车辆)的进一步轻量化的汽车产业等各产业界中作为零件材料受到瞩目。

于是，响应这种产业界的要求，提出了如下耐热镁合金：耐热性等机械特性和基于抑制生产成本的压力铸造等的批量生产性等优异的由镁-铝-钙3元类构成(例如，参照专利文献1～专利文献4等)。

专利文献1中公开有如下耐热镁合金：含有6～12重量％的铝、0.05～4重量％的钙、0.5～4重量％的稀土类元素、0.05～0.50重量％的锰、及0.1～14重量％的锡，余量由镁及不可避免杂质构成，并且耐热性、铸造性优异，并且公开有如下耐热镁合金：在由这种成分组成构成的耐热镁合金中进一步含有0.05～0.2重量％的锆、0.03～0.2重量％的碳中至少1种而构成，并且耐热性、铸造性优异。

专利文献2中公开有含有如下成分而成的镁合金：至少86重量％的镁、4.8～9.2重量％的铝、0.08～0.38重量％的锰、0.00～0.9重量％的锌、0.2～1.2重量％的钙、0.05～1.4重量％的锶、0.00～0.8重量％的稀土类元素。

专利文献3中公开有含有如下成分而成的镁合金：至少85.4重量％的镁、4.7～7.3重量％的铝、0.17～0.60重量％的锰、0.0～0.8重量％的锌、1.8～3.2重量％的钙、0.3～2.2重量％的锡、0.0～0.5重量％的锶。

专利文献4中公开有如下镁合金：在对含有2～9重量％的铝、6～12重量％的锌、及0.1～2.0重量％的钙且余量由镁及不可避免杂质构成的镁合金依次施以固溶处理和人工时效处理的状态下，室温时具有至少140MPa的0.2％的耐力，且具有65HV以上的维氏硬度。

专利文献1：日本专利公开2005-68550号公报

专利文献2：日本专利公开2004-238678号公报

专利文献3：日本专利公开2004-238676号公报

专利文献4：日本专利公开2002-266044号公报

但是，利用耐热镁合金通过高压压铸法批量生产新设计的新产品，例如，油盘、汽缸头盖、汽缸体等汽车用零件以及使其实用化时，必须在该工序之前的零件设计到实用化的开发阶段，铸造少数具备批量生产时接近的机械特性的试产品，由此对新规设计零件进行检验，即，作为单体及基于多个零件的装配之后的状态对各种功能或特性进行事先评价、确认。

然而，通过以往的技术利用镁合金制造新产品的试产品时，尚未确立实现在能够以低成本且在短期间内铸造的铸型中利用最简易的砂型的铸造技术，因此，以往如果不是从新产品的开发阶段(试产阶段)制作与批量生产时相同的压力铸造用印模，则无法试产铸造试产品。

因此，以往，必须花费开发期间才能开始试产铸造，其结果开发费用增高的同时，期间被延长，因此强烈渴望实现飞机产业或汽车产业等各产业界的开发技术人员以更廉价且短期间试产铸造试产品，且可以评价确认(实际验证)机械特性等的试产铸造技术。即，强烈渴望实现与印模相比能够以廉价且短期间制作的基于砂型的试产品的试产铸造技术。

发明内容

因此，本发明为解决所述课题而发明的，提供一种以如下作为目的而进行改进的耐热镁合金及耐热镁合金铸件的制造方法：以基于压力铸造等的批量生产铸造作为前提，通过能够以廉价且短期间进行的简易的砂型铸造实现新产品的设计或开发阶段中的试产品的试产铸造；并且，可通过砂型铸造进行能够得到基于压力铸造的批量生产品的大致75％以上的机械特性的试产品的试产铸造。

在此，压力铸造品的75％以上的机械特性是指在试产功能评价中成为主要所需规格的静态拉伸试验中的0.2％的耐力与压力铸造作对比为75％以上。

本发明人员经长年深入研究重复各种实验的结果，发现了可以解决所述课题的方法，以至于完成本发明。

即，本发明的耐热镁合金，含有镁、铝、钙，其特征在于，

含有超过9.20质量％～12.6质量％的铝、0.9～2.0质量％的钙、0.0005～0.1000质量％的铍、及0.10～0.45质量％的锰(Mn)，余量由镁及不可避免杂质构成。

在此，本发明的耐热镁合金优选含有超过9.50质量％～10.5质量％的所述铝、超过1.2质量％～2.0质量％的所述钙、0.0010～0.0100质量％的所述铍。

并且，本发明的耐热镁合金优选进一步含有1.0质量％以下的锌或/及0.60质量％以下的锶、0.005质量％以下的铁、0.10质量％以下的硅、0.020质量％以下的镍、0.030质量％以下的铜。

并且，在本发明的耐热镁合金铸件的制造方法中，熔化耐热镁合金，并将其合金熔融金属浇注到铸型中而铸造铸件，其特征在于，包括：

处理工序，对所述合金熔融金属进行630～670℃下基于熔剂的精炼处理、或630～730℃下基于惰性气体的脱气处理、或者通过在200Torr以下的减压下放置所述合金熔融金属来进行的除气处理中的任意一种以上的处理；填充工序，在该处理工序之后，在670～730℃的熔融金属温度下，向腔表面的温度平均在45℃以上的所述铸型内浇注所述合金熔融金属。

在此，所述耐热镁合金优选含有超过9.20质量％～12.6质量％的铝、0.9～2.0质量％的钙、0.0005～0.1000质量％的铍、及0.10～0.45质量％的锰，余量由镁及不可避免杂质构成，而且含有超过9.50质量％～10.5质量％的铝、超过1.2质量％～2.0质量％的钙、及0.0010～0.0100质量％的铍，进一步含有1.0质量％以下的锌、0.60质量％以下的锶、0.005质量％以下的铁、0.10质量％以下的硅、0.020质量％以下的镍、及0.030质量％以下的铜。

并且，优选如下：所述熔剂由10～15质量％的氟化钙、40～46质量％的氯化钡、6～11质量％的氯化钾、30～38质量％的氯化镁、及混入各种不可避免杂质的粉体构成，在浇注于所述铸型的总熔融金属重量的0.2～0.5质量％的范围内，将该粉体投入到所述合金熔融金属中并使之混匀之后，继续进行20分钟以内的所述合金熔融金属的搅拌工作和该搅拌工作后5分钟以上的熔融金属静置。

并且，优选如下：通过以流量3～10公升/分钟、3分钟以上的时间向所述合金熔融金属内送入氩气来进行所述脱气处理，所述氩气的纯度为97％以上，并且，所述氩气向所述合金熔融金属内的送入是通过使具有多个氩气成为气泡而喷出的微细孔的气体供给管浸渍于所述合金熔融金属内来进行的，并且，所述铸型为砂型，其模具主材料包含30％以上的锆砂。

而且，在本发明的耐热镁合金铸件的制造方法中，优选所述铸件的含氢量在20cc/100gMg以下。

发明效果

根据本发明，可以通过简易的砂型进行新设计的新产品即油盘、汽缸头盖、汽缸体等汽车用零件中用于进行根据这些各零件的用途所要求的机械特性(轴力保持率、拉伸强度、0.2耐力、伸长率等)、并且铸造中的铸造性(流动性、铸造龟裂、向模具的紧固性等)的评价确认的试产品的试产铸造等。即，利用耐热镁合金设计开发新形状或结构的新产品时，可以利用简易的砂型铸造在短期间内找到用于通过压力铸造等批量生产产品的铸型方案或其铸造条件等。

附图说明

图1是示意地表示测定拧紧的螺栓的轴力的状态的简要说明图。

图2是表示评价拉伸特性的试料片的说明图。

具体实施方式

[耐热镁合金]

本发明的耐热镁合金含有超过9.21质量％～12.6质量％的铝(Al)、0.9～2.0质量％的钙(Ca)、0.0005～0.00999质量％的铍(Be)、及0.10～0.45质量％的锰(Mn)，余量由主成分镁(Mg)及微少量不可避免杂质构成。

并且，本发明的耐热镁合金进一步含有1.0质量％以下的锌(Zn)、0.60质量％以下的锶(Sr)、0.005质量％以下的铁(Fe)、0.10质量％以下的硅(Si)、0.020质量％以下的镍(Ni)、及0.030质量％以下的铜(Cu)而构成。

以下，对组成的限定理由进行说明。

《超过9.21质量％～12.6质量％的铝》

铝为有助于提高耐蚀性及铸造性的同时有助于镁合金的强化而提高铸造品的机械强度的元素，所以若含量过小，则存在铸造性显著下降的顾虑，尤其存在无法得到良好的流动性(液性)的顾虑。另一方面，若含量过剩，则也有时超过镁合金的母相(matrix)中的铝的固溶界限，存在非平衡晶化的β(Mg17、Al12)相显著增大，铸件品的韧性及延展性(伸长率)下降的顾虑。

因此，铝的含量设定在超过9.21质量％～12.6质量％范围内，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在超过9.50质量％～10.5质量％范围内。

《0.9～2.0质量％的钙》

钙为如下元素，即在镁合金中与铝共存时，以Al₂Ca为代表的Al-Ca类化合物相在凝固中主要在晶粒间界、晶粒边界晶化生长，这些热稳定的化合物相抑制晶粒内的变形及粒界滑动等，并改善镁合金的高温强度(耐热性)，因此若含量过小，则Al₂Ca相的生成少，耐热性的提高效果变小。另一方面，若含量过剩，则存在韧性及延展性下降到实用性无法承受的程度的顾虑。

因此，钙的含量设定在0.9～2.0质量％范围内，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在1.21～1.90质量％范围内。

《0.0005～0.1000质量％的铍》

铍为如下元素，即发挥防止熔化、熔剂精炼、脱气、熔融金属保持及铸造中(合金熔融金属向模具内的填充中)的耐热镁合金的合金熔融金属的氧化燃烧作用的元素，该防止效果起因于，就金属氧化物的生成自由能而言，铍低于镁，容易优先氧化。因此，若含量与0.0005质量％相比过小，则铍的优先氧化量变少，所以导致熔融金属自身的氧化燃烧显著加快，铸造时的流动性(液性)下降。另一方面，若含量与0.1000质量％相比过剩，则导致在合金熔融金属的表面形成需要以上的厚壁且坚固的氧化铍(BeO)的保护薄膜，这不仅成为流动性(液性)的弊病而成为引起熔融金属浇注不满的主要原因，而且保护薄膜成为夹杂物混入铸件品中而成为导致机械特性下降的主要原因。

因此，铍的含量设定在0.0005～0.1000质量％范围内，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在0.0010～0.0100质量％范围内。

《0.10～0.45质量％的锰》

锰为有助于提高镁合金的耐蚀性的元素，因此若含量与0.10质量％相比过小，则耐蚀性的提高效果变小。另一方面，若含量与0.45质量％相比过剩，则无法完全熔化于合金熔融金属中，存在导致起因于Al₆Mn等脆弱化合物相的生成的韧性下降的顾虑。

因此，锰的含量设定在0.10～0.45质量％范围内，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在0.15～0.35质量％范围内。

《1.0质量％以下的锌》

锌为如下元素，即添加于Mg-Al合金中时，优先向镁合金的母相(matrix)中固溶而有助于固溶强化的同时，有助于晶化及析出β(Mg17、Al12)相的细微且均匀的分散，因此，若含量与1.0质量％相比过剩，则存在牵连Mg-Zn类晶化相和与此伴随的低熔点的多元共晶反应生成的顾虑，若产生该多元共晶反应的生成，则存在凝固中途的铸造龟裂显著增大的顾虑。

因此，锌的含量设定在1.0质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在0.90质量％以下。

《0.60质量％以下的锶》

锶为通过均匀固溶于以Al₂Ca为代表的Al-Ca类化合物相中来有利于提高镁合金的耐热性的元素。但是，若含量与0.60质量％相比过剩，则所述耐热改善效果饱和，即便超过0.60质量％而含有也变得毫无意义。而且，就与0.60质量％相比过剩的含有而言，存在生成Al-Sr化合物相的顾虑。由于该Al-Sr化合物相脆弱，因此存在使镁合金的强度或延展性等机械特性下降的顾虑。

因此，锶的含量设定在0.60质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选在0.40质量％以下。

《0.005质量％以下的铁》

铁为对铸造品的耐蚀性发挥很大影响的元素，因此若含量与0.005质量％相比过剩，则存在铸造品的耐蚀性显著下降的顾虑。

因此，铁的含量设定在0.005质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选的含量在0.003质量％以下。

《0.10质量％以下的硅》

硅如果是微量就不是有害元素，不会过于造成耐热镁合金的特性变化，但若含量与0.10质量％相比过剩，则生成Mg₂Si化合物相而存在延展性及疲劳强度下降的倾向。

因此，硅的含量设定在0.10质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选的含量在0.07质量％以下。

《0.020质量％以下的镍》

镍为对铸造品的耐蚀性发挥很大影响的元素，因此若含量与0.020质量％相比过剩，则存在铸造品的耐蚀性显著下降的顾虑。

因此，镍的含量设定在0.020质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选的含量在0.001质量％以下。

《0.030质量％以下的铜》

铜与镍相同，是对铸造品的耐蚀性发挥很大影响的元素，因此若含量与0.030质量％相比过剩，则有铸造品的耐蚀性显著下降的顾虑。

因此，铜的含量设定在0.030质量％以下，这在使本发明成立的方面是非常重要的，优选的含量在0.020质量％以下。

《不可避免杂质》

作为本发明所涉及的耐热镁合金中的不可避免杂质，例如可以举出铅(Pb)、钛(Ti)、锡(Sn)、以及氧化镁(MgO)等的氧化物。

铅和钛如果是微量就不是有害元素，不会过于造成耐热镁合金的特性变化，但若含量与0.01质量％相比过剩，则生成金属间化合物相而存在延展性下降的倾向。因此优选制备(调和)成耐热镁合金中成为0.01质量％以下。

锡在微量添加时不会带来特大影响，但若含有0.02质量％以上，则生成高温下稳定的Mg-Sn-Ca类金属间化合物相。若该金属间化合物相的生成量增加，则以提高耐热性为目的添加的Ca在Mg-Sn-Ca类金属间化合物相的生成中被消耗掉，导致作为本类耐热合金的主要耐热强化相的Al₂Ca相相对减少，甚至牵连耐热特性的下降。因此，优选制备成耐热镁合金中成为0.01质量％以下。

氧化镁为主要影响铸造时熔融金属的液性及铸造后的铸件的机械性质的非金属夹杂物，因此含量的增加存在使这些的特性按比例相对下降的倾向。因此优选制备成耐热镁合金中成为1.0质量％以下。

[实施例]

接着，举出实施例具体说明本发明的耐热镁合金。

分别准备如下制备的各种Mg-Al-Ca类合金：在主成分镁中含有超过9.50质量％～10.5质量％的铝、1.21～1.90质量％的钙、0.0010～0.0100质量％的铍、0.15～0.35质量％的锰、及不可避免杂质(铅、钛、锡、以及氧化镁等氧化物)，进一步含有1.0质量％以下的锌、0.60质量％以下的锶、0.005质量％以下的铁、0.10质量％以下的硅、0.020质量％以下的镍、及0.030质量％以下的铜(表1的实施例1～6)。

并且，通过后述的制造方法(砂型铸造)由准备的本发明合金铸造铸件，观察此时的本各种Mg-Al-Ca类合金的铸造性的同时，利用所得到的本各种Mg-Al-Ca类合金铸件进行评价机械特性的试验，将这些结果示于表2。

[比较例]

而且，在所述的铝、钙、铍的含有范围内超过其含有上限值。并且，分别准备低于含有下限值的各种Mg-Al-Ca类合金(表1的比较例1～6)，观察通过与上述相同地后述的制造方法进行制造时的铸造性的同时，利用所得到的各种Mg-Al-Ca类合金铸件进行评价机械特性的试验，将这些结果示于表2。

[耐热镁合金铸件的制造方法]

接着，对利用由表1所示的实施例1～6的各组成构成的本各种Mg-Al-Ca类合金铸造耐热镁合金铸件的本发明的制造方法进行说明。

本实施例的制造方法通过如下工序进行：处理工序，对熔化的耐热镁合金(合金铸锭)的合金熔融金属进行630～670℃下基于熔剂的精炼处理、或630～730℃下基于惰性气体的脱气处理、或者通过在200Torr以下的减压下放置合金熔融金属来进行的除气处理中的任意一种以上的处理；填充工序，在该处理工序之后，在670～730℃的浇注温度下，向铸型腔表面的温度平均在45℃以上的铸型内浇注合金熔融金属。

而且，在本实施例的制造方法中，使用砂型作为浇注合金熔融金属制造铸件的铸型。该砂型由包含30％以上的锆砂(ZrO₂、ZrO)的模具母材制作。

并且，在本实施例所涉及的制造方法中，满足以下说明的精炼处理、脱气处理、除气处理、填充(浇注)、砂型的各条件，这在使本发明成立的方面是非常重要的。

《精炼处理》

表1所示的实施例1～6的本各种Mg-Al-Ca类合金的合金熔融金属(以下，仅称为“熔融金属”)基于熔剂的精炼处理，即以基于熔剂向熔融金属的散布和搅拌的熔融金属的清洁化处理为目的，进行熔融金属中的夹杂物的去除时，在630～670℃范围内的熔融金属温度下，进行基于熔剂的精炼处理是非常重要的，所述熔融金属的清洁化处理通过氧化物等废料、夹杂物向熔剂的反应吸附和氯化物生成及该氯化物的重力分离(向熔融金属表面浮上而去除或向熔融金属底部侧沉淀)来进行。

其理由在于，比630℃低温时，不进行夹杂物向熔剂的反应吸附和氯化物的生成，无法实现熔融金属的清洁化处理。比670℃高温时，过于促进向熔剂的反应吸附，正常的镁合金熔融金属自身的吸附反应也进行，其结果虽然熔融金属变得清洁，但导致熔融金属自身减轻，并导致精炼提取率下降。

因此，在基于熔剂的熔融金属的精炼处理中将熔融金属温度设定在630～670℃范围内，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的，优选在640～660℃的范围内。

并且，在精炼处理中，熔剂为分别混入10～15质量％的氟化钙(CaF₂)、40～46质量％的氯化钡(BaCl₂)、6～11质量％的氯化钾(KCI)、30～38质量％的氯化镁(MgCl₂)、及不可避免杂质的粉体，在浇注于铸型的总熔融金属重量的0.2～0.5质量％的范围内，将该粉体投入到熔融金属中并使之混匀之后，继续进行20分钟以内的熔融金属的搅拌工作和该搅拌工作后5分钟以上的熔融金属静置，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

其理由在于，若氟化钙、氯化钡、氯化钾、氯化镁的配合量从所述范围内脱离，则容易产生熔剂自身的粘性变化及与氧化物的吸附性下降等，存在精炼处理中的精炼能力(熔融金属中的夹杂物的去除效果)显著下降的顾虑。

因此，精炼处理时投入混匀到熔融金属中的熔剂为分别混入10～15质量％的氟化钙、40～46质量％的氯化钡、6～11质量％的氯化钾、30～38质量％的氯化镁、及不可避免杂质的粉体，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

而且，在精炼处理中，就由所述配合成分构成的熔剂(粉体)向熔融金属的投入而言，在浇注于铸型的总熔融金属重量的0.2～0.5质量％的范围内，投入混匀于熔融金属中之后，继续进行20分钟以内的熔融金属的搅拌工作和该搅拌工作后5分钟以上的熔融金属静置，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

其理由在于，若投入量过小于总熔融金属重量的0.2重量％，则夹杂物的去除变得不充分，若过多于0.5重量％，则不仅对反应起不了作用，而且会增大不需要的熔剂成分，在实际生产方面成为高成本。并且，若在投入混匀于熔融金属中之后，无法在20分钟以内使熔融金属和熔剂的搅拌反应充分完成，则超过20分钟的搅拌成为不必要且徒劳的工作。

因此，在精炼处理中，在所浇注的总熔融金属重量的0.2～0.5质量％的范围内，使熔剂投入混匀于熔融金属中之后，继续进行20分钟以内熔融金属的搅拌工作和该搅拌工作后5分钟以上的熔融金属静置，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

《脱气处理》

在基于惰性气体的熔融金属的脱气处理中，通过向熔融金属内吹入惰性气体并进行鼓泡而使熔融金属中的固溶的氢气吸附于气泡中并使之浮上分离。由此，带来熔融金属中含氢量的降低效果。为了带来该含氢量的降低效果，最重要的是在630～730℃范围内，在熔融金属温度下基于惰性气体进行脱气处理。

其理由在于，比630℃低温时，由于熔融金属粘性高且为低温，因此难以进行吸附反应且缺乏脱气效果。比730℃高温时，虽然进行吸附反应而得到脱气效果，但也进行起泡的熔融金属表面处的氢气吸收及夹杂物生成，从而进行脱气效果的降低和熔融金属的污染，所以不优选。

因此，在基于惰性气体的脱气处理中，将熔融金属温度设定在630～730℃范围内，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的，优选在640～660℃范围内。

而且，在脱气处理中，以流量3～10公升/分钟、3分钟以上的时间向熔融金属内送入氩气来进行，并且氩气的纯度为97％以上，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

以流量3～10公升/分钟、3分钟以上的时间向熔融金属送入氩气，例如为应用于50～1000kg左右的熔融金属重量的熔化、保持炉时的条件，即使以该条件以上的流量及/或时间将氩气送入熔融金属内，熔融金属中含氢量的降低也达到本发明施工方法下的限定水平，因此变得毫无意义。

并且，若氩气纯度过小于97％，则熔融金属中含氢量的降低效果下降，即，脱气效果下降，因此氩气的纯度为97％以上是非常重要的。

而且，优选如下：利用具有多个氩气成为气泡而喷出的微细孔的气体供给管，使该气体供给管浸渍于熔融金属内，从而进行氩气向熔融金属内的送入。

《除气处理》

主要目的在于，在减压下降低熔融金属中的无用气体(气体)使铸造前的熔融金属清洁。为了有效地降低熔融金属中的氮气、氢气等气化成分，除了适当的熔融金属温度630～730℃以外还有减压度的临界值，这大致成为200Torr以下。在200Torr以上时，无法显著获得熔融金属中的除气效果。

因此，通过在200Torr以下的减压下放置熔融金属进行的除气处理是有效的，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

《填充》

将熔融金属温度为670～730℃的熔融金属浇注于腔表面温度平均在45℃以上的铸型内，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

其理由在于，熔融金属温度比630℃低温且腔表面温度在45度以下时，熔融金属的流动性下降且过早凝固等，因此无法向铸型(腔)内充分填充。存在引起所谓熔融金属浇注不满的顾虑。

因此，在将进行所述的精炼处理、脱气处理、除气处理中任意一种以上处理后的熔融金属浇注于铸型的铸造时，以熔融金属温度为670～730℃且腔表面温度平均在45℃以上的条件，进行向铸型浇注的填充，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

《砂型》

作为砂型的模具主材料，包含30％以上的锆砂(ZrO₂、ZrO)，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

即，砂型通常以硅砂(SiO₂)作为模具主材料。本发明的耐热镁合金为在合金设计阶段充分考虑到铸造性(液性、烧着、铸造龟裂等)的所谓铸造性良好材料。但是，合金设计不良时，一方面无法用以往的微细化剂(将C类化合物设为微细化核的全部)使铸件的晶粒微细化(提高机械特性、强度或伸长率)，因此在与印模铸造相比凝固速度慢的砂型铸造中，出现最显著的差异。

因此，将热传导系数小于(热传导良好的)硅砂的锆砂作为模具主材料并使用30％以上，从而比使用硅砂100％时的凝固更快，由此效果产生基于过渡冷的晶核生成数的增大，结果可以得到铸件的微细化组织。即，能够铸造机械特性(轴力保持率、拉伸强度、0.2％耐力、伸长率)优异的铸件。

因此作为砂型的模具主材料，包含30％以上的锆砂(ZrO₂、ZrO)，这在使本发明的制造方法成立方面是非常重要的。

[试产品的制造]

在所述的制造方法的精炼处理、脱气处理、除气处理、填充(浇注)、砂型的各条件下，通过以下铸造条件尝试根据表1所示的实施例1～6的本各种Mg-Al-Ca类合金、比较例1～6的各种Mg-Al-Ca类合金的试产品的制造。

铸造条件

使用铸型：JIS-H5203砂型(取4片4号试验片，以木型造型)

熔融金属处理：合金熔穿之后，精炼熔剂：at650～670℃

Ar脱气：3公升/分钟×5分钟at630～700℃

(在此氧化燃烧激烈时散布精炼用熔剂)

静置：5～10分钟

填充熔融金属：at700～720℃

试产品a：150×150×3.5t(设想实际零件试产时的平均壁厚部)

试产品b：140×60×30t(设想实际零件试产时的壁厚部)

[评价]

并且，进行对基于所述铸造条件的铸造时的铸造性和通过该铸造条件得到的铸件(试产品a、b)的机械特性进行评价的试验。

[铸造性]

通过在铸造过程中对合金的性质附加特征的流动性及铸造龟裂的2个参数进行所述铸造条件中的铸造性的评价，将其结果示于表2。

《流动性》

对于流动性(液性)，在向铸型浇注熔融金属的铸造时，以熔融金属的溢出量、熔融金属流入的冷却带等空间中的熔融金属的填充量的大小作为评价基准进行判定，分为以下3个阶段进行评价。

a.良好

b.稍差

c.差

《铸造龟裂》

对于铸造龟裂(产生热龟裂)，通过所得到的铸件(试产品)的外观检查来进行，并以龟裂的有无来判定，分为以下3个阶段进行评价。

a.几乎没有

b.稍微有

c.有

[机械特性]

而且，作为通过所述的铸造条件得到的表1所示的实施例1～6、比较例1～6的各种Mg-Al-Ca-Be-Mn类合金铸件(试产品)的机械特性的评价，对轴力保持率和拉伸特性(拉伸强度、0.2％耐力及伸长率)进行测定，将其结果示于表2。

《轴力保持率》

轴力测定通过如下操作对轴力保持率(％)进行评价，即，如图1所示，以使具有被加工为圆筒状的螺栓插通孔1a的供试材(座面外径

内径(螺栓插通孔)

厚度约10mm)1通过垫片3由基于螺栓(带法兰)4的预定的轴力拧紧于具有螺纹孔(M8.0×P1.25)2a的对象材料2的状态，在150℃的大气炉中保持200小时之后，测定冷却至室温后的螺栓4的轴力。

在此，所使用的对象材料2为JIS规格ADC12的铝合金部件，且为L50×D25×D25的块状，垫片3为外径

内径厚度3mm、A6061-T6的铝合金制(在表面施加了厚度为20～30μ的硬质耐酸铝处理)，螺栓4为M8×P1.25×25mm、强度区分为8.0～9.0的铁合金制。

若具体说明，则如图1所示，使螺栓4通过垫片3插通于供试材1的螺栓贯穿孔的同时，以初期轴力9.5KN(座面压力约为50MPa)拧紧于对象材料2的螺纹孔2a。由贴附于图1所示的螺栓4的应变仪5测定此时的螺栓4的轴力。而且，将由拧紧螺栓4的垫片3、供试材1及对象材料2构成的拧紧试验片容纳于大气炉内，以150℃、200小时的条件高温保持之后，冷却至室温。

冷却至室温之后，通过由应变仪5再次测定螺栓4的轴力，求出相对于所述初期轴力的轴力保持率。该轴力保持率可以作为多个(大致n＝3)的平均值而求出。其计算式如下。

轴力保持率(％)＝(150℃×200h加热保持而冷却至室温之后的剩余轴力÷加热保持前的初期轴力)×100

在此，轴力保持率例如为45％是指通过以150℃、200小时的条件高温保持来下降至初期轴力9.5KN×0.45的轴力。由此，将轴力保持率超出45％的试件设为○，不超出的设为×来进行评价。

[拉伸特性]

图2是表示评价拉伸特性的试验片的说明图。

然后，进行评价拉伸特性的试验。此时的试验条件为如下，即，在20～25℃的气氛中，以使用(株)津岛制作所制英斯特朗型拉伸试验机的十字头速度1mm/min，拉伸切出加工成图2所示的形状(大体尺寸)试验片(试片)来进行，分别对拉伸强度(MPa)、0.2％耐力(MPa)、伸长率(％)进行了评价。

在此，图2所示的试验片的尺寸显示中的GL表示评价点间距离，PP表示平面部长度。

表1所示的比较例1的铝的含量低于本各种Mg-Al-Ca类合金的含有下限值，比较例2的铝的含量超过本各种Mg-Al-Ca类合金的含有上限值。而且，比较例3的钙的含量低于本各种Mg-Al-Ca类合金的含有下限值，比较例4的钙的含量超过本各种Mg-Al-Ca类合金的含有上限值。另外，比较例5的铍的含量低于本各种Mg-Al-Ca类合金的含有下限值，比较例6的铍的含量超过本各种Mg-Al-Ca类合金的含有上限值。

如从表2可知，在比较例1、比较例4中，在轴力保持率、拉伸强度、0.2％耐力、伸长率的机械特性上具有较高的值，但铸造时的熔融金属的流动性稍差，另外在产生铸造龟裂或烧着等的铸造性方面存在问题，综合评价为×。

在比较例2中，能看到铸造性相对于比较例1有了改善，但机械特性中的轴力保持率低，综合评价为×。

在比较例3中，与比较例2相同能看到铸造性有了改善，但机械特性中的轴力保持率和0.2％耐力低，综合评价为×。

在比较例5中，在机械特性上具有较高的值，而且，在铸造时不产生铸造龟裂，但铸造时的熔融金属的流动性差，另外在产生烧着等的铸造性方面多少存在问题，综合评价为×。

在比较例6中，铸造时的熔融金属的流动性差，另外在产生烧着等的铸造性方面多少存在问题，在机械特性上，0.2％耐力值也低，综合评价为×。

相对于该比较例1～6，根据实施例1～6，如表2所示，可以确认铸造时的熔融金属的流动性、铸造龟裂或烧着的防止，以及在轴力保持率、拉伸强度、0.2％耐力、伸长率的机械特性方面具有较高的值，综合性优异。

如以上详细叙述，确认为适应于砂型铸造、不易紧固于铸型、不易产生铸造龟裂并且流动性优异的耐热镁合金。由此，以基于压力铸造等的批量生产铸造为前提，通过能够廉价且短期间进行的简易的砂型铸造，可以实现新产品的设计或开发阶段中的试产品的试产铸造。

而且，可以由简易的砂型铸造制造获得压力铸造品的75％以上的机械特性(轴力保持率、拉伸强度、0.2％耐力、伸长率)的试产品。

另外，本发明的实施方式的具体结构不限于所述的实施方式，在不脱离权利要求1～10中记载的本发明的宗旨的范围内，即使有设计变更等，也包含于本发明中。

作为耐热镁合金，除了所述实施例详细叙述的Mg-Al-Ca类合金以外，还可以举出如下耐热镁合金，即，在Mg-Al-Mn类合金或Mg-Zn-Mn类合金或Mg-Al-Zn-Mn类合金的任意一种合金中，以提高耐热性为目的，进一步含有Ca、Sr、ER、Si、Sn中的一种以上而构成的耐热镁合金。

而且，利用这些耐热镁合金，可以实现基于所述实施例详细叙述的制造方法中的铸造条件对该合金熔融金属进行砂型铸造。

并且，作为耐热镁合金，可以举出如下耐热镁合金，即，含有超过9.20质量％～12.6质量％的铝、0.9～2.0质量％的钙、0.0005～0.1000质量％的铍、及0.10～0.45质量％的锰，余量为镁及不可避免杂质，而且进一步含有1.0质量％以下的锌、0.005质量％以下的铁、0.10质量％以下的硅、0.020质量％以下的镍、及0.030质量％以下的铜而构成的耐热镁合金。

Claims

1.一种耐热镁合金，含有镁、铝、钙，其特征在于，

含有：超过9.20质量％～12.6质量％的铝、0.9～2.0质量％的钙、0.0005～0.1000质量％的铍、及0.10～0.45质量％的锰，余量由镁及不可避免杂质构成。

2.如权利要求1所述的耐热镁合金，其特征在于，

含有：超过9.50质量％～10.5质量％的铝、超过1.2质量％～2.0质量％的钙、及0.0010～0.0100质量％的铍。

3.如权利要求1或2所述的耐热镁合金，其特征在于，

进一步含有：1.0质量％以下的锌或/及0.60质量％以下的锶、0.005质量％以下的铁、0.10质量％以下的硅、0.020质量％以下的镍、及0.030质量％以下的铜。

4.一种耐热镁合金铸件的制造方法，熔化耐热镁合金，并将其合金熔融金属浇注到铸型而铸造铸件，其特征在于，包括：

处理工序，对所述合金熔融金属进行630～670℃下基于熔剂的精炼处理、或630～730℃下基于惰性气体的脱气处理、或者通过在200Torr以下的减压下放置所述合金熔融金属来进行的除气处理中的任意一种以上的处理；

填充工序，在该处理工序之后，在670～730℃的熔融金属温度下，向腔表面的温度平均在45℃以上的所述铸型内浇注所述合金熔融金属。

5.如权利要求4所述的耐热镁合金的制造方法，其特征在于，

耐热镁合金为权利要求1～3中任意一项所述的耐热镁合金。

6.如权利要求4所述的耐热镁合金铸件的制造方法，其特征在于，

熔剂由如下构成：10～15质量％的氟化钙、40～46质量％的氯化钡、6～11质量％的氯化钾、30～38质量％的氯化镁、及分别混入不可避免杂质的粉体，

在浇注于所述铸型的总熔融金属重量的0.2～0.5质量％的范围内，将所述粉体投入所述合金熔融金属并使之混匀之后，继续进行20分钟以内的所述合金熔融金属的搅拌工作和该搅拌工作之后5分钟以上的熔融金属静置。

7.如权利要求4所述的耐热镁合金铸件的制造方法，其特征在于，

脱气处理通过以流量3～10公升/分钟、3分钟以上的时间向所述合金熔融金属内送入氩气来进行，所述氩气的纯度为97％以上。

8.如权利要求7所述的耐热镁合金铸件的制造方法，其特征在于，

氩气向所述合金熔融金属内的送入是使具有多个氩气成为气泡而喷出的微细孔的气体供给管浸渍于所述合金熔融金属内来进行的。

9.如权利要求4或6所述的耐热镁合金铸件的制造方法，其特征在于，

铸型为砂型，其模具主材料包含30％以上的锆砂。

10.如权利要求4～9中任一项所述的耐热镁合金铸件的制造方法，其特征在于，

通过该制造方法得到的所述铸件的含氢量为20cc/100gMg以下。