JP2010077516A - マグネシウム合金 - Google Patents

Abstract

【課題】耐熱性および鋳造性に優れる新規のマグネシウム合金を提供する。
【解決手段】本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、Ａｌを６〜１０質量％、Ｃａを２．２〜８．０質量％、Ｓｉを０．１〜１．０質量％、Ｓｎを０．１〜１．０質量％、Ｍｎを０．０５〜１．０質量％含み、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる。また、Ａｌの含有量をａ、Ｃａの含有量をｂ、Ｓｉの含有量をｃ、Ｓｎの含有量をｄ（単位は質量％）としたときに、０．３５≦ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）≦０．７５かつ０．２≦（ｃ＋ｄ）≦１．４である。Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物がＭｇ結晶粒界に網目状に晶出することで、高温での粒界すべりや粒界での転位の移動が抑制され、耐熱性が向上する。また、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が分散して生成するため、耐熱性が向上するとともに、延性の増加により鋳造割れが低減される。
【選択図】図４

Description

本発明は、耐熱性、鋳造性に優れるマグネシウム合金に関するものである。

自動車産業などの産業界では、軽量化を目的としてマグネシウム合金が適用されている。今後もさらにマグネシウム合金の適用範囲は拡大されることが期待されており、特に、軽量化に効果があるエンジン周辺部品などへの適用が考えられている。エンジン周辺部品には高い耐熱性が要求されることから、耐熱性に優れたマグネシウム合金の開発が求められている。たとえば、従来のマグネシウム−アルミニウム合金に対し、耐熱性の向上を意図してマグネシウム−アルミニウム−シリコン合金、マグネシウム−アルミニウム−希土類元素合金などが開発されてきた。しかしながら、これらのマグネシウム合金は、耐食性、鋳造性、コストの面で必ずしも充分ではなかった。これらのマグネシウム合金に対し、耐熱性に優れ、耐食性、鋳造性にも優れたマグネシウム−アルミニウム−カルシウム合金が開発されている。

たとえば、特許文献１には、アルミニウム（Ａｌ）、カルシウム（Ｃａ）およびマンガン（Ｍｎ）を含有するマグネシウム合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｍｎ合金）が開示されている。Ａｌは、マグネシウム合金において、鋳造性、耐食性および室温での機械的性質、特にダイカスト鋳造性を向上させる。しかし同時に、熱的に不安定な化合物相（Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相）が晶出するため、マグネシウム合金の耐熱性は大きく低下する。Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の晶出は、Ａｌと化合物を形成するＣａを添加することで抑制され、マグネシウム合金の耐熱性が向上する。一方、Ｃａの含有量が多すぎると、鋳造性を低下させる粗大なＭｇ_２Ｃａ（Ａｌ）相が初晶として晶出しやすくなる。そこで、含有するアルミニウムとカルシウムとの質量比を規定することで、耐熱性と鋳造性とがともに優れたマグネシウム合金が得られる。

また、特許文献１には、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｍｎ合金に珪素（Ｓｉ）および／またはスズ（Ｓｎ）を添加してもよいことが記載されている。しかしながら、特許文献１では、ＳｉとＳｎとは必須の合金元素ではなく、また、ＳｉとＳｎとの合計の含有量についても明らかにされていない。
特開２００７−１９７７９６号公報

Ｍｇ−Ａｌ合金へＳｉまたはＳｎを添加すると、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物またはＭｇ−Ｓｎ系化合物が生成され、耐熱性が向上する。そのため、Ｍｇ−Ａｌ合金へのＣａとＳｉあるいはＣａとＳｎの同時添加は、化合物量の増加による耐熱性の向上が期待できる。しかしながら、Ｍｇ−Ａｌ合金にＣａとＳｉあるいはＣａとＳｎを同時添加すると、粗大なＣａ−Ｓｉ−Ｍｇ系化合物あるいは粗大なＣａ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が形成され、耐熱性は向上しないことがわかった。また、粗大な化合物が形成されることで延性が低下し、鋳造割れが発生しやすくなることもわかった。

本発明者等は、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｍｎ合金にＳｉとＳｎとを同時に所定の量添加することで、マグネシウム合金の耐熱性と鋳造性とをさらに向上できることに想到した。すなわち、本発明は、耐熱性および鋳造性に優れる新規のマグネシウム合金を提供することを目的とする。

本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上１０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を２．２質量％以上８．０質量％以下、珪素（Ｓｉ）を０．１質量％以上１．０質量％以下、スズ（Ｓｎ）を０．１質量％以上１．０質量％以下、マンガン（Ｍｎ）を０．０５質量％以上１．０質量％以下含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなり、Ａｌの含有量をａ質量％、Ｃａの含有量をｂ質量％、Ｓｉの含有量をｃ質量％、Ｓｎの含有量をｄ質量％としたときに、０．３５≦ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）≦０．７５かつ０．２≦（ｃ＋ｄ）≦１．４であることを特徴とする。

マグネシウム合金の耐熱性を向上させるためには、熱的に安定な高融点をもつ化合物をできるだけ多くマグネシウム合金の結晶粒界および／または結晶粒内に分散させることが重要である。Ｍｇ−Ａｌ合金へＣａを添加すると、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物が結晶粒界に網目状に晶出するため、高温での粒界すべりや粒界での転位の移動が抑制され、耐熱性が向上する。

また、前述のように、Ｍｇ−Ａｌ合金にＣａとＳｉあるいはＣａとＳｎを同時添加しても、粗大な化合物が形成されて、耐熱性、鋳造性ともに向上はみられない。ところが、Ｃａ、ＳｉおよびＳｎを同時添加すると、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が分散して生成するため、化合物量の増加により耐熱性が向上するとともに、延性の増加により鋳造割れが低減される。

また、ＳｉとＳｎとを同時添加することにより、粗大な化合物の晶出を抑制できるため、マグネシウム合金の延性が向上し、鋳造時、特にダイカスト鋳造時の凝固割れを抑制することができる。

なお、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物とは、たとえば、Ｍｇ_２Ａｌ_４Ｃａ_３、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａである。また、Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は、準安定相である。

以下に、本発明のマグネシウム合金を実施するための最良の形態を説明する。

本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％としたとき、Ａｌを６質量％以上１０質量％以下、Ｃａを２．２質量％以上８．０質量％以下、Ｓｉを０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｓｎを０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎを０．０５質量％以上１．０質量％以下含み、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる。

Ａｌは、鋳造性、特に湯流れ性の向上に寄与するとともに、合金の強化に寄与し、機械的性質を向上させる。Ａｌの含有量は、６質量％以上１０質量％以下である。６質量％未満では、耐熱性の向上に有効なＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の絶対量が不足し、十分な耐熱性が得られない。また、Ａｌ量が少ないと、融点が上昇して湯流れ性が低下したり鋳造割れが増加したりするため、鋳造性が低下する。Ａｌ量の下限は、望ましくは７．０質量％以上である。一方、Ａｌの含有量が１０質量％を超えると、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の絶対量が過多となり延性が低下するため、ＳｉおよびＳｎを添加しても鋳造割れの抑制が困難となる。また、Ａｌ量が多いと、粗大な初晶Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物や粗大な初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物が生成するようになり、溶湯中に化合物の沈降が生じて、スラッジの生成量が増大する。これらの粗大な化合物は、耐熱性向上に効果がないうえに鋳造性を大きく低下させる。Ａｌ量の上限は、望ましくは９．５質量％以下さらに望ましくは９．０質量％以下である。

Ｃａは、耐熱性の向上に有効な化合物をＡｌとともに形成し、さらに、耐熱性を低下させるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の晶出を抑制するため、マグネシウム合金の耐熱性が向上する。Ｃａの含有量は、２．２質量％以上８．０質量％以下である。Ｃａの含有量が２．２質量％未満では、耐熱性向上に有効なＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の絶対量が不足してＭｇ_１７Ａｌ_１２相が出現しやすい。Ｃａ量の下限は、望ましくは２．５質量％以上、さらに望ましくは３．０質量％以上である。Ｃａ量が８．０質量％を超えると、鋳造性を低下させる粗大なＭｇ_２Ｃａ（Ａｌ）相が晶出しやすくなる。Ｃａ量の上限は、望ましくは７．５質量％以下さらに望ましくは７．０質量％以下、６．０質量％以下である。

また、上述のように、高い耐熱性および鋳造性をもつマグネシウム合金を得るためには、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の晶出を抑える必要があり、さらには、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物を形成させる必要があるため、Ｃａの含有量を、Ｃａ量≧０．３５×（Ａｌ量＋Ｓｉ量＋Ｓｎ量）とする。また、Ｃａの難燃効果により、マグネシウム合金の鋳造作業を容易にする。その一方、過剰のＣａは、割れに敏感なＭｇ−Ｃａ系化合物の生成をもたらし、鋳造割れが多発する。そのため、Ｃａの含有量を、Ｃａ量≦０．７５×（Ａｌ量＋Ｓｉ量＋Ｓｎ量）とする。すなわち、Ａｌの含有量をａ質量％、Ｃａの含有量をｂ質量％、Ｓｉの含有量をｃ質量％、Ｓｎの含有量をｄ質量％としたときに、０．３５≦ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）≦０．７５とする。ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）の下限は、望ましくは０．４０以上である。また、ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）の上限は、望ましくは０．７以下である。

ＳｉとＳｎは、同時に添加することで、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が分散して生成するため、耐熱性向上と鋳造割れの低減が可能となる。ＳｉおよびＳｎの含有量は、それぞれ、０．１質量％以上１．０質量％以下、かつ、（Ｓｉ量＋Ｓｎ量）≦１．４［質量％］である。Ｓｉ量およびＳｎ量の少なくとも一方が１．０質量％を超え、両者の含有量の合計が１．４質量％を超えると、粗大な初晶Ｃａ−Ｓｉ−Ｍｇ系化合物あるいは粗大な初晶Ｃａ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物、さらには粗大な初晶Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が生成されやすくなり、鋳造割れが増すと同時に、スラッジの生成量を多くする。Ｓｉ量の上限は、望ましくは０．８質量％以下さらに望ましくは０．５質量％以下である。

Ｓｉ量またはＳｎ量が０．１質量％未満では、粗大な初晶Ｃａ−Ｓｉ−Ｍｇ系化合物または粗大な初晶Ｃａ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が生成されやすくなる。また、Ｓｉ量、Ｓｎ量ともに０．１質量％以上であっても両者の合計が０．２質量％未満では、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が十分に生成されないため、耐熱性および鋳造性が低下することがある。Ｓｎ量の下限は、望ましくは０．２質量％以上さらに望ましくは０．５質量％以上である。

すなわち、Ｓｉの含有量をｃ質量％、Ｓｎの含有量をｄ質量％としたときに、０．２≦（ｃ＋ｄ）≦１．４とする。（ｃ＋ｄ）の下限は、望ましくは０．５以上さらに望ましくは１．０以上である。また、（ｃ＋ｄ）の上限は、望ましくは１．２以下である。

Ｍｎは、耐食性の向上に寄与するが、過少であると耐食性が低下し、耐食性に対して充分な効果が得られない。Ｍｎの含有量は、０．０５質量％以上１．０質量％以下である。０．０５質量％未満では、マグネシウム合金の耐食性が著しく低下する。Ｍｎ量の下限は、望ましくは０．１５質量％以上、さらに望ましくは０．２５質量％以上である。一方、１．０質量％を超えると、溶湯中のＭｎがＡｌなどと粗大な化合物を形成して沈降するため、スラッジの生成が増大するとともに、得られるマグネシウム合金中のＡｌ量を低下させ耐熱性が低下する。Ｍｎ量の上限は、望ましくは０．８質量％以下、さらに望ましくは０．５質量％以下である。

本発明のマグネシウム合金は、さらに、ストロンチウム（Ｓｒ）および希土類元素（ＲＥ）からなる群から選ばれる一種以上を含んでもよい。ただし、本発明のマグネシウム合金において、ＳｒおよびＲＥは、特に必要がなければ含有せずともよい。

Ｓｒは、耐熱性の向上に有利である。しかし、Ｓｒの含有量が過剰であると、Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｒ系化合物あるいはＡｌ_４Ｓｒの生成量が増加し、延性が低下することがある。Ｓｒ量の上限は、望ましくは１．０質量％以下、さらに望ましくは０．７質量％以下である。また、Ｓｒ量の下限をあえて規定するならば、望ましくは０．１質量％以上、さらに望ましくは０．３質量％以上である。

希土類元素（ＲＥ）は、初晶α−マグネシウム母相（Ｍｇ結晶粒）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、結晶粒界に化合物相を形成し、粒界すべりを抑え、耐熱性の向上に寄与する。しかし、ＲＥが過剰であると、延性および強度、湯流れ性、耐食性が低下する傾向がある。そのため、ＲＥは、ＲＥから選ばれる一種以上の元素を合計で１．０質量％以下含むのが望ましく、さらに望ましくは０．８質量％以下である。また、ＲＥ量の下限をあえて規定するならば、ＲＥの一種または二種以上の合計で、０．２質量％以上含むのが望ましく、さらに望ましくは０．３質量％以上である。

以上説明した組成をもつ本発明のマグネシウム合金は、Ｍｇ結晶粒と、Ｍｇ結晶粒の結晶粒界に網目状に晶出したＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物と、Ｍｇ結晶粒内および／または結晶粒界に分散するＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物と、からなる金属組織を有する。Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物は、板状の化合物であり、結晶粒界に晶出してネットワークを構成する。そのため、高温での粒界すべりや粒界における転位の移動が抑制され、耐熱性が大きく向上する。さらに、結晶粒界や結晶粒内に微細に分散したＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は、粒状の化合物であり、転位すべりを抑制してさらなる耐熱性の向上に有効である。

粒状のＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は、その最大粒径が１０μｍ以下さらには５μｍ以下であるのが好ましい。上記組成をもつ本発明のマグネシウム合金では、通常の製造方法であれば製法に関わらず、Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物の大きさを小さく抑えられる。なお、本明細書では、光学顕微鏡にて得られた組織写真より、写真上のＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物の面積を画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＰｒｏ等）により求め、面積より円相当径を算出し、これを化合物の粒径として採用する。

本発明のマグネシウム合金の製造方法の一例を簡単に示すと、次のようである。すなわち、本合金は、各元素を純金属、合金または塩化物やフッ化物の形態（ＲＥとしてはミッシュメタル、ジジム等）で溶融Ｍｇに添加し、ダイカストなどの一般的な方法により鋳造することにより、マグネシウム合金鋳物が得られる。鋳放しの状態のマグネシウム合金鋳物は、主に、Ｍｇ結晶粒、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物およびＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物、からなる上記の金属組織を有する。

本発明に係るマグネシウム合金は、鋳造性が良好であり、鋳造方法としては、ダイカスト鋳造、金型重力鋳造、砂型鋳造、チクソモールディング、高圧鋳造、低圧鋳造などが適する。ダイカスト鋳造は、コールドチャンバー方式でもよいし、ホットチャンバー方式でもよい。

本発明のマグネシウム合金からなる鋳物は、宇宙、航空の分野をはじめとし、自動車、電気機器などの各種分野において、軽量化およ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。たとえば、車両のシリンダヘッドカバー、シリンダブロック、ピストン、トランスミッションケース、オイルパン、インテークマニホールド、チェーンカバー、クランクケース、等が例示されるが、これらに限定されるものではない。

以上、本発明のマグネシウム合金の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。

以下に、本発明のマグネシウム合金の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。

［Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｎ系合金鋳物の作製］
表１に示す組成をもつように、Ａｌ、Ｃａ、ＳｉおよびＳｎの含有量（順にａ、ｂ、ｃおよびｄとする）を変化させ、かつ、ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）および（ｃ＋ｄ）の値を変化させるように原料を配合し、以下の手順でＭｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｎ系合金鋳物（＃０１〜＃１０：実施例、＃Ｃ０１〜Ｃ１０：比較例に相当）を作製した。また、必要に応じて、Ｓｒまたはミッシュメタル（Ｍｍ：セリウム、ランタン、プラセオジムおよびネオジウムを含む）を添加した。なお、表１に示す組成は目標値である。

鋳物は、軸力保持率を測定するための試験片を作製する形状Ａの鋳物、鋳造性を評価するための形状Ｂの鋳物、の２種類を作製した。以下にそれぞれの作製手順を示す。

［形状Ａをもつ鋳物の作製］
上記原料を、ステンレス（ＳＵＳ４３０）製溶解るつぼを用いて溶解した。溶解は、防燃ガスとして微量のＳＦ_６ガスを吹き付けた状態で電気炉を用いて行った。溶湯温度を７２０℃とした後、３０分間炉中にて沈静保持した。るつぼを炉から取り出し、竪型ダイカスト機を用いて、２０ｍｍ×２０ｍｍ×４８ｍｍのダイカスト鋳物を作製した。鋳造条件は、射出速度０．３ｍ／ｓ、射出圧力：２８ＭＰａ、加圧時間：５秒、金型温度：室温、射出溶湯温度：液相線温度＋３０℃、とした。得られたダイカスト鋳物を図１に示す。

なお、後に説明する軸力保持率の測定には、図１に示すダイカスト鋳物（左図）の中央部から切り出したリング状の試験片（右図）を用いた。リング状の試験片は、外径φ２０ｍｍ、内径φ９ｍｍ、高さ１０ｍｍとした。

［形状Ｂをもつ鋳物の作製］
上記原料を、ステンレス（ＳＵＳ４３０）製溶解るつぼを用いて溶解した。溶解は、防燃ガスとして微量のＳＦ_６ガスを吹き付けた状態で電気炉を用いて行った。溶湯温度を７２０℃とした後、３０分間炉中にて沈静保持した。るつぼを炉から取り出し、竪型ダイカスト機を用いて、両端に肉厚部、中央部に肉薄部（厚さ３ｍｍ）をもつダイカスト鋳物を作製した。鋳造条件は、射出速度１ｍ／秒、射出圧力：６４ＭＰａ、加圧時間：１秒、金型温度：８０℃、射出溶湯温度：液相線温度＋５０℃、とした。得られたダイカスト鋳物の正面図および側面図を図２に示す。

［評価］
＃０１〜＃１０および＃Ｃ０１〜＃Ｃ１０について、軸力保持率の測定および鋳造割れの観察を行い、耐熱性および鋳造性を評価した。結果を表１に示す。

［軸力保持率の測定］
軸力保持率の測定方法を、図３を用いて説明する。軸力保持率の測定には、上記リング状の試験片１０、ボルト２０およびアルミニウムブロック３０が用いられる。

ボルト２０としては、鋼製のＭ８×２５（強度区分１０．９）の六角ボルトを用いた。アルミニウムブロック３０は、ＡＤＣ１２（ＪＩＳ規格）のアルミダイカスト合金部材とした。アルミニウムブロック３０には、ボルト２０の軸部２１の外周面に形成された雄ねじと螺合する雌ねじをもつねじ孔３１を形成した。

測定の際には、ワッシャ１５（外径φ１８ｍｍ、厚さ３ｍｍ、Ａ６０６１−Ｔ６）を介して、ボルト２０の軸部２１を試験片１０の挿通孔に挿通するとともに、アルミニウムブロック３０のねじ孔３１に、初期軸力８ｋＮで締結した。このとき、ボルト２０には、軸力を測定するためのひずみゲージ４０が固着されており、ボルト２０の初期軸力は、このひずみゲージ４０により測定した。

ボルト２０およびアルミニウムブロック３０により締結された試験片１０を高温恒温槽に装入し、１８０℃で３００時間高温保持した後、室温まで冷却した。その後、ボルト２０の軸力（残留軸力）を測定した。そして、前記した初期軸力に対する残留軸力の割合を算出して、軸力保持率を求めた。なお、軸力保持率は、複数個の平均値として求めた。

表１に示す軸力保持率の値は、汎用アルミニウム合金であるＡＤＣ１２合金の軸力保持率を１００としたときの各合金の軸力保持率の割合（ＡＤＣ１２比）である。軸力保持率の割合が８０％以上を○、８０％未満を×として評価した。

［鋳造割れの観察］
図２に示す形状のダイカスト鋳物を作製し、上部と下部での金型からの拘束により発生する鋳物中央の肉薄部周辺での鋳造割れを観察した。鋳造割れの観察は、型開き直後、型から鋳物を取り出す前に行い、鋳物に発生する割れの有無を目視で確認した。

Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、ＳｎおよびＭｎの含有量が所定の値とした＃０１〜＃１０は、優れた耐熱性および鋳造性をもつマグネシウム合金であった。なお、Ｍｎ含有量が０．２５質量％〜０．５質量％の範囲内であれば、＃０１〜＃１０と同等の特性を示す。

Ａｌ含有量が４．５質量％である＃Ｃ０１は、軸力保持率が非常に低く、耐熱性が低かった。これは、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の晶出が不足したためである。Ａｌ含有量が増加するほど耐熱性は向上する傾向にあり、Ａｌを７．０質量％以上含むことで、軸力保持率が８５％以上となるものもあった（＃０５、＃０６および＃１０）。しかし、１２質量％のＡｌを含む＃Ｃ１０は、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の晶出量が多すぎて延性が低下したため、鋳造割れを起こした。

Ａｌ含有量が望ましい範囲にあっても、Ａｌ、Ｃａ、ＳｉおよびＳｎの含有量の関係、ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）の値が０．３３の＃Ｃ０２は、耐熱性に影響するＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物の生成が不足し、耐熱性が低かった。ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）の値が大きいほど耐熱性は向上する傾向にあり、０．４０以上では軸力保持率が８０％を超え、０．５５以上では８５％以上であった。しかし、０．７９である＃Ｃ０７には鋳造割れが見られた。また、軸力保持率もそれほど大きくなかった。

また、ＳｉおよびＳｎの含有量の合計（ｃ＋ｄ）の値が１．５である＃Ｃ０６および＃Ｃ０８は、鋳造性が低かった。（ｃ＋ｄ）を１．４以下とすれば、鋳造割れは低減されたが、Ｓｉおよび／またはＳｎを含有しない＃Ｃ０３〜０５は、鋳造性が低かった。

［組織観察］
＃０４、＃Ｃ０３〜＃Ｃ０５について、金属組織を観察した。観察結果を図4〜図７に示す。なお、組織観察は、それぞれのダイカスト鋳物の断面に対し、光学顕微鏡を用いて行った。

本発明のマグネシウム合金である＃０４では、Ｍｇ結晶粒（図４において最も明るい部分）と、結晶粒界に晶出したＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物と、全体に微細に分散したＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物（図４において最も黒い部分）が観察された。これら粒状のＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は、粒径が１０μｍを超えることがなく、平均粒径は約３．２μｍであった。

つまり、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金にＳｉとＳｎとを所定の範囲で同時に添加することで、微細なＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が分散して晶出した＃０４は、優れた耐熱性と鋳造性を有するマグネシウム合金であった。なお、図示しないが、＃０１〜＃０３および＃０５〜＃１０においても、すべての組織観察において、１０μｍを超えるような粒径のＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は見られなかった。

Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金である＃Ｃ０３では、Ｍｇ結晶粒と、結晶粒界に晶出したＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物と、が観察されたのみであった（図５）。一方、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金にＳｉのみを添加した＃Ｃ０４では、粗大なＣａ−Ｓｉ−Ｍｇ系化合物が観察された（図６）。また、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金にＳｎのみを添加した＃Ｃ０５では、粗大なＣａ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物が観察された（図７）。粗大な化合物の生成は、鋳造性の低下だけでなく、耐熱性の低下を引き起こした。

すなわち、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｍｎ合金にＳｉとＳｎとを同時に所定の量添加したマグネシウム合金は、優れた耐熱性および鋳造性をもつマグネシウム合金であることがわかった。

軸力保持率の測定に用いる試験片の切り出し形態を示す説明図である。 耐熱性を評価する試験片の形状を示す正面図（左図）および側面図（右図）である。 軸力保持率の測定方法をしめす説明図であって、各部材の軸方向断面図である。 ＃０４のマグネシウム合金の金属組織を示す図面代用写真である。 ＃Ｃ０３のマグネシウム合金の金属組織を示す図面代用写真である。 ＃Ｃ０４のマグネシウム合金の金属組織を示す図面代用写真である。 ＃Ｃ０５のマグネシウム合金の金属組織を示す図面代用写真である。

符号の説明

１０：試験片（マグネシウム合金）
２０：ボルト
３０：アルミニウムブロック
４０：ひずみゲージ

Claims (8)

1. 全体を１００質量％としたとき、アルミニウム（Ａｌ）を６質量％以上１０質量％以下、カルシウム（Ｃａ）を２．２質量％以上８．０質量％以下、珪素（Ｓｉ）を０．１質量％以上１．０質量％以下、スズ（Ｓｎ）を０．１質量％以上１．０質量％以下、マンガン（Ｍｎ）を０．０５質量％以上１．０質量％以下含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなり、Ａｌの含有量をａ質量％、Ｃａの含有量をｂ質量％、Ｓｉの含有量をｃ質量％、Ｓｎの含有量をｄ質量％としたときに、０．３５≦ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）≦０．７５かつ０．２≦（ｃ＋ｄ）≦１．４であることを特徴とするマグネシウム合金。
2. ＳｉおよびＳｎの含有量が、１．０≦（ｃ＋ｄ）≦１．４である請求項１記載のマグネシウム合金。
3. Ａｌ、Ｃａ、ＳｉおよびＳｎの含有量が、０．４０≦ｂ／（ａ＋ｃ＋ｄ）≦０．７５である請求項１記載のマグネシウム合金。
4. Ｍｇ結晶粒と、該Ｍｇ結晶粒の結晶粒界に網目状に晶出したＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ系化合物と、該Ｍｇ結晶粒内および／または該結晶粒界に粒状に分散するＣａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物と、からなる金属組織を有する請求項１〜３のいずれかに記載のマグネシウム合金。
5. 前記Ｃａ−Ｓｉ−Ｓｎ−Ｍｇ系化合物は、最大粒径が１０μｍ以下である請求項４記載のマグネシウム合金。
6. さらに、ストロンチウム（Ｓｒ）を１．０質量％以下含む請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム合金。
7. さらに、希土類元素（ＲＥ）から選ばれる一種以上の元素を合計で１．０質量％以下含む請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム合金。
8. 請求項１〜７のうちのいずれかに記載のマグネシウム合金からなることを特徴とするマグネシウム合金鋳物。