JP2011219820A - 耐熱マグネシウム合金 - Google Patents

Abstract

【課題】高温下での使用に適した耐熱マグネシウム合金を提供する。
【解決手段】本発明の耐熱マグネシウム合金は、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」とする）、１％以上４％以下の銅（Ｃｕ）と、２％以下のカルシウム（Ｃａ）および／または２％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００１％以上１．５％以下のスカンジウム（Ｓｃ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。この合金は、Ｃａ含有量が抑制されても、高温における耐クリープ性に優れる。
【選択図】なし

Description

本発明は、高温下での使用に適したマグネシウム合金に関するものである。

アルミニウム合金よりもさらに軽量なマグネシウム合金は、軽量化の観点から航空機材料や車両材料などとして広く用いられつつある。しかしながら、マグネシウム合金は、用途によっては強度や耐熱性などが充分ではないため、さらなる特性の向上が求められている。

たとえば、一般的なマグネシウム合金として、ＡＺ９１Ｄ（ＡＳＴＭ記号）がある。ＡＺ９１Ｄの熱伝導率は６０Ｗ／ｍＫ程度であるため、使用環境が高温であったり使用中に発熱したりする部材に用いられると、放熱が良好に行われず、部材に熱変形が生じることがある。特に、内燃機関のシリンダヘッドやシリンダブロックに用いられるマグネシウム合金として熱伝導率の低いマグネシウム合金を用いると、シリンダヘッドが熱変形したり、シリンダブロック内に熱がこもりシリンダボアが変形することで、摩擦が増大したり気密性が低下したりするなどの悪影響が生じる。そのため、高い熱伝導率をもつことで放熱が良好に行われ、高温下での使用に好適なマグネシウム合金が求められている。

たとえば、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａの合金組成（単位は「質量％」）をもつマグネシウム合金の熱伝導率は、熱伝導率の高いＣｕが含まれることで、ＡＺ９１Ｄの熱伝導率よりも高い。しかしながら、使用条件によっては高温での耐クリープ性などが十分ではない場合がある。

また、高温強度に優れたマグネシウム合金を開示する特許文献１には、実施例９として、Ｍｇ−２．５％Ａｇ−２．０％Ｃａ−０．５％Ｍｎ−３．０％Ｓｃ（単位は「質量％」）が記載されている。特許文献１には、スカンジウムは高温強度の向上に有効な元素であり通常６％を超える添加量で用いられること、スカンジウムを銀およびカルシウムと併用することで６％以下の添加量で高温強度が向上すること、が記載されている。

特許文献２には、スカンジウムを脱水処理した添加材料をマグネシウム合金溶湯に添加して混合して鋳造したマグネシウム合金鋳物が開示されている。特許文献２では、マグネシウム合金の耐熱性に影響を及ぼす合金中の水素を、脱水処理したスカンジウムに吸蔵させる。具体的には、実施例２に記載のように、Ｍｇ−６％Ａｌ−０．２％Ｍｎ系のＡＭ６０合金（単位は「質量％」）の溶湯に、アルゴン雰囲気中でアーク溶解して脱水処理したスカンジウムを１％添加している。

特開平６− ４９５７８号公報 特開平６−２７９８９０号公報

特許文献１および特許文献２では、実施例に記載の各マグネシウム合金に対して高温での引張強度を測定している。しかし、それぞれの高温での耐クリープ性および熱伝導性に関しては不明である。特に、特許文献２の実施例２では、マグネシウム合金にアルミニウムが含まれるため、熱伝導率はＭｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金よりも低いと推測される。

本発明は、上記問題点に鑑み、高温下での使用に適した耐熱マグネシウム合金を提供することを目的とする。また、その鋳造用マグネシウム合金からなる鋳物を提供することを目的とする。

本発明者等は、鋭意研究の結果、Ｍｇ−３％Ｃｕ−１％Ｃａ合金のカルシウム含有量を増加させると、高温での耐クリープ性（高温耐クリープ性）が向上することに着目した。しかし、カルシウムの含有量を増加させると、引張強さおよび破断伸びが大きく低下することもわかった。そこで、カルシウムの含有量を少なくしても高温耐クリープ性を向上させられる他の添加元素として、スカンジウムを新たに見出した。さらには、カルシウムを含有しなくてもスカンジウムをマンガンとともに添加することで、高温での耐クリープ性を維持できることを見出した。

すなわち、本発明の耐熱マグネシウム合金は、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」とする）、１％以上４％以下の銅（Ｃｕ）と、２％以下のカルシウム（Ｃａ）および／または２％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００１％以上１．５％以下のスカンジウム（Ｓｃ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。

前述のように、マグネシウム合金のＣａ含有量を増加させると、高温耐クリープ性が向上する。これは、Ｃａが、Ｍｇ結晶粒の粒界にネットワーク状に晶出して粒界晶出物を形成するためである。この粒界晶出物により、粒界滑りが抑制される。つまり、Ｃａ含有量が多いと、粒界晶出物が十分に形成されるため、高温耐クリープ性が向上する。しかし、Ｃａは、結晶粒界において脆性な化合物を形成する。このような化合物が、マグネシウム合金の引張強さおよび破断伸びを大きく低下させると考えられる。

一方Ｓｃは、Ｍｇ結晶粒の粒界に晶出するのではなく、Ｍｇ結晶粒内に固溶する。そのため、Ｓｃを添加してもマグネシウム合金の破断伸びは低下しにくく、また、Ｓｃは脆性な化合物を形成しにくい。したがって、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｓｃを含有することにより、Ｃａ含有量が少なくてもマグネシウム合金の機械的特性および高温耐クリープ性を向上させることができる。

そして、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｃａを含まない場合であっても、ＳｃおよびＭｎを含むことで、十分な高温耐クリープ性を示す。特に、ＣａとともにＳｃおよびＭｎを含む耐熱マグネシウム合金では、高温耐クリープ性の向上が顕著となる。

さらに、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｃａとともに粒界晶出物を形成するＣｕを含む。そのため、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｃａの含有量が低くても粒界晶出物が十分に形成されるため、高い高温耐クリープ性を示す。

ところで、マグネシウム合金は、マグネシウムが酸化しやすいことから、溶湯または粉末の状態では、燃焼したり爆発したりし易いことが知られている。マグネシウム合金に含まれるＣａは、そのような燃焼および爆発を抑制する働きもある。しかし、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｓｃを含むことで、Ｃａの含有量を減少させても、鋳造の際に燃焼したり加工の際に爆発したりしにくい。

本発明の耐熱マグネシウム合金は、カルシウム（Ｃａ）の含有量が少量であっても、高温での耐クリープ性が十分に維持される。また、本発明の耐熱マグネシウム合金は、スカンジウム（Ｓｃ）を含んでいても、本来の高い熱伝導率を示す。そのため、高温環境での使用に適する。さらに、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｃａの含有量が少量であっても、耐熱マグネシウム合金溶湯の爆発、耐熱マグネシウム合金粉末の粉塵爆発、などが防止される。

本発明の耐熱マグネシウム合金であるＭｇ−３質量％Ｃｕ−１質量％Ｃａ−０．５質量％Ｍｎ−０．０１質量％Ｓｃ合金の金属組織を金属顕微鏡で観察した結果を示す。 Ｍｇ−３質量％Ｃｕ−１質量％Ｃａ−０．５質量％Ｍｎ−０．０１質量％Ｓｃ合金の電子線マイクロアナリシス（ＥＰＭＡ）による分析結果を示す。 カルシウム含有量の異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金について、高温耐クリープ性、高温での破断伸び、および金属組織を示す。 マグネシウム合金のスカンジウム含有量に対する応力保持率の変化を示すグラフである。 マグネシウム合金のスカンジウム含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。 銅の含有量の異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金について、高温での引張強さ、破断伸び、および金属組織を示す。

以下に、本発明の耐熱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。なお、特に断らない限り、本明細書に記載された数値範囲「ｍ〜ｎ」は、下限ｍおよび上限ｎをその範囲に含む。また、その数値範囲内において、本明細書に記載した数値を任意に組み合わせることで数値範囲を構成し得る。

なお、本明細書において、「Ｘ−Ｙ系化合物」等の記載は、ＸとＹとを主成分とする化合物である。すなわち、組成式でＸ_２Ｙと示されるようなＸとＹとを主成分とする化合物が含まれる。

本発明の鋳造用マグネシウム合金は、銅（Ｃｕ）とカルシウム（Ｃａ）および／またはマンガン（Ｍｎ）とスカンジウム（Ｓｃ）とを含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなる。ＣｕとともにＣａおよび／またはＭｎを含むことで、Ｍｇ結晶粒の結晶粒界に、主としてＭｇ、ＣｕおよびＣａからなる粒界晶出物がネットワーク状（三次元網目状）に晶出する。粒界晶出物は、不連続部分の少ないネットワーク状であるため、粒界すべりの抑制効果が高い。

Ｃｕの含有量は、鋳造用マグネシウム合金全体を１００％としたときに、０．５〜４％である。Ｃｕの含有量が０．５％以上であれば、結晶粒界にＭｇ−Ｃｕ系化合物が十分に晶出する。Ｃｕの含有量が０．５％未満では、Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の結晶粒界への晶出が不十分なため、引張強さおよび破断伸びが満足ではなく、高い機械的特性が得られない。好ましいＣｕの含有量は、１％以上、２％以上、２．５％以上さらには２．７％以上である。一方、Ｃｕが多い程、結晶粒界に晶出するＭｇ−Ｃｕ系化合物の量も多くなるため、機械的特性は向上する。しかし、Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が過剰になると脆い組織となるため、引張強さも破断伸びも低下する。そのため、Ｃｕの含有量は、４％以下とする。好ましいＣｕの含有量は、３．５％以下、３．２％以下さらには３％以下である。

Ｃａは、Ｃｕとともに結晶粒界に存在して、三次元網目構造の形成に寄与する。つまり、Ｍｇ−Ｃｕ系化合物とともにＭｇ−Ｃａ系化合物が結晶粒界に晶出して、不連続部分の少ない良好な三次元網目構造が形成される。Ｃａの含有量は、鋳造用マグネシウム合金全体を１００％としたときに、２％以下である。Ｃａの含有量が２％を超えると、Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が過剰に晶出して脆い組織となるため、引張強さおよび破断伸びは低下する。そのため、Ｃａ含有量は、少ないほど好ましく、１．５％以下さらには１％以下が好ましい。

Ｍｎは、Ｍｇ結晶粒に固溶して、機械的特性の向上に寄与する。また、耐食性の向上にも寄与する。Ｍｎの含有量は、２％以下である。２％を超えるＭｎがＭｇに固溶しないことは、Ｍｇ−Ｍｎ二元系状態図より明らかである。好ましいＭｎの含有量は、１．５％以下、１％以下、０．８％以下さらには０．６％以下である。

本発明の耐熱マグネシウム合金には、ＣａおよびＭｎのうちの少なくとも一方が、それぞれ上記の含有量を上限として含まれていればよい。高温耐クリープ性の観点からは、Ｃａを必須の合金元素とするとよい。なかでも、ＣａおよびＭｎがともに含まれている耐熱マグネシウム合金は、特に高い高温耐クリープ性を示す。好ましいＣａの含有量は、０．１％以上さらには０．２％以上である。また、好ましいＭｎの含有量は、０．１％以上、０．２％以上さらには０．４％以上である。なお、本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ｃａが含まれない場合であってもＳｃとともにＭｎを含むことで、優れた機械的特性および高温耐クリープ性をもつ。

Ｓｃは、Ｍｇ結晶粒に固溶して、高温耐クリープ性の向上に寄与する。Ｓｃの含有量が０．００１％以上であれば、Ｃａおよび／またはＭｎと共存することで、マグネシウム合金の高温耐クリープ性が向上する。好ましいＳｃの含有量は、０．０１％以上さらには０．０３％以上である。しかし、Ｓｃの含有量を増加させると、熱伝導率が低下する。そのため、Ｓｃの含有量は１．５％以下、好ましくは１％以下、さらに好ましくは０．５％以下さらには０．１％以下である。

また、Ｓｃは、マグネシウム合金の発火温度を上昇させる。したがって、本発明の耐熱マグネシウム合金がＣａを含まない場合であっても、Ｓｃにより溶湯の燃焼などが防止される。Ｃａを含まない場合のＳｃ含有量は、０．０５％以上さらには０．０６％以上が好ましい。

本発明の耐熱マグネシウム合金の金属組織、耐酸化性、耐腐食性、常温域または高温域における強度、靱性等の機械的特性、電気的特性など、種々の特性を改善するために、微量な元素を含有させてもよい。微量改質元素は、たとえば、Ｚｒ、Ｓｒ等である。ただし、上記の基本組成への影響を考慮して、微量改質元素は含有総量で１％以下、０．８％さらには０．６％以下程度が好ましい。また、不可避的不純物としては、たとえば、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ等が挙げられる。これらの各不可避不純物は０．０２％以下さらには０．０１％とするのが好ましい。

以上説明した本発明の耐熱マグネシウム合金は、宇宙、航空の分野をはじめとし、自動車、電気機器など、各種分野で用いることができる。また、耐熱マグネシウム合金からなる部材としては、その高温での特性を生かして、高温環境下で使用される製品、たとえば、使用中に高温となるコンプレッサー、ポンプ類、各種ケース類を構成する部品、また、高温および高負荷の下で用いられるエンジン部品、特に、内燃機関のシリンダヘッド、シリンダブロックやオイルパン、内燃機関のターボチャージャー用インペラ、自動車等に用いられるトランスミッションケース等が挙げられる。

また、本発明の耐熱マグネシウム合金は、その形態を問わない。たとえば、鋳造により得られる鋳物であるとよい。このようなマグネシウム合金鋳物は、注湯工程と凝固工程とを経て得られる。注湯工程は、全体を１００質量％としたときに、１％以上４％以下の銅（Ｃｕ）と、２％以下のカルシウム（Ｃａ）および／または２％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００１％以上１．５％以下のスカンジウム（Ｓｃ）と、を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する工程である。凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程である。

マグネシウム合金鋳物は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでもよい。また、鋳造に使用される鋳型も砂型、金型等を問わない。凝固工程における凝固速度（冷却速度）にも特に限定はなく、三次元網目構造が形成される程度の凝固速度を鋳塊のサイズに応じて適宜選択すればよい。なお、一般的な凝固速度で凝固させれば、ネットワーク状の金属組織が得られる。

また、マグネシウム合金鋳物は、鋳放し材であるのが望ましい。さらに、鋳造後に熱処理することにより、鋳物の特性を向上させてもよい。

以上、本発明の耐熱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、本発明の耐熱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。
＜試験片＃０１〜＃１６の作製＞
以下の手順で、実施例および比較例のマグネシウム合金（試験片＃０１〜＃１６）を作成した。

はじめに、電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシウム地金、純Ｃｕ、必要に応じて純Ｓｃおよび純Ｍｎを投入して溶解した。７５０℃に保持したこの溶湯中に、さらに、秤量したＣａを添加した（溶湯調製工程）。

なお、純マグネシウム地金、純Ｃｕ、Ｃａ、純Ｓｃおよび純Ｍｎの配合割合を表１に示した。表１中の「−」は、未配合であることを示す。

この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。こうして得た各種の合金溶湯を所定の形状の金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、＃０１〜＃１６の試験片（マグネシウム合金鋳物）を鋳造した。なお、得られた試験片は、３０ｍｍ×３０ｍｍ×２００ｍｍであった。

また、比較材として、市販のＡＺ９１Ｄ（ＡＳＴＭ規格）を用い、同様の試験片を作製した。

＜合金組成の分析＞
上記の手順で得られた各試料について、湿式分析により組成分析して、マグネシウム合金全体の分析組成を得た。こうして得た基本元素組成を表１に「分析値」として示した。なお、表１中の「−」は、未配合、未分析もしくは未測定、分析不可もしくは測定不可のいずれかを示す。

比較材であるＡＺ９１Ｄについても同様の分析を行った。その結果、Ａｌ：８．４質量％、Ｚｎ：０．６質量％、Ｍｎ：０．３質量％であった。

＜評価＞
＜外観観察＞
いずれの試験片も、表面に金属光沢が見られた。＃０１〜０７および＃０９〜１６では、いずれの試験片を鋳造した場合にも、マグネシウム合金溶湯は燃焼しなかった。しかし、ＣａもＳｃも含まない＃０８では、溶湯が一部燃焼した。＃０８の試験片の上面には、燃焼を硫黄で鎮火したことで生じた腐食が見られた。

＜金属組織の観察＞
金属顕微鏡を用いて、Ｍｇ−３Ｃｕ−１Ｃａ−０．５Ｍｎ−０．０１Ｓｃ合金（数値の単位は「質量％」で配合割合を示す）の金属組織を観察した。結果を図１に示す。結晶粒と、結晶粒界に三次元のネットワーク状に晶出した粒界晶出物と、が観察された。

さらに、このマグネシウム合金を、エレクトロンプローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて分析した。結果を図２に示す。なお、図２において、左上の写真は二次電子線像（ＢＥＩ）であって、他は二次電子線像の領域の元素分布を分析した面分析結果である。Ｍｇ−３Ｃｕ−１Ｃａ−０．５Ｍｎ−０．０１Ｓｃ合金は、主としてＭｇからなるＭｇ結晶粒と、ＣｕおよびＣａを含む粒界晶出物と、からなる金属組織をもち、ＳｃおよびＭｎはＭｇ結晶粒に固溶していることがわかった。

また、金属顕微鏡を用いて、試験片＃０１、＃１０、＃１２および＃１３の金属組織を観察した。結果を図３および図６に示す。

＜熱伝導率の測定＞
上記＃０１〜＃１６の試験片および比較材について、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を求めた。結果を表１に示した。

＜引張試験＞
上記＃０１〜＃１６の試験片および比較材に対して引張試験をおこない、引張強さ、破断伸びおよび耐力を測定した。測定は、ＪＩＳＺ２２４１に準じて室温において行った。引張試験には、各試験片から１４Ｂ号試験片を切り出して使用した。結果を表１に示した。

＜応力緩和試験＞
上記＃０１〜＃１６の試験片および比較材に対して応力緩和試験を行い、耐熱性（クリープ特性）を調べた。

応力緩和試験は、試験片に試験時間中、所定の変形量まで荷重を加えたときの応力が、時間とともに減少する過程を測定する試験である。具体的には、所定の温度の大気雰囲気中において試験片に所定の圧縮応力を負荷し、そのときの試験片の変位が一定に保たれるように、時間の経過に併せてその圧縮応力を低減する。

試験は、２００℃の大気雰囲気において、１００ＭＰａを負荷して行った。応力緩和試験開始時の圧縮応力の値を１００％としたとき、開始から４０時間後の圧縮応力を応力保持率とし、表１に示した。

試験片＃０１、＃１１および＃１２は、Ｃａの配合割合が異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金である。これらの試験片について、Ｃａ含有量に対する応力保持率および破断伸びの変化を図３のグラフに示した。図３のグラフより、Ｃａの含有量が多いほど応力保持率が向上するが、破断伸びは低下することがわかった。また、試験片＃０１および＃１２の金属組織を示す図３の組織写真より、Ｃａ含有量の多い試験片＃１２の方が、粒界晶出物が多く晶出することがわかった。すなわち、Ｃａ含有量が、高温耐クリープ性の向上および機械的特性の低下に関与することがわかった。

図４および図５は、＃０１〜＃０９に関し、Ｓｃ含有量に対する応力保持率および熱伝導率の変化を示すグラフである。応力保持率については、Ｓｃ量が多いほど向上した。しかし、Ｃｕは含まれていてもＣａおよびＭｎが含まれない＃０７の試験片は、応力保持率が極端に低かった。応力保持率を向上させるためには、ＳｃとともにＣａおよび／またはＭｎを含有する必要があることがわかった。Ｃａが含まれない試験片＃０９であっても、ＭｎとともにＳｃを含有することで、比較材に匹敵する応力保持率が得られた。

＃０２〜＃０６は、図３のグラフから高温耐クリープ性と機械的特性とを両立するＭｇ−３Ｃｕ−１Ｃａ合金（＃０１）に対して、ＳｃおよびＭｎの配合量を変更したマグネシウム合金である。Ｓｃを添加することで、機械的特性を悪化させることなく高温耐クリープ性を向上させることができることがわかった。また、ＣａとともにＭｎを含有する試験片＃０５および＃０６の応力保持率は、特に高かった。

＃０１〜＃０９のいずれの試験片も、比較材よりも熱伝導性に優れた。Ｓｃを含有する試験片であっても、熱伝導性が大きく低下することはなかった。ただし、Ｓｃ含有量が１．３％を超えると、高温耐クリープ性は向上しても、比較材よりも熱伝導性が低下すると推測される。特に、Ｓｃ含有量を０．１％以下とすることで、熱伝導性の低下が抑制されることがわかった。

また、試験片＃０１、＃１０および＃１３は、Ｃｕの配合割合が異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金である。これらの試験片について、Ｃｕ含有量に対する引張強さおよび破断伸びの変化を図６のグラフに示した。Ｃｕを１〜４質量％含有するマグネシウム合金は、機械的特性に優れることがわかった。すなわち、Ｃｕ含有量が１〜４質量％であるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金に対して、Ｓｃを添加することで、機械的特性とともに高温耐クリープ性をも満足する耐熱マグネシウム合金が得られることがわかった。

試験片＃０１、＃１１および＃１２は、Ｃａの添加割合が異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金であった。試験片＃１１および＃１２は、試験片＃０１と同程度の熱伝導性および応力保持率を有することがわかった。特に試験片＃１１は、引張強さおよび破断伸びも試験片＃０１と同程度であった。すなわち、Ｃａ含有量が０．１〜２質量％さらには０．３〜１質量％であるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ合金に対してＳｃを添加することで、試験片＃０２、＃０３、＃０５および＃０６と同様に、機械的特性とともに高温耐クリープ性をも満足する耐熱マグネシウム合金が得られることがわかった。

また、試験片＃０４および＃１４〜＃１６は、Ｍｎの添加割合が異なるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ−Ｍｎ合金であった。試験片＃１４〜＃１６は、試験片＃０４と同程度の熱伝導性、耐力および応力保持率を有することがわかった。特に試験片＃１５は、いずれの特性も試験片＃０４と同程度であった。すなわち、Ｍｎ含有量が０．１〜１．５質量％さらには０．４〜１質量％であるＭｇ−Ｃｕ−Ｃａ−Ｍｎ合金に対してＳｃを添加することで、試験片＃０５および＃０６と同様に、機械的特性とともに高温耐クリープ性をも満足する耐熱マグネシウム合金が得られることがわかった。

Claims (8)

1. 全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」とする）、
   １％以上４％以下の銅（Ｃｕ）と、
   ２％以下のカルシウム（Ｃａ）および／または２％以下のマンガン（Ｍｎ）と、
   ０．００１％以上１．５％以下のスカンジウム（Ｓｃ）と、
   を含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物とからなることを特徴とする耐熱マグネシウム合金。
2. 前記Ｃａを必須とし、０．１％以上１．５％以下含む請求項１記載の耐熱マグネシウム合金。
3. 前記Ｃａを０．２％以上１％以下含む請求項２記載の耐熱マグネシウム合金。
4. 前記Ｃａとともに前記Ｍｎを０．１％以上１％以下含む請求項２または３記載の耐熱マグネシウム合金。
5. 前記Ｍｎを必須とし、０．１％以上１．５％以下含む請求項１記載の耐熱マグネシウム合金。
6. 前記Ｓｃを０．０１％以上１．３％以下含む請求項１〜５のいずれかに記載の耐熱マグネシウム合金。
7. 前記Ｓｃを０．０１％以上０．１％以下含む請求項６記載の耐熱マグネシウム合金。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の耐熱マグネシウム合金からなるマグネシウム合金鋳物。