JP2001158930A

JP2001158930A - 高強度Ｍｇ基合金とＭｇ基鋳造合金及び物品

Info

Publication number: JP2001158930A
Application number: JP34421099A
Authority: JP
Inventors: Kiyomi Nakamura; 清美中村; Teruo Hirane; 輝夫平根; Toshio Uchida; 敏夫内田; Teruyoshi Abe; 輝宜阿部
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1999-12-03
Filing date: 1999-12-03
Publication date: 2001-06-12
Anticipated expiration: 2019-12-03
Also published as: TW573018B; DE60005283D1; DE60005283T2; JP3603706B2; US6755922B2; KR20010062032A; US20040154703A1; US20010055539A1; EP1108799B1; EP1108799A3; EP1108799A2

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明の目的は、流動性，機械的特性に優れた
高強度Ｍｇ基合金とＭｇ基鋳造合金及びその合金を用い
て金型鋳造した物品を提供することである。【解決手段】重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ０.１〜１
０％，Ｓｎ０.１〜１５％及びＭｎ０.０５〜１.５％を
含むことを特徴とする高強度Ｍｇ基合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ＯＡ部品，自動車
部品，家電品部品等をダイカスト，射出成形等により量
産することのできる新規なＭｇ基合金とＭｇ基鋳造合金
及びそれを用いて金型鋳造した物品に関する。

【０００２】

【従来の技術】現在実用化されている鋳造用Ｍｇ合金に
は、（１）ＡＺ，ＡＭ系（Ｍｇ−Ａｌ−(Ｚｎ)−Ｍｎ系、例
えばＡＳＴＭ：AZ91D) （２）ＡＳ系（Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系、例えばＡＳ
ＴＭ：ＡＳ４１）（３）ＡＥ，ＱＥ，ＷＥ系（ＲＥＭ，Ａｇ，Ｙを１種以
上添加した合金系）などがある。（１）はダイカスト及び射出成形用Ｍｇ合
金として、最も一般的に使用されており、特にＡＺ９１
Ｄは鋳造性，耐食性に優れ、自動車部品，家電品等に広
く適用されている。（２）（３）は、クリープ特性や高
温強度など機械的強度を改善したものである。これらに
関連する従来技術として次の特許公報に種々提案されて
いる。

【０００３】例えば、特開平6−330216 号公報にはＣ
ａ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｚｎ，Ｍｎを含有するＭｇ合金，特開
平9−104942 号公報にはＡｌ５〜１０，Ｓｉ０.２〜
１，Ｃｕ０.０５〜０.５を含有するＭｇ基合金、及び特
開平10−147830号公報にはＧｄ１〜６，Ｙ６〜１２を含
有するＭｇ基合金が記載されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】近年、携帯用機器等の
軽量，小型化のために部品の薄肉，精密化が要求され、
高流動性合金が求められている。上述（１）のＡＺ９１
Ｄ合金は比較的流動性に優れている合金であるが、射出
成形における成形歩留りは必ずしも満足できるものでは
ない。

【０００５】（２）（３）はＡＺ９１Ｄと比較してクリ
ープ特性や室温・高温強度等機械的特性は優れる合金系
である。しかし鋳造性は劣るため、射出成形法のような
冷却速度の速い成形法では鋳造割れが発生しやすく成形
性が悪い。

【０００６】流動性を改善するためには合金溶湯温度を
上げればよい。しかし溶湯温度の上昇は、溶湯酸化，設
備機器の耐久寿命の点などに問題がある。このため他の
手段で流動性を改善することが必要となる。

【０００７】ＡＺ９１Ｄの凝固組織はインゴット鋳造時
程度の比較的緩やかな冷却速度では、デンドライト状に
なることが知られている。この合金は上述の通り溶融時
の流動性を重視しており、凝固後の特性についてはデン
ドライト状組織を前提に機械的性質等の諸特性が適正化
できるよう合金設計されている。

【０００８】しかしながら近年適用が進んでいるダイカ
スト，射出成形の場合、冷却速度が著しく速く凝固後の
組織はデンドライトではなくセルラー状組織となること
が明らかとなっている。このため従来の合金成分の考え
方をかえる必要がある。

【０００９】本発明の目的は、流動性，機械的特性に優
れた高強度Ｍｇ基合金とＭｇ基鋳造合金及びその合金を
用いて金型鋳造した物品を提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に種々検討を重ねた結果、マグネシウム合金に所定のＡ
ｌ，Ｓｎ及びＺｎを添加すると合金融点が低下し流動性
が向上すること、また金属組織が微細になり機械的性質
が改善されることを見出し本発明を完成した。本発明
は、重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ０.１〜１０％，Ｓ
ｎ０.１〜１５％及びＭｎ０.０５〜１.５％を含むこと
を特徴とする高強度Ｍｇ基合金にある。

【００１１】本発明は、重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ
０.１〜１０％，Ｓｎ０.１〜１５％及びＭｎ１.５％以
下を含み、結晶粒径が１０〜３００μｍであることを特
徴とする高強度Ｍｇ基合金にある。

【００１２】本発明は、重量で、Ａｌ８〜２０％，Ｚｎ
０.１〜５％，Ｓｎ０.１〜１０％及びＭｎ１.５％以下
を含み、２０℃での引張強さ(ｘ）が２４０ＭＰａ以上
及びその伸び率（ｙ）が０.５％以上であり、ｙ＝−０.
２９５ｘ＋７８によって求められる値以上の伸び率を有
することを特徴とする高強度Ｍｇ基合金にある。

【００１３】本発明は、重量で、Ａｌ１２〜１５％，Ｚ
ｎ０.１〜５％，Ｓｎ１〜１０％，Ｍｎ０.１〜０.５％
及び残部が７５％以上のＭｇよりなることを特徴とする
高強度Ｍｇ基合金にある。

【００１４】本発明は、重量で、Ａｌ１２〜１５％，Ｚ
ｎ０.１〜５％,Ｓｎ１〜１０％及びＭｎ０.１〜０.５％
を含むＭｇ基合金又は上述のＭｇ基合金にＣａ，Ｓｉ及
び希土類元素の１種又は２種以上の合計量で５％以下、
Ｓｒ及びＳｂの１種又は２種の合計量で１％以下の少な
くとも１種を含むＭｇ基合金、又はこれらの合金の残部
が実質的にＭｇであることを特徴とする高強度Ｍｇ基合
金にある。

【００１５】本発明は、重量で、Ａｌ２〜２０％及びＳ
ｎ０.１〜１５％を含むことを特徴とするＭｇ基鋳造合
金にある。

【００１６】本発明は、重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ
０.１〜１０％，Ｓｎ０.１〜１５％及びＭｎ１.５％以
下を含むことを特徴とするＭｇ基鋳造合金にある。

【００１７】本発明は、前述のＭｇ基鋳造合金に、Ｃ
ａ，Ｓｉ及び希土類元素の１種又は２種以上の合計量で
５重量％以下、Ｓｒ及びＳｂの１種又は２種の合計量で
１重量％以下の少なくとも１種を含む鋳造合金、又はこ
れらの合金の残部が実質的にＭｇであることを特徴とす
る。

【００１８】本発明は、前述のいずれかに記載の合金の
溶湯を用いて金型鋳造されたことを特徴とするダイキャ
スト物品にある。

【００１９】本発明は、前述のいずれかに記載の合金の
液相と固相の混合溶湯を用いて金型鋳造されたことを特
徴とするチクソモールド物品にある。

【００２０】前述のマグネシウム基合金は具体的には射
出成形によるダイカストにより所望の形状に成形される
ことが好ましい。

【００２１】本発明のマグネシウム合金は、特に、Ａｌ
含有Ｍｇ基合金にＳｎを少量加えることによって融点低
下により流動性が向上し、表面欠陥の少ない部材を得る
ことができる。またより低温での成形が可能となるため
凝固時の収縮量が小さくなり、寸法精度の良好な部材が
得られる。従って成形歩留りは大幅に改善される。

【００２２】また機械設備、例えば射出成形機のシリン
ダー等への負荷が低減され、耐熱材の耐久寿命が長くな
る。

【００２３】さらに本発明のマグネシウム合金は、均一
微細な組織であるため機械的特性，耐食性に優れてい
る。

【００２４】Ａｌは固溶強化，析出強化，流動性改善を
目的として２％以上、好ましくは８％以上、より好まし
くは１２％以上添加される。しかし、Ａｌの２０％を超
える過剰の添加は粗大なＭｇ−Ａｌ系金属間化合物を生
成し伸びを著しく低減する。また、ダイカストや射出成
形のように冷却速度の大きな鋳造法では、その凝固組織
はＡｌ含有量の増加と共に微細化し、Ｍｇ−Ａｌ系金属
間化合物も粗大化することなく結晶粒界に微細に分散さ
れる。この効果は特にＳｎとの同時添加でより顕著とな
る。特に、伸び率として３.５％以上及び引張強さ２６
５ＭＰａ以上とするには１２〜１７％が好ましい。

【００２５】更に、本発明のマグネシウム合金における
Ａｌはα−Ｍｇ相へ固溶し、合金融点を下げる。またα
相へ固溶すると共に、Ｍｇ−Ａｌ系金属間化合物を晶出
して室温強度を向上させる。また溶湯酸化を抑制し、湯
流れを改善する。これらの十分な効果を得るために１２
％以上、より望ましくは１５％以上である。

【００２６】Ｓｎはα−Ｍｇ相へ固溶し、０.１％程
度、特に０.５％以上の少量で合金融点を下げ、更にα
相へ固溶すると共に、Ｍｇ−Ｓｎ系金属間化合物を晶出
して室温強度を向上させる。Ｓｎによる融点降下は、Ａ
ｌ，Ｚｎと同時添加した時により顕著となるが、その効
果はＳｎ含有量が５％でほぼ飽和する。また１５％を超
えると伸びの減少が著しいこと、また合金の比重が大き
くなり、軽量というマグネシウム合金の利点がなくな
る。特に、伸び率を３.５％以上にするには、１０％以
下とし、望ましくは４％以上の伸びとするには８％以下
である。特に、１〜７％では強度及び伸び率ともに高い
ものが得られる。

【００２７】Ｚｎは室温強度，鋳造性を改善するために
０.１％以上加えられる。しかし、１０％を超えると鋳
造割れが発生しやすくなる。望ましくは強度が高く鋳造
割れのほとんど発生しない１〜５％である。

【００２８】ＭｎはＡｌと化合物を形成し、合金中に不
純物として含まれ耐食性を著しく悪化させるＦｅをその
中に固定し、耐食性を向上させる。Ｍｎ含有量が１％を
超えるとＡｌ−Ｍｎ系化合物が過度に析出し、機械的特
性に悪影響を及ぼすので上限を１％とする。特に、０.
０５％以上で効果があり、より好ましくは０.１〜0.5
％である。

【００２９】本発明合金はさらに、１種又は合計で５％
以下のＣａ，Ｓｉ，希土類元素、及び１種又は合計で１
％以下のＳｒ，Ｓｂからなる群から選ばれた少なくとも
１種以上の元素を含む。Ｃａ，Ｓｉ希土類元素はＭｇと
共晶系をつくるため、融点降下に有効である。しかしこ
れら元素の添加は鋳造性を悪くするので、上限を５％と
する。特に、０.１％以上とすること、上限を３％とす
るのが好ましい。

【００３０】Ｓｒ，Ｓｂは合金組織を微細化し、機械的
特性を改善する。これらはＳｉやＣａと同時添加すると
より効果がある。含有量増加とともに効果は増すが、１
％を超えて添加しても効果は飽和するので、上限を１％
とする。特に、０.０３％以上とすること、上限を０.５
％とするのが好ましい。

【００３１】本発明に係るＭｇ基合金は、その表面に、
原子比でＭｇ１５〜３５％、好ましくは２０〜３０％及
びＭｏ５〜２０％を含む酸化物皮膜、原子比でＭｇ１５
〜３５％，Ｍｏ５〜２０％及びＡｌ３０％以下、好まし
くは１０〜２５％を含む酸化物皮膜、金属Ａｌを含む酸
化物皮膜、原子比でＭｇ１５〜３５％，Ｍｏ５〜２０
％、酸化物としてのＡｌ１０〜３０％及び金属Ａｌ１５
％以下、好ましくは４〜１２％を含む酸化物皮膜、０.
０１モルのＮａ₂Ｂ₄Ｏ₇，ｐＨ９.２，２５℃水溶液に
３０分浸漬後の自然浸漬電位が−１５００ｍＶ以上、好
ましくは−1400ｍＶ以上の貴である酸化物皮膜、１モル
のＮａ₂ＳＯ₄，２５℃水溶液に１５分浸漬後の自然浸漬
電位が−１５００ｍＶ以上、好ましくは−１４５０ｍＶ
以上の貴である酸化物皮膜、又は更に、前述の酸化物皮
膜又は特定の酸化物皮膜と該皮膜上にフッ素を含む撥水
性有機皮膜を設けることを特徴とする。

【００３２】

【発明の実施の形態】（実施例１）電気炉中で予熱した
鋳鉄製の坩堝の内面に塩化マグネシウム系のフラックス
を塗布し、その中に表１に示す組成（重量％）の合金と
なるように原材料を挿入し、溶解した。溶湯温度７５０
℃で攪拌，除滓後、１５０℃に予熱した５０mm×５０mm
×３００mmの金型に鋳込んでＭｇ合金インゴットを作製
した。溶解作業中は燃焼防止のため必要に応じてフラッ
クスを溶湯表面に散布した。

【００３３】図２はこのようにして得た合金の代表的な
金属組織を示す。α相粒界にＭｇ−Ａｌ系共晶（白い部
分）がネットワーウ状に晶出し、更にその間にＭｇ−Ｓ
ｎ系共晶（黒い部分）が晶出している。

【００３４】図３はこの各合金の融点測定結果につい
て、特に合金Ｎo.１〜３，１１〜１３とＳｎ含有量との
関係を示す。合金融点はＳｎ含有量増加と共に下がり、
１０ｗｔ％を超えると効果は飽和する。しかしＡｌ，Ｚ
ｎ含有量が本発明の規定値よりも少ないＮo.１２の融点
は、ＡＺ９１Ｄ合金（Ｎo.１１）からの融点降下が小さ
いことがわかる。また、図に示すように、Ｓｎ量が２％
まではＳｎ量の含有量とともに急激に融点が下がるが、
それ以上ではゆるやかに低下している。更に、Ｓｎ量を
０.５％以上とすることにより、ＡＺ９１Ｄの融点(５８
０℃）よりも低下させることができる。

【００３５】（実施例２）電気炉中で予熱した鋳鉄製の
坩堝の内面に塩化マグネシウム系のフラックスを塗布
し、その中に表１に示す組成の合金となるように原材料
を挿入し、溶解した。溶湯温度７５０℃で攪拌，除滓
後、１５０℃に予熱した３０mm×３０mm×300mmの金型
に鋳込んでＭｇ合金インゴットを作製した。溶解作業中
は燃焼防止のため必要に応じてフラックスを溶湯表面に
散布した。このようにして得たインゴットを切削加工し
て２〜１０mmの合金チップを製造し、射出成形の原料と
して用いた。射出成形は型締め力７５ｔのマシンを用
い、１２０mm×５０mm×厚さ１mmの射出成形品を作成し
た。成形条件は下記の通りとした。

【００３６】射出速度：１.６ｍ／sec 射出圧力：８００kg／cm² 溶湯温度：合金融点＋２０℃ 金型温度：１５０℃ このようにして得た成形品から下記の試験片を取出し強
度評価試験（硬さ，引張強さ，伸び）を実施した。

【００３７】試験片：厚さ１mm，標点間距離１２mm，標
点間幅１０mm，平行部長さ１６mm。引張試験：インストロン試験機により、歪み速度０.３
／min，２５℃で測定。Ｎo.１〜１０，１２，１３は本実施形態となる成分範囲
内である実施例、Ｎo.１１，１４，１５は成分範囲外の
比較例（Ｎo.１１はＡＺ９１Ｄ規格合金）である。

【００３８】

【表１】

【００３９】図１は本実施例で用いた射出成形機の要部
の断面図である。

【００４０】射出成形用の合金原料１はホッパー２に挿
入され、シリンダー４内に供給される。このシリンダー
４内で原料は、回転するスクリュー５によってノズル６
の方向に送られながら混練・攪拌されるとともに、シリ
ンダーヒータ７により加熱される。合金原料は、加熱温
度が液相線温度よりも高い場合溶融状態と、液相線温度
よりも低い温度の固相と液相が混在した半溶融状態とに
よって射出成形される。スクリュー５の前方に送られた
溶融或いは半溶融状態の溶湯１０合金原料は、スクリュ
ー５を高速射出機構８によって前進させることにより、
ノズル６から金型９内に充填される。溶湯は凝固まで金
型内を加圧保持し、凝固後、金型９を開き成形品を取り
出す。図中、スクリュー５は中実の円筒状基体１４にら
せん状のブレード１３が設けられ、スクリュー５の回転
によって合金原料１がブレード１３によって混練・攪拌
させながら高温に加熱され、ヒータ７の温度によって溶
融又は半溶融にするものである。１２は溶湯１０の逆流
防止リングである。

【００４１】本実施例で用いた合金原料１は予め各組成
の合金を非酸化性雰囲気中で溶解によって形成した後、
１０mm以下のチップに切削，切断を行って粒状の原料と
したものである。

【００４２】図４〜図６は、表１に示す各合金の射出成
形体の硬さ及び引張試験結果について、Ｓｎ含有量との
関係を示す線図である。図に示す様に、硬さ及び引張強
さ共にＳｎ含有量１％の添加によって硬さでＨｖ１１０
以上，引張強さで２６９MPa以上となる。一方伸び率は
Ｓｎ含有量が５ｗｔ％までは顕著に向上するが、５％を
超えると減少し、９％以上になるとＳｎの添加前より急
激に低下する。

【００４３】図７及び図８は合金Ｎo.２（Ｍｇ−１２Ａ
ｌ−３Ｚｎ−５Ｓｎ）を基準として、Ａｌ含有量を変化
させたときの引張試験結果を示す線図である。図に示す
様に、Ａｌ含有量の増加と共に引張強さは向上し、Ａｌ
１２％以上で２７９ＭＰａ以上の引張強さが得られる。
伸びはＡｌ含有量が２０％までは伸び率１.０％以上の
大きな値が得られるが、２０％を超えると著しく低下
し、その値は１％以下となり、実用的ではなくなる。

【００４４】マグネシウム合金中のＡｌ，Ｚｎ，Ｓｎ含
有量が増加するとα相粒界に晶出する金属間化合物（Ｍ
ｇ−Ａｌ系，Ｍｇ−Ｓｎ系）が増加する。このような金
属間化合物の増加は一般に伸びの低下の原因となる。し
かしＡｌ，Ｚｎ，Ｓｎ添加は同時にα相を微細化する効
果があり、金属間化合物が増量しても、α相粒界体積と
金属間化合物量の相対比に大きな変化はない。従って伸
びの著しい低下を抑制することができると考えられる。
しかしＳｎ，Ａｌの含有量がそれぞれ１０ｗｔ％，２０
ｗｔ％付近で微細化効果は飽和に達し、伸びは急激に低
下するものと考えられる。

【００４５】図９は合金Ｎo.２の射出成形品の組織写真
を示す。約１０〜２０μｍ程度のα相と、その粒界にＭ
ｇ−Ａｌ系共晶がネットワーク状に晶出している。黒色
の小塊状物はＭｇ−Ｓｎ系共晶であり、本図より凝固組
織の微細化とＭｇ−Ａｌ系、及びＭｇ−Ｓｎ系共晶の均
一分散が図られていることが判る。

【００４６】上記のマグネシウム合金のうち、本発明の
実施例であるＮo.１〜３を、同じ溶湯温度（６２０℃）
に設定して射出成形した場合、ＡＺ９１Ｄ合金の成形品
と比較して表面欠陥が大幅に減少しており、鋳肌粗さが
細かく、平滑な鋳肌面の成形体が得られた。これは融点
が低下した分、溶湯温度との差が大きくなり流動性が改
善されたことによる。

【００４７】また射出成形時の溶湯温度を各合金の融点
よりも１０℃低い温度に設定して成形した場合、即ち固
相と液相とが混在した半溶融状態で射出成形した場合の
成形品の寸法精度はいずれの合金もＡＺ９１Ｄ合金より
も優れていた。

【００４８】図１０は１２％Ａｌ−３％Ｚｎに対してＳ
ｎ量を変えたＭｇ基合金の引張強さと伸び率との関係を
示す線図である。図の示すように、Ｓｎ量が５％までは
強度と延性を高め、それ以上では強度を高めるか伸び率
を低める。しかし、Ｓｎ１１％でも伸び率が０.５％以
上の高い値を示している。

【００４９】図中の直線は伸び率（％）ｙと引張強さ
（ＭＰａ)(ｘ）とによって得られる線図で、本実施例で
はｙ＝−０.２９５ｘ＋７８によって得られる値以上の
高い伸び率を有するものである。更に、この関係は、ｙ
＝−０.２９５ｘ＋８２，８５又は８７によって得られ
る値以上の高い引張強さと伸び率が得られるものにする
のが好ましい。

【００５０】図１１は３％Ｚｎ−５％Ｓｎに対してＡｌ
量を変えたＭｇ基合金の引張強さと伸び率との関係を示
す線図である。図に示すようにＡｌを１２％以上に高め
ることによって引張強さは２７５ＭＰａ以上の高い値が
得られるとともに、Ａｌ20.5％以下では伸び率が０.５
％以上の高い値が得られることが分る。この図におい
ても前述の伸び率（ｙ）と引張強さ（ｘ）との関係によ
って得られる値以上とするのが好ましい。

【００５１】図１２は、本実施例合金Ｎo.２，５，６，
７及び比較例合金Ｎo.１１，１５の射出成形品について
２０℃での塩水噴霧試験（５％ＮａＣｌ水溶液を３６０
時間噴霧）による腐食減量を調べた結果を示した。図よ
り、本実施例合金はいずれもＡＺ９１Ｄ合金（Ｎo.１
１）と比較して腐食減量が０.１(ｇ／cm²・day）以下の
優れた耐食性を示す。またＡｌの含有量が高い方が耐食
性が改善される。即ち、Ｍｎを添加したＮo.２は、Ｍｎ
を添加していない比較材Ｎo.１５と比べて優れた耐食性
を示すことがわかるように、Ｍｎの極少量の添加は耐食
性を著しく高めることが明らかである。また、Ａｌを高
めることによりＮo.５及び７に示すように高い耐食性が
得られることが分る。

【００５２】（実施例３）図１３はノート型パソコンの
斜視図である。本体２１には操作入力手段用キーボード
２２と、表示用のＬＥＤとメインスイッチを実装したス
イッチボードユニット２３が配置されている。本体２１
の外装は本体上ケース２６と本体下ケース２７とで構成
されている。表示部２４の外装はＬＣＤケース４１とＬ
ＣＤフロント４２で構成され、ＬＣＤフロント４２には
液晶表示画面２５の表示部が見えるように表示窓が開け
てある。

【００５３】これら構成部品のうち、軽量化，剛性，放
熱性の改善を目的として、ＬＣＤフロント４２を、合金
Ｎo.２を用いて、型締力６５０ｔの射出成形機により成
形した。成形条件は、射出速度３ｍ／sec ，溶湯温度５
８０℃，金型温度２００℃とした。成形品の寸法は２３
０mm×１８０mm×４mm、平均肉厚は０.７mm であった。
このようにして得られた成形品は、表面欠陥がなく、寸
法精度が良好であり、歩留まり良く成形することができ
た。同様にボトムケースを製造した。

【００５４】（実施例４）図１４は液晶プロジェクター
の斜視図である。

【００５５】本体は表示用のＬＥＤとメインスイッチを
実装したスイッチユニット３２，投射レンズ３３で構成
され、外装は本体上ケース３１と本体下ケース３４とで
構成されている。

【００５６】これら構成部品のうち本体上ケース３１
を、合金Ｎo.２を用いて、型締力600ｔのホットチャン
バーダイカストマシンにより成形した。成形条件は、射
出速度２.５ｍ／sec，溶湯温度６００℃，金型温度２０
０℃とした。成形品の寸法は２４８mm×３３０mm×１０
０mm、平均肉厚は１.５mm であった。このような比較的
大きな部品に関しても、薄肉部での充填不良や表面欠陥
の発生を起こすことなく、良好な成形品を得ることがで
きた。

【００５７】（実施例５）図１５は本発明に係るＭｇ基
合金を羽根車に用いた家庭用電気掃除機の斜視図であ
る。

【００５８】図１５において、５１は制御回路や電動送
風機等が内蔵された掃除機本体、５２は、掃除機本体５
１の吸込口部に接続されたホース、５３はホース手元
部、５４はホース５２の先端（ホース手元部５３）に接
続された延長管、５５は延長管５４に接続された吸口
体、５６はホース手元部５３に設けられたスイッチ操作
部、５７はホース手元部５３に設けられた第一の赤外線
発光部、５８はホース手元部５３に設けられた第二の赤
外線発光部、５９は掃除機本体の上面に設けられた赤外
線受光部である。

【００５９】図１６は羽根車の分解斜視図である。

【００６０】前面プレート６１及び後面プレート６２と
ブレード６３とを一体的に形成させる成型方法として、
本実施例では射出成型法を採用した。この方法は射出成
型法と同様にペレット状の軽金属原料を用い、溶解炉等
を使用することなく直接射出成形機内で混練溶融し、金
型に射出して成型品を得る方法である。本実施例では、
一体的に形成された前面プレート６１及び後面プレート
６２とブレード６３とを各々実施例１に示したマグネシ
ウム基合金により一体に形成している。前面プレート６
１と後面プレート６２側にはろう材の層が全面に設けら
れ、ブレード６３がろう材によって結合される。６４は
吸込口である。本実施例ではいずれも液相と固相との混
合溶湯によって図１に示す射出成形機を用いて羽根車を
得ることができる。

【００６１】本実施例によれば、０.７mm の薄肉として
も充填不良がなく羽根車を軽量化でき、空気抵抗を低減
できるので、消費電力１ＫＷ時における回転数を４５０
００〜５００００rpm とすることができ、吸込仕事率を
５５０Ｗ以上とすることができる。

【００６２】（実施例６）実施例１に示したＭｇ基合金
を用いて、２１型テレビのフロントキャビネット，自動
車のステアリングホイール芯金，ビデオカメラの筐体，
ＭＤプレーヤーディスクのふた，コンパクトカメラの筐
体を図１に示す射出成形機を用い、液相又は液相と固相
との混合溶湯を用いて製造される。いずれも０.７mm と
薄肉部分においても充填不良がなく良好な成形晶を得る
ことができる。

【００６３】（実施例７）実施例３〜６に記載の本発明
に係るＭｇ基合金を用いた各種製品を１Ｍ−Ｎａ₂Ｍｏ
Ｏ₄及び１Ｍ−Ｎａ₂ＳＯ₄−０.５Ｍ・ＮａＦ（Ｈ₂ＳＯ₄
でｐＨ３.０に調整）の６０℃水溶液中に各々１８０秒
浸漬し、製品の表面に０.１〜３μｍの厚さの酸化皮膜
を形成した。製品の表面は処理によって着色され、その
色あいによってその厚さを予想できる。処理時間により
薄い褐色から濃い褐色、更に黒ぽい色になる。得られた
皮膜は０.０１Ｍ−Ｎａ₂Ｂ₄Ｏ₇(ｐＨ９.１８）中、３０
分後の自然電位が−１５００ｍＶ以上の貴な電位を有
し、優れた耐食性が得られた。そして、その皮膜は塗装
下地としても好適なものであった。

【００６４】更に、酸化皮膜の上に撥水性のフッ素化合
物をパーフルオロヘキサンを溶解した溶液に２４時間浸
漬して、１５０℃で１０分間加熱した。その有機皮膜は
水との接触角が１２０〜１３０度と高い撥水性を有して
おり、その耐久性を更に高めることができた。

【００６５】

【発明の効果】本発明によれば、融点が低く、成形時の
流動性が良好であり、その組織は均一微細であるため機
械的特性にも優れたＭｇ基合金が得られる。更に、流動
性向上による表面欠陥の低減，低温成形による寸法精度
の改善により、成形歩留りは大幅に改善される。さら
に、設備機器として、金型や射出成形機のシリンダー等
の金属材料，耐熱材への負荷が軽減されることから、こ
れら部材の寿命が長期化し、マグネシウム基合金部品の
生産効率の向上につながる。

【００６６】更に、本発明によれば溶液中での処理によ
り、複数の価数を持った重金属イオンが存在しかつ特に
母材中のＡｌが富化した酸化物皮膜を、Ａｌ含合Ｍｇ合
金表面に作製することで、耐食性に優れた塗装下地とす
ることができる。またこのような皮膜を、環境有害性の
ある物質を用いることなく作製することができる。

【００６７】この皮膜の上に通常の防食塗装、あるいは
撥水性の塗装をすることで、さらに優れた防食被覆とな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本実施例で用いた射出成形機の断面構成図。

【図２】実施例１で作成したマグネシウム基合金インゴ
ットの金属組織を示す顕微鏡写真。

【図３】Ｓｎ含有量と融点との関係を示す線図。

【図４】Ｓｎ含有量とヴィッカース硬さとの関係を示す
線図。

【図５】Ｓｎ含有量と引張強度との関係を示す線図。

【図６】Ｓｎ含有量と伸び率との関係を示す線図。

【図７】Ａｌ含有量と引張強度との関係を示す線図。

【図８】Ａｌ含有量と伸び率との関係を示す線図。

【図９】実施例２で作製したマグネシウム基合金の金属
組織を示す顕微鏡写真。

【図１０】伸び率と引張強度との関係を示す線図。

【図１１】伸び率と引張強度との関係を示す線図。

【図１２】塩水噴霧試験後の腐食減量を示すグラフ。

【図１３】ノート型パソコンの斜視図。

【図１４】モバイル用液晶プロジェクターの斜視図。

【図１５】家庭用電機掃除機の斜視図。

【図１６】羽根車の斜視図。

【符号の説明】

１…合金原料、２…ホッパー、４…シリンダー、５…ス
クリュー、６…ノズル、７…シリンダーヒータ、８…高
速射出機構、９…金型、１０…溶湯、１１…製品、１２
…逆流防止リング、１３…ブレード、１４…円筒状基
体、２１…本体、２２…キーボード、２３…スイッチボ
ードユニット、２５…液晶表示画面、２６，３１…本体
上ケース、２７，３４…本体下ケース、３２…スイッチ
ユニット、３３…投射レンズ、４１…ＬＣＤケース、４
２…ＬＣＤフロント、５１…掃除機本体、５２…ホー
ス、５３…ホース手元部、５４…延長管、５５…吸口
体、５６…スイッチ操作部、６１…前面プレート、６２
…後面プレート、６３…ブレード、６４…吸込口。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者内田敏夫茨城県日立市大みか町七丁目１番１号株式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者阿部輝宜茨城県日立市大みか町七丁目１番１号株式会社日立製作所日立研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ０.１〜１
０％，Ｓｎ０.１〜１５％及びＭｎ０.０５〜１.５％を
含むことを特徴とする高強度Ｍｇ基合金。
【請求項２】重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ０.１〜１
０％，Ｓｎ０.１〜１５％及びＭｎ１.５％以下を含
み、結晶粒径が１０〜３００μｍであることを特徴とす
る高強度Ｍｇ基合金。
【請求項３】重量で、Ａｌ８〜２０％，Ｚｎ０.１〜５
％，Ｓｎ０.１〜１０％及びＭｎ1.5％以下を含み、２０
℃での引張強さ（ｘ）が２４０ＭＰａ以上及びその伸び
率（ｙ）が０.５％以上であり、ｙ＝−０.２９５ｘ＋７
８によって求められる値以上の伸び率を有することを特
徴とする高強度Ｍｇ基合金。
【請求項４】重量で、Ａｌ１２〜１５％，Ｚｎ０.１〜
５％，Ｓｎ１〜１０％，Ｍｎ０.１〜０.５％及び残部
が７５％以上のＭｇよりなることを特徴とする高強度Ｍ
ｇ基合金。
【請求項５】重量で、Ａｌ１２〜１５％，Ｚｎ０.１〜
５％，Ｓｎ１〜１０％，Ｍｎ０.１〜０.５％及びＣ
ａ，Ｓｉ及び希土類元素の１種又は２種以上の合計量で
５％以下、Ｓｒ及びＳｂの１種又は２種の合計量で１％
以下の少なくとも１種、及び残部が実質的にＭｇである
ことを特徴とする高強度Ｍｇ基合金。
【請求項６】重量で、Ａｌ２〜２０％及びＳｎ０.１〜
１５％を含むことを特徴とするＭｇ基鋳造合金。
【請求項７】重量で、Ａｌ２〜２０％，Ｚｎ０.１〜１
０％，Ｓｎ０.１〜１５％，Ｍｎ１．５％以下を含むこ
とを特徴とするＭｇ基鋳造合金。
【請求項８】請求項１〜３のいずれかにおいて、Ｃａ，
Ｓｉ及び希土類元素の１種又は２種以上の合計量で５重
量％以下、Ｓｒ及びＳｂの１種又は２種の合計量で１重
量％以下の少なくとも１種を含むことを特徴とする高強
度Ｍｇ基合金。
【請求項９】請求項６又は７において、Ｃａ，Ｓｉ及び
希土類元素の１種又は２種以上の合計量で５重量％以
下、Ｓｒ及びＳｂの１種又は２種の合計量で１重量％以
下の少なくとも１種を含むことを特徴とするＭｇ基鋳造
合金。
【請求項１０】請求項１〜９のいずれかに記載の合金の
溶湯を用いて金型鋳造されたことを特徴とするダイキャ
スト物品。
【請求項１１】請求項１〜９のいずれかに記載の合金の
液相と固相の混合溶湯を用いて金型鋳造されたことを特
徴とするチクソモールド物品。