JP2004084066A - マグネシウム合金多孔質体およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】簡易にかつ安価に得られる、空孔がほぼ均一に分散したマグネシウム合金多孔質体を提供する。
【解決手段】本発明のマグネシウム合金多孔質体は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したマグネシウム合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このマグネシウム合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とする。
【選択図】図２
【解決手段】本発明のマグネシウム合金多孔質体は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したマグネシウム合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このマグネシウム合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とする。
【選択図】図２
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム合金からなる多孔質体とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム（Ｍｇ）は、実用金属材料中で最も軽量であり比強度に優れると共に、資源が豊富で、リサイクル性にも優れる。このため、軽量化や環境負荷の低減等が強く求められる昨今、Ｍｇは有望な金属材料であり、各種分野の各種製品に、ＭｇまたはＭｇ合金が使用されつつある。
例えば、自動車等の車両分野では、Ｍｇ合金製のカバー・ケース類やホイールなどが開発されており、軽量化に伴う省エネルギー化や運動性能の向上等が図られている。また、電気機器の分野でも、ノート型パソコンや携帯電話等の筐体にＭｇ（またはその合金）が使用され、モバイル機器のさらなる軽量化やリサイクル化が図られている。
【０００３】
さらに最近では、各種構造部材の一層の軽量化や、高性能な衝撃吸収体、断熱材、消音材等の提供を可能とするＭｇ（合金）の多孔質体が開発されつつある。
多孔質体に関する提案自体は、古くから多数なされており、例えば、下記特許文献等にその開示がある。
しかし、これらは、その実施例を観れば解るように、Ａｌを主成分としたＡｌ合金に関するものが多く、Ｍｇ合金に関するものは少ない。上記公報中でも、Ｍｇ合金に関する多孔質体は、下記の特許文献５および特許文献６に開示されている程度である。
【０００４】
特許文献５には、「金属発泡体の製造方法」として、半溶融状態の合金溶湯中に発泡剤である水素化チタンを比較的多く添加して、その溶湯を鋳型内に注湯した後、さらに所定の温度に加熱して、その発泡剤を発泡させ、金属発泡体を製造する方法が開示されている。但し、Ｍｇを主成分とする金属発泡体は、その公報中の実施例２に唯一示されているに過ぎない。
特許文献６には、「多孔質体の製造方法」として、Ｍｇ粉末と比較的多くの発泡剤とを容器に封入して押出し成形し、その塑性変形時に生じる発熱で発泡剤を発泡させて、金属発泡体を製造する方法が開示されている。
【０００５】
これらの他、Ｍｇ（合金）溶湯中にＨ２ガスを強制吹き込みして多孔質体を製造する方法や、多孔質の石膏型を用いてＭｇ合金の多孔質体を製造する方法が下記の非特許文献１等で提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特公昭３６−２０３５１号公報
【特許文献２】
特公昭３９−８０３号公報
【特許文献３】
特公昭５０−３１０８２号公報
【特許文献４】
特開平７−２３３４２８号公報
【特許文献５】
特開平９−２４１７８０号公報
【特許文献６】
特開２００１−３４２５０３号公報
【非特許文献１】
Ｙ．Ｙａｍａｄａ、Ｋ．Ｓｈｉｍｏｊｉｍａ、ｅｔ ａｌ．、Ｊ．Ｍａｓｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｌｅｔｔ、１８（１９９９）、１４７７
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
周知なように、Ｍｇは非常に活性で、酸化、燃焼を生じ易い。このため、Ｍｇ合金を加熱溶融したり、得られた溶湯を鋳造する際には、通常、防燃ガスやフラックスを用いて、その溶湯が酸化、燃焼しないようにしている。
このようなＭｇ合金溶湯中へ、前述したように、発泡剤を多量に添加して化学反応を生じさせたり、ガスを強制的に吹き込んだりすると、Ｍｇ合金溶湯が燃焼したり爆発したりする可能性が高い。このため、そのような鋳造作業等を、通常の設備で実施することは極めて難しい。また、その鋳造作業も煩雑となり、生産コストの上昇を招く。さらに、発泡剤である水素化チタン等は高価であると共に、その中に含まれるＴｉ等の元素は、Ｍｇ合金の腐食原因となるため、発泡剤の多量な使用は好ましくない。
【０００８】
また、上記特許文献６に開示された製造方法では、Ｍｇ粉末を用いているが、その取扱いが一層難しいこと、また、多量の発泡剤を使用し、複雑な工程を行わなければならないこと等を考慮すると、実用的な方法とはいえない。
さらに、多孔質の石膏型を使用する場合も、石膏型の製造や鋳造後の石膏型の除去等、極めて煩雑で高コストな作業を必要とすることから、同様に、あまり実用的な方法とはいえない。
【０００９】
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものである。すなわち、発泡剤等の添加を必要とせず、比較的簡易に製造できるＭｇ合金からなる多孔質体を提供することを目的とする。また、その製造に適した方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段および発明の効果】
そこで、本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、水素を含有したマグネシウム原料（以下、適宜、「Ｍｇ原料」という。）を用いることを思いつき、本発明を完成するに至った。
（マグネシウム合金多孔質体）
本発明のマグネシウム合金多孔質体（以下、適宜、単に「多孔質体」という。
）は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したマグネシウム合金溶湯（以下、適宜、「Ｍｇ合金溶湯」という。）を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とする。
【００１１】
本発明の多孔質体は、そもそも軽量なＭｇを主成分としていることに加えて、５〜８５体積％もの空孔を内包しているため、見かけ上、一層軽量（低密度）なものとなっている。
この多孔質体を利用すれば、従来になく、各種部材の軽量化を図れ、例えば、軽量で高剛性な部材等も容易に得られる。また、上記軽量化に加えて、多孔質体であることを利用して、従来になく高性能な衝撃吸収体、断熱材、防音材、消音材等をも得ることが可能である。さらに、この多孔質体からなる鋳物は、これまで抑制、制御が難しかった、鋳造時の引け、割れ等の鋳造欠陥の少ないものが得られる。
【００１２】
（マグネシウム合金多孔質体の製造方法）
本発明は、上記多孔質体に限らず、その多孔質体を容易かつ効率的に得られる製造方法としても把握できる。
すなわち、本発明は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とからなることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体の製造方法としても良い。
【００１３】
さらに本発明は、以上のことを踏まえて、Ｍｇを主成分とし、未発泡状態のＨを１５〜１００ｐｐｍとＡｌを５〜４０質量％とを少なくとも含有するＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を鋳型に注湯して冷却凝固させる凝固工程とを経て得られ、該凝固工程中に該Ｍｇ合金溶湯中から水素ガス（Ｈ２）が放出されて空孔が形成された、空隙率が５〜８５体積％の多孔質体であることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体またはその製造方法とすることもできる。
【００１４】
ところで、本発明の場合、何故、良好な多孔質体が容易に得られるのか、その詳細は必ずしも明らかではないが、現状、次のように考えられる。
先ず、ＭｇはＨを吸収し易い金属であり、Ｍｇ中における水素溶解度は大きい。これに対し、ＡｌはＭｇよりもＨを含有し難く、Ｍｇ中にＡｌを加えたＭｇ−Ａｌ合金中ではＭｇ中よりも水素溶解度は低下する。
【００１５】
Ｍｇの水素溶解度は、その温度が高い程、また、固相より液相で、より大きくなる。特に、固相から液相に相変態する際、その水素溶解度は急増し、逆に、液相から固相に相変態すると水素溶解度は急減する。例えば、Ｈ含有量の多いＭｇ原料（固相）を加熱して溶湯（液相）にしても、相変態により水素溶解度が急増する方向に作用するため、この段階ではＨ２が放出されることはない。同様に、Ｍｇ溶湯にＡｌ原料を添加したり、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを一緒に加熱したりして調製したＭｇ−Ａｌ合金溶湯の場合であっても、その溶湯からＨ２が放出されることはない。
【００１６】
次に、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳型等に注湯して冷却する。すると、その溶湯中で、Ｍｇ量がＡｌ量よりも多いことから、先ず、α−Ｍｇ相が晶出する。通常、このα−Ｍｇ相の晶出によってＨ２が放出されることはない。α−Ｍｇ相（固相）中におけるＨ含有量が飽和状態にあったとしても、余剰のＨは、その周囲に存在する桁違いに大きな水素溶解度をもつ溶湯中へ溶解し吸収されるからである。
そのα−Ｍｇ相の晶出が進行して、溶湯中の液相組成がＭｇとＡｌとの共晶点に達すると、ＭｇとＡｌとの共晶が晶出し出す。これにより余剰なＨは、その周囲にある合金溶湯中へさらに追いやられていく。一方で、凝固の進行とともに、残液中での水素溶解度を上回る余剰の水素は、水素ガスとして発泡を開始する。
【００１７】
そして、高濃度のＨが含有されたＭｇ−Ａｌ合金溶湯が最終的に凝固する際、水素溶解度が相変態に基づいて急減するため、固相に対して過飽和状態となる余剰なＨは、Ｈ２ガスとして一気に放出されると考えられる。本発明者の実験によると、このＨ２の発泡が最終的に生じる温度は４３７℃程度であった。
ここで、本発明の場合、ＨがＨ２ガスとして放出されるタイミングは、溶湯の凝固終了間際、つまり溶湯中の固相率が高いときである。そのため、溶湯の粘度は相当高くなっており、共晶部分から放出されたＨ２は、溶湯の外部へ容易には抜け出すことはできない。従って、その放出されたＨ２が高粘度の溶湯中に内包された状態となったまま、残余の溶湯が凝固することとなる。
【００１８】
また、このＨ２が放出される時点において、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯は固液共存状態（半溶融状態）にあり、固相の周囲が液相によってほぼ均一に取巻かれた状態（いわゆる粥状）となっている。そして、この合金溶湯が凝固を完了する際、Ｈ２は鋳物内にほぼ均一に分布した液相部分から放出される。こうして、略球状の空孔が鋳物全体にほぼ均一に分散した多孔質体が形成されたと考えられる。
【００１９】
なお、前述の従来技術のように、発泡剤を使用し、この発泡剤からＨ２を発泡させる場合、その発泡時期は凝固時期とずれたものとなる。このため、安易に溶湯等の温度を上昇させて発泡剤を発泡させると、発生したＨ２は、高温で粘度の低い溶湯中から容易に外部へ散逸するおそれがある。そこで、発泡したＨ２を溶湯内に閉じこめておくために、粘増剤等を使用したり、閉鎖されたキャビティ内で発泡させ、ガスの放出を防止したりする必要が生じる。
これに対し本発明の場合、Ｍｇ合金（特に、Ｍｇ−Ａｌ合金）が液相から固相へ相変態する際に生じる水素溶解度の差を利用して、過飽和なＨをＨ２として発泡させるものであって、発泡時期は、合金溶湯の凝固完了直前がもっとも顕著となるため、略球状の空孔がほぼ均一に分散した多孔質体が簡易に得られる。参考までに、Ｍｇ合金中の水素溶解度と温度との関係を示す溶解度曲線（一例）を図７に示した。図７から、Ｍｇ−Ａｌ合金の水素溶解度が純Ｍｇの水素溶解度よりも低いこと、液相から固相に相変態することにより水素溶解度が急激に低下することが解る。
ちなみに、Ａｌ以外の合金元素を含む合金（図７ではＡｌ−Ｎｉ合金）は、水素溶解度が純Ｍｇよりも大きく、Ｍｇ原料として純ＭｇインゴットよりもＭｇ合金インゴットを使用する方が、Ｍｇ合金溶湯中により多くのＨを含有させ易いことが明らかである。
【００２０】
ところで、このような凝固の最終段階でＨ２を放出させるには、凝固完了前の溶湯中に、その固相の水素溶解度に対して過飽和なＨの存在が前提となる。従って、Ｍｇ原料中のＨ含有量と、添加または配合するＡｌ原料の割合とは、そのような凝固の最終段階で、Ｈが過飽和状態となるように調整されるのが好ましい。
【００２１】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、１５ｐｐｍ以上であることが望ましい。これよりも少ないと、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯中からＨ２の発泡が十分になされないからである。そのＨ含有量は、２０ｐｐｍ以上、２５ｐｐｍ以上、３０ｐｐｍ以上、４０ｐｐｍ以上、５０ｐｐｍ以上さらには６０ｐｐｍ以上であると好ましい。
本発明では、Ｈ含有量の上限を特に問題としない。Ａｌの含有量にも依るが、Ｈ含有量が多い程、高空隙率の多孔質体が得られるからである。但し、あまりにもＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を多くすると、凝固開始前の冷却過程や凝固開始直後に発泡を生じて、粘度の低い溶湯中から発泡したＨ２が放出されてしまいかねない。従って、Ｈの含有量は、前述したように、Ｈ２の発泡時期が溶湯の凝固の進行中および凝固完了時期に近くなる程度が好ましい。
【００２２】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、Ｍｇ原料中の水素溶解量によっても大きく影響される。例えば、純マグネシウムインゴット（以下、適宜、「純Ｍｇインゴット」という。）をＭｇ原料とする場合、最大で５０ｐｐｍ程度のＨを含有している。マグネシウム合金インゴット（以下、適宜、「Ｍｇ合金インゴット」という。
）をＭｇ原料とする場合、合金元素の種類および合金量にも依るが、水素溶解度がより大きくなるので、最大で１００ｐｐｍ程度のＨを含有している。
【００２３】
勿論、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給源は、これらのＭｇ原料のみとは限らない。例えば、Ｈの供給源として、水素化物（例えば、水素化チタン）等をＭｇ合金溶湯に添加等して、Ｈ含有量を増加させても良い。また、Ｈを含有したＭｇ原料と水素化物等との両方をＨの供給源として、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量をより大きくしても良い。この他、Ｍｇ合金溶湯の水素溶解度は大きいので、吸着ガスの多いインゴット（例えば、小塊のインゴット）を原料として使用したり、溶湯への水蒸気の吹きつけ、溶湯の撹拌等によっても、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量を容易に増加させることができる。いずれにしても、このような方法により、本発明の溶湯調製工程で、Ｍｇ合金溶湯中の水素溶解量を増加させることができる（水素増量工程）。
【００２４】
なお、本発明は、あくまでも相変化に伴う水素溶解度の急減を利用してＨ２を発泡させるものであって、水素化物等の発泡剤を直接的に発泡させるものではない。このため、水素化物等を利用するとしても、その使用量は僅かで良い。
さらに、ＭｇやＭｇ合金は本来Ｈを含有し易いので、発泡に十分なＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を得ることは、本来容易である。しかも、そのようなインゴット等は、通常行われるＨの脱ガス処理を省略したり省力化等できる分、安価に入手可能である。このようなインゴット等を原料として使用して、マグネシウム合金の多孔質体を工業的に量産すれば、水素化物等をＭｇ合金溶湯中へ添加する必要もなく、空隙率の大きな多孔質体を一般的な鋳造設備を使用しつつ、より低コストで容易に得られる。ちなみに、こうして得られた純ＭｇインゴットのＨ含有量は、例えば、１５ｐｐｍ以上であり、Ｍｇ合金インゴットのＨ含有量は、例えば、３０ｐｐｍ以上である。特に、Ａｌ以外の合金元素（溶解度向上元素）を含むＭｇ合金は、純Ｍｇに対して水素溶解度が大きくなるため、より多くのＨを含有していることが多い。
【００２５】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量が多いほど、発泡し易く、より低密度の多孔質体が得られるが、Ｈ含有量は、所望する多孔質体の密度、添加または配合するＡｌ量、製造工程（例えば、凝固工程における冷却速度）等を考慮して、本来自在に決定されるのが好ましい。
しかし、水素化物等を添加せずに、Ｍｇ原料のみでＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を調整することは通常困難である。そこで、Ｈを含有した安価な純Ｍｇインゴット等を使用しつつ、Ａｌ量、凝固工程中の冷却速度等を制御して、Ｈ２の発泡量や空孔の形態等を調整することが好ましい。
【００２６】
例えば、Ｍｇ原料中のＨ含有量を１５ｐｐｍ以上とした場合、合金溶湯中におけるＡｌ量は、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％、１０〜４０質量％、さらには１５〜３０質量％とするとより好ましい。
Ａｌ量が６質量％未満では、Ｍｇ原料と溶製したＭｇ−Ａｌ合金との水素溶解度の差が小さく、共晶の晶出量も少なくなるため、水素溶解度差を利用してＨ２を十分に発泡させることが困難となる。一方、Ａｌ量が４０質量％を超えると、逆に、Ｈを含有したＭｇ原料が少なくなるため、合金溶湯中のＨ量も相対的に少なくなり、やはり水素溶解度差を利用してＨ２を十分に発泡させることが困難となる。これに加えて、Ａｌ量が４０質量％を超えると、脆弱なＭｇ−Ａｌ化合物の晶出量が増えて、多孔質体の機械的特性の低下を招くため好ましくない。
【００２７】
本発明の多孔質体は、例えば、一般的な鋳造設備を用いて、通常の鋳造方法により得られる。但し、合金溶湯をあまりにも急速に冷却させると、Ｈの拡散、Ｈ２ガスの核発生が十分になされなくなる。その結果、Ｈ２が放出される間もなく凝固工程が終了してしまい、空孔が均一分散した良好な多孔質体が得にくくなる。
【００２８】
この観点から、凝固工程における冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下、望ましくは５℃／ｓｅｃ以下とするのが好ましい。一方、この冷却速度があまりに遅いと、発泡した水素ガスの結合が進み、粗大な空孔が形成されるために、多孔質体の機械的特性の低下を招いたり、多孔質体の製造に長時間を要して生産性が低下したりする。このような観点から、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上、望ましくは０．２℃／ｓｅｃ以上とするのが好ましい。つまり、冷却速度は０．１〜１０℃／ｓｅｃ、より望ましくは０．２〜５℃／ｓｅｃが好ましい。
【００２９】
なお、本発明に係る多孔質体は、その用途や形態等を問題とはしない。前述したように、構造部材の軽量化のために使用されても良いし、衝撃吸収材、断熱材、防音・消音材等として使用されても良い。また、その形態等も問わず、板状、棒状、塊状等の素材でも、それらを加工した加工物等であっても良い。
また、多孔質体の空孔形成元素（ガス）として水素を利用しているのは、水素が、酸素や窒素等と異なり、Ｍｇと反応し難く、Ｍｇ中への溶解度が大きい唯一のものだからである。ちなみに本明細書中では、統一的に「Ｈが溶解している」といったような表現を用いているが、これには、液相中のみならず、固相中にＨが含有されているとき（いわば固溶状態にあるとき）も、適宜含まれる。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。なお、以下に述べる内容は、本発明に係る多孔質体のみならず、その製造方法についても適宜該当するものである。
（１）Ｍｇ原料とＡｌ原料
Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯の調製に使用するＭｇ原料やＡｌ原料は特に問わない。凝固工程で発泡を生じるＭｇ合金溶湯が得られれば十分である。勿論、１５ｐｐｍ以上のＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴットであれば、別途、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給を省略できるので好ましい。しかし、そうでなくても、水素化物を添加等してＭｇ合金溶湯中に所望のＨ含有量を確保しても良い。
【００３１】
勿論、入手可能な市販のＭｇインゴット等に当初からＨが含有されていると、原料費の低減となり好ましい。また、Ｈを含有するＭｇ原料を使用することで、合金溶湯中にＨを吹込む等の危険を伴う作業を行う必要もなく、特殊で高価な装置等も必要としないで済み、発泡剤等を多量に使用する必要もない。
【００３２】
このＭｇ原料は、上記インゴットに限らず、それを粗粉砕した粒状物や粉末等でも良い。但し、Ｍｇ原料の添加元素等にもよるが、基本的にＭｇ原料は非常に活性であるため、表面積の大きな粉末等では取扱性が悪い。どのような形態であれ、加熱溶融することを考えれば、Ｍｇ原料は、取扱性に優れ入手容易なＭｇまたはＭｇ合金のインゴットが好ましい。
Ｍｇ原料やＡｌ原料は、上記純Ｍｇや純Ａｌ等に限らず、適宜、マグネシウム合金の特性を向上させる元素を適宜含有していても良い。このような元素は、Ａｌ以外に、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｓｉ、希土類元素（ＲＥ）等がある。
【００３３】
特に、Ｍｇ原料の場合、純マグネシウムに対して水素溶解度を大きくする溶解度向上元素を含有したマグネシウム合金からなるＭｇ合金インゴットであると好ましい。このような溶解度向上元素は、基本的にＡｌ以外の元素である。具体的にいえば、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＳｂまたはＺｒなどがある。溶解度向上元素は、これの１種以上からなると好ましい。
【００３４】
これら元素の内、例えば、Ｍｎは、腐蝕原因となるＦｅ等の不純物除去に有効な元素であり、多孔質体の耐蝕性を向上させ得る元素である。合金溶湯中にＭｎが０．１〜２質量％含有していると好ましい。Ｍｎが０．１質量％未満では、その効果がほとんどない。一方、Ｍｎは水素溶解度が大きな元素であるため、Ｈ２を効果的に放出させるために、Ｍｎが２質量％以下が良い。
ＺｎもＭｎと同様の効果を発揮すると共に多孔質体の室温強度等を向上させる元素である。Ｍｎと同様理由により、Ｚｎも０〜１０質量％であると好ましい。
【００３５】
Ｚｒは、晶出するα−Ｍｇ結晶粒を微細化し、同時に空孔の均一分散に有効であり、多孔質体の機械的特性を向上させる元素である。Ｚｒは０〜１質量％であると好ましい。少ないとその効果がなく、多過ぎると合金溶湯の融点を上昇させ鋳造性が悪くなる。
ＣａやＳｉは、多孔質体の高温強度やクリープ特性等の耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、Ｃａは０〜５質量％、Ｓｉは０〜２質量％であると好ましい。
ＲＥは、多孔質体の耐蝕性、耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、ＲＥは０〜５質量％であると好ましい。
【００３６】
ところで、Ｃａ、ＳｉおよびＲＥ等は、合金溶湯の粘度を上昇させる元素でもある。従って、Ｍｇ合金溶湯がこれらの元素を増粘剤として、例えば、全体を１００質量％としたときに合計で０．１〜１０質量％、さらには０．５〜５質量％含有すると好適である。それらの元素が、０．１質量％未満ではその効果がなく、１０質量％を超えると合金溶湯が高粘度となり過ぎて鋳造性が低下する。
【００３７】
本発明の多孔質体もＭｇ合金からなることに変わりないから、その実用性を考えると、耐蝕性も重要となる。この観点から、本発明の多孔質体が、腐食原因となる元素を含有しないことが好ましい。例えば、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｕ等を実質的に含まないようにするか、それぞれの元素が１質量％以下となるようにするのが好ましい。なお、「実質的に含まない」とは、不可避不純物としてそれらの元素を含有する場合までは除かない趣旨である。
【００３８】
ここで、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ原料中の水素溶解度を大きくする元素である。
このため、それらの元素を含むＭｇ合金からなるＭｇ原料を使用すれば、Ｍｇ合金溶湯中へＨをより多く供給することが可能となる。一方、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解量を大きくすることから、一見、凝固工程中のＨ２の発泡を妨げるようにも思える。しかし、本発明では、Ｍｇ合金溶湯中に比較的多くのＡｌを含有させているので、このような事態は回避される。何故なら、Ｍｇ合金溶湯中で、ＡｌはＮｉやＭｎ等と化合物を形成して坩堝等の下部へ沈降して、Ｍｇ合金溶湯中のＮｉやＭｎ等の濃度は低くなる。加えて、そのＭｇ合金溶湯中のＡｌ濃度が高いために、水素溶解度は著しく低下し、凝固工程中に十分な発泡を生じるからである。また、Ｎｉ等の腐蝕元素は、このようにＡｌと化合物を形成して沈降し、その濃度が低下するため、Ｎｉ等を含有するＭｇ原料を使用したとしても、多孔質体の耐蝕性の低下が抑制される。
【００３９】
（２）空隙率
空隙率とは、多孔質体中に占める空孔の体積割合であるが、具体的には次のようにして求められる。
所定サイズの鋳型にＭｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳造して多孔質体を作製する。得られた鋳物の重量および体積を測定してその多孔質体の密度（ρ）を求める。同様に、健全な（多孔質体でない）Ｍｇ−Ａｌ合金鋳物を作製してその密度（真密度：ρ０）を求める。そして、それら両密度（ρ、ρ０）から、１−（ρ／ρ０）により空隙率を求められる。
【００４０】
本発明の多孔質体の場合、その空隙率は、例えば、５〜８５体積％である。５体積％未満では、構造部材の軽量化、衝撃吸収性、断熱性または吸音性等を十分に図ることができない。一方、空隙率が８５体積％を超えると、前述した本発明の製造方法によって多孔質体を安価で製造することが難しくなる。生産性、強度、軽量性等を考慮して、空隙率が１０〜７０体積％であるとより好ましい。
【００４１】
（３）溶湯調製工程
本発明の溶湯調製工程で調製するＭｇ合金溶湯は、所定量以上のＨを含有したＭｇ−Ａｌ合金溶湯であれば、使用する原料、Ｈの供給源等は問わない。もっともこの溶湯調製工程が、前述したように、Ｍｇを主成分としＨを１５ｐｐｍ以上含有したＭｇ原料とＡｌを主成分とするアルミニウム原料（Ａｌ原料）とを少なくとも溶解してＭｇ合金溶湯を得る工程であると、本発明の多孔質体を簡易に低コストで製造できるので好ましい。
【００４２】
また、具体的な溶製方法等も問わない。例えば、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを最初から加熱溶融しても良いし、最初にＭｇ原料を加熱溶融した後、そこにＡｌ原料を添加しても良い。その他の元素を、配合または添加する場合も同様である。
加熱方法も特に問わず、電気炉で加熱しても良いし、高周波加熱炉等を利用しても良い。但し、Ｍｇ合金溶湯は活性であるため、ＳＦ６ガスや不活性ガス等の防燃ガスを吹付けたりフラックスを用いて、酸化・燃焼防止雰囲気で溶湯調製工程を行うのが好ましい。
【００４３】
（４）凝固工程
凝固工程は、通常、Ｍｇ合金溶湯を鋳型に注湯、射出等することで行われる。
この鋳型は、砂型でも金型でも良い。金型も鋼鉄製、銅製等種々のものを使用できる。そして、鋳型の材質を変更して、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を調整し、形成される空孔の形態を制御することも可能である。例えば、砂型を用いて冷却速度を遅くすると、Ｍｇ−Ａｌ共晶から放出された微細な気泡が結合して大きな気泡が形成されるため、大きな空孔をもつ多孔質体が得られる。逆に、放熱性に優れた銅製鋳型を用いて冷却速度を高くすると、微細な気泡が均一に放出された状態でＭｇ合金溶湯が凝固するため、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られる。なお、このような空孔の制御は、鋳造時の加圧力によっても行うことができる。例えば、ダイキャストのような加圧鋳造を行うと、大気圧中で鋳造した場合に比べ、気泡の発生が抑制されて、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られ易い。逆に、減圧下で鋳造すれば、大きな空孔をもつ多孔質体が得られ易い。
【００４４】
さらに、この凝固工程中で、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を部分的に変化させることで、例えば、外表面近傍に前記空孔が実質的に存在しない緻密層を有する多孔質体が得られる。マグネシウム合金多孔質体は、超軽量で種々の優れた特性を発揮し得るが、その外表面に空孔が出現すると、外観が悪くなり、また、その部分が疲労破壊の起点となったりして好ましくない。そこで、多孔質体の外表面近傍（全面である必要性はない。）に空孔が実質的に存在しない緻密層が形成されると好ましい。
【００４５】
このような緻密層は、例えば、次のようにして得られる。すなわち、凝固工程で、Ｍｇ合金溶湯が注湯された鋳型のキャビティ壁面近傍のみを急冷することによって空孔の生成を抑制して、空孔が外表面近傍に実質的に存在しないようにすれば良い。
【００４６】
本発明のＭｇ合金溶湯を冷却していく際に、先ず、α−Ｍｇの初晶が晶出することはＭｇ−Ａｌの状態図等からも明らかである。しかし、鋳型として熱伝達が早く熱容量の大きい大型の金型を使用したり強制冷却等を施して冷却速度を大きくし過ぎると、Ｈ２の発泡する間もなく全体が凝固してしまう。一方、あまりにも熱伝達が遅く熱容量の小さい鋳型等を使用すれば、キャビティ壁面付近でも、発泡が生じ、ガスの鋳物外部への放出が生じるとともに多孔質体（鋳物）の外表面に空孔が出現してしまう。そこで、キャビティ壁面付近のみの冷却速度を早くすることで、緻密層の形成が可能となり、外部へのガスの放出を防止できる。逆に、その部分よりも内部の冷却速度は遅いため、内部では、Ｈ２が発泡する。このような冷却速度の制御は、例えば、熱伝達の早い金型を用いて、その肉厚を適当に薄くし熱容量を小さくすることで達成できる。また、その熱容量の大きさ等を変更してキャビティ壁面付近の冷却速度を調整することで、緻密層の厚さの制御も可能となる。
【００４７】
（５）用途
本発明の多孔質体は、前述したように、軽量構造部材、衝撃吸収部材、防音・消音部材、断熱材等に利用される。より具体的には、自動車のバンパー、防音断熱壁、クラッシュボックス、エネルギー吸収ポット、人工骨等に利用される。また、本発明の多孔質体は多数の空孔を有しているため、鋳造時の引け、鋳造割れ等の鋳造欠陥の抑制も容易である。さらに、多孔質体の外表面に緻密層を形成することで、外観性にも優れ、強度の向上等も図れる。
【００４８】
【実施例】
次に、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
（実施例１）
本発明に係る多孔質体（実施例１）を次のようにして製造した。
先ず、原料として、南京宇部マグネシウム有限会社（宇部興産）製の純Ｍｇ（純度９９．９％、水素含有量２５ｐｐｍ：Ｍｇ原料）と福岡アルミニウム工業社製の純Ａｌ（純度９９．９９％：Ａｌ原料）とを用意した。
【００４９】
これらの原料をステンレス（ＳＵＳ４３０）製るつぼ内に入れて、シリコニット電気炉で加熱し、Ａｌ量を５〜４０％（単位：質量％、以下同様）の範囲で５％毎に調整したＭｇ合金溶湯を溶製した（溶湯調製工程）。この溶解時、Ｍｇ合金溶湯の酸化燃焼を防止するために、微量の六フッ化硫黄（ＳＦ６）ガスを表面に吹付けた状態とした。そして、７５０℃に加熱した合金溶湯を鉄製のパドルで十分に撹拌した。なお、このとき脱ガス処理を行わなかった。
【００５０】
得られたＭｇ合金溶湯を１０分間沈静保持した後、前記るつぼを炉外へ取出し、溶湯温度７００℃のＭｇ合金溶湯を直径３０ｍｍｘ高さ５０ｍｍのシェル砂型に注湯し、湯面に微量のＳＦ６ガスを吹付けた状態で冷却させて凝固させた（凝固工程）。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。
なお、冷却速度は、シェル砂型に取付けた熱電対により冷却曲線を測定して、６００℃から４００℃までの時間を求めて平均の冷却速度として算出した（他の鋳型の場合も同様）。
得られた鋳物（多孔質体）を砂型から取出し、Ａｌ量の異なる各試料について、それぞれの断面を観察した。そして、前述した方法で各試料について空隙率を求めた。こうして得られた空隙率と合金溶湯中のＡｌ含有量との関係を図１に示す。また、Ｍｇ−２０％Ａｌ合金からなる多孔質体の縦断面組織写真を図２に示す。
【００５１】
図１からも解るように、Ａｌが５質量％以下では、空隙率が低く、鋳物中にＨ２に起因した球状の空孔もほとんど観られなかった。しかし、Ａｌが６質量％から順に増加するに従って、空隙率も上昇した。そして、Ａｌ量が２５〜３０質量％のとき、空隙率が５０〜６０％となり最大値を示した。Ａｌ量をさらに増すと、空隙率はやや低下する傾向を示した。
このことから、Ａｌ量を５〜４０質量％の範囲、より好ましくは１５〜３０質量％の範囲で調整すれば、空隙率が５〜６０％程度の所望の多孔質体が得られることが明らかとなった。
【００５２】
（実施例２）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２５％Ａｌの合金溶湯を溶製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を複数の鋳型中に注湯し凝固させた。用意した鋳型は、材質および大きさの異なる、銅製金型（２ｘ５０ｘ１５０ｘｍｍ：２０ｘ３０ｘ１５０ｍｍ）と、鋳鉄製船金型（φ２０ｘ１００ｍｍ：３０ｘ４０ｘ１９０ｍｍ）と、シェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ：φ５０ｘ１００ｍｍ）である。各寸法はキャビティ形状である。各鋳型を用いた場合の冷却速度は、順に、７０℃／ｓｅｃ、２８℃／ｓｅｃ、８．２℃／ｓｅｃ、２．４℃／ｓｅｃ、０．８℃／ｓｅｃおよび０．１５℃／ｓｅｃであった。
【００５３】
そして、得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にしてそれぞれの空隙率を求めた。こうして得られた冷却速度と空隙率との関係を図３に示す。
冷却速度が１０℃／ｓｅｃを超えて大きくなると、空隙率が非常に小さくなり、形成された空孔も微細なものであった。しかし、冷却速度が順に小さくなるに従って、空隙率も上昇し形成された空孔も大きくなった。
このことから、冷却速度を０．１〜１０℃／ｓｅｃの範囲で調整すると、空隙率が５〜７０％の範囲にある所望の多孔質体が得られることが解った。なお、形成される空隙率が比較的大きな多孔質体を得るには、冷却速度を０．３〜５℃／ｓｅｃの範囲で調整すれば良い。
【００５４】
（実施例３）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２０％Ａｌの合金溶湯を溶製した。そして、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中に０．５質量％のＣａを添加し、実施例１と同様に攪拌した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を実施例１のシェル砂型に注湯して凝固させた。冷却速度は実施例１と同じ０．８℃／ｓｅｃであった。
得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にして空隙率を求めたところ、約５０％であった。本実施例の試料とＡｌ含有量が同じ実施例１の試料との空隙率を比較すると、本実施例の試料の空隙率が３％程度大きいことが解った。これは、Ｃａの合金溶湯への添加により、合金溶湯の粘度が上昇し、凝固時に発生したガスが外部へ排出されることが抑制されたためと考えられる。
【００５５】
（実施例４）
実施例１と同様にして合金溶湯を溶製し、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中にＭｎを添加、攪拌することにより、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｍｎの合金溶湯を調製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を、図４に示すようなリブをもつ金型に注湯して凝固させた。この金型の板厚は５ｍｍで、リブ部の厚さは３ｍｍである。このリブのある部位での板厚中心部の冷却速度は約８℃／ｓｅｃであった。
Ｈを含有しない上記組成と同じ合金溶湯をその鋳型に注湯して凝固させると、得られた鋳物は、図４（ａ）に示すように、リブの付け根付近で鋳造割れを生じ易い。しかし、本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、いずれの箇所にも、鋳造割れ等を生じることはなかった。
【００５６】
図４（ａ）に示すような鋳造割れが発生する原因は、凝固収縮と面引けによる応力集中がリブの付根部（Ｌ部）で発生するためであると考えられている。本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、合金溶湯の最終凝固部でＨ２が発生して鋳物が膨張するため、図４（ａ）のような面引けが起らず、リブ部で応力集中が著しく軽減される。このため、従来は鋳造割れが多発し易いような鋳物形状であっても、本発明のＭｇ合金溶湯を使用すると、内部に球状の気泡を含む鋳造割れの少ない鋳物が得られる。
なお、本実施例の場合、鋳物内部に微細な球状の空孔を生じることになるが、機械的性質への影響は小さかった。具体的にいうと、気孔率（空隙率）が５〜８％程度と小さく、気泡の形状も球状かつ微細であり、応力集中が生じにくいためである。
【００５７】
（実施例５）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。使用した水素化チタンは、高純度化学社製の市販品である（以下同様）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約４０％の多孔質体が得られた。ちなみに、この多孔質体中に残存したＴｉは０．０１％と微量であった。
【００５８】
実施例１の場合と比べると明らかなように、Ａｌが同じ１５質量％程度であっても、本実施例の空隙率が、約２倍程度に大きくなっている。これは、水素化チタンの微量添加によってＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を積極的に増加させたためである。なお、上記水素化チタンに替えて、水素化カルシウム、水素化リチウム、水素化マグネシウム等の水素化物や、溶湯中で分解して水素を放出する他の化合物等を使用しても良い。さらには、湿潤ガスをＭｇ合金溶湯へ吹き付けたり、その溶湯中へ吹き込んだり、Ｍｇ原料等に吸着ガスの多いインゴットを使用したりしても良い。このように水素含有量を増加させる方法は種々ある。しかも、予め水素含有量の多いＭｇインゴットを用いれば、少量の水素添加等によって水素溶解量が飽和したＭｇ合金溶湯が得られる。具体的には、上記湿潤ガスの吹き付け、吸着ガスの多い小塊インゴットの使用等によっても、十分な効果が得られる。
【００５９】
ここで、Ｍｇは燃焼、爆発の危険があるので、安全な方法を選択するのが望ましい。もっとも、本実施例では、Ｍｇ合金溶湯中のＨ溶解量を増加させれば十分であり、溶湯調製工程段階で発泡等させる必要がないので、従来の方法に比べて格段に安全性が高く、鋳造設備も一般的なもので足る。
【００６０】
（実施例６）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製した。ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．１質量％を添加して、撹拌を行った。
この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外にり出して直ちに、インゴット成形金型に注湯した。こうして、Ｍｇ−３％Ｎｉ合金インゴット（Ｍｇ合金インゴット）が得られた。このＭｇ合金インゴット中の水素溶解量は６０ｐｐｍであった。
【００６１】
このＭｇ合金インゴットをＭｇ原料とした。そしてこれを溶解した溶湯中へ実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加した。これを溶湯温度７００℃に加熱後、鉄製のパドルを用いて溶湯の撹拌を行ない、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。このときの溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成は、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。ちなみに、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
【００６２】
本実施例では、先ず、Ｎｉの添加によって水素溶解度を向上させた後、次に、水素化チタンの微量添加によって水素溶解量を増量させたＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として使用した。従って、Ｍｇ原料の水素溶解量は、現実に、実施例１や実施例５等の場合と比較しても大幅に増大していた。こうして、本実施例では、実施例５と比較すれば明らかなように、Ｍｇ合金溶湯中のＡｌ量や鋳造条件をほぼ同じとしながら、得られた多孔質体の空隙率が大幅に向上する結果となった。
【００６３】
（実施例７）
上記実施例６では、Ｈを含有したＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として多孔質体を製造する場合について説明したが、Ｍｇ合金インゴットの鋳造を省略しても、実施例６と同様の多孔質体が得られる。
すなわち、実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製し、ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．１質量％を添加し、撹拌する。ここでインゴットに成形すること無くそのまま、上記Ｍｇ−Ｎｉ合金溶湯中へ、実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加してＡｌが１５質量％となるようにした。この溶湯の温度を７００℃としつつ、鉄製のパドルを用いて溶湯を撹拌し、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。
【００６４】
この溶湯を溶湯温度６８０℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、実施例６と同様の空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成も、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。この場合も同様に、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
実施例６のように、Ｈ含有量の多いＭｇ合金インゴットがＭｇ原料として容易に安価で入手できるときは、そのＭｇ原料を用いてＭｇ合金多孔質体を製造するのが良い。しかし、そうでなくても、本実施例のようにしても、容易に同様の多孔質体を得ることができる。
【００６５】
（実施例８）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
このＭｇ合金溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外へ取り出し、直ちに外径２０ｍｍ、内径１９ｍｍ、高さが１００ｍｍのステンレス製パイプに注湯した。このときの全体的な冷却速度は、２．０℃／ｓｅｃであった。これにより空隙率４０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の縦断面写真を図５に示す。この図５から明らかなように、軸中央から外周に向けて多数の空孔が分布している。一方、外周表面付近には空孔がなく、滑らかな表面となった。つまり、その外周表面付近には本発明でいう緻密層が形成されていた。
【００６６】
このような緻密層が形成されたのは、パイプ状の金型へ注湯したＭｇ合金溶湯が、その金型のキャビティ壁面（金型内周壁面）に接触した際に、その部分での冷却が急速に進行し、表面に発泡のない表面層をもつ鋳物が形成されたためと考えられる。一方、使用した上記パイプ状の金型は、肉厚が０．５ｍｍと非常に薄いため熱容量が小さい。このため、それよりも内部の冷却速度は遅く、内部では十分な発泡、膨張が生じたと考えられる。
本実施例の場合の冷却速度は、上述したように２．０℃／ｓｅｃであるが、金型のキャビティ壁面近傍での局部的な冷却速度は１０℃／ｓｅｃ程度、それより内部の冷却速度は１．０℃／ｓｅｃ程度と考えられる。
【００６７】
もっとも、このような多孔質体を製造する際に好ましい冷却速度を各部分毎に一概に特定することは困難である。何故なら、Ｈ含有量、Ｍｇ合金溶湯の組成（溶解度向上元素の組成、Ａｌの含有量）等によって好ましい範囲が異なるからである。
また、本実施例では、薄肉金型を用いたが、厚肉金型や砂型等であっても同様の多孔質体を成形することも可能である。例えば、厚肉金型を使用する場合なら、内部での冷却速度が遅くなるように、予め適当な温度まで加熱しておけば良い（予熱工程）。鋳型の熱容量、熱伝達性、放熱性等を工夫することで、単に緻密層を形成するのみならず、その緻密層の厚さ管理や、内部空孔の大きさや空隙率等の調整も可能となる。
そこで、緻密層が薄く空隙率のより大きな別の多孔質体を製造したので、その横断面写真を図６に示す。この多孔質体はφ５０ｘ５０ｍｍで６０体積％であった。
【００６８】
以上のように本発明によれば、空孔がほぼ均一に分散したマグネシウム合金多孔質体が簡易かつ安価に得られる。ここで、多孔質体中の空隙率の制御は、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量やＡｌ量およびその冷却速度等の調整によって可能である。例えば、空隙率を高めるには、ＮｉやＭｎ等を含有して水素溶解度が高く、多くのＨを含有したＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を使用すれば良い。また、水素化チタン等をＭｇ合金溶湯中へ添加してＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を増加させても良い。そして、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解度を低下させるために、十分なＡｌをそのＭｇ合金溶湯中に含有させる。また、Ｈ２の発泡に適切な冷却速度でＭｇ合金溶湯を冷却する。なお、Ｎｉ等は、Ｍｇ合金の腐蝕元素であるが、Ｍｇ合金溶湯中でＡｌと化合物を形成して沈降するため、多孔質体中のＮｉ量は相当少なくできる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｇ合金溶湯中におけるＡｌ含有量と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図２】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図３】Ｍｇ合金溶湯の冷却速度と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図４】鋳造割れの発生メカニズムの説明図であり、同図（ａ）は従来の一般的なＭｇ合金溶湯を用いた場合であり、同図（ｂ）は本発明の実施例に係るＭｇ合金溶湯を用いた場合である。
【図５】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図６】本発明の実施例に係る多孔質体の横断面組織写真である。
【図７】本発明のマグネシウム合金中の水素溶解度と温度の関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム合金からなる多孔質体とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム（Ｍｇ）は、実用金属材料中で最も軽量であり比強度に優れると共に、資源が豊富で、リサイクル性にも優れる。このため、軽量化や環境負荷の低減等が強く求められる昨今、Ｍｇは有望な金属材料であり、各種分野の各種製品に、ＭｇまたはＭｇ合金が使用されつつある。
例えば、自動車等の車両分野では、Ｍｇ合金製のカバー・ケース類やホイールなどが開発されており、軽量化に伴う省エネルギー化や運動性能の向上等が図られている。また、電気機器の分野でも、ノート型パソコンや携帯電話等の筐体にＭｇ（またはその合金）が使用され、モバイル機器のさらなる軽量化やリサイクル化が図られている。
【０００３】
さらに最近では、各種構造部材の一層の軽量化や、高性能な衝撃吸収体、断熱材、消音材等の提供を可能とするＭｇ（合金）の多孔質体が開発されつつある。
多孔質体に関する提案自体は、古くから多数なされており、例えば、下記特許文献等にその開示がある。
しかし、これらは、その実施例を観れば解るように、Ａｌを主成分としたＡｌ合金に関するものが多く、Ｍｇ合金に関するものは少ない。上記公報中でも、Ｍｇ合金に関する多孔質体は、下記の特許文献５および特許文献６に開示されている程度である。
【０００４】
特許文献５には、「金属発泡体の製造方法」として、半溶融状態の合金溶湯中に発泡剤である水素化チタンを比較的多く添加して、その溶湯を鋳型内に注湯した後、さらに所定の温度に加熱して、その発泡剤を発泡させ、金属発泡体を製造する方法が開示されている。但し、Ｍｇを主成分とする金属発泡体は、その公報中の実施例２に唯一示されているに過ぎない。
特許文献６には、「多孔質体の製造方法」として、Ｍｇ粉末と比較的多くの発泡剤とを容器に封入して押出し成形し、その塑性変形時に生じる発熱で発泡剤を発泡させて、金属発泡体を製造する方法が開示されている。
【０００５】
これらの他、Ｍｇ（合金）溶湯中にＨ２ガスを強制吹き込みして多孔質体を製造する方法や、多孔質の石膏型を用いてＭｇ合金の多孔質体を製造する方法が下記の非特許文献１等で提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特公昭３６−２０３５１号公報
【特許文献２】
特公昭３９−８０３号公報
【特許文献３】
特公昭５０−３１０８２号公報
【特許文献４】
特開平７−２３３４２８号公報
【特許文献５】
特開平９−２４１７８０号公報
【特許文献６】
特開２００１−３４２５０３号公報
【非特許文献１】
Ｙ．Ｙａｍａｄａ、Ｋ．Ｓｈｉｍｏｊｉｍａ、ｅｔ ａｌ．、Ｊ．Ｍａｓｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｌｅｔｔ、１８（１９９９）、１４７７
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
周知なように、Ｍｇは非常に活性で、酸化、燃焼を生じ易い。このため、Ｍｇ合金を加熱溶融したり、得られた溶湯を鋳造する際には、通常、防燃ガスやフラックスを用いて、その溶湯が酸化、燃焼しないようにしている。
このようなＭｇ合金溶湯中へ、前述したように、発泡剤を多量に添加して化学反応を生じさせたり、ガスを強制的に吹き込んだりすると、Ｍｇ合金溶湯が燃焼したり爆発したりする可能性が高い。このため、そのような鋳造作業等を、通常の設備で実施することは極めて難しい。また、その鋳造作業も煩雑となり、生産コストの上昇を招く。さらに、発泡剤である水素化チタン等は高価であると共に、その中に含まれるＴｉ等の元素は、Ｍｇ合金の腐食原因となるため、発泡剤の多量な使用は好ましくない。
【０００８】
また、上記特許文献６に開示された製造方法では、Ｍｇ粉末を用いているが、その取扱いが一層難しいこと、また、多量の発泡剤を使用し、複雑な工程を行わなければならないこと等を考慮すると、実用的な方法とはいえない。
さらに、多孔質の石膏型を使用する場合も、石膏型の製造や鋳造後の石膏型の除去等、極めて煩雑で高コストな作業を必要とすることから、同様に、あまり実用的な方法とはいえない。
【０００９】
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものである。すなわち、発泡剤等の添加を必要とせず、比較的簡易に製造できるＭｇ合金からなる多孔質体を提供することを目的とする。また、その製造に適した方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段および発明の効果】
そこで、本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、水素を含有したマグネシウム原料（以下、適宜、「Ｍｇ原料」という。）を用いることを思いつき、本発明を完成するに至った。
（マグネシウム合金多孔質体）
本発明のマグネシウム合金多孔質体（以下、適宜、単に「多孔質体」という。
）は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したマグネシウム合金溶湯（以下、適宜、「Ｍｇ合金溶湯」という。）を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とする。
【００１１】
本発明の多孔質体は、そもそも軽量なＭｇを主成分としていることに加えて、５〜８５体積％もの空孔を内包しているため、見かけ上、一層軽量（低密度）なものとなっている。
この多孔質体を利用すれば、従来になく、各種部材の軽量化を図れ、例えば、軽量で高剛性な部材等も容易に得られる。また、上記軽量化に加えて、多孔質体であることを利用して、従来になく高性能な衝撃吸収体、断熱材、防音材、消音材等をも得ることが可能である。さらに、この多孔質体からなる鋳物は、これまで抑制、制御が難しかった、鋳造時の引け、割れ等の鋳造欠陥の少ないものが得られる。
【００１２】
（マグネシウム合金多孔質体の製造方法）
本発明は、上記多孔質体に限らず、その多孔質体を容易かつ効率的に得られる製造方法としても把握できる。
すなわち、本発明は、Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とからなることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体の製造方法としても良い。
【００１３】
さらに本発明は、以上のことを踏まえて、Ｍｇを主成分とし、未発泡状態のＨを１５〜１００ｐｐｍとＡｌを５〜４０質量％とを少なくとも含有するＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を鋳型に注湯して冷却凝固させる凝固工程とを経て得られ、該凝固工程中に該Ｍｇ合金溶湯中から水素ガス（Ｈ２）が放出されて空孔が形成された、空隙率が５〜８５体積％の多孔質体であることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体またはその製造方法とすることもできる。
【００１４】
ところで、本発明の場合、何故、良好な多孔質体が容易に得られるのか、その詳細は必ずしも明らかではないが、現状、次のように考えられる。
先ず、ＭｇはＨを吸収し易い金属であり、Ｍｇ中における水素溶解度は大きい。これに対し、ＡｌはＭｇよりもＨを含有し難く、Ｍｇ中にＡｌを加えたＭｇ−Ａｌ合金中ではＭｇ中よりも水素溶解度は低下する。
【００１５】
Ｍｇの水素溶解度は、その温度が高い程、また、固相より液相で、より大きくなる。特に、固相から液相に相変態する際、その水素溶解度は急増し、逆に、液相から固相に相変態すると水素溶解度は急減する。例えば、Ｈ含有量の多いＭｇ原料（固相）を加熱して溶湯（液相）にしても、相変態により水素溶解度が急増する方向に作用するため、この段階ではＨ２が放出されることはない。同様に、Ｍｇ溶湯にＡｌ原料を添加したり、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを一緒に加熱したりして調製したＭｇ−Ａｌ合金溶湯の場合であっても、その溶湯からＨ２が放出されることはない。
【００１６】
次に、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳型等に注湯して冷却する。すると、その溶湯中で、Ｍｇ量がＡｌ量よりも多いことから、先ず、α−Ｍｇ相が晶出する。通常、このα−Ｍｇ相の晶出によってＨ２が放出されることはない。α−Ｍｇ相（固相）中におけるＨ含有量が飽和状態にあったとしても、余剰のＨは、その周囲に存在する桁違いに大きな水素溶解度をもつ溶湯中へ溶解し吸収されるからである。
そのα−Ｍｇ相の晶出が進行して、溶湯中の液相組成がＭｇとＡｌとの共晶点に達すると、ＭｇとＡｌとの共晶が晶出し出す。これにより余剰なＨは、その周囲にある合金溶湯中へさらに追いやられていく。一方で、凝固の進行とともに、残液中での水素溶解度を上回る余剰の水素は、水素ガスとして発泡を開始する。
【００１７】
そして、高濃度のＨが含有されたＭｇ−Ａｌ合金溶湯が最終的に凝固する際、水素溶解度が相変態に基づいて急減するため、固相に対して過飽和状態となる余剰なＨは、Ｈ２ガスとして一気に放出されると考えられる。本発明者の実験によると、このＨ２の発泡が最終的に生じる温度は４３７℃程度であった。
ここで、本発明の場合、ＨがＨ２ガスとして放出されるタイミングは、溶湯の凝固終了間際、つまり溶湯中の固相率が高いときである。そのため、溶湯の粘度は相当高くなっており、共晶部分から放出されたＨ２は、溶湯の外部へ容易には抜け出すことはできない。従って、その放出されたＨ２が高粘度の溶湯中に内包された状態となったまま、残余の溶湯が凝固することとなる。
【００１８】
また、このＨ２が放出される時点において、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯は固液共存状態（半溶融状態）にあり、固相の周囲が液相によってほぼ均一に取巻かれた状態（いわゆる粥状）となっている。そして、この合金溶湯が凝固を完了する際、Ｈ２は鋳物内にほぼ均一に分布した液相部分から放出される。こうして、略球状の空孔が鋳物全体にほぼ均一に分散した多孔質体が形成されたと考えられる。
【００１９】
なお、前述の従来技術のように、発泡剤を使用し、この発泡剤からＨ２を発泡させる場合、その発泡時期は凝固時期とずれたものとなる。このため、安易に溶湯等の温度を上昇させて発泡剤を発泡させると、発生したＨ２は、高温で粘度の低い溶湯中から容易に外部へ散逸するおそれがある。そこで、発泡したＨ２を溶湯内に閉じこめておくために、粘増剤等を使用したり、閉鎖されたキャビティ内で発泡させ、ガスの放出を防止したりする必要が生じる。
これに対し本発明の場合、Ｍｇ合金（特に、Ｍｇ−Ａｌ合金）が液相から固相へ相変態する際に生じる水素溶解度の差を利用して、過飽和なＨをＨ２として発泡させるものであって、発泡時期は、合金溶湯の凝固完了直前がもっとも顕著となるため、略球状の空孔がほぼ均一に分散した多孔質体が簡易に得られる。参考までに、Ｍｇ合金中の水素溶解度と温度との関係を示す溶解度曲線（一例）を図７に示した。図７から、Ｍｇ−Ａｌ合金の水素溶解度が純Ｍｇの水素溶解度よりも低いこと、液相から固相に相変態することにより水素溶解度が急激に低下することが解る。
ちなみに、Ａｌ以外の合金元素を含む合金（図７ではＡｌ−Ｎｉ合金）は、水素溶解度が純Ｍｇよりも大きく、Ｍｇ原料として純ＭｇインゴットよりもＭｇ合金インゴットを使用する方が、Ｍｇ合金溶湯中により多くのＨを含有させ易いことが明らかである。
【００２０】
ところで、このような凝固の最終段階でＨ２を放出させるには、凝固完了前の溶湯中に、その固相の水素溶解度に対して過飽和なＨの存在が前提となる。従って、Ｍｇ原料中のＨ含有量と、添加または配合するＡｌ原料の割合とは、そのような凝固の最終段階で、Ｈが過飽和状態となるように調整されるのが好ましい。
【００２１】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、１５ｐｐｍ以上であることが望ましい。これよりも少ないと、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯中からＨ２の発泡が十分になされないからである。そのＨ含有量は、２０ｐｐｍ以上、２５ｐｐｍ以上、３０ｐｐｍ以上、４０ｐｐｍ以上、５０ｐｐｍ以上さらには６０ｐｐｍ以上であると好ましい。
本発明では、Ｈ含有量の上限を特に問題としない。Ａｌの含有量にも依るが、Ｈ含有量が多い程、高空隙率の多孔質体が得られるからである。但し、あまりにもＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を多くすると、凝固開始前の冷却過程や凝固開始直後に発泡を生じて、粘度の低い溶湯中から発泡したＨ２が放出されてしまいかねない。従って、Ｈの含有量は、前述したように、Ｈ２の発泡時期が溶湯の凝固の進行中および凝固完了時期に近くなる程度が好ましい。
【００２２】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、Ｍｇ原料中の水素溶解量によっても大きく影響される。例えば、純マグネシウムインゴット（以下、適宜、「純Ｍｇインゴット」という。）をＭｇ原料とする場合、最大で５０ｐｐｍ程度のＨを含有している。マグネシウム合金インゴット（以下、適宜、「Ｍｇ合金インゴット」という。
）をＭｇ原料とする場合、合金元素の種類および合金量にも依るが、水素溶解度がより大きくなるので、最大で１００ｐｐｍ程度のＨを含有している。
【００２３】
勿論、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給源は、これらのＭｇ原料のみとは限らない。例えば、Ｈの供給源として、水素化物（例えば、水素化チタン）等をＭｇ合金溶湯に添加等して、Ｈ含有量を増加させても良い。また、Ｈを含有したＭｇ原料と水素化物等との両方をＨの供給源として、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量をより大きくしても良い。この他、Ｍｇ合金溶湯の水素溶解度は大きいので、吸着ガスの多いインゴット（例えば、小塊のインゴット）を原料として使用したり、溶湯への水蒸気の吹きつけ、溶湯の撹拌等によっても、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量を容易に増加させることができる。いずれにしても、このような方法により、本発明の溶湯調製工程で、Ｍｇ合金溶湯中の水素溶解量を増加させることができる（水素増量工程）。
【００２４】
なお、本発明は、あくまでも相変化に伴う水素溶解度の急減を利用してＨ２を発泡させるものであって、水素化物等の発泡剤を直接的に発泡させるものではない。このため、水素化物等を利用するとしても、その使用量は僅かで良い。
さらに、ＭｇやＭｇ合金は本来Ｈを含有し易いので、発泡に十分なＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を得ることは、本来容易である。しかも、そのようなインゴット等は、通常行われるＨの脱ガス処理を省略したり省力化等できる分、安価に入手可能である。このようなインゴット等を原料として使用して、マグネシウム合金の多孔質体を工業的に量産すれば、水素化物等をＭｇ合金溶湯中へ添加する必要もなく、空隙率の大きな多孔質体を一般的な鋳造設備を使用しつつ、より低コストで容易に得られる。ちなみに、こうして得られた純ＭｇインゴットのＨ含有量は、例えば、１５ｐｐｍ以上であり、Ｍｇ合金インゴットのＨ含有量は、例えば、３０ｐｐｍ以上である。特に、Ａｌ以外の合金元素（溶解度向上元素）を含むＭｇ合金は、純Ｍｇに対して水素溶解度が大きくなるため、より多くのＨを含有していることが多い。
【００２５】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量が多いほど、発泡し易く、より低密度の多孔質体が得られるが、Ｈ含有量は、所望する多孔質体の密度、添加または配合するＡｌ量、製造工程（例えば、凝固工程における冷却速度）等を考慮して、本来自在に決定されるのが好ましい。
しかし、水素化物等を添加せずに、Ｍｇ原料のみでＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を調整することは通常困難である。そこで、Ｈを含有した安価な純Ｍｇインゴット等を使用しつつ、Ａｌ量、凝固工程中の冷却速度等を制御して、Ｈ２の発泡量や空孔の形態等を調整することが好ましい。
【００２６】
例えば、Ｍｇ原料中のＨ含有量を１５ｐｐｍ以上とした場合、合金溶湯中におけるＡｌ量は、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％、１０〜４０質量％、さらには１５〜３０質量％とするとより好ましい。
Ａｌ量が６質量％未満では、Ｍｇ原料と溶製したＭｇ−Ａｌ合金との水素溶解度の差が小さく、共晶の晶出量も少なくなるため、水素溶解度差を利用してＨ２を十分に発泡させることが困難となる。一方、Ａｌ量が４０質量％を超えると、逆に、Ｈを含有したＭｇ原料が少なくなるため、合金溶湯中のＨ量も相対的に少なくなり、やはり水素溶解度差を利用してＨ２を十分に発泡させることが困難となる。これに加えて、Ａｌ量が４０質量％を超えると、脆弱なＭｇ−Ａｌ化合物の晶出量が増えて、多孔質体の機械的特性の低下を招くため好ましくない。
【００２７】
本発明の多孔質体は、例えば、一般的な鋳造設備を用いて、通常の鋳造方法により得られる。但し、合金溶湯をあまりにも急速に冷却させると、Ｈの拡散、Ｈ２ガスの核発生が十分になされなくなる。その結果、Ｈ２が放出される間もなく凝固工程が終了してしまい、空孔が均一分散した良好な多孔質体が得にくくなる。
【００２８】
この観点から、凝固工程における冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下、望ましくは５℃／ｓｅｃ以下とするのが好ましい。一方、この冷却速度があまりに遅いと、発泡した水素ガスの結合が進み、粗大な空孔が形成されるために、多孔質体の機械的特性の低下を招いたり、多孔質体の製造に長時間を要して生産性が低下したりする。このような観点から、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上、望ましくは０．２℃／ｓｅｃ以上とするのが好ましい。つまり、冷却速度は０．１〜１０℃／ｓｅｃ、より望ましくは０．２〜５℃／ｓｅｃが好ましい。
【００２９】
なお、本発明に係る多孔質体は、その用途や形態等を問題とはしない。前述したように、構造部材の軽量化のために使用されても良いし、衝撃吸収材、断熱材、防音・消音材等として使用されても良い。また、その形態等も問わず、板状、棒状、塊状等の素材でも、それらを加工した加工物等であっても良い。
また、多孔質体の空孔形成元素（ガス）として水素を利用しているのは、水素が、酸素や窒素等と異なり、Ｍｇと反応し難く、Ｍｇ中への溶解度が大きい唯一のものだからである。ちなみに本明細書中では、統一的に「Ｈが溶解している」といったような表現を用いているが、これには、液相中のみならず、固相中にＨが含有されているとき（いわば固溶状態にあるとき）も、適宜含まれる。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。なお、以下に述べる内容は、本発明に係る多孔質体のみならず、その製造方法についても適宜該当するものである。
（１）Ｍｇ原料とＡｌ原料
Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯の調製に使用するＭｇ原料やＡｌ原料は特に問わない。凝固工程で発泡を生じるＭｇ合金溶湯が得られれば十分である。勿論、１５ｐｐｍ以上のＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴットであれば、別途、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給を省略できるので好ましい。しかし、そうでなくても、水素化物を添加等してＭｇ合金溶湯中に所望のＨ含有量を確保しても良い。
【００３１】
勿論、入手可能な市販のＭｇインゴット等に当初からＨが含有されていると、原料費の低減となり好ましい。また、Ｈを含有するＭｇ原料を使用することで、合金溶湯中にＨを吹込む等の危険を伴う作業を行う必要もなく、特殊で高価な装置等も必要としないで済み、発泡剤等を多量に使用する必要もない。
【００３２】
このＭｇ原料は、上記インゴットに限らず、それを粗粉砕した粒状物や粉末等でも良い。但し、Ｍｇ原料の添加元素等にもよるが、基本的にＭｇ原料は非常に活性であるため、表面積の大きな粉末等では取扱性が悪い。どのような形態であれ、加熱溶融することを考えれば、Ｍｇ原料は、取扱性に優れ入手容易なＭｇまたはＭｇ合金のインゴットが好ましい。
Ｍｇ原料やＡｌ原料は、上記純Ｍｇや純Ａｌ等に限らず、適宜、マグネシウム合金の特性を向上させる元素を適宜含有していても良い。このような元素は、Ａｌ以外に、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｓｉ、希土類元素（ＲＥ）等がある。
【００３３】
特に、Ｍｇ原料の場合、純マグネシウムに対して水素溶解度を大きくする溶解度向上元素を含有したマグネシウム合金からなるＭｇ合金インゴットであると好ましい。このような溶解度向上元素は、基本的にＡｌ以外の元素である。具体的にいえば、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＳｂまたはＺｒなどがある。溶解度向上元素は、これの１種以上からなると好ましい。
【００３４】
これら元素の内、例えば、Ｍｎは、腐蝕原因となるＦｅ等の不純物除去に有効な元素であり、多孔質体の耐蝕性を向上させ得る元素である。合金溶湯中にＭｎが０．１〜２質量％含有していると好ましい。Ｍｎが０．１質量％未満では、その効果がほとんどない。一方、Ｍｎは水素溶解度が大きな元素であるため、Ｈ２を効果的に放出させるために、Ｍｎが２質量％以下が良い。
ＺｎもＭｎと同様の効果を発揮すると共に多孔質体の室温強度等を向上させる元素である。Ｍｎと同様理由により、Ｚｎも０〜１０質量％であると好ましい。
【００３５】
Ｚｒは、晶出するα−Ｍｇ結晶粒を微細化し、同時に空孔の均一分散に有効であり、多孔質体の機械的特性を向上させる元素である。Ｚｒは０〜１質量％であると好ましい。少ないとその効果がなく、多過ぎると合金溶湯の融点を上昇させ鋳造性が悪くなる。
ＣａやＳｉは、多孔質体の高温強度やクリープ特性等の耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、Ｃａは０〜５質量％、Ｓｉは０〜２質量％であると好ましい。
ＲＥは、多孔質体の耐蝕性、耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、ＲＥは０〜５質量％であると好ましい。
【００３６】
ところで、Ｃａ、ＳｉおよびＲＥ等は、合金溶湯の粘度を上昇させる元素でもある。従って、Ｍｇ合金溶湯がこれらの元素を増粘剤として、例えば、全体を１００質量％としたときに合計で０．１〜１０質量％、さらには０．５〜５質量％含有すると好適である。それらの元素が、０．１質量％未満ではその効果がなく、１０質量％を超えると合金溶湯が高粘度となり過ぎて鋳造性が低下する。
【００３７】
本発明の多孔質体もＭｇ合金からなることに変わりないから、その実用性を考えると、耐蝕性も重要となる。この観点から、本発明の多孔質体が、腐食原因となる元素を含有しないことが好ましい。例えば、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｕ等を実質的に含まないようにするか、それぞれの元素が１質量％以下となるようにするのが好ましい。なお、「実質的に含まない」とは、不可避不純物としてそれらの元素を含有する場合までは除かない趣旨である。
【００３８】
ここで、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ原料中の水素溶解度を大きくする元素である。
このため、それらの元素を含むＭｇ合金からなるＭｇ原料を使用すれば、Ｍｇ合金溶湯中へＨをより多く供給することが可能となる。一方、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解量を大きくすることから、一見、凝固工程中のＨ２の発泡を妨げるようにも思える。しかし、本発明では、Ｍｇ合金溶湯中に比較的多くのＡｌを含有させているので、このような事態は回避される。何故なら、Ｍｇ合金溶湯中で、ＡｌはＮｉやＭｎ等と化合物を形成して坩堝等の下部へ沈降して、Ｍｇ合金溶湯中のＮｉやＭｎ等の濃度は低くなる。加えて、そのＭｇ合金溶湯中のＡｌ濃度が高いために、水素溶解度は著しく低下し、凝固工程中に十分な発泡を生じるからである。また、Ｎｉ等の腐蝕元素は、このようにＡｌと化合物を形成して沈降し、その濃度が低下するため、Ｎｉ等を含有するＭｇ原料を使用したとしても、多孔質体の耐蝕性の低下が抑制される。
【００３９】
（２）空隙率
空隙率とは、多孔質体中に占める空孔の体積割合であるが、具体的には次のようにして求められる。
所定サイズの鋳型にＭｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳造して多孔質体を作製する。得られた鋳物の重量および体積を測定してその多孔質体の密度（ρ）を求める。同様に、健全な（多孔質体でない）Ｍｇ−Ａｌ合金鋳物を作製してその密度（真密度：ρ０）を求める。そして、それら両密度（ρ、ρ０）から、１−（ρ／ρ０）により空隙率を求められる。
【００４０】
本発明の多孔質体の場合、その空隙率は、例えば、５〜８５体積％である。５体積％未満では、構造部材の軽量化、衝撃吸収性、断熱性または吸音性等を十分に図ることができない。一方、空隙率が８５体積％を超えると、前述した本発明の製造方法によって多孔質体を安価で製造することが難しくなる。生産性、強度、軽量性等を考慮して、空隙率が１０〜７０体積％であるとより好ましい。
【００４１】
（３）溶湯調製工程
本発明の溶湯調製工程で調製するＭｇ合金溶湯は、所定量以上のＨを含有したＭｇ−Ａｌ合金溶湯であれば、使用する原料、Ｈの供給源等は問わない。もっともこの溶湯調製工程が、前述したように、Ｍｇを主成分としＨを１５ｐｐｍ以上含有したＭｇ原料とＡｌを主成分とするアルミニウム原料（Ａｌ原料）とを少なくとも溶解してＭｇ合金溶湯を得る工程であると、本発明の多孔質体を簡易に低コストで製造できるので好ましい。
【００４２】
また、具体的な溶製方法等も問わない。例えば、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを最初から加熱溶融しても良いし、最初にＭｇ原料を加熱溶融した後、そこにＡｌ原料を添加しても良い。その他の元素を、配合または添加する場合も同様である。
加熱方法も特に問わず、電気炉で加熱しても良いし、高周波加熱炉等を利用しても良い。但し、Ｍｇ合金溶湯は活性であるため、ＳＦ６ガスや不活性ガス等の防燃ガスを吹付けたりフラックスを用いて、酸化・燃焼防止雰囲気で溶湯調製工程を行うのが好ましい。
【００４３】
（４）凝固工程
凝固工程は、通常、Ｍｇ合金溶湯を鋳型に注湯、射出等することで行われる。
この鋳型は、砂型でも金型でも良い。金型も鋼鉄製、銅製等種々のものを使用できる。そして、鋳型の材質を変更して、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を調整し、形成される空孔の形態を制御することも可能である。例えば、砂型を用いて冷却速度を遅くすると、Ｍｇ−Ａｌ共晶から放出された微細な気泡が結合して大きな気泡が形成されるため、大きな空孔をもつ多孔質体が得られる。逆に、放熱性に優れた銅製鋳型を用いて冷却速度を高くすると、微細な気泡が均一に放出された状態でＭｇ合金溶湯が凝固するため、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られる。なお、このような空孔の制御は、鋳造時の加圧力によっても行うことができる。例えば、ダイキャストのような加圧鋳造を行うと、大気圧中で鋳造した場合に比べ、気泡の発生が抑制されて、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られ易い。逆に、減圧下で鋳造すれば、大きな空孔をもつ多孔質体が得られ易い。
【００４４】
さらに、この凝固工程中で、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を部分的に変化させることで、例えば、外表面近傍に前記空孔が実質的に存在しない緻密層を有する多孔質体が得られる。マグネシウム合金多孔質体は、超軽量で種々の優れた特性を発揮し得るが、その外表面に空孔が出現すると、外観が悪くなり、また、その部分が疲労破壊の起点となったりして好ましくない。そこで、多孔質体の外表面近傍（全面である必要性はない。）に空孔が実質的に存在しない緻密層が形成されると好ましい。
【００４５】
このような緻密層は、例えば、次のようにして得られる。すなわち、凝固工程で、Ｍｇ合金溶湯が注湯された鋳型のキャビティ壁面近傍のみを急冷することによって空孔の生成を抑制して、空孔が外表面近傍に実質的に存在しないようにすれば良い。
【００４６】
本発明のＭｇ合金溶湯を冷却していく際に、先ず、α−Ｍｇの初晶が晶出することはＭｇ−Ａｌの状態図等からも明らかである。しかし、鋳型として熱伝達が早く熱容量の大きい大型の金型を使用したり強制冷却等を施して冷却速度を大きくし過ぎると、Ｈ２の発泡する間もなく全体が凝固してしまう。一方、あまりにも熱伝達が遅く熱容量の小さい鋳型等を使用すれば、キャビティ壁面付近でも、発泡が生じ、ガスの鋳物外部への放出が生じるとともに多孔質体（鋳物）の外表面に空孔が出現してしまう。そこで、キャビティ壁面付近のみの冷却速度を早くすることで、緻密層の形成が可能となり、外部へのガスの放出を防止できる。逆に、その部分よりも内部の冷却速度は遅いため、内部では、Ｈ２が発泡する。このような冷却速度の制御は、例えば、熱伝達の早い金型を用いて、その肉厚を適当に薄くし熱容量を小さくすることで達成できる。また、その熱容量の大きさ等を変更してキャビティ壁面付近の冷却速度を調整することで、緻密層の厚さの制御も可能となる。
【００４７】
（５）用途
本発明の多孔質体は、前述したように、軽量構造部材、衝撃吸収部材、防音・消音部材、断熱材等に利用される。より具体的には、自動車のバンパー、防音断熱壁、クラッシュボックス、エネルギー吸収ポット、人工骨等に利用される。また、本発明の多孔質体は多数の空孔を有しているため、鋳造時の引け、鋳造割れ等の鋳造欠陥の抑制も容易である。さらに、多孔質体の外表面に緻密層を形成することで、外観性にも優れ、強度の向上等も図れる。
【００４８】
【実施例】
次に、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
（実施例１）
本発明に係る多孔質体（実施例１）を次のようにして製造した。
先ず、原料として、南京宇部マグネシウム有限会社（宇部興産）製の純Ｍｇ（純度９９．９％、水素含有量２５ｐｐｍ：Ｍｇ原料）と福岡アルミニウム工業社製の純Ａｌ（純度９９．９９％：Ａｌ原料）とを用意した。
【００４９】
これらの原料をステンレス（ＳＵＳ４３０）製るつぼ内に入れて、シリコニット電気炉で加熱し、Ａｌ量を５〜４０％（単位：質量％、以下同様）の範囲で５％毎に調整したＭｇ合金溶湯を溶製した（溶湯調製工程）。この溶解時、Ｍｇ合金溶湯の酸化燃焼を防止するために、微量の六フッ化硫黄（ＳＦ６）ガスを表面に吹付けた状態とした。そして、７５０℃に加熱した合金溶湯を鉄製のパドルで十分に撹拌した。なお、このとき脱ガス処理を行わなかった。
【００５０】
得られたＭｇ合金溶湯を１０分間沈静保持した後、前記るつぼを炉外へ取出し、溶湯温度７００℃のＭｇ合金溶湯を直径３０ｍｍｘ高さ５０ｍｍのシェル砂型に注湯し、湯面に微量のＳＦ６ガスを吹付けた状態で冷却させて凝固させた（凝固工程）。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。
なお、冷却速度は、シェル砂型に取付けた熱電対により冷却曲線を測定して、６００℃から４００℃までの時間を求めて平均の冷却速度として算出した（他の鋳型の場合も同様）。
得られた鋳物（多孔質体）を砂型から取出し、Ａｌ量の異なる各試料について、それぞれの断面を観察した。そして、前述した方法で各試料について空隙率を求めた。こうして得られた空隙率と合金溶湯中のＡｌ含有量との関係を図１に示す。また、Ｍｇ−２０％Ａｌ合金からなる多孔質体の縦断面組織写真を図２に示す。
【００５１】
図１からも解るように、Ａｌが５質量％以下では、空隙率が低く、鋳物中にＨ２に起因した球状の空孔もほとんど観られなかった。しかし、Ａｌが６質量％から順に増加するに従って、空隙率も上昇した。そして、Ａｌ量が２５〜３０質量％のとき、空隙率が５０〜６０％となり最大値を示した。Ａｌ量をさらに増すと、空隙率はやや低下する傾向を示した。
このことから、Ａｌ量を５〜４０質量％の範囲、より好ましくは１５〜３０質量％の範囲で調整すれば、空隙率が５〜６０％程度の所望の多孔質体が得られることが明らかとなった。
【００５２】
（実施例２）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２５％Ａｌの合金溶湯を溶製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を複数の鋳型中に注湯し凝固させた。用意した鋳型は、材質および大きさの異なる、銅製金型（２ｘ５０ｘ１５０ｘｍｍ：２０ｘ３０ｘ１５０ｍｍ）と、鋳鉄製船金型（φ２０ｘ１００ｍｍ：３０ｘ４０ｘ１９０ｍｍ）と、シェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ：φ５０ｘ１００ｍｍ）である。各寸法はキャビティ形状である。各鋳型を用いた場合の冷却速度は、順に、７０℃／ｓｅｃ、２８℃／ｓｅｃ、８．２℃／ｓｅｃ、２．４℃／ｓｅｃ、０．８℃／ｓｅｃおよび０．１５℃／ｓｅｃであった。
【００５３】
そして、得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にしてそれぞれの空隙率を求めた。こうして得られた冷却速度と空隙率との関係を図３に示す。
冷却速度が１０℃／ｓｅｃを超えて大きくなると、空隙率が非常に小さくなり、形成された空孔も微細なものであった。しかし、冷却速度が順に小さくなるに従って、空隙率も上昇し形成された空孔も大きくなった。
このことから、冷却速度を０．１〜１０℃／ｓｅｃの範囲で調整すると、空隙率が５〜７０％の範囲にある所望の多孔質体が得られることが解った。なお、形成される空隙率が比較的大きな多孔質体を得るには、冷却速度を０．３〜５℃／ｓｅｃの範囲で調整すれば良い。
【００５４】
（実施例３）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２０％Ａｌの合金溶湯を溶製した。そして、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中に０．５質量％のＣａを添加し、実施例１と同様に攪拌した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を実施例１のシェル砂型に注湯して凝固させた。冷却速度は実施例１と同じ０．８℃／ｓｅｃであった。
得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にして空隙率を求めたところ、約５０％であった。本実施例の試料とＡｌ含有量が同じ実施例１の試料との空隙率を比較すると、本実施例の試料の空隙率が３％程度大きいことが解った。これは、Ｃａの合金溶湯への添加により、合金溶湯の粘度が上昇し、凝固時に発生したガスが外部へ排出されることが抑制されたためと考えられる。
【００５５】
（実施例４）
実施例１と同様にして合金溶湯を溶製し、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中にＭｎを添加、攪拌することにより、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｍｎの合金溶湯を調製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を、図４に示すようなリブをもつ金型に注湯して凝固させた。この金型の板厚は５ｍｍで、リブ部の厚さは３ｍｍである。このリブのある部位での板厚中心部の冷却速度は約８℃／ｓｅｃであった。
Ｈを含有しない上記組成と同じ合金溶湯をその鋳型に注湯して凝固させると、得られた鋳物は、図４（ａ）に示すように、リブの付け根付近で鋳造割れを生じ易い。しかし、本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、いずれの箇所にも、鋳造割れ等を生じることはなかった。
【００５６】
図４（ａ）に示すような鋳造割れが発生する原因は、凝固収縮と面引けによる応力集中がリブの付根部（Ｌ部）で発生するためであると考えられている。本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、合金溶湯の最終凝固部でＨ２が発生して鋳物が膨張するため、図４（ａ）のような面引けが起らず、リブ部で応力集中が著しく軽減される。このため、従来は鋳造割れが多発し易いような鋳物形状であっても、本発明のＭｇ合金溶湯を使用すると、内部に球状の気泡を含む鋳造割れの少ない鋳物が得られる。
なお、本実施例の場合、鋳物内部に微細な球状の空孔を生じることになるが、機械的性質への影響は小さかった。具体的にいうと、気孔率（空隙率）が５〜８％程度と小さく、気泡の形状も球状かつ微細であり、応力集中が生じにくいためである。
【００５７】
（実施例５）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。使用した水素化チタンは、高純度化学社製の市販品である（以下同様）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約４０％の多孔質体が得られた。ちなみに、この多孔質体中に残存したＴｉは０．０１％と微量であった。
【００５８】
実施例１の場合と比べると明らかなように、Ａｌが同じ１５質量％程度であっても、本実施例の空隙率が、約２倍程度に大きくなっている。これは、水素化チタンの微量添加によってＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を積極的に増加させたためである。なお、上記水素化チタンに替えて、水素化カルシウム、水素化リチウム、水素化マグネシウム等の水素化物や、溶湯中で分解して水素を放出する他の化合物等を使用しても良い。さらには、湿潤ガスをＭｇ合金溶湯へ吹き付けたり、その溶湯中へ吹き込んだり、Ｍｇ原料等に吸着ガスの多いインゴットを使用したりしても良い。このように水素含有量を増加させる方法は種々ある。しかも、予め水素含有量の多いＭｇインゴットを用いれば、少量の水素添加等によって水素溶解量が飽和したＭｇ合金溶湯が得られる。具体的には、上記湿潤ガスの吹き付け、吸着ガスの多い小塊インゴットの使用等によっても、十分な効果が得られる。
【００５９】
ここで、Ｍｇは燃焼、爆発の危険があるので、安全な方法を選択するのが望ましい。もっとも、本実施例では、Ｍｇ合金溶湯中のＨ溶解量を増加させれば十分であり、溶湯調製工程段階で発泡等させる必要がないので、従来の方法に比べて格段に安全性が高く、鋳造設備も一般的なもので足る。
【００６０】
（実施例６）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製した。ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．１質量％を添加して、撹拌を行った。
この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外にり出して直ちに、インゴット成形金型に注湯した。こうして、Ｍｇ−３％Ｎｉ合金インゴット（Ｍｇ合金インゴット）が得られた。このＭｇ合金インゴット中の水素溶解量は６０ｐｐｍであった。
【００６１】
このＭｇ合金インゴットをＭｇ原料とした。そしてこれを溶解した溶湯中へ実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加した。これを溶湯温度７００℃に加熱後、鉄製のパドルを用いて溶湯の撹拌を行ない、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。このときの溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成は、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。ちなみに、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
【００６２】
本実施例では、先ず、Ｎｉの添加によって水素溶解度を向上させた後、次に、水素化チタンの微量添加によって水素溶解量を増量させたＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として使用した。従って、Ｍｇ原料の水素溶解量は、現実に、実施例１や実施例５等の場合と比較しても大幅に増大していた。こうして、本実施例では、実施例５と比較すれば明らかなように、Ｍｇ合金溶湯中のＡｌ量や鋳造条件をほぼ同じとしながら、得られた多孔質体の空隙率が大幅に向上する結果となった。
【００６３】
（実施例７）
上記実施例６では、Ｈを含有したＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として多孔質体を製造する場合について説明したが、Ｍｇ合金インゴットの鋳造を省略しても、実施例６と同様の多孔質体が得られる。
すなわち、実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製し、ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．１質量％を添加し、撹拌する。ここでインゴットに成形すること無くそのまま、上記Ｍｇ−Ｎｉ合金溶湯中へ、実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加してＡｌが１５質量％となるようにした。この溶湯の温度を７００℃としつつ、鉄製のパドルを用いて溶湯を撹拌し、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。
【００６４】
この溶湯を溶湯温度６８０℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、実施例６と同様の空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成も、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。この場合も同様に、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
実施例６のように、Ｈ含有量の多いＭｇ合金インゴットがＭｇ原料として容易に安価で入手できるときは、そのＭｇ原料を用いてＭｇ合金多孔質体を製造するのが良い。しかし、そうでなくても、本実施例のようにしても、容易に同様の多孔質体を得ることができる。
【００６５】
（実施例８）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ２）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ６ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
このＭｇ合金溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外へ取り出し、直ちに外径２０ｍｍ、内径１９ｍｍ、高さが１００ｍｍのステンレス製パイプに注湯した。このときの全体的な冷却速度は、２．０℃／ｓｅｃであった。これにより空隙率４０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の縦断面写真を図５に示す。この図５から明らかなように、軸中央から外周に向けて多数の空孔が分布している。一方、外周表面付近には空孔がなく、滑らかな表面となった。つまり、その外周表面付近には本発明でいう緻密層が形成されていた。
【００６６】
このような緻密層が形成されたのは、パイプ状の金型へ注湯したＭｇ合金溶湯が、その金型のキャビティ壁面（金型内周壁面）に接触した際に、その部分での冷却が急速に進行し、表面に発泡のない表面層をもつ鋳物が形成されたためと考えられる。一方、使用した上記パイプ状の金型は、肉厚が０．５ｍｍと非常に薄いため熱容量が小さい。このため、それよりも内部の冷却速度は遅く、内部では十分な発泡、膨張が生じたと考えられる。
本実施例の場合の冷却速度は、上述したように２．０℃／ｓｅｃであるが、金型のキャビティ壁面近傍での局部的な冷却速度は１０℃／ｓｅｃ程度、それより内部の冷却速度は１．０℃／ｓｅｃ程度と考えられる。
【００６７】
もっとも、このような多孔質体を製造する際に好ましい冷却速度を各部分毎に一概に特定することは困難である。何故なら、Ｈ含有量、Ｍｇ合金溶湯の組成（溶解度向上元素の組成、Ａｌの含有量）等によって好ましい範囲が異なるからである。
また、本実施例では、薄肉金型を用いたが、厚肉金型や砂型等であっても同様の多孔質体を成形することも可能である。例えば、厚肉金型を使用する場合なら、内部での冷却速度が遅くなるように、予め適当な温度まで加熱しておけば良い（予熱工程）。鋳型の熱容量、熱伝達性、放熱性等を工夫することで、単に緻密層を形成するのみならず、その緻密層の厚さ管理や、内部空孔の大きさや空隙率等の調整も可能となる。
そこで、緻密層が薄く空隙率のより大きな別の多孔質体を製造したので、その横断面写真を図６に示す。この多孔質体はφ５０ｘ５０ｍｍで６０体積％であった。
【００６８】
以上のように本発明によれば、空孔がほぼ均一に分散したマグネシウム合金多孔質体が簡易かつ安価に得られる。ここで、多孔質体中の空隙率の制御は、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量やＡｌ量およびその冷却速度等の調整によって可能である。例えば、空隙率を高めるには、ＮｉやＭｎ等を含有して水素溶解度が高く、多くのＨを含有したＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を使用すれば良い。また、水素化チタン等をＭｇ合金溶湯中へ添加してＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を増加させても良い。そして、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解度を低下させるために、十分なＡｌをそのＭｇ合金溶湯中に含有させる。また、Ｈ２の発泡に適切な冷却速度でＭｇ合金溶湯を冷却する。なお、Ｎｉ等は、Ｍｇ合金の腐蝕元素であるが、Ｍｇ合金溶湯中でＡｌと化合物を形成して沈降するため、多孔質体中のＮｉ量は相当少なくできる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｇ合金溶湯中におけるＡｌ含有量と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図２】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図３】Ｍｇ合金溶湯の冷却速度と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図４】鋳造割れの発生メカニズムの説明図であり、同図（ａ）は従来の一般的なＭｇ合金溶湯を用いた場合であり、同図（ｂ）は本発明の実施例に係るＭｇ合金溶湯を用いた場合である。
【図５】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図６】本発明の実施例に係る多孔質体の横断面組織写真である。
【図７】本発明のマグネシウム合金中の水素溶解度と温度の関係を示すグラフである。
Claims (14)
- マグネシウム（Ｍｇ）を主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のアルミニウム（Ａｌ）と１５ｐｐｍ（質量百万分率）以上の水素（Ｈ）とを含有したマグネシウム合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、該マグネシウム合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、
全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体。 - 前記多孔質体は、外表面近傍に前記空孔が実質的に存在しない緻密層を有する請求項１に記載のマグネシウム合金多孔質体。
- さらに、０．１〜２質量％のマンガン（Ｍｎ）を含有する請求項１に記載のマグネシウム合金多孔質体。
- さらに、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）および銅（Ｃｕ）がそれぞれ１質量％以下である請求項１に記載のマグネシウム合金多孔質体。
- Ｍｇを主成分とし、全体を１００質量％としたときに５〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨとを含有したマグネシウム合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、
該マグネシウム合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程と、
からなることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体の製造方法。 - 前記溶湯調製工程は、Ｍｇを主成分としＨを１５ｐｐｍ以上含有したマグネシウム原料とＡｌを主成分とするアルミニウム原料とを少なくとも溶解してマグネシウム合金溶湯を得る工程である請求項５に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記マグネシウム原料は、純マグネシウムからなる純マグネシウムインゴットである請求項６に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記マグネシウム原料は、純マグネシウムに対して水素溶解度を大きくする溶解度向上元素を含有したマグネシウム合金からなるマグネシウム合金インゴットである請求項６に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記溶解度向上元素は、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）、アンチモン（Ｓｂ）またはジルコニウム（Ｚｒ）の１種以上からなる請求項８に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記マグネシウム合金インゴットは、３０ｐｐｍ以上のＨを含有している請求項８に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法
- 前記溶湯調製工程は、前記マグネシウム合金溶湯中の水素溶解量を増加させる水素増量工程を含む請求項５〜８のいずれかに記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記凝固工程は、冷却速度を０．１〜１０℃／ｓｅｃとする工程である請求項５に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記凝固工程は、前記マグネシウム合金溶湯が注湯された鋳型のキャビティ壁面近傍のみの冷却速度を大きくすることによって、前記空孔が外表面近傍に実質的に存在しない緻密層を有する多孔質体が形成される工程である請求項６または１２に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
- 前記マグネシウム合金溶湯は、全体を１００質量％としたときに、カルシウム（Ｃａ）、ケイ素（Ｓｉ）、希土類元素（ＲＥ）からなる元素群中の１種以上の元素を合計で０．１〜１０質量％含有する請求項５に記載のマグネシウム合金多孔質体の製造方法。
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