JP2006176873A

JP2006176873A - マグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法

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Publication number: JP2006176873A
Application number: JP2005314272A
Authority: JP
Inventors: Seiji Saikawa; 清二才川; Cho Kuroda; 超黒田
Original assignee: Aisin Seiki Co Ltd
Current assignee: Aisin Corp
Priority date: 2004-11-26
Filing date: 2005-10-28
Publication date: 2006-07-06

Abstract

【課題】耐熱性、鋳造性等の鋳造品質を向上させ、かつ、安価な重力鋳造法用のマグネシウム合金及びその処理方法を提供すること。
【解決手段】マグネシウム合金は、アルミニウムを７〜１２．６質量％、希土類元素を３〜６質量％、マンガンを０．０５〜０．５質量％含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなり、溶体化熱処理と人工時効処理が順次施されている。
【選択図】図３

Description

本発明は、マグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法に関し、特に、耐熱性、鋳造性に優れたマグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法に関する。

鋳造に使用できる耐熱マグネシウム合金としては、これまでにＭｇ−４％Ｙ−３％ＲＥ（希土類元素）系合金（単位は質量％）であるＷＥ４３材、並びにＭｇ−２％Ａｇ−２％ＲＥ系合金（単位は質量％）であるＱＥ２２材が良く知られており、実用に供されてきた。しかし、これらの合金は含有されるＹ、Ａｇが非常に高価であることに加えて、機械的特性確保のためにはＺｒ添加による微細化処理という鋳造工程上の手間も必須であり、鋳造品の著しいコストアップが避けられない。したがって、その用途は航空、宇宙、カーレース等の特殊な少量生産部品の用途に限定されていた。上記の実情を鑑み、より安価で耐熱性に優れた鋳造用のマグネシウム合金の開発も近年行われており、例えば、特許文献１並びに特許文献２には、０．２〜１．４質量％のＣａ添加による耐熱性向上を特徴とした砂型、金型等に適用可能な鋳造用マグネシウム合金が開示されている。また、特許文献３には、０．０１〜１質量％のＬｉ添加による熱間割れ、焼き付き等の鋳造性改善を特徴とした金型鋳造用の耐熱マグネシウム合金が開示されている。

特開平７−２７８７１７号公報特許第２７３０８４７号公報特許第３２６３４４２号公報

特許文献１〜３に記載の合金は、Ｙ、Ａｇ等の高価な元素を含有しないことから、前述のＷＥ４３材あるいはＱＥＷ２２材に比べてコストは比較的安価であるものの、Ｃａ、Ｌｉ等の活性な元素（酸素との親和力の強い元素）を含有することから、これらの優先酸化に起因した溶湯の流動性（湯流れ性）の低下や、生成介在物の混入による鋳造欠陥の増加といった鋳造性と鋳造品質に係る製造上の問題を残している。

本発明の課題は、耐熱性、鋳造性等の鋳造品質を向上させ、かつ、安価なマグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法を提供することである。

本発明の第１の視点においては、マグネシウム合金において、アルミニウムを７〜１２．６質量％、希土類元素を３〜６質量％、マンガンを０．０５〜０．５質量％含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなることを特徴とする。

本発明の第２の視点においては、マグネシウム合金において、アルミニウムを７〜１２．６質量％、希土類元素を３〜６質量％、マンガンを０．０５〜０．５質量％、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなることを特徴とする。

本発明の第３の視点においては、マグネシウム合金部材の製造方法において、アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなるマグネシウム合金を鋳造して得られたマグネシウム合金部材に対して、４００℃以上４３０℃以下の温度で１０時間以上５０時間以下保持した後に急冷する溶体化熱処理と、１８０℃以上２６０℃以下の温度で０．５時間以上５０時間以下保持した後に放冷する人工時効熱処理とを順次施すことを特徴とする。

本発明の第４の視点においては、マグネシウム合金部材の製造方法において、アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなるマグネシウム合金を鋳造して得られたマグネシウム合金部材に対して、４００℃以上４３０℃以下の温度で１０時間以上５０時間以下保持した後に急冷する溶体化熱処理と、１８０℃以上２６０℃以下の温度で０．５時間以上５０時間以下保持した後に放冷する人工時効熱処理とを順次施すことを特徴とする。

本発明（請求項１−６）によれば、耐熱性、鋳造性に優れ、安価なマグネシウム合金及びマグネシウム合金部材の製造方法を提供することができる。

本発明（請求項２、５）によれば、Ｚｎ添加により、人工時効熱処理後の析出量が増加し、析出物も均一・微細に分布するようになり、合金の耐熱性を損なうことなく、機械的性質の向上に寄与する。

（実施形態１）
本発明の実施形態１に係るマグネシウム合金について説明する。マグネシウム合金は、アルミニウムを７〜１２．６質量％、希土類元素を３〜６質量％、マンガンを０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がマグネシウム並びに不可避の不純物（例えば、Ｆｅ等）よりなる。組成の数値範囲の臨界的意義は、以下の通りである。

アルミニウムは、マグネシウム合金中に７〜１２．６質量％含まれている。これにより、合金の強化に寄与し、湯流れ性と機械的性質の向上に寄与する。また、アルミニウムがこの範囲（７〜１２．６質量％）で含有されていると、熱処理を施すことにより、マグネシウムとアルミニウムとの化合物相あるいはマグネシウムとアルミニウムと後述する希土類元素（ＲＥ）との化合物相（以下、Ａｌ化合物相とする）が、結晶粒界ではなく結晶粒内に析出しやすくなる。これにより、結晶粒界に析出するＡｌ化合物相が減少するため、粒界すべりが抑制され、合金の高温強度向上が図られる。また、Ａｌ化合物相が結晶粒内に析出するため、結晶粒内における析出硬化も強度の向上に寄与すると考えられる。一方、アルミニウムを同程度（８質量％程度）含有し、ＲＥ（希土類元素）を含有しないＡＺ９１Ｄ合金（ＪＩＳ規格）においては、熱処理をしてもＡｌ化合物相が結晶粒界に析出するため、粒界すべりのためにかえって高温強度が著しく低下することが知られている。アルミニウムの含有量が７質量％未満の場合は、湯流れ性が低下し、鋳型内への材料充填が不足する不廻り不良を起こすおそれがある。加えて、熱処理後のＡｌ化合物系の析出量の低下に伴い、材料硬さ、耐力が低下するおそれがある。一方、アルミニウムの含有量が１２．６質量％より多い場合は、Ｍｇ−Ａｌの２元素の固溶限を超えることとなるため、凝固時の初晶がＭｇ相からＭｇ−Ａｌ化合物相に変化することに起因して湯流れ性の低下が生じるおそれがある。アルミニウムの含有量の好ましい範囲は、７〜１２質量％であり、より好ましくは７〜１１質量％である。

希土類元素（ＲＥ）は、マグネシウム合金中に３〜６質量％含まれている。これにより、ＲＥは初晶α−Ｍｇ相に固溶し、固溶強化により耐熱性の向上に寄与する。また、ＲＥは初晶α−Ｍｇ相の結晶粒界にＭｇ−ＲＥ系化合物相（Ｍｇ_２Ｃｅ、Ｍｇ_２Ｌａ等）を形成し、粒界すべりを抑えることによって、合金の耐熱性向上に寄与する。ＲＥの含有量が３質量％未満の場合は、耐熱性向上要因となる初晶α−Ｍｇ相のセル間隙および粒界でのＭｇ−ＲＥ系化合物相の晶出量が減少し、耐熱性が低下するおそれがある。一方、ＲＥの含有量が６質量％より多い場合は、Ｍｇ−ＲＥ系化合物相の晶出量の増大による伸び、靭性の低下を招くおそれがある。また、６質量％を超えるＲＥの過剰添加分は、実質的には鋳造時の溶湯保持状態において坩堝下部へ沈降分離するため、過剰含有が困難であるという製造上の問題も有する。なお、ＲＥは、原子番号５７〜７１の単体を用いる場合だけでなく、単体の分離困難性に鑑みてミッシュメタルを用いることができる。ミッシュメタルは、原子番号５７〜７１の希土類元素のうち少なくとも１種を主成分とする希土類合金である。ＲＥの含有量の好ましい範囲は、３．２〜５質量％であり、より好ましくは３．５〜４．５質量％である。

マンガンは、マグネシウム合金中に０．０５〜０．５質量％含まれている。これにより、溶融状態で優先的に、不可避の不純物であるＦｅと化合物を形成することにより、耐食性に有害なＦｅ元素を無害化し、耐食性を向上させる。マンガンの含有量が０．０５質量％未満の場合、前記効果が弱まり耐食性が低下するおそれがある。一方、マンガンの含有量が０．５質量％より多い場合は、耐食性向上効果が飽和するので添加する意味がなくなる。マンガンの含有量の好ましい範囲は、０．０８〜０．４質量％であり、より好ましくは０．１〜０．３質量％である。

このように、本実施形態のアルミニウム合金は、優れた湯流れ性を有するため、鋳造用マグネシウム合金として好適に使用することができる。また、ダイカスト鋳造のように急速に冷却凝固させて、Ｍｇ−ＲＥ系化合物相を結晶粒界に分散させなくても、後述する熱処理を施すことにより合金の強度を向上させることができる。そのため、特に重力鋳造法に適したマグネシウム合金である。なお、ダイカスト鋳造法においても、鋳造後のマグネシウム合金部材に後述する熱処理を施せば、十分に強度を向上させることができるため、ダイカスト鋳造法に使用しても問題ない。この場合、鋳物に対して熱処理を行わない通常のダイカスト鋳造法よりも、鋳物に対する熱処理が可能な減圧ダイカスト鋳造法、特に真空ダイカスト鋳造法において好適に使用することができる。

（実施形態２）
次に、本発明の実施形態２に係るマグネシウム合金部材の製造方法について説明する。マグネシウム合金部材の製造方法として、本実施形態２のマグネシウム合金部材の製造方法は、実施形態１に記載のマグネシウム合金により鋳造されたマグネシウム合金部材に対して、溶体化熱処理と人工時効熱処理を順次施す。

ここで、鋳造は重力鋳造を採用するのが好ましいが、これに限られるものではない。また、重力鋳造に使用される鋳型の材質は、砂あるいは石膏を主成分とするものが適するが、これらに限定されるものではない。

溶体化熱処理は、母相である初晶α−Ｍｇ相中において、析出に寄与する溶質元素（Ａｌ、ＲＥ）を過飽和固溶させた上で、その後の急冷により析出物（Ａｌ化合物、Ｍｇ−ＲＥ系化合物）の拡散形成に必要な焼入れ空孔を材料中に導入する処理である。この処理では、４００〜４３０℃の温度で１０〜５０時間保持した後に急冷する。４００℃より低い場合は、溶質元素の母相への固溶度が不足となるため、後に行う人工時効熱処理後の析出強化も不足するおそれがある。一方、４３０℃より高い場合は、合金の溶融開始温度が約４３７℃であるので、合金鋳物品自体が部分溶解してしまう不具合が生じる。また、１０時間未満の場合は、前述の４００℃より低い場合と同様に析出強化量が不足し、材料強度が低下するおそれがある。一方、５０時間より長い場合、初晶α−Ｍｇ相並びに共晶β−Ｍｇ相のオストワルド成長による粗大化が生じ、機械的性質が著しく劣化するおそれがある。加えて、長時間の熱処理はエネルギー消費量増大に伴うコスト上昇という生産上の制約もある。溶体化熱処理での処理温度の好ましい範囲は４１０〜４２０℃である。溶体化熱処理での保持時間の好ましい範囲は１０〜３０時間である。

人工時効熱処理では、１８０〜２６０℃の温度で、０．５〜５０時間保持した後に放冷する。１８０℃未満の場合は、単位時間当たりの析出物（Ａｌ化合物、Ｍｇ−ＲＥ系化合物）に係る析出量が適正範囲内の温度に比べて少ないため、析出強化能低下による材料強度、硬さの低下を招くおそれがある。一方、２６０℃より高い場合は、単位時間当りの析出物に係る析出量は増大するものの、析出速度の増加に起因した鋳物内部における析出サイズ及び化合物分布の不均一が顕著となり、１個の鋳物製品内での各部位間の機械的性質（硬さ、引張強さ等）のバラツキ、並びに同一複数個の熱処理ロット内での個々の製品間での機械的特性値のバラツキが顕著となるおそれがある。また、０．５時間未満の場合は、析出物に係る時効析出量の不足により機械的特性の向上が不足するおそれがある。一方、５０時間より長い場合は、析出物の粗大化と結晶構造が変化することにより母相（初晶α−Ｍｇ相）と非整合な安定相となってしまうため、強化に必要な転位をピンニングし整合するための歪場がなくなるという、いわゆる過時効軟化状態となるので鋳物製品の機械的特性が低下するおそれがある。人工時効熱処理での処理温度の好ましい範囲は２００〜２５０℃である。人工時効熱処理での保持時間の好ましい範囲は１０〜３０時間である。

以上に示したマグネシウム合金は、軽量化及び耐熱性の双方が要請される部品に適用することができる。例えば、車両のシリンダヘッドカバー、シリンダブロック、トランスミッションケース、オイルパン等に用いることができるが、これらに限定されるものではない。

（実施形態３）
本発明の実施形態３に係るマグネシウム合金について説明する。マグネシウム合金は、アルミニウムを７〜１２．６質量％、希土類元素を３〜６質量％、マンガンを０．０５〜０．５０質量％、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下含有し、残部がマグネシウム並びに不可避の不純物（例えば、Ｆｅ等）よりなる。つまり、実施形態３に係るマグネシウム合金は、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下含有している点が実施形態１に係るマグネシウム合金と異なる。亜鉛に係る組成の数値範囲の臨界的意義は、以下の通りである。

亜鉛は、マグネシウム合金中に０．３〜２質量％含まれている。これにより、合金の耐熱性を損なうことなく、機械的性質の向上に寄与する。具体的には、亜鉛添加により人工時効熱処理後の析出量が増加し、析出物も均一・微細に分布するようになる。この効果による機械的性質の向上は亜鉛が０．３〜２質量％で顕著である。亜鉛の含有量が０．３質量％未満の場合、析出物の生成サイトが増加せず析出量も変わりがないことから、機械的特性は顕著に向上しない。一方、亜鉛の含有量が２質量％より多い場合、亜鉛添加による析出の増加量が飽和するため、これより多い亜鉛添加は特性向上およびコスト的観点から意味がない。亜鉛の含有量の好ましい範囲は、０．４〜１．８質量％であり、より好ましくは０．５〜１．４質量％である。

なお、実施形態３に係るマグネシウム合金により鋳造されたマグネシウム合金部材については、実施形態２に係るマグネシウム合金部材の製造方法と同様に、実施形態３に記載のマグネシウム合金により鋳造されたマグネシウム合金部材に対して、溶体化熱処理と人工時効熱処理を順次施すことによって製造される。

本発明の実施例について比較例と対比しながら説明する。ガス溶解炉にて表１に記載の各合金のインゴットを約６０〜１００ｋｇ溶解し、フラックスによる精錬処理後、溶湯温度７００〜７３０℃に保持して、有機自硬性砂型に柄杓にて注湯し、凝固完了後、砂型をバラして所定の鋳造品を取り出し、各種評価に供した。

ここで、希土類元素としては、ミッシュメタルを用いた。ミッシュメタルの基本組成は、ミッシュメタルを１００質量％としたとき、重量比で、セリウムが５０質量％、ランタンが２７質量％、ネオジム１１質量％、プラセオジムが５質量％、残部が他の希土類元素である。表１の希土類元素量（ＲＥ；質量％）は、マグネシウム合金からセリウム、ランタン、ネオジム、プラセオジムの分析値を求め、それらの合計量（質量％）を求め、その合計量（質量％）×（１００／９３）から求められる。

また、有機自硬性砂型は、キャビテイ部を７号〜９号けい砂にて造形し、バックアップ部を５〜７号けい砂にて造型したものである。また、有機自硬性砂型中の粘結剤にはフェノールレジン系バインダを使用した。さらに、有機自硬性砂型中の防燃剤としての砂には予めケイ弗化カリウムを微量混合した。

また、鋳造品は、重量３．８ｋｇの乗用車Ｖ６エンジン用オイルパン又はＪＩＳＨ５２０３砂型試験片用鋳物（１型について試験片４本）であり、重力鋳造時には、溶湯の燃焼を防ぐために、砂型内部のキャビテイ部および注湯部にＳＦ_６ガスを吹き付けた。

そして、鋳造品の特性評価としては、硬さ特性、引張特性、軸力特性、湯流れ性を測定した。

硬さ特性については、ビッカース硬さを測定した。引張特性については、引張り強さ、０．２％耐力、伸びを測定した。

軸力特性については、残留軸力保持率を測定した。残留軸力保持率の測定では、マグネシウム合金で形成されたオイルパンのフランジのボルト締結部（座面外径２０ｍｍ、内径（ボルト貫通穴）９〜９．５ｍｍ、厚さ約１０ｍｍ）を供試材１００とした。そして図２に模式的に示すように、雄ネジをもつボルト２００を、ワッシャ１０５（外径１８ｍｍ、厚さ３ｍｍ、Ａ６０６１−Ｔ６）を介して供試材１００の挿通孔１０１に挿通すると共に、相手材３００のネジ孔３０１に締結した。使用したボルト２００はＭ８×２５、強度区分１０．９（ＪＩＳＢ１１８０六角ボルト相当）の鋼製とした。相手材３００はＪＩＳ規格ＡＤＣ１２のアルミダイカスト合金部材とした。そして、ボルト２００を初期軸力７．８ＫＮで締結した。軸力は、ボルト２００に付着させた歪みゲージ４００を用いて測定した。その後、ボルト２００で締結した供試材１００及び相手材３００からなる試験片を大気炉に装入し、１５０℃、３００時間の条件で高温保持し、その後、室温まで冷却した。その後、ボルト２００の軸力を再び測定した。そして前記した初期軸力に対する軸力保持率を求めた。この場合、軸力保持率は複数個の平均値として求めた。ここで、軸力保持率が７６%であることは、上記した条件における高温保持により、初期軸力７．８ＫＮ×０．７６の軸力に低下したことを意味する。なお、超音波軸力測定法によってもボルト２００の軸力を測定したが、歪みゲージ４００を用いた場合と同様な結果が得られた。

湯流れ性については、鋳造品であるオイルパンおよびＪＩＳＨ５２０３による砂型試験片の鋳造時において、砂型内のキャビティへの充填の度合い、溶湯が進入する押湯部やガス抜き穴の空間における溶湯充填量の大きさを評価基準とした。ここで５段階評価とし、湯流れ性について優の評価を１とし、湯流れ性について劣の評価を５とした。

（硬さ特性；時効硬化曲線）
鋳造品（実施例１、実施例２、比較例３、比較例４、比較例５；表１参照）を４１２℃×２０時間で溶体化熱処理した後、２００〜２４０℃で所定時間の人工時効熱処理した場合の時効硬化曲線の調査結果を図１に示す。比較例３はダイカスト加圧鋳造用合金である市販材ＡＥ４２材であり、比較例４はＡＥ４２材のＲＥ量を２％から４％に増量したものであるが、比較例３および比較例４は熱処理による時効硬化をほとんど示さないことがわかる。このことは、Ａｌ量をさらに６％近くに増量した比較例５においても同様であり、時効温度が２００℃、２２０℃および２４０℃のいずれかの場合においても溶体化熱処理体（Ａ．Ｑ．）に比べて時効処理後の硬さの上昇はＨＶで５程度と小さく、時効硬化能がほとんどないことが明らかである。これに対して実施例１および実施例２の場合は、適切なＡｌ、ＲＥ量の配合を行うことにより２００℃、２２０℃および２４０℃のいずれの時効温度においても、時効硬化による顕著な硬さの向上が認められ、熱処理による機械的特性の改善が可能であることが示される。一方、実施例２の合金に対して０．５８％の亜鉛を追加配合した実施例６の場合には、亜鉛添加による析出強化能の増加に起因した硬さの向上が２４０℃の時効硬化曲線において認められる。

（硬さ特性、引張特性、軸力特性、湯流れ性）
図１の結果等を基に選定した熱処理条件とビッカース硬さの測定結果を表２に示す。表２の熱処理条件を施した場合の室温での引張特性と１５０℃、３００時間の高温保持後の残留軸力保持率、および鋳造時の湯流れ性の評価結果をそれぞれ表３に示す。

まず、比較例１〜３は市販材のＡＺ９１Ｄ材、ＡＳ２１材およびＡＥ４２材の場合であるが、比較例１のＡＺ９１Ｄ材では引張強さ、耐力および鋳造時の湯流れ性は良好であるものの、軸力保持率が２３％と評価合金中で最も低く耐熱部品への適用が困難であることが示される。また、比較例２のＡＳ２１材、および比較例３のＡＥ４２材においては、軸力保持率が４３％、４６％と比較的良好で耐熱性部品への適用が期待されるが、引張強さ及び０．２％耐力が比較例１のＡＺ９１Ｄ材に比べて著しく低く、従って鋳物部品の剛性不足が懸念され、加えて砂型鋳造時の湯流れ性も悪いことから鋳物製造時の不廻り欠陥、不良等の問題が生じやすい等、実用上の問題を有している。さらに、比較例４、比較例５の合金においては、耐熱性を示す軸力保持率がそれぞれ５８％、５２％と良好であるものの、０．２％耐力がそれぞれ４２ＭＰａ、４６ＭＰａと著しく低いことから鋳物の剛性不足が懸念され、砂型鋳造時の湯流れ性もあまりよくない。

一方、比較例１〜５に対して、本発明の実施例１〜５の合金は、適切な溶体化・時効熱処理を施すことにより時効強化による特性改善がなされており、引張特性、硬さ及び軸力保持率において、前述した市販耐熱マグネシウム合金であるＡＥ４２材あるいはＡＳ２１材に比べて同等以上の優れた耐熱および機械的特性を有すると同時に、市販材で鋳造性に優れるＡＺ９１Ｄ材と同等の湯流れ性を有している。また、本発明の実施例１〜５の合金は、ＷＥ４３材、ＱＥ２２材のように高価な耐熱性向上元素のＹ、Ａｇ等を一切含んでいないことから、これらの材料に比べてコスト的に安価であり、この点においても従来に比べて優れている。

実施例１〜５の合金に対して、本発明の実施例６〜９の合金の場合は、亜鉛添加による析出強化能向上により、伸び、軸力保持率、鋳造性（湯流れ性）を実施例２と同等レベルに維持したまま、引張強さおよび０．２％耐力がさらに向上（引張強さで約２０ＭＰａ、０．２％耐力で約３０ＭＰａ）している。

（金属組織）
次に、金属組織について図面を用いて説明する。図３は、本発明の実施例２（表１〜３参照）に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。図４は、比較例４（表１〜３参照）に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。図５は、本発明の実施例６（表１〜３参照）に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。金属組織は、耐水ペーパーとバフ研磨後、グリコール液にてエッチングして観察したものである。実施例２と比較例４は、ＲＥ（３．６０質量％と３．７０質量％）とＭｎ（０．２４質量％と０．２８質量％）の組成が近似しており、溶体化熱処理と人工時効熱処理の処理条件が共通する。ただし、実施例２はＡｌを９．２６質量％含有し、比較例４はＡｌを３．７３質量％含有する。実施例６は、実施例２の合金に対して０．５８質量％の亜鉛を追加配合したものである。なお、図３（Ａ）および図４（Ｂ）は低倍率で等しい倍率の光学顕微鏡写真であり、図３（Ｂ）、図４（Ｂ）、および図５は高倍率で等しい倍率の光学顕微鏡写真である。

図３および図４の比較から理解できるように図３に示す実施例２の金属組織によれば、初晶α−Ｍｇ相の粒のサイズは、図４に示す比較例４の金属組織よりも微細化していることがわかる。このことから、Ａｌの組成は金属組織の微細化に寄与するものと推察される。また、図３に示す実施例２の金属組織によれば、Ａｌ化合物が初晶α−Ｍｇ相内（結晶粒内）に析出しており、結晶粒界にはほとんど析出していないことがわかる。また、図３に示す実施例２の金属組織は、図４に示す比較例４の金属組織に比べて、Ｍｇ−ＲＥ系化合物相が結晶粒界に多く生成している。この化合物相が多くなることにより粒界すべりを効果的に防止でき、マグネシウム合金の耐熱性を高めることができるものと推察される。なお、この化合物相は走査型電子顕微鏡部とエネルギー分散型Ｘ線分析部とをもつ装置（ＳＥＭ−ＥＤＸ）により同定した。

また、図５に示す実施例６の金属組織によれば、初晶α−Ｍｇ相の粒のサイズは、図３（Ｂ）に示す実施例２の金属組織よりもさらに微細化していることがわかる。このことから、亜鉛の組成は金属組織の微細化に寄与するものと推察される。また、図５に示す実施例６の金属組織によれば、図３に示す実施例２の金属組織と同様に、Ａｌ化合物が初晶α−Ｍｇ相内（結晶粒内）に析出しており、結晶粒界にはほとんど析出していないことがわかる。また、図５に示す実施例６の金属組織は、図３に示す実施例２の金属組織と同様に、図４に示す比較例４の金属組織に比べて、Ｍｇ−ＲＥ系化合物相が結晶粒界に多く生成している。図５に示す実施例６の金属組織についても、図３に示す実施例２の金属組織と同様に、Ｍｇ−ＲＥ系化合物相が多くなることにより粒界すべりを効果的に防止でき、マグネシウム合金の耐熱性を高めることができるものと推察される。

溶体化熱処理した後、人工時効熱処理した場合の時効硬化曲線の調査結果を示したグラフである。軸力特性を測定する状態を模式的に示した構造図である。本発明の実施例２に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。比較例４に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。本発明の実施例６に係るマグネシウム合金の金属組織を示した光学顕微鏡写真である。

符号の説明

１００供試材
１０１挿通孔
１０５ワッシャ
２００ボルト
３００相手材
３０１ネジ孔
４００歪みゲージ

Claims

アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなることを特徴とするマグネシウム合金。
アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％以下、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなることを特徴とするマグネシウム合金。
４００℃以上４３０℃以下の温度で１０時間以上５０時間以下保持した後に急冷する溶体化熱処理と、１８０℃以上２６０℃以下の温度で、０．５時間以上５０時間以下保持した後に放冷する人工時効熱処理とが順次施されたことを特徴とする請求項１又は２記載のマグネシウム合金。
アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなるマグネシウム合金を鋳造して得られたマグネシウム合金部材に対して、４００℃以上４３０℃以下の温度で１０時間以上５０時間以下保持した後に急冷する溶体化熱処理と、１８０℃以上２６０℃以下の温度で０．５時間以上５０時間以下保持した後に放冷する人工時効熱処理とを順次施すことを特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。
アルミニウムを７質量％以上１２．６質量％以下、希土類元素を３質量％以上６質量％以下、マンガンを０．０５質量％以上０．５質量％以下、亜鉛を０．３質量％以上２質量％以下含有し、残部がマグネシウムならびに不可避の不純物からなるマグネシウム合金を鋳造して得られたマグネシウム合金部材に対して、４００℃以上４３０℃以下の温度で１０時間以上５０時間以下保持した後に急冷する溶体化熱処理と、１８０℃以上２６０℃以下の温度で０．５時間以上５０時間以下保持した後に放冷する人工時効熱処理とを順次施すことを特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。
前記鋳造は重力鋳造であり、該重力鋳造に使用する鋳型の材質が砂あるいは石膏を主成分とすることを特徴とする請求項４又は５記載のマグネシウム合金部材の製造方法。