JP2018168427A - マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】マグネシウム合金において、機械的特性をより向上させることである。【解決手段】マグネシウム合金は、６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とからなる。また、マグネシウム合金は、更に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎを含有していてもよい。【選択図】図２

Description

本発明は、マグネシウム合金及びその製造方法に関する。

マグネシウム合金は、実用合金の中で最も軽量で機械的強度が高いことから、燃費向上を目的として車両等の輸送機器の部品などへの適用が進められている。軽量材料として一般的に用いられているマグネシウム合金は、ＡＺ９１（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ系合金）等のマグネシウム合金である（例えば、特許文献１参照）。

特開２０１５−１６６４９６号公報

ところで、自動車等の車両用のエンジン部品や過給機部品における輸送機器用部品等には、燃費の更なる向上等のために、ＡＺ９１等の従来のマグネシウム合金よりも機械的特性に優れたマグネシウム合金が望まれている。

そこで本発明の目的は、機械的特性をより向上させることが可能なマグネシウム合金及びその製造方法を提供することである。

本発明に係るマグネシウム合金は、６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とからなることを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金において、Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上１質量％以下であることを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金は、更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方を、０．２質量％以上２質量％未満含有することを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金は、更に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎを含有することを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金において、Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上０．５質量％以下であることを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金は、更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方を、０．２質量％以上２質量％未満含有することを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金において、金属組織は、β’相及びβ’’相の少なくとも一方を含むことを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金において、金属組織は、β’相及びβ’’相の少なくとも一方と、ＧＰゾーンと、を含むことを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金の製造方法は、請求項１から６のいずれか１つに記載のマグネシウム合金を鋳造する鋳造工程と、前記鋳造したマグネシウム合金を、Ｇｄの固溶温度以上固相線温度以下で熱処理して溶体化処理する溶体化処理工程と、前記溶体化処理したマグネシウム合金を、１８０℃以上２５０℃以下で時効処理する時効処理工程と、を備えることを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム合金の製造方法において、前記溶体化処理工程は、４５０℃以上５００℃以下で熱処理して溶体化処理することを特徴とする。

上記構成のマグネシウム合金及びその製造方法によれば、マグネシウム合金の機械的特性をより向上させることが可能となる。

本発明の実施の形態において、マグネシウム合金の製造方法の構成を示すフローチャートである。 本発明の実施の形態において、機械的特性を評価したＭｇ合金を示す図である。 本発明の実施の形態において、実施例１２から１４、２４のＭｇ合金と、比較例３のＭｇ合金との時効特性を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、実施例２１のＭｇ合金の時効特性を示す図である。 本発明の実施の形態において、時効処理後における比較例４，５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真である。 本発明の実施の形態において、実施例１３のＭｇ合金における時効処理後の金属組織を示すＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、実施例２４のＭｇ合金における時効処理後の金属組織を示すＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、時効処理後における実施例１９のＭｇ合金のＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、時効処理後における比較例９のＭｇ合金のＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、実施例１２のＭｇ合金と、比較例７のＭｇ合金との溶体化処理後の光学顕微鏡による金属組織写真である。 本発明の実施の形態において、溶体化処理後における実施例１、１５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真である。 本発明の実施の形態において、溶体化処理後における実施例１９、２５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真である。 本発明の実施の形態において、実施例１３、２４、２６のＭｇ合金における硬さと、高温引張強度との関係を示すグラフである。

以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。本発明の実施の形態のマグネシウム合金は、６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とから構成されている。次に、マグネシウム合金を構成する各合金成分における組成範囲を限定した理由について説明する。

Ｇｄ（ガドリニウム）は、マグネシウム合金の機械的特性や耐熱性を高める機能を有している。Ｇｄは、固溶強化や、β’相（ベータプライム相）及びβ’’相（ベータダブルプライム相）の少なくとも一方の析出による析出硬化等により、マグネシウム合金の機械的強度を高めることができる。析出硬化については、β’相による析出硬化だけでもよいし、β’’相による析出硬化だけでもよいし、β’相とβ’’相との両方による析出硬化でもよい。β’相及びβ’’相は、Ｍｇ_５Ｇｄや、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｇｄ及び添加元素からなる時効析出物等である。

Ｇｄの含有率は、６質量％より大きく１５質量％以下とするとよい。Ｇｄの含有率が６質量％以下の場合には、熱処理温度条件下でのＧｄの固溶限以下となり、β’相やβ’’相が析出しない可能性があるからである。より詳細には、Ｇｄの含有率が６質量％より大きい場合には、熱処理温度条件下でのＧｄの固溶限より大きくなるので、β’相やβ’’相を析出させることが可能だからである。一方、Ｇｄの含有率が１５質量％より大きくなると、Ｇｄは高価な元素であることから、マグネシウム合金の製造コストが大きくなるからである。また、Ｇｄの含有率が１５質量％より大きくなると、Ｇｄの比重が大きいので、マグネシウム合金の比強度が低下するからである。

Ｃａ（カルシウム）は、マグネシウム合金の機械的特性や耐熱性（耐発火性等）を高める機能を有している。Ｃａは、固溶強化により、マグネシウム合金の機械的強度を高めることができる。また、ＣａとＭｇとの金属間化合物であるＭｇ_２Ｃａが結晶粒界等に微細析出することにより結晶粒が微細化されることから、結晶粒の微細化によりマグネシウム合金のクリープ強度等の機械的強度を高めることができる。

Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上５質量％以下とするとよい。Ｃａの含有率が０．０５質量％より小さい場合には、固溶強化の低下や、Ｍｇ_２Ｃａの微細析出の低下により、マグネシウム合金の機械的強度が低くなるからである。Ｃａの含有率が５質量％より大きい場合には、Ｍｇ_２Ｃａの析出量が多くなることによりＭｇ_２Ｃａの粗粒が形成され易くなり、延性の低下による脆化や、耐食性が低下するからである。Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上１質量％以下とすることが好ましい。Ｃａの含有率を０．０５質量％以上１質量％以下とすることにより、マグネシウム合金の機械的強度を高める共に、延性の低下による脆化や、耐食性の低下を抑制することが可能となる。

マグネシウム合金は、更に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎ（亜鉛）を含有しているとよい。Ｚｎは、マグネシウム合金の機械的特性を高める機能を有している。Ｚｎは、β’相及びβ’’相の少なくとも一方を微細に析出させることにより、時効硬化能を向上させることができる。Ｚｎは、ＧｄやＣａと共に添加されることにより、時効初期等にＧＰゾーン（ギニエ プレストン ゾーン）を析出して、マグネシウム合金の機械的強度を高めることができる。また、Ｚｎは、Ｍｇ及びＧｄと、ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物を形成し、この板状化合物が細かく分散して晶出することにより、マグネシウム合金の機械的強度を高めることができる。ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物は、例えば、粒径が５μｍ以下の金属間化合物等で形成されている。

Ｚｎの含有率は、０．１質量％以上１．５質量％以下とするとよい。Ｚｎの含有率が０．１質量％より小さい場合には、β’相及びβ’’相の少なくとも一方を微細に析出させる効果が低下する場合や、ＧＰゾーンや、ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物の減少により、マグネシウム合金の機械的強度が低下するからである。Ｚｎの含有率が１．５質量％より大きい場合には、長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）が形成されやすく、マグネシウム合金の機械的強度が低下するからである。より詳細には、Ｇｄが長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）の形成に消費されるので、β’相やβ’’相の析出量が低下し、時効硬化が発現し難くなるからである。

マグネシウム合金に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎが含有されている場合には、Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上０．５質量％以下とするとよい。マグネシウム合金に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎが含有されている場合には、Ｃａの含有率が０．５質量％より大きいとＣａがＭｇ_２Ｃａの形成に主に消費されるので、ＺｎとＣａとによるＧＰゾーンが形成され難くなるからである。Ｃａの含有率が、この組成範囲であると、マグネシウム合金の機械的強度をより向上させることができる。

マグネシウム合金は、更に、Ｍｎ（マンガン）及びＺｒ（ジルコニウム）の少なくとも一方を、０．２質量％以上２質量％未満含有するとよい。マグネシウム合金は、更に、Ｍｎだけを含有していてもよいし、Ｚｒだけを含有していてもよいし、ＭｎとＺｒとの両方を含有していてもよい。Ｍｎ及びＺｒは、結晶粒を微細化することにより、マグネシウム合金の機械的特性を向上させることができる。Ｍｎ及びＺｒは、微細な析出晶による結晶粒界のピン止めによって結晶粒の微細化効果を得ることができる。マグネシウム合金を押出材として用いる場合には、押出材の結晶粒をより微細化するために、Ｍｎを含有しているとよい。マグネシウム合金を鋳造材として用いる場合には、鋳造材の結晶粒をより微細化するために、Ｚｒを含有しているとよい。

Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方の元素の含有率は、０．２質量％以上２質量％未満とするとよい。Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方の元素の含有率が０．２質量％より小さい場合には、微細な析出晶の析出が低下して、結晶粒の微細化効果が得られない可能性があるからである。Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方の元素の含有率が２質量％以上の場合には、ＭｎとＺｒとが難溶解性元素であることから、鋳造時に添加したＭｎやＺｒを全て溶解させることが難くなるからである。また、Ｍｎの含有率が２質量％以上の場合には、α―Ｍｎ晶の粗粒が多く晶出することにより、マグネシウム合金の機械的強度が低下する可能性があるからである。

マグネシウム合金は、Ｆｅ（鉄）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃ（炭素）等の不可避的不純物を含んでいてもよい。

次に、マグネシウム合金の製造方法について説明する。図１は、マグネシウム合金の製造方法の構成を示すフローチャートである。マグネシウム合金の製造方法は、鋳造工程（Ｓ１０）と、溶体化処理工程（Ｓ１２）と、時効処理工程（Ｓ１４）と、を備えている。

鋳造工程（Ｓ１０）は、上記のマグネシウム合金を鋳造する工程である。マグネシウム合金の鋳造は、例えば、原料となるマグネシウム合金を坩堝等に入れて溶解し、鋳造してインゴットを得る。マグネシウム合金の鋳造には、重力鋳造法、低圧鋳造法、ダイカスト法等の一般的な鋳造方法を用いることが可能である。

溶体化処理工程（Ｓ１２）は、鋳造したマグネシウム合金を、Ｇｄの固溶温度以上固相線温度以下で熱処理して溶体化処理する工程である。溶体化処理温度は、マグネシウム合金の合金組成により相違するが、例えば、４５０℃以上５００℃以下とするとよい。溶体化処理温度が４５０℃以上５００℃以下であれば、鋳造時に形成され易いＭｇ_５Ｇｄ等の化合物を固溶させることができるからである。溶体化処理時間は、例えば、１時間以上２４時間以下とするとよい。溶体化処理温度から室温までの冷却は、急冷により冷却される。溶体化処理については、大気雰囲気下でも可能であるが、真空雰囲気や、アルゴンガス等の不活性ガスを用いた不活性雰囲気で処理するとよい。溶体化処理については、一般的な金属材料の熱処理炉を用いることができる。溶体化処理温度からの冷却については、空冷以上の冷却速度で急冷されることが好ましく、ガスファン冷却や水冷等で急冷するようにしてもよい。

時効処理工程（Ｓ１４）は、溶体化処理したマグネシウム合金を、１８０℃以上２５０℃以下で時効処理する工程である。時効処理温度が１８０℃以上２５０℃以下であるのは、この温度範囲で時効処理すると、Ｍｇ母相中に、β’相、β’’相、ＧＰゾーン、ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物等の析出物を析出して析出硬化することが可能であるからである。時効処理温度での保持時間については、時効処理温度やマグネシウム合金の合金組成等により相違するが、８時間以上２５６時間以下とするとよい。時効温度から室温までの冷却については、例えば、空冷やガスファン冷却等で冷却される。時効処理については、真空雰囲気や、アルゴンガス等の不活性ガスを用いた不活性雰囲気で処理するとよい。また、時効処理については、一般的な金属材料の熱処理炉を用いることができる。このように時効処理を１８０℃以上２５０℃以下の時効処理温度で行うので、自動車等の車両用のエンジン部品や過給機部品等のように約１５０℃程度の高温環境で適用される輸送機器用部品等に対しても、これらのマグネシウム合金を好適に用いることができる。

次に、このようにして製造されたマグネシウム合金の金属組織について説明する。

６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とからなるマグネシウム合金の金属組織は、Ｍｇ母相中に、β’相及びβ’’相の少なくとも一方を含んだ金属組織で構成されている。このマグネシウム合金の金属組織は、ＭｇとＣａとの金属間化合物であるＭｇ_２Ｃａを含んでいてもよい。このマグネシウム合金の金属組織は、微細なＭｇ_２Ｃａからなる析出物が結晶粒界等に析出することにより、微細な結晶粒で形成される。金属組織中のＭｇ_２Ｃａの析出量は、Ｃａの含有率が１質量％より大きくなると増え始め、Ｃａの含有率が５質量％を超えると多量に析出する。また、このマグネシウム合金に、更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方が、０．２質量％以上２質量％未満で含有されている場合には、より微細化された結晶粒の金属組織が形成される。

６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上１質量％以下のＣａと、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とからなるマグネシウム合金の金属組織は、Ｍｇ母相中に、β’相及びβ’’相の少なくとも一方と、Ｇｄ−Ｚｎ、Ｃａ−Ｚｎの同時添加に伴うＧＰゾーンと、を含む金属組織で構成されている。このマグネシウム合金の金属組織は、Ｍｇ_２Ｃａや、ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物を含んでいてもよい。また、このマグネシウム合金は、Ｚｎの含有率が０．１質量％以上１．５質量％以下であるので、長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）を含まない金属組織で構成されている。このマグネシウム合金に、更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方が、０．２質量％以上２質量％未満で含有されている場合には、より微細化された結晶粒の金属組織が形成される。

上記構成のマグネシウム合金によれば、ＡＺ９１合金等の従来のマグネシウム合金よりも、硬さや、機械的強度等の機械的特性をより向上させることができる。また、上記構成のマグネシウム合金によれば、比重の大きいＧｄの含有量を少なくし、Ｇｄより比重の小さいＣａ、Ｚｎ等を添加することにより機械的特性を向上させているので、マグネシウム合金の比強度を高め軽量化することが可能となる。更に、上記構成のマグネシウム合金によれば、室温環境だけでなく、約２００℃での高温環境においても優れた高温強度特性を有していることから、自動車等の車両用のエンジン部品や過給機部品等のように約１５０℃程度の高温環境で適用される輸送機器用部品等に対しても、これらのマグネシウム合金を好適に用いることができる。

上記構成のマグネシウム合金の製造方法によれば、高価なＧｄの含有量を少なくし、Ｇｄより安価なＣａ、Ｚｎ等を添加することにより、マグネシウム合金の製造コストを低減することが可能となる。また、上記構成のマグネシウム合金の製造方法によれば、鋳造されたマグネシウム合金を、溶体化処理と、時効処理とにより熱処理して製造することから、複雑な処理工程等を必要としないので、マグネシウム合金の生産性を向上させることができる。

Ｍｇ合金の機械的特性について評価した。まず、機械的特性を評価したＭｇ合金について説明する。図２は、機械的特性を評価したＭｇ合金を示す図である。Ｍｇ合金には、実施例１から２６のＭｇ合金と、比較例１から９のＭｇ合金とを用いた。

実施例１から１１のＭｇ合金は、７質量％以上１５質量％以下のＧｄと、０．５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例１２から１４のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．１質量％のＣａと、０．２質量％以上０．８質量％以下のＭｎと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例１５のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．５質量％のＣａと、０．３質量％のＺｒと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例１６から２３のＭｇ合金は、７質量％以上１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上１質量％以下のＣａと、０．１質量％以上１．２５質量％以下のＺｎと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例２４のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．１質量％のＣａと、１．２５質量％のＺｎと、０．６質量％のＭｎと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例２５のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．５質量％のＣａと、１．２５質量％のＺｎと、０．３質量％のＺｒと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

実施例２６のＭｇ合金は、１２質量％のＧｄと、０．１質量％のＣａと、１．２５質量％のＺｎと、０．５質量％のＺｒと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

比較例１から３のＭｇ合金は、５質量％以上７質量％以下のＧｄを含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

比較例４から６のＭｇ合金は、５質量％のＧｄと、１質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

比較例７のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．１質量％のＣａと、２質量％のＭｎと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

比較例８から９のＭｇ合金は、７質量％のＧｄと、０．１質量％以上０．５質量％以下のＣａと、２．５質量％のＺｎと、を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物とからなる合金組成とした。

各Ｍｇ合金について鋳造した後に、溶体化処理を行い、溶体化処理後に時効処理を行った。溶体化処理は、４９０℃以上５００℃以下の溶体化処理温度で熱処理して行った。時効処理は、時効温度が１８０℃以上２５０℃以下、時効時間が８時間から２５６時間とした。なお、実施例２１のＭｇについては、時効温度が１８０℃、２５０℃の２条件で時効処理した。他の実施例のＭｇ合金や比較例のＭｇ合金については、時効温度２２５℃で時効処理した。

各Ｍｇ合金について、溶体化処理後と、時効処理後とにおいてビッカース硬さを室温で測定した。ビッカース硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４「ビッカース硬さ試験 試験方法」に準拠して測定した。各Ｍｇ合金の時効処理後の硬さは、硬さが最大となるピーク時効の硬さとした。代表として、実施例１２から１４、２１、２４のＭｇ合金と、比較例３のＭｇ合金との時効特性を示す。図３は、実施例１２から１４、２４のＭｇ合金と、比較例３のＭｇ合金との時効特性を示すグラフである。図３のグラフでは、横軸に時効時間を取り、縦軸に硬度を取り、各Ｍｇ合金の硬さの変化を実線や破線等で示している。図４は、実施例２１のＭｇ合金の時効特性を示す図である。また、各Ｍｇ合金の溶体化処理後の硬さＡ、時効処理後の硬さＢ及び硬さの変化量ΔＨｖ（Ｂ−Ａ）については、図２に各Ｍｇ合金の合金組成と合わせて記載した。

次に、各合金元素の影響について評価した。まず、Ｇｄの影響について評価した。比較例１から３のＭｇ合金において、比較例１、２のＭｇ合金では、時効処理後においても硬さが増加しなかったのに対して、比較例３のＭｇ合金では、時効処理後において硬さの増加が認められた。この結果から、Ｇｄの含有率は、６質量％より大きくするとよいことがわかった。また、実施例１から１１のＭｇ合金と、比較例４から６のＭｇ合金との硬さから、Ｇｄの含有率が大きくなるほど、Ｍｇ合金の硬さが大きくなり、Ｇｄの含有率は１５質量％以下とするとよいことがわかった。

次に、Ｃａの影響について評価した。実施例１のＭｇ合金と、比較例３のＭｇ合金とを比較すると、実施例１のＭｇ合金は、比較例３のＭｇ合金より硬さが増加した。この結果から、Ｍｇ合金は、Ｃａを含有することにより、硬さが増加することがわかった。また、実施例１から１１のＭｇ合金と、比較例４から６のＭｇ合金との硬さから、Ｃａの含有率が大きくなると、Ｍｇ合金の硬さが大きくなる傾向があり、Ｃａの含有率は５質量％以下とするとよいことがわかった。

比較例４，５のＭｇ合金について、光学顕微鏡による金属組織観察を行った。図５は、時効処理後における比較例４，５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真であり、図５（ａ）は、比較例４のＭｇ合金の金属組織写真であり、図５（ｂ）は、比較例５のＭｇ合金の金属組織写真である。比較例４のＭｇ合金では、粒状のＭｇ_２Ｃａが顕著に認められなかったのに対して、比較例５のＭｇ合金では、粒状のＭｇ_２Ｃａの析出が顕著に認められた。粒状のＭｇ_２Ｃａの析出は、Ｃａの含有率が１質量％より大きくなると増え始めることがわかった。このことから、Ｃａの含有率は、１質量％以下が好ましいことが明らかになった。

次に、Ｚｎの影響について評価した。実施例１、１６のＭｇ合金を比較すると、実施例１６のＭｇ合金は、実施例１のＭｇ合金よりも硬さが増加した。また、実施例１３、２４のＭｇ合金を比較すると、実施例２４のＭｇ合金は、実施例１３のＭｇ合金よりも、硬さが増加した。このように、Ｚｎの添加により、Ｍｇ合金の硬さが増加することがわかった。

実施例１３、２４のＭｇ合金について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織観察を行った。図６は、実施例１３のＭｇ合金における時効処理後の金属組織を示すＳＥＭ写真である。図７は、実施例２４のＭｇ合金における時効処理後の金属組織を示すＳＥＭ写真である。実施例１３、２４のＭｇ合金では、時効処理後において、Ｍｇ_５Ｇｄの析出が認められた。また、実施例２４のＭｇ合金では、粒径が約５μｍ以下のＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物の析出が多く認められた。一方、実施例１３のＭｇ合金では、Ｚｎを含んでいないので、このような板状化合物は認められなかった。このことから、ＭｇとＧｄとＺｎとを含む板状化合物は、Ｍｇ合金の硬さの増加に寄与していると考えられる。

実施例１６、１９のＭｇ合金を比較すると、実施例１９のＭｇ合金は、実施例１６のＭｇ合金よりも硬さが増加した。このようにＺｎの含有率が１．２５質量％の場合には、０．１質量％の場合よりもＭｇ合金の硬さの増加が認められた。また、実施例１９のＭｇ合金と、比較例９のＭｇ合金とを比較すると、比較例９のＭｇ合金は、実施例１９のＭｇ合金よりも硬さが低下した。このようにＺｎの含有率が２．５質量％の場合には、１．２５質量％の場合よりもＭｇ合金の硬さの低下が認められた。

実施例１９のＭｇ合金と、比較例９のＭｇ合金とについて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織観察を行った。図８は、時効処理後における実施例１９のＭｇ合金のＳＥＭ写真であり、図８（ａ）は、倍率５００倍のＳＥＭ写真であり、図８（ｂ）は、倍率２０００倍のＳＥＭ写真である。図９は、時効処理後における比較例９のＭｇ合金のＳＥＭ写真であり、図９（ａ）は、倍率５００倍のＳＥＭ写真であり、図９（ｂ）は、倍率２０００倍のＳＥＭ写真である。

実施例１９のＭｇ合金では、Ｍｇ_５Ｇｄの析出が認められた。また、実施例１９のＭｇ合金では、長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）の析出が認められなかった。一方、比較例９のＭｇ合金では、長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）が認められた。また、比較例９のＭｇ合金では、Ｍｇ_５Ｇｄの析出が認められなかった。比較例９のＭｇ合金の硬さが低下した理由は、長周期積層構造相（ＬＰＳＯ相）の形成にＧｄが消費されたために、Ｍｇ_５Ｇｄの析出による時効硬化等が発現しなかったものと考えられる。このことからＺｎの含有率は、１．５質量％以下にするとよいことがわかった。

また、実施例１７から２０のＭｇ合金を比較すると、実施例１７から１９のＭｇ合金が、実施例２０のＭｇよりも硬さが大きくなった。このようにＭｇ合金にＺｎが含有されている場合には、Ｃａの含有率が０．０５質量％以上０．５質量％以下のＭｇ合金は、Ｃａの含有率が１質量％のＭｇ合金よりも硬さが増加した。このことからＭｇ合金にＺｎが含有されている場合には、Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上０．５質量％以下とすることが好ましいことがわかった。

次に、Ｍｎの影響について評価した。実施例１８、２４のＭｇ合金を比較すると、実施例２４のＭｇ合金は、実施例１８のＭｇ合金よりも硬さが大きくなった。このことから、Ｍｎの添加によりＭｇ合金の硬さが大きくなることがわかった。次に、実施例１２のＭｇ合金と、比較例７のＭｇ合金とについて、光学顕微鏡による金属組織観察を行った。図１０は、実施例１２のＭｇ合金と、比較例７のＭｇ合金との溶体化処理後の光学顕微鏡による金属組織写真であり、図１０（ａ）は、実施例１２のＭｇ合金の金属組織写真であり、図１０（ｂ）は、比較例７のＭｇ合金の金属組織写真である。実施例１２のＭｇ合金では、結晶粒の微細化が認められた。また、実施例１２のＭｇ合金では、α―Ｍｎ晶が顕著に認められなかった。一方、比較例７のＭｇ合金では、α―Ｍｎ晶が多数晶出していた。このことから、Ｍｎの含有率は２質量％未満がよいことがわかった。

次に、Ｚｒの影響について評価した。実施例１、１５のＭｇ合金を比較すると、実施例１５のＭｇ合金は、実施例１のＭｇ合金よりも硬さが増加した。また、実施例１９、２５のＭｇ合金を比較すると、実施例２５のＭｇ合金は、実施例１９のＭｇ合金よりも硬さが増加した。このことから、Ｚｒの添加により、Ｍｇ合金の硬さが増加することがわかった。

実施例１、１５のＭｇ合金について光学顕微鏡による金属組織観察を行った。図１１は、溶体化処理後における実施例１、１５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真であり、図１１（ａ）は、実施例１のＭｇ合金の金属組織写真であり、図１１（ｂ）は、実施例１５のＭｇ合金の金属組織写真である。実施例１５のＭｇ合金では、実施例１のＭｇ合金よりも結晶粒の微細化が認められた。このことから、Ｚｒの添加によるＭｇ合金の硬さの増加は、結晶粒微細化による強化に起因していると考えられる。

次に、実施例１９、２５のＭｇ合金について光学顕微鏡による金属組織観察を行った。図１２は、溶体化処理後における実施例１９、２５のＭｇ合金の光学顕微鏡による金属組織写真であり、図１２（ａ）は、実施例１９のＭｇ合金の金属組織写真であり、図１２（ｂ）は、実施例２５のＭｇ合金の金属組織写真である。実施例２５のＭｇ合金では、実施例１９のＭｇ合金よりも結晶粒の微細化が認められた。このように、Ｍｇ合金にＺｎが含有されている場合でも、Ｚｒの添加により結晶粒が微細化した。

次に、Ｍｇ合金について高温引張試験を行って高温引張特性を評価した。高温引張特性を評価するＭｇ合金については、代表として、実施例１３、２４、２６のＭｇ合金とした。また、比較として、従来のＭｇ合金であるＡＺ９１合金（Ｍｇ−９質量％Ａｌ−１質量％Ｚｎ−０．６質量％Ｍｎ）についても高温引張試験を行った。高温引張試験は、試験温度２００℃とし、ＪＩＳ Ｇ ０５６７「鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法」に準拠して行った。

次に、高温引張試験結果について説明する。実施例１３のＭｇ合金の高温引張強度は、１４６ＭＰａであった。実施例２４のＭｇ合金の高温引張強度は、２０２ＭＰａであった。実施例２６のＭｇ合金の高温引張強度は、３０５ＭＰａであった。これに対して、ＡＺ９１合金の高温引張強度は、１２０ＭＰａであった。実施例１３、２４、２６のＭｇ合金は、ＡＺ９１合金よりも高温引張特性に優れていることがわかった。

図１３は、実施例１３、２４、２６のＭｇ合金における硬さと、高温引張強度との関係を示すグラフである。図１３のグラフでは、横軸に硬さを取り、縦軸に高温引張強度を取り、各Ｍｇ合金のデータを白菱形で示している。なお、各Ｍｇ合金の硬さには、図２に示す各Ｍｇ合金の時効処理後の硬さを用いた。図１３のグラフに示すように、Ｍｇ合金の硬さが大きくなると高温引張強度も大きくなり、Ｍｇ合金の硬さと高温引張強度との間には、正の相関関係があることがわかった。このことから、図２に示す他の実施例のＭｇ合金についても、実施例１３、２４、２６のＭｇ合金の硬さと略同じ硬さか、実施例１３、２４、２６のＭｇ合金の硬さ以上の硬さを有していることから、ＡＺ９１合金よりも高温引張特性に優れていることが明らかとなった。

Ｓ１０ 鋳造工程
Ｓ１２ 溶体化処理工程
Ｓ１４ 時効処理工程

Claims (10)

1. ６質量％より大きく１５質量％以下のＧｄと、０．０５質量％以上５質量％以下のＣａと、を含有し、残部がＭｇと、不可避的不純物とからなることを特徴とするマグネシウム合金。
2. 請求項１に記載のマグネシウム合金であって、
   Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上１質量％以下であることを特徴とするマグネシウム合金。
3. 請求項１または２に記載のマグネシウム合金であって、
   更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方を、０．２質量％以上２質量％未満含有することを特徴とするマグネシウム合金。
4. 請求項２に記載のマグネシウム合金であって、
   更に、０．１質量％以上１．５質量％以下のＺｎを含有することを特徴とするマグネシウム合金。
5. 請求項４に記載のマグネシウム合金であって、
   Ｃａの含有率は、０．０５質量％以上０．５質量％以下であることを特徴とするマグネシウム合金。
6. 請求項４または５に記載のマグネシウム合金であって、
   更に、Ｍｎ及びＺｒの少なくとも一方を、０．２質量％以上２質量％未満含有することを特徴とするマグネシウム合金。
7. 請求項１から３のいずれか１つに記載のマグネシウム合金であって、
   金属組織は、β’相及びβ’’相の少なくとも一方を含むことを特徴とするマグネシウム合金。
8. 請求項４から６のいずれか１つに記載のマグネシウム合金であって、
   金属組織は、β’相及びβ’’相の少なくとも一方と、ＧＰゾーンと、を含むことを特徴とするマグネシウム合金。
9. マグネシウム合金の製造方法であって、
   請求項１から６のいずれか１つに記載のマグネシウム合金を鋳造する鋳造工程と、
   前記鋳造したマグネシウム合金を、Ｇｄの固溶温度以上固相線温度以下で熱処理して溶体化処理する溶体化処理工程と、
   前記溶体化処理したマグネシウム合金を、１８０℃以上２５０℃以下で時効処理する時効処理工程と、
   を備えることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
10. 請求項９に記載のマグネシウム合金の製造方法であって、
    前記溶体化処理工程は、４５０℃以上５００℃以下で熱処理して溶体化処理することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。