JP3737371B2

JP3737371B2 - Magnesium alloy for die casting

Info

Publication number: JP3737371B2
Application number: JP2001049345A
Authority: JP
Inventors: 紘一大堀; 祐典中浦; 武坂上
Original assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd
Priority date: 2000-02-24
Filing date: 2001-02-23
Publication date: 2006-01-18
Anticipated expiration: 2021-02-23
Also published as: JP2001316752A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱性および鋳造性に優れたダイカスト用マグネシウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車を始めとする輸送機器などにあっては、軽量化の為に、マグネシウム合金が注目され出してきている。
このようなマグネシウム合金、特に鋳造用のマグネシウム合金としては、２〜６ｗｔ％のＡ１を含むＭｇ−Ａｌ系合金（ＡＳＴＭ規格ＡＭ６０Ｂ，ＡＭ５０Ａ，ＡＭ２０Ａ等）、あるいは、８〜１０ｗｔ％のＡ１及び１〜３ｗｔ％のＺｎを含むＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系合金（ＡＳＴＭ規格ＡＺ９１Ｄ等）が知られている。すなわち、これらのマグネシウム合金は、鋳造性が良好で、ダイカスト成型が可能である。
【０００３】
しかしながら、このようなマグネシウム合金がエンジン回りの部品に使用された場合、このマグネシウム合金は、１２５〜１７５℃、例えば１５０℃と言った高温でのクリープ強度が低く、使用中にへタリが起き易く、部品を締め付けているボルトが緩む可能性がある等の問題を生じる虞れがあった。
例えば、ダイカスト用の合金として代表的なＡＺ９１Ｄは、鋳造性、強度、耐食性が良好であるものの、クリープ強度が劣っている。
又、希土類元素を添加した耐熱性ダイカスト用合金としてＡＥ４２が知られているものの、この合金は鋳造性が良いとは言えず、又、クリープ強度も十分なものとは言えない。
そこで、最近、Ｍｇ−Ａｌ系にＣａを添加した合金が提案（特開平７−１１３７４号公報、特開平９−２９１３３２号公報）されている。
しかし、これら提案のＭｇ−Ａ１−Ｃａ系合金は、クリープ強度が向上しているものの、ＡＤＣ１２アルミニウム合金に比べて十分とは言えず、更にＣａ添加によりダイカスト性が悪化し、湯回り不良や鋳造割れが生じる等の問題を有している。又、これらの合金は、希土類元素を必須成分として含んでいるが、希土類元素を多く添加するとそれだけコストも高く付く問題がある。
【０００４】
一方、上記のようなダイカスト技術とは異なり、最近、チクソモールディング技術がマグネシウム合金の鋳造に対して適用され始めている。この技術は、半溶融状態で射出成形を行う方法であるので、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ系合金の鋳造割れの発生の抑制に効果的であるとされている。
しかし、この技術は、未だ、完成されたものでは無く、自動車部品への適用もなされていないのが実情であり、ダイカスト技術が依然としてＭｇ合金の鋳造法の主流となっている。
【０００５】
一方、特開平４−２３１４３５号（ＵＳ特許Ｎｏ.５１４７６０３）に開示されているように、少くとも２９０ＭＰａの破断点負荷及び少くとも５％の破断点伸びを有し、Ａｌを２〜１１ｗｔ％、Ｍｎを０〜１％ｗｔ％、Ｓｒを０.１〜６ｗｔ％各々含有し、残部Ｍｇの組成を有し、主な不純物としてＳｉ＜０.６ｗｔ％、Ｃｕ＜０.２％、Ｆｅ＜０.１ｗｔ％、Ｎｉ＜０.０１ｗｔ％としたマグネシウム合金が特許出願されている。
この特許出願に係るマグネシウム合金は、機械強度が高く、耐食性にも優れているが、急冷凝固法によって製造される合金であり、ローラー急冷法、あるいはアトマイゼーションにより合金溶湯から帯状、粉末状あるいはチップ状として製造されるものである。また、これら帯状、粉末状あるいはチップ状としたものを基に圧密してビレットを形成し、更に押出成形、あるいは静水圧押出などをすることで目的の形状の製品を得ようとする技術が前記特許に開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
前述の特許出願に係る合金は、急冷法で製造される合金であって、２９０ＭＰａ以上の極めて高い破断点負荷を有するが、この合金は急冷法により帯状、粉末状あるいは、チップ状の固体としてのみ得られる合金であり、必要な製品の形状に加工するには、急冷法で得た帯状、粉末状あるいはチップ状の合金粉末あるいは合金粒体に、押出成形、あるいは、静水圧押出などの加熱圧密成形方法を施して圧密化する必要があり、最終的に得ることができる形状には制限があった。
【０００７】
本願発明が解決しようとする第１の課題は、耐熱性および鋳造性に優れ、クリープ特性に優れたダイカスト用のマグネシウム合金を提供することである。
また、本願発明が解決しようとする他の課題は、前述の特性が優れた上に、鋳造により自由な形状に形成することができ、安価に提供できるマグネシウム合金を提供することを目的の１つとする。
又、本願発明が解決しようとする他の課題は、エンジン回りなどの複雑な形状あるいは薄肉の部品をダイ力スト技術によって製造するために好適であり、耐熱性および鋳造性に優れ、クリープ特性にも優れたマグネシウム合金を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
ところで、Ｃａを添加したＭｇ−Ａ１−Ｃａ系合金における鋳造性やクリープ強度に及ぼす添加元素についての検討について、本発明者が鋭意押し進めて行くうちに、本発明者は、Ｓｒを添加することによって、Ｃａ添加により悪化したダイカスト性を大幅に改善させることが出来ることを見出し、かつ、クリープ強度も更に向上させることが出来ることを見出すに至った。
【０００９】
このような知見に基づいて本発明が達成されたものであり、前記の課題は、耐熱性および鋳造性に優れたダイカスト用のマグネシウム合金であって、
Ａｌを４ . ０超〜６ｗｔ％（以下、数値限定範囲を示す〜は特別に記載しない限り、上限、下限を含むものとするので、例えば２〜６ｗｔ％とは２ｗｔ％以上、６ｗｔ％以下の範囲を表すものとする。）、Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.２超〜１ｗｔ％、残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、引張強さ１４３ＭＰａ以上、耐力１３０ＭＰａ以上、荷重５０ＭＰａでの最小クリープ速度が８２×１０ ^−９／ｓ以下を示すことを特徴とするダイカスト用マグネシウム合金の提供によって解決される。
また、前記の課題は、先の組成に加えてＭｎを０.１〜１ｗｔ％含有した本発明のマグネシウム合金によっても解決される。
【００１０】
ここで、Ａ１を４ . ０超〜６ｗｔ％と限定したのは以下のような理由による。
Ａｌは、６ｗｔ％以下の含有量であれば、大部分はＭｇの地に固溶する。そして、固溶硬化により合金の強度を高める。又、Ｃａと結合して結晶粒界上にＡｌ-Ｃａ系晶出物のネットワークを形成することにより合金のクリープ特性を向上させる。又、Ａｌは合金の鋳造性をも向上させる。
しかし、Ａ１含有量が６ｗｔ％を越えると、クリーブ特性が急激に低下する。逆に、Ａ１含有量が２ｗｔ％未満であると、上記の効果（固溶硬化による合金強度の向上効果、鋳造性の向上効果）が乏しい。特に、Ａ１含有量が２ｗｔ％未満であると、強度が低く、実用性に劣る合金となり易い。Ａｌ含有量において２〜６ｗｔ％の範囲の中でも４ . ０ｗｔ％超〜６ｗｔ％の範囲とすることで、後述する実施例に示される如く、より高い引張強さと耐力が得られる。
以上のような背景から、Ａ１含有量を２〜６ｗｔ％の範囲の中でも４.０ｗｔ％超〜６ｗｔ％の範囲とした。
【００１１】
又、Ｃａ含有量を０.３〜２ｗｔ％と限定したのは以下のような理由による。
図１は、Ａ１含有量が５ｗｔ％の場合におけるＭｇ合金の最小クリープ速度に及ぼすＣａ含有量の影響を示すグラフである。図２は、Ａ１含有量が５ｗｔ％の場合におけるＭｇ合金の鋳造割れ性に及ぼすＣａ含有量の影響を示すグラフである。
【００１２】
そして、Ｃａ含有量の増加に伴って最小クリープ速度は減少することが、図１から判る。尚、Ｃａ含有量が０.３ｗｔ％未満では、その改善効果が少ない。しかしながら、Ｃａ含有量が２ｗｔ％を越えると、その改善効果は飽和し、又、図２に示すように鋳造割れが生じ易くなる。
以上のような背景から、Ｃａ含有量を０.３〜２ｗｔ％の範囲とした。この範囲の中でもＣａ含有量０.５〜１.５ｗｔ％の範囲が好ましい。
【００１３】
又、Ｓｒ含有量を０.０１〜１ｗｔ％の範囲に限定したのは以下のような理由による。
図３は、Ａ１含有量が５ｗｔ％、Ｃａ含有量が１.５ｗｔ％の場合におけるＭｇ合金の最小クリープ速度に及ぼすＳｒ含有量の影響を示すグラフである。図４は、Ａｌ含有量が５ｗｔ％、Ｃａ含有量が１.５ｗｔ％の場合におけるＭｇ合金の鋳造割れ性に及ばすＳｒ含有量の影響を示すグラフである。
【００１４】
この図３及び図４から、Ｓｒ含有量の増加に伴って最小クリープ速度は減少する傾向にあり、かつ、鋳造割れも起き難くなることが判る。この効果は、Ｓｒ含有量が０.０１ｗｔ％未満では小さく、逆に、１ｗｔ％を越えると飽和状態に達する。また、図３に示すクリープ速度の低下状況から見れば、０.１〜０.５ｗｔ％の範囲で低い状態が維持され、それよりも高い含有量の範囲で若干の上昇が見られる。図４を見ると、Ｓｒを０.１ｗｔ％以下の範囲で微量でも添加すると急激に鋳造割れ長さが低下し、０.０５ｗｔ％程度の含有量まで急激な低下が続くが、０.０５ｗｔ％を超える含有量であると平均鋳造割れ長さ１０ｍｍを確実に切るようになり、０.１ｗｔ％を超えると鋳造割れ長さの低下割合は若干低下するものの充分に低い値で減少し、０.２ｗｔ％を超える含有量では殆ど問題にならない程度に低下している。
【００１５】
以上のような背景から、本発明においてはＳｒ含有量を０.２超〜１ｗｔ％の範囲とした。
【００１６】
又、この系の合金にＭｎを添加した場合、耐蝕性が向上し、かつ、クリープ強度も向上し、更には耐力、特に高温耐力が向上する。
この効果は、Ｍｎ含有量が０.１ｗｔ％未満では小さい。しかし、Ｍｎ含有量が１ｗｔ％を越えると、多量のＭｎ単相が晶出するようになる。この為、脆くなって強度が低下する。
以上のようなことから、Ｍｎ含有量を０.１〜１ｗｔ％とした。また、Ｍｎ含有量として０.２〜０.７ｗｔ％の範囲がより好ましい。
【００１７】
本発明のＭｇ合金における必須元素は、Ｍｇの他には、Ａ１，Ｃａ，Ｓｒである。また、更に添加する場合に好ましい元素はＭｎである。その他の元素は、基本的には、不可避不純物として含まれる程度である。
しかしながら、Ｓｉ，Ｚｎや希土類元素については、下記のような割合で含有されていると、下記に述べるような特長が更に奏される。
【００１８】
すなわち、本発明のダイカスト用マグネシウム合金には、上記成分の他に、Ｓｉが０.１〜１ｗｔ％（好ましくは０.２〜０.６ｗｔ％）含有される場合もある。又、上記成分の他に、Ｚｎが０.２〜１ｗｔ％（好ましくは０.４〜０.８ｗｔ％）含有される場合もある。又、上記成分の他に、希土類元素が０.１〜３ｗｔ％（好ましくは０.５〜２.０ｗｔ％、より好ましくは０.８〜１.５ｗｔ％）含有される場合もある。
【００１９】
すなわち、上記のような割合でＳｉが更に含有された本発明のダイカスト用マグネシウム合金は、鋳造性が更に向上し、鋳造割れが起き難くなる特長が奏される。
又、上記のような割合でＺｎが更に含有された本発明のダイカスト用マグネシウム合金は、固溶硬化により強度が向上する特長が奏される。
又、上記のような割合で希土類元素が更に含有された本発明のダイカスト用マグネシウム合金は、クリープ強度が更に向上する特長が奏される。具体的に希土類元素を含む合金にあっては、Ａ１を２〜６ｗｔ．％、Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.０１〜１ｗｔ％、希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち、１種または２種以上）を０.１〜３ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる。希土類元素含有量が３ｗｔ％を越えると鋳造割れが増加するとともに、金型への焼き付きがひどくなり、鋳造性が悪化する。また、組織中のＡｌ-ＲＥ系化合物が粗大化し、機械的特性が劣化する。更に、希土類元素は高価な元素であるので、コストの面で見れば添加量としては低い範囲の方が好ましい。
【００２０】
上記Ｍｇ−Ａ１−Ｃａ−Ｓｒ合金、或いはＭｇ−Ａ１−Ｃａ−Ｍｎ−Ｓｒ合金などの本発明のダイカスト用マグネシウム合金は、一般的なＭｇ合金の溶解技術によって製造することが出来る。例えば、鉄製坩堝を用い、又、ＳＦ₆／ＣＯ₂／Ａｉｒの混合ガス等の酸化防止用ガスを用いて原料を溶解することによって得られる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明に係る耐熱性および鋳造性に優れたダイカスト用マグネシウム合金は、Ａ１を２〜６ｗｔ．％、Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.０１〜１ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる。特に、ダイカスト用のマグネシウム合金は、Ａｌを２〜６ｗｔ％、Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.０１〜１ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる。
さらに本発明は、先の組成に加えてＭｎを０.１〜１ｗｔ％含有するものでも良い。
【００２２】
Ａｌ含有量は、特に、４.０ｗｔ％超〜６ｗｔ％の範囲が好ましい。Ｃａ含有量は、特に、０.５〜１.５ｗｔ％の範囲が好ましい。Ｓｒ含有量は、特に、０.１５ｗｔ％超〜０.４ｗｔ％の範囲が好ましい。Ｍｎ含有量は、特に、０.２〜０.７ｗｔ％の範囲が好ましい。
そして、本発明合金の必須元素はＭｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｒである。又、更に、先のＭｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｒに加えてＭｎである。
【００２３】
又、場合によっては、前述の組成範囲にＳｉが０.１〜１ｗｔ％（好ましくは、０.２〜０.６ｗｔ％）更に含有される。又、前述の組成範囲にＺｎが０.２〜１ｗｔ％（好ましくは、０.４〜０.８ｗｔ％）更に含有される。又、前述の組成範囲に一種又は二種以上の希土類元素が、総量で０.１〜３ｗｔ％（好ましくは０.５〜２.０ｗｔ％、より好ましくは、０.８〜１.５ｗｔ％）更に含有される。特に、ダイカスト用のマグネシウム合金は、Ａｌを２〜６ｗｔ％、Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.０１〜１ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる。更に前記組成に加えてＭｎを０.１〜１ｗｔ％含有するものであっても良い。
また、希土類元素を含む合金にあっては、具体的に、Ａ１を２〜６ｗｔ％、
Ｃａを０.３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０.０１〜１ｗｔ％、希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち、１種または２種以上）を０.１〜３ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる。なお、これらの希土類元素は、単体粉末の添加として見ると高価な材料であるが、希土類元素を複数含有するミッシュメタルの状態で工業的に比較的安価に、かつ、容易に入手できるので、実用上は単体金属元素粉末を混合して合金化するのではなく、ミッシュメタルの状態で希土類元素を複合添加して合金化することが好ましい。
【００２４】
上記説明のＭｇ−Ａ１−Ｃａ−Ｓｒ合金、或いは、Ｍｇ−Ａ１−Ｃａ−Ｍｎ−Ｓｒ合金などの本発明のダイカスト用マグネシウム合金は、一般的なＭｇ合金の溶解技術によって製造される。例えば、鉄製坩堝を用い、又、ＳＦ₆／ＣＯ₂／Ａｉｒの混合ガス等の酸化防止用ガスを用いて溶解することによって得られる。
次に、前述の組成のダイカスト用マグネシウム合金の具体的用途としては、自動車関連のエンジンまわりの部品として、シリンダーブロック、シリンダーヘッド、シリンダーヘッドカバー、オイルパン、オイルポンプボディー、オイルポンプカバー、インテークマニフォールドなどのエンジン回りの構造部材、あるいは、ケース類としては、トランスミッションケース、トランスファーケース、チェーンケースステアリングケース、ジョイントカバー、オイルポンプカバー等のエンジン回りのケース部材などに適用することができる。
【００２５】
【実施例】
以下に、具体的な実施例を挙げて説明するが、本発明が以下の実施例により限定されるものではない。
下記の表１、２に示す組成のＭｇ合金を、鉄製坩堝を用い、そしてＳＦ₆／ＣＯ₂ ／Ａｉｒの混合ガス雰囲気下で電気炉にて溶解して溶湯とし、コールドチャンバーダイカストマシーンを用いて図５（ａ）（ｂ）に示す形状の鋳造品１を鋳造した。
図５（ａ）（ｂ）に示す鋳造品１は、全体が幅７０ｍｍ、高さ１５０ｍｍの板材であって、この板材の１／３の部分が厚さ３ｍｍの第１部分２、１／３の部分が厚さ２ｍｍの第２部分３、残り１／３の部分が厚さ１ｍｍの第３部分４であって、金属を型に注入する側のビスケット部５側に厚さ３ｍｍの第１部分２を配置し、それに続けて厚さ２ｍｍの第２部分３、厚さ１ｍｍの第３部分４が連続形成され、第３部分４の先端側に鋳込み金属がオーバーフローするようにオーバーフロー部分６が形成されている。
尚、希土類元素はミッシュメタル（５２.８％Ｃｅ、２７.４％Ｌａ、１５％Ｎｄ、４.７％Ｐｒ、０.１％Ｓｍ）の形態で溶湯に添加した。
この鋳造に際し、鋳造割れ（高温割れ）と金型への焼き付き発生の有無によりダイカスト鋳造性を評価した。
【００２６】
【表１】

【００２７】
【表２】

【００２８】
尚、鋳造割れは、図５（ａ）（ｂ）に示した鋳造材１の厚さが１ｍｍから２ｍｍに変わる部分の近傍において、凝固収縮中の応力集中に起因して生じるものである。そして、各合金の試験片に対して、１００ショット鋳造し、最初の３０ショットはスクラップとし、残りの７０ショットについて、一つ当たりの平均鋳造割れ長さを求め、この鋳造割れ長さでもって鋳造割れを評価した。
また、金型への焼き付きは目視で評価した。
更に、鋳造材の厚さが３ｍｍの部分から板状試験片を切り出し、引張試験とクリープ試験を行った。
【００２９】
引張試験は、１０ｔオートグラフ試験機を用い、室温にて引張速度５ｍｍ／分の条件下で行った。
クリープ試験は、１５０℃の温度において、荷重５０ＭＰａ、試験時間１００ｈｒで行い、クリープ曲線より最小クリープ速度を求め、この最小クリープ速度で評価した。すなわち、この最小クリープ速度が小さいほどクリープ特性に優れている。
更に、試験片に対して塩水を２４０時間噴霧した場合の腐食減量を耐食性の指標として示す。
これらの結果を以下の表３、表４に併せて示す。
【００３０】
【表３】

【００３１】
【表４】

【００３２】
＊前記の表３において実１〜実３９は、表１の実施例１〜実施例３９の合金から得た試料の試験結果に対応している。
＊表４において比１〜比１４は、表２の比較例１〜比較例１４の合金から得られた試料の試験結果に対応。
＊表４において試１〜６は、表２の試験例１〜試験例６の合金から得られた試料の試験結果に対応。
＊表３、表４において引張強さ及び耐力の単位はＭＰａ、伸びの単位は％、最小クリープ速度の単位は１０^-9／ｓ、鋳造割れ長さの単位はｍｍ、腐食減量の単位はｍｇ／ｃｍ²／２４０時間を示す。
【００３３】
表１〜表４に示す結果から、本発明組成範囲の合金であるならば、優れた引張強さと耐力を有し、最小クリープ速度が小さく、鋳造割れ長さも短く、耐食性にも優れている（腐食減量が少ない）とともに、鋳造時の焼き付きも生じないダイカスト用合金が得られることがわかる。
【００３４】
比較例１の試料はＡｌを本発明範囲の下限の２ｗｔ％よりも少ない１.０ｗｔ％含有した試料であるが、最小クリープ速度が大きく、鋳造割れ長さも大きく、焼き付きも発生し、引張強度も低下し、腐食減量も大きな値を示した。
比較例２の試料はＡｌを本発明範囲の上限の６ｗｔ％よりも多い７.０ｗｔ％添加した試料であるが、最小クリープ速度が大きくなった。
【００３５】
比較例３の試料はＣａを本発明範囲の下限の０.３ｗｔ％よりも少ない０.１ｗｔ％含有した試料であるが、最小クリープ速度が大きくなり、比較例４の試料はＣａを本発明範囲の上限の２ｗｔ％よりも多い２.５ｗｔ％含有した試料であるが鋳造割れ長さが著しく大きくなり、焼き付きも発生した。
比較例５の試料はＳｒを含有させていない試料であるが、最小クリープ速度と鋳造割れ長さが大きくなり、比較例６の試料はＭｎを本発明範囲の１.０ｗｔ％よりも多い１.５ｗｔ％とした試料であるが、耐力が低下し、最小クリープ速度が大きくなった。
【００３６】
比較例７、８、９、１０は希土類元素を３ｗｔ％を超えて含有させ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｚｎのいずれかを添加するか、これらのいずれかの添加を略したした例であり、クリープ特性の面では優れているが、いずれも鋳造割れ長さがやや大きくなり、焼き付きが発生した。
【００３７】
比較例１２は本発明範囲の下限よりも少ないＳｒを含有させた試料であるが、最小クリープ速度がやや大きく、鋳造割れ長さが大きくなった。
比較例１３はＳｉを含有させた状態において、Ｃａの下限値未満の試料の測定結果を示し、比較例１４はＺｎを含有させた状態において、Ｓｒの下限値未満の試料の測定結果を示す。比較例１３の試料は最小クリープ速度が大きく、比較例１４の試料は最小クリープ速度がやや大きく、鋳造割れ長さが大きくなった。
以上の説明から、本願発明組成を外れた比較例合金では、引張強さ、耐力、伸び、最小クリープ速度、鋳造割れ長さ、焼き付き、耐食性のいずれかの面において実施例組成の合金より劣ることが明らかになった。
【００３８】
【発明の効果】
本願発明のダイカスト用マグネシウム合金は、耐熱性および鋳造性に優れたダイカスト用のマグネシウム合金であって、Ａｌを４ . ０超〜６ｗｔ％、Ｃａを０ . ３〜２ｗｔ％、Ｓｒを０ . ２超〜１ｗｔ％含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、引張強さ１４３ＭＰａ以上、耐力１３０ＭＰａ以上、１５０℃において、荷重５０ＭＰａでの最小クリープ速度が８２×１０ ^−９／ｓ以下を示すものであるので、引張強さ、耐力、伸びなどの機械的性質に優れ、かつ、鋳造時に焼き付きを生じない鋳造性に優れており、更にクリープ特性と耐食性に優れたダイカスト用のマグネシウム合金として極めて好ましい特徴を有する。従って本願発明のマグネシウム合金により、薄肉の鋳造部品を製造しても、クラック等の割れや欠陥の無い優れたマグネシウム合金製の鋳造品を得ることができる。
また、本願発明のダイカスト用マグネシウム合金において、先の組成に加えてＭｎを０ . １〜１ｗｔ％含有したマグネシウム合金とすることによって、引張強さ、耐力、伸びなどの機械的性質に優れ、かつ、鋳造時に焼き付きを生じない鋳造性に優れており、更に耐食性、クリープ強度、高温耐力を向上させたダイカスト用のマグネシウム合金を提供できる。
そして、本願発明のダイカスト用マグネシウム合金は、例えばエンジン回りの部品をダイカスト成型によって製造する為の合金として極めて好ましいものであり、ダイカスト製品として優れたものを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はＣａ含有量と最小クリープ速度との関係を示すグラフ。
【図２】図２はＣａ含有量と平均鋳造割れ長さとの関係を示すグラフ。
【図３】図３はＳｒ含有量と最小クリープ速度との関係を示すグラフ。
【図４】図４はＳｒ含有量ど平均鋳造割れ長さとの関係を示すグラフ。
【図５】図５は実施例で得られた鋳造材を示すもので、図５（ａ）は鋳造材の側面図、図５（ｂ）は鋳造材の平面図である。
【符号の説明】
１…鋳造材、２…第１部分、３…第２部分、４…第３部分、５…ビスケット部、６…オーバーフロー部。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnesium alloy for die casting excellent in heat resistance and castability.
[0002]
[Prior art]
In transportation equipment such as automobiles, magnesium alloys have been attracting attention for weight reduction.
As such a magnesium alloy, particularly a magnesium alloy for casting, an Mg-Al alloy (ASTM standard AM60B, AM50A, AM20A, etc.) containing 2 to 6 wt% of A1, or 8 to 10 wt% of A1 and 1 to 1 is used. An Mg—Al—Zn alloy (ASTM standard AZ91D or the like) containing 3 wt% Zn is known. That is, these magnesium alloys have good castability and can be die-cast.
[0003]
However, when such a magnesium alloy is used for parts around an engine, the magnesium alloy has a low creep strength at a high temperature of 125 to 175 ° C., for example, 150 ° C., and is liable to cause dripping during use. There is a risk that the bolts that tighten the parts may loosen.
For example, AZ91D, which is a typical alloy for die casting, has good castability, strength, and corrosion resistance, but is inferior in creep strength.
Further, although AE42 is known as a heat-resistant die casting alloy to which rare earth elements are added, it cannot be said that this alloy has good castability, and the creep strength is not sufficient.
Therefore, recently, alloys in which Ca is added to Mg—Al are proposed (Japanese Patent Laid-Open Nos. 7-11374 and 9-291332).
However, although these proposed Mg-A1-Ca alloys have improved creep strength, they cannot be said to be sufficient compared to the ADC12 aluminum alloy, and die addition deteriorates due to addition of Ca, resulting in poor hot water casting and casting. It has problems such as cracking. In addition, these alloys contain rare earth elements as essential components, but there is a problem that the cost increases as much rare earth elements are added.
[0004]
On the other hand, unlike the above-described die casting technique, the thixomolding technique has recently been applied to magnesium alloy casting. Since this technique is a method of performing injection molding in a semi-molten state, it is said to be effective in suppressing the occurrence of casting cracks in the Mg—Al—Ca alloy.
However, this technology has not yet been completed and has not been applied to automobile parts, and die casting technology is still the mainstream of casting methods for Mg alloys.
[0005]
On the other hand, as disclosed in JP-A-4-231435 (US Pat. No. 5,147,603), it has a breaking point load of at least 290 MPa and an elongation at break of at least 5%, Al is 2 to 11 wt%, It contains 0 to 1% wt% of Mn and 0.1 to 6 wt% of Sr, and the balance is Mg, and the main impurities are Si <0.6 wt%, Cu <0.2%, Fe <0. A patent application has been filed for a magnesium alloy with 0.1 wt% and Ni <0.01 wt%.
The magnesium alloy according to this patent application has high mechanical strength and excellent corrosion resistance, but is an alloy manufactured by a rapid solidification method. From the molten alloy by a roller rapid cooling method or atomization, a strip, powder or chip It is manufactured as a shape. Further, the technique for obtaining a product having a desired shape by forming a billet by compaction based on the belt-like, powder-like or chip-like shape, and further performing extrusion molding or hydrostatic pressure extrusion, etc. It is disclosed in the patent.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The alloy according to the above-mentioned patent application is an alloy manufactured by a rapid cooling method, and has an extremely high break point load of 290 MPa or more, but this alloy is only a solid in a band shape, a powder shape, or a chip shape by the rapid cooling method. In order to process the resulting alloy into the required product shape, it is necessary to extrude or heat-consolidate it by extruding or isostatic pressing into a strip, powder or chip alloy powder or alloy particles obtained by a rapid cooling method. It is necessary to perform compaction by a molding method, and there is a limit to the shape that can be finally obtained.
[0007]
The first problem to be solved by the present invention is to provide a magnesium alloy for die casting having excellent heat resistance and castability and excellent creep characteristics.
Another object to be solved by the present invention is to provide a magnesium alloy that is excellent in the above-described characteristics, can be formed into a free shape by casting, and can be provided at low cost. To do.
Another problem to be solved by the present invention is that it is suitable for manufacturing complicated parts such as around the engine or thin-walled parts by die-strike technology, and has excellent heat resistance and castability, and has excellent creep characteristics. Is to provide an excellent magnesium alloy.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
By the way, while the present inventor diligently studied about the additive element affecting the castability and the creep strength in the Mg-A1-Ca alloy added with Ca, the present inventor added Sr. The present inventors have found that the die castability deteriorated by the addition of Ca can be greatly improved, and that the creep strength can be further improved.
[0009]
The present invention has been achieved based on such findings, the above-mentioned problem is a magnesium alloy for die casting excellent in heat resistance and castability,
4. al. 0 super ~6wt% (hereinafter, unless otherwise described numerical limitation range - showing a special upper limit, so is intended to include lower, for example 2～6Wt% and 2 wt% or more, the range of 6 wt% expressed as that.), Ca and 0.3~2wt%, Sr and 0.2 super to 1 wt%, the balance Ri Do of Mg and inevitable impurities, tensile strength 143MPa or more, proof stress 130MPa or more, under a load of 50MPa This is solved by providing a magnesium alloy for die casting characterized in that the minimum creep rate is 82 × 10 ⁻⁹ / s or less .
In addition to the above composition, the above problem can be solved by the magnesium alloy of the present invention containing 0.1 to 1 wt% of Mn.
[0010]
Here, the A1 4. 0 The reason for limiting the super ～6Wt% is for the following reason.
If the content of Al is 6 wt% or less, most of it is dissolved in Mg. Then, the strength of the alloy is increased by solid solution hardening. Moreover, the creep characteristics of the alloy are improved by forming a network of Al—Ca based crystals on the grain boundaries by combining with Ca. Al also improves the castability of the alloy.
However, when the A1 content exceeds 6 wt%, the cleave characteristics are rapidly deteriorated. On the other hand, when the A1 content is less than 2 wt%, the above effects (the effect of improving the alloy strength by solid solution hardening, the effect of improving the castability) are poor. In particular, when the A1 content is less than 2 wt%, the strength tends to be low and the alloy is less practical. Among the range of 2～6Wt% in Al content 4. In a range of from 0 wt% ultra ～6Wt%, as shown in the examples below, higher tensile strength and yield strength are obtained.
From the above background, it was in the range of 4 .0wt% ultra ～6Wt% Of 2～6Wt% of range of A1 content.
[0011]
The reason why the Ca content is limited to 0.3 to 2 wt% is as follows.
FIG. 1 is a graph showing the influence of the Ca content on the minimum creep rate of the Mg alloy when the A1 content is 5 wt%. FIG. 2 is a graph showing the influence of the Ca content on the cast cracking property of the Mg alloy when the A1 content is 5 wt%.
[0012]
It can be seen from FIG. 1 that the minimum creep rate decreases as the Ca content increases. In addition, if Ca content is less than 0.3 wt%, the improvement effect is small. However, when the Ca content exceeds 2 wt%, the improvement effect is saturated and casting cracks are likely to occur as shown in FIG.
From the background as described above, the Ca content is set in the range of 0.3 to 2 wt%. Among these ranges, a Ca content in the range of 0.5 to 1.5 wt% is preferable.
[0013]
The reason why the Sr content is limited to the range of 0.01 to 1 wt% is as follows.
FIG. 3 is a graph showing the influence of the Sr content on the minimum creep rate of the Mg alloy when the A1 content is 5 wt% and the Ca content is 1.5 wt%. FIG. 4 is a graph showing the influence of the Sr content on the cast cracking property of the Mg alloy when the Al content is 5 wt% and the Ca content is 1.5 wt%.
[0014]
From FIG. 3 and FIG. 4, it can be seen that the minimum creep rate tends to decrease with increasing Sr content, and casting cracks are less likely to occur. This effect is small when the Sr content is less than 0.01 wt%, and conversely, when the content exceeds 1 wt%, the saturation state is reached. Further, from the viewpoint of the decrease in the creep rate shown in FIG. 3, the low state is maintained in the range of 0.1 to 0.5 wt%, and a slight increase is observed in the range of the higher content. As can be seen from FIG. 4, when a small amount of Sr is added in the range of 0.1 wt% or less, the casting crack length rapidly decreases and continues to rapidly decrease to a content of about 0.05 wt%. When the content exceeds 50 wt%, the average casting crack length of 10 mm is surely cut. When the content exceeds 0.1 wt%, the reduction rate of the casting crack length decreases slightly but decreases to a sufficiently low value. When the content exceeds 2 wt%, the content is lowered to such an extent that it hardly causes a problem.
[0015]
From the background as described above, in the present invention, the Sr content is in the range of more than 0.2 to 1 wt% .
[0016]
Further, when Mn is added to this type of alloy, the corrosion resistance is improved, the creep strength is also improved, and the proof stress, particularly the high temperature proof strength is improved.
This effect is small when the Mn content is less than 0.1 wt%. However, when the Mn content exceeds 1 wt%, a large amount of Mn single phase is crystallized. For this reason, it becomes brittle and the strength decreases.
For these reasons, the Mn content is set to 0.1 to 1 wt%. The Mn content is more preferably in the range of 0.2 to 0.7 wt%.
[0017]
In addition to Mg, essential elements in the Mg alloy of the present invention are A1, Ca, and Sr. Moreover, when adding further, a preferable element is Mn. The other elements are basically contained as inevitable impurities.
However, when Si, Zn and rare earth elements are contained in the following proportions, the following features are further exhibited.
[0018]
That is, the magnesium alloy for die casting of the present invention may contain 0.1 to 1 wt% (preferably 0.2 to 0.6 wt%) of Si in addition to the above components. In addition to the above components, Zn may be contained in an amount of 0.2 to 1 wt% (preferably 0.4 to 0.8 wt%). In addition to the above components, a rare earth element may be contained in an amount of 0.1 to 3 wt% (preferably 0.5 to 2.0 wt%, more preferably 0.8 to 1.5 wt%).
[0019]
That is, the magnesium alloy for die casting of the present invention further containing Si in the above-described proportion is advantageous in that the castability is further improved and casting cracks are less likely to occur.
Further, the magnesium alloy for die casting of the present invention further containing Zn at the above-described ratio has an advantage that the strength is improved by solid solution hardening.
In addition, the magnesium alloy for die casting of the present invention that further contains rare earth elements in the above proportions has the advantage of further improving the creep strength. Specifically, for alloys containing rare earth elements, A1 is 2 to 6 wt. %, Ca 0.3 to 2 wt%, Sr 0.01 to 1 wt%, rare earth elements (La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb , 1 or 2 of Lu) is contained in an amount of 0.1 to 3 wt%, with the balance being Mg and inevitable impurities. If the rare earth element content exceeds 3 wt%, casting cracks increase, and seizure to the mold becomes worse, and castability deteriorates. In addition, the Al-RE compound in the structure becomes coarse, and the mechanical properties deteriorate. Furthermore, since rare earth elements are expensive elements, the addition amount is preferably in a low range from the viewpoint of cost.
[0020]
The magnesium alloy for die casting of the present invention, such as the Mg-A1-Ca-Sr alloy or the Mg-A1-Ca-Mn-Sr alloy, can be produced by a general Mg alloy melting technique. For example, it can be obtained by using an iron crucible or by dissolving the raw material using an antioxidant gas such as a mixed gas of SF ₆ / CO ₂ / Air.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The magnesium alloy for die casting excellent in heat resistance and castability according to the present invention has A1 of 2 to 6 wt. %, Ca is contained in an amount of 0.3 to 2 wt%, Sr is contained in an amount of 0.01 to 1 wt%, and the balance is made of Mg and inevitable impurities. In particular, a magnesium alloy for die casting contains 2 to 6 wt% Al, 0.3 to 2 wt% Ca, 0.01 to 1 wt% Sr, and the balance is Mg and inevitable impurities.
Furthermore, the present invention may contain 0.1 to 1 wt% of Mn in addition to the above composition.
[0022]
The Al content is particularly preferably in the range of more than 4.0 wt% to 6 wt%. The Ca content is particularly preferably in the range of 0.5 to 1.5 wt%. The Sr content is particularly preferably in the range of more than 0.15 wt% to 0.4 wt%. The Mn content is particularly preferably in the range of 0.2 to 0.7 wt%.
The essential elements of the alloy of the present invention are Mg, Al, Ca, and Sr. Furthermore, it is Mn in addition to the above Mg, Al, Ca, Sr.
[0023]
In some cases, Si is further contained in the above-mentioned composition range in an amount of 0.1 to 1 wt% (preferably 0.2 to 0.6 wt%). In addition, 0.2 to 1 wt% (preferably 0.4 to 0.8 wt%) of Zn is further contained in the above composition range. In addition, one or more rare earth elements in the above composition range are 0.1 to 3 wt% in total (preferably 0.5 to 2.0 wt%, more preferably 0.8 to 1.5 wt%). Further contained. In particular, a magnesium alloy for die casting contains 2 to 6 wt% Al, 0.3 to 2 wt% Ca, 0.01 to 1 wt% Sr, and the balance is Mg and inevitable impurities. Further, in addition to the above composition, 0.1 to 1 wt% of Mn may be contained.
Moreover, in the alloy containing rare earth elements, specifically, A1 is 2 to 6 wt%,
0.3 to 2 wt% of Ca, 0.01 to 1 wt% of Sr, rare earth elements (La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu Among these, 0.1 to 3 wt% is contained, and the balance consists of Mg and inevitable impurities. Note that these rare earth elements are expensive materials when added as simple powders, but they are practically available at relatively low cost industrially and easily in the state of misch metal containing multiple rare earth elements. In the above, it is preferable to alloy by adding rare earth elements in a misch metal state instead of mixing and alloying single metal element powders.
[0024]
The magnesium alloy for die casting of the present invention, such as the Mg-A1-Ca-Sr alloy or the Mg-A1-Ca-Mn-Sr alloy described above, is manufactured by a general Mg alloy melting technique. For example, it can be obtained by melting using an iron crucible or using an antioxidant gas such as a mixed gas of SF ₆ / CO ₂ / Air.
Next, as a specific application of the magnesium alloy for die casting of the above-mentioned composition, it is a cylinder block, a cylinder head, a cylinder head cover, an oil pan, an oil pump body, an oil pump cover, an intake manifold, etc. The structural members around the engine or the cases can be applied to case members around the engine such as a transmission case, a transfer case, a chain case steering case, a joint cover, and an oil pump cover.
[0025]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described with reference to specific examples, but the present invention is not limited to the following examples.
The Mg alloys having the compositions shown in Tables 1 and 2 below are melted in an electric furnace in a mixed gas atmosphere of SF ₆ / CO ₂ / Air using an iron crucible and made into a molten metal using a cold chamber die casting machine. A cast product 1 having the shape shown in FIGS. 5A and 5B was cast.
The cast product 1 shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b) is a plate material having a width of 70 mm and a height of 150 mm as a whole, and 1/3 of the plate material is a

first portion

2 and 1/3 having a thickness of 3 mm. Is a second portion 3 having a thickness of 2 mm, and the remaining one third portion is a third portion 4 having a thickness of 1 mm, and the first portion having a thickness of 3 mm on the side of the biscuit portion 5 on the side of injecting metal into the mold. The second portion 3 having a thickness of 2 mm and the third portion 4 having a thickness of 1 mm are continuously formed by arranging the portion 2, and the overflow portion 6 is formed so that the cast metal overflows on the tip side of the third portion 4. Is formed.
The rare earth element was added to the melt in the form of misch metal (52.8% Ce, 27.4% La, 15% Nd, 4.7% Pr, 0.1% Sm).
During the casting, the die castability was evaluated based on the presence of occurrence of casting cracks (hot cracking) and seizure on the mold.
[0026]
[Table 1]

[0027]
[Table 2]

[0028]
Cast cracks are caused by stress concentration during solidification shrinkage in the vicinity of the portion where the thickness of the cast material 1 shown in FIGS. 5A and 5B changes from 1 mm to 2 mm. Then, 100 shots were cast for each alloy specimen, the first 30 shots were scraped, and the remaining 70 shots were determined for the average cast crack length per piece, and cast with this cast crack length. The crack was evaluated.
Further, the seizure to the mold was visually evaluated.
Furthermore, a plate-shaped test piece was cut out from a portion where the cast material had a thickness of 3 mm, and a tensile test and a creep test were performed.
[0029]
The tensile test was performed using a 10 t autograph tester at room temperature under a tensile speed of 5 mm / min.
The creep test was performed at a temperature of 150 ° C. with a load of 50 MPa and a test time of 100 hr. The minimum creep rate was determined from the creep curve, and the minimum creep rate was evaluated. That is, the smaller the minimum creep speed, the better the creep characteristics.
Furthermore, the corrosion weight loss when the test piece is sprayed with salt water for 240 hours is shown as an index of corrosion resistance.
These results are also shown in Tables 3 and 4 below.
[0030]
[Table 3]

[0031]
[Table 4]

[0032]
* In Table 3 above, Examples 1 to 39 correspond to the test results of the samples obtained from the alloys of Examples 1 to 39 in Table 1.
* In Table 4, ratios 1 to 14 correspond to the test results of samples obtained from the alloys of Comparative Examples 1 to 14 in Table 2.
* In Table 4, Tests 1 to 6 correspond to the test results of the samples obtained from the alloys of Test Examples 1 to 6 in Table 2.
* In Tables 3 and 4, the unit of tensile strength and yield strength is MPa, the unit of elongation is%, the unit of minimum creep rate is 10 ^-9 / s, the unit of casting crack length is mm, and the unit of corrosion weight loss is mg / show the cm ^2/240 hours.
[0033]
From the results shown in Tables 1 to 4, if the alloy is in the composition range of the present invention, it has excellent tensile strength and proof strength, the minimum creep rate is small, the casting crack length is short, and the corrosion resistance is also excellent ( It can be seen that an alloy for die casting can be obtained which has little corrosion weight loss and does not cause seizure during casting.
[0034]
The sample of Comparative Example 1 is a sample containing 1.0 wt% of Al, which is less than 2 wt% of the lower limit of the present invention range. However, the minimum creep rate is large, the casting crack length is large, seizure occurs, and the tensile strength is also high. The corrosion weight loss showed a large value.
The sample of Comparative Example 2 was a sample to which Al was added in an amount of 7.0 wt%, which was higher than the upper limit of 6 wt% of the present invention range, but the minimum creep rate was increased.
[0035]
The sample of Comparative Example 3 is a sample containing 0.1 wt% of Ca, which is less than 0.3 wt% of the lower limit of the range of the present invention. However, the minimum creep rate increases, and the sample of Comparative Example 4 contains Ca in the range of the present invention. Although the sample contained 2.5 wt%, which was larger than the upper limit of 2 wt%, the casting crack length was remarkably increased and seizure occurred.
The sample of Comparative Example 5 is a sample that does not contain Sr, but the minimum creep rate and casting crack length are increased, and the sample of Comparative Example 6 has a Mn content of 1.0 wt% higher than 1.0 wt% of the present invention range. Although the sample was 5 wt%, the yield strength decreased and the minimum creep rate increased.
[0036]
Comparative Examples 7, 8, 9, and 10 are examples in which a rare earth element is contained in excess of 3 wt%, and any of Mn, Si, and Zn is added or any of these is omitted, and the creep characteristics In all cases, the casting crack length slightly increased and seizure occurred.
[0037]
Comparative Example 12 was a sample containing less Sr than the lower limit of the range of the present invention, but the minimum creep rate was slightly large and the casting crack length was large.
Comparative Example 13 shows the measurement result of the sample less than the lower limit value of Ca in the state of containing Si, and Comparative Example 14 shows the measurement result of the sample of less than the lower limit value of Sr in the state of containing Zn. The sample of Comparative Example 13 had a high minimum creep rate, and the sample of Comparative Example 14 had a slightly high minimum creep rate and a long casting crack length.
From the above description, the comparative example alloy that deviates from the composition of the present invention is inferior to the alloy of the example composition in any aspect of tensile strength, yield strength, elongation, minimum creep rate, cast crack length, seizure, and corrosion resistance. Became clear.
[0038]
【The invention's effect】
Die casting magnesium alloy of the present invention is a magnesium alloy for excellent die casting heat resistance and castability, the Al 4. 0 super ～6Wt%, the Ca 0. 3~2wt%, the Sr 0. 2 It contains more than 1 wt%, and the balance is composed of Mg and inevitable impurities. The tensile strength is 143 MPa or more, the proof stress is 130 MPa or more, and the minimum creep rate at a load of 50 MPa is 82 × 10 ⁻⁹ / s or less at 150 ° C. Therefore, it has excellent mechanical properties such as tensile strength, proof stress, and elongation, excellent castability that does not cause seizure during casting, and is an extremely favorable feature as a magnesium alloy for die castings that has excellent creep characteristics and corrosion resistance. Have Therefore, even if a thin cast part is manufactured with the magnesium alloy of the present invention, an excellent cast product made of magnesium alloy without cracks and defects can be obtained.
Further, the die casting magnesium alloy of the present invention, by the Mn addition to the previous composition to 0. 1~1wt% containing the magnesium alloy, the tensile strength, yield strength, mechanical properties such as elongation good, and Further, it is possible to provide a magnesium alloy for die casting that has excellent castability that does not cause seizure during casting, and further has improved corrosion resistance, creep strength, and high temperature proof stress.
The magnesium alloy for die casting of the present invention is extremely preferable as an alloy for producing parts around an engine by die casting, for example, and can provide an excellent die casting product.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between Ca content and minimum creep rate.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between Ca content and average cast crack length.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between Sr content and minimum creep rate.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between Sr content and average cast crack length.
FIGS. 5A and 5B show a cast material obtained in the example. FIG. 5A is a side view of the cast material, and FIG. 5B is a plan view of the cast material.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Cast material, 2 ... 1st part, 3 ... 2nd part, 4 ... 3rd part, 5 ... Biscuit part, 6 ... Overflow part.

Claims

A magnesium alloy for excellent die casting heat resistance and castability, Al and 4.0 super ~6wt%, 0.3~2wt% of Ca, contains Sr 0. 2 super to 1 wt%, the balance being Ri Do of Mg and inevitable impurities, tensile strength 143MPa or more, proof stress 130MPa or more, at 0.99 ° C., die casting magnesium alloy, wherein the minimum creep rate at a load 50MPa indicates less 82 × ^{10 -9} / s.

A magnesium alloy for excellent die casting heat resistance and castability, Al and 4.0 super ~6wt%, Ca of 0.3~2wt%, a Sr 0. 2 super to 1 wt%, the Mn 0. containing 1～1Wt%, balance Ri Do of Mg and inevitable impurities, tensile strength 143MPa or more, proof stress 130MPa or more, the minimum creep rate at a load 50MPa, characterized in that it presents the following 82 × ^{10 -9} / s Magnesium alloy for die casting.

The magnesium alloy for die casting according to claim 1 or 2, further comprising 0.1 to 1 wt% of Si.

The magnesium alloy for die casting according to any one of claims 1 to 3, further comprising 0.2 to 1 wt% of Zn.

The magnesium alloy for die casting according to any one of claims 1 to 4, further comprising 0.1 to 3 wt% of a rare earth element.