JP4254366B2

JP4254366B2 - Magnesium alloy porous body and method for producing the same

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Publication number: JP4254366B2
Application number: JP2003171278A
Authority: JP
Inventors: 直久西野
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2002-06-24
Filing date: 2003-06-16
Publication date: 2009-04-15
Anticipated expiration: 2023-06-16
Also published as: JP2004084066A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム合金からなる多孔質体とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム（Ｍｇ）は、実用金属材料中で最も軽量であり比強度に優れると共に、資源が豊富で、リサイクル性にも優れる。このため、軽量化や環境負荷の低減等が強く求められる昨今、Ｍｇは有望な金属材料であり、各種分野の各種製品に、ＭｇまたはＭｇ合金が使用されつつある。
例えば、自動車等の車両分野では、Ｍｇ合金製のカバー・ケース類やホイールなどが開発されており、軽量化に伴う省エネルギー化や運動性能の向上等が図られている。また、電気機器の分野でも、ノート型パソコンや携帯電話等の筐体にＭｇ（またはその合金）が使用され、モバイル機器のさらなる軽量化やリサイクル化が図られている。
【０００３】
さらに最近では、各種構造部材の一層の軽量化や、高性能な衝撃吸収体、断熱材、消音材等の提供を可能とするＭｇ（合金）の多孔質体が開発されつつある。
多孔質体に関する提案自体は、古くから多数なされており、例えば、下記特許文献等にその開示がある。
しかし、これらは、その実施例を観れば解るように、Ａｌを主成分としたＡｌ合金に関するものが多く、Ｍｇ合金に関するものは少ない。上記公報中でも、Ｍｇ合金に関する多孔質体は、下記の特許文献５および特許文献６に開示されている程度である。
【０００４】
特許文献５には、「金属発泡体の製造方法」として、半溶融状態の合金溶湯中に発泡剤である水素化チタンを比較的多く添加して、その溶湯を鋳型内に注湯した後、さらに所定の温度に加熱して、その発泡剤を発泡させ、金属発泡体を製造する方法が開示されている。但し、Ｍｇを主成分とする金属発泡体は、その公報中の実施例２に唯一示されているに過ぎない。
特許文献６には、「多孔質体の製造方法」として、Ｍｇ粉末と比較的多くの発泡剤とを容器に封入して押出し成形し、その塑性変形時に生じる発熱で発泡剤を発泡させて、金属発泡体を製造する方法が開示されている。
【０００５】
これらの他、Ｍｇ（合金）溶湯中にＨ₂ガスを強制吹き込みして多孔質体を製造する方法や、多孔質の石膏型を用いてＭｇ合金の多孔質体を製造する方法が下記の非特許文献１等で提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特公昭３６−２０３５１号公報
【特許文献２】
特公昭３９−８０３号公報
【特許文献３】
特公昭５０−３１０８２号公報
【特許文献４】
特開平７−２３３４２８号公報
【特許文献５】
特開平９−２４１７８０号公報
【特許文献６】
特開２００１−３４２５０３号公報
【非特許文献１】
Ｙ．Ｙａｍａｄａ、Ｋ．Ｓｈｉｍｏｊｉｍａ、ｅｔａｌ．、Ｊ．Ｍａｓｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｌｅｔｔ、１８（１９９９）、１４７７
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
周知なように、Ｍｇは非常に活性で、酸化、燃焼を生じ易い。このため、Ｍｇ合金を加熱溶融したり、得られた溶湯を鋳造する際には、通常、防燃ガスやフラックスを用いて、その溶湯が酸化、燃焼しないようにしている。
このようなＭｇ合金溶湯中へ、前述したように、発泡剤を多量に添加して化学反応を生じさせたり、ガスを強制的に吹き込んだりすると、Ｍｇ合金溶湯が燃焼したり爆発したりする可能性が高い。このため、そのような鋳造作業等を、通常の設備で実施することは極めて難しい。また、その鋳造作業も煩雑となり、生産コストの上昇を招く。さらに、発泡剤である水素化チタン等は高価であると共に、その中に含まれるＴｉ等の元素は、Ｍｇ合金の腐食原因となるため、発泡剤の多量な使用は好ましくない。
【０００８】
また、上記特許文献６に開示された製造方法では、Ｍｇ粉末を用いているが、その取扱いが一層難しいこと、また、多量の発泡剤を使用し、複雑な工程を行わなければならないこと等を考慮すると、実用的な方法とはいえない。
さらに、多孔質の石膏型を使用する場合も、石膏型の製造や鋳造後の石膏型の除去等、極めて煩雑で高コストな作業を必要とすることから、同様に、あまり実用的な方法とはいえない。
【０００９】
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものである。すなわち、発泡剤等の添加を必要とせず、比較的簡易に製造できるＭｇ合金からなる多孔質体を提供することを目的とする。また、その製造に適した方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段および発明の効果】
そこで、本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、水素を含有したマグネシウム原料（以下、適宜、「Ｍｇ原料」という。）を用いることを思いつき、本発明を完成するに至った。
（マグネシウム合金多孔質体鋳物）
本発明のマグネシウム合金多孔質体鋳物（以下、適宜、単に「多孔質体」という。）は、全体を１００質量％としたときに６〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨと残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなるマグネシウム合金溶湯（以下、適宜、「Ｍｇ合金溶湯」という。）を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ_２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とを経て得られ、全体を１００体積％としたときの空隙率が５〜８５体積％の多孔質体からなることを特徴とする。
【００１１】
本発明の多孔質体は、そもそも軽量なＭｇを主成分としていることに加えて、５〜８５体積％もの空孔を内包しているため、見かけ上、一層軽量（低密度）なものとなっている。
この多孔質体を利用すれば、従来になく、各種部材の軽量化を図れ、例えば、軽量で高剛性な部材等も容易に得られる。また、上記軽量化に加えて、多孔質体であることを利用して、従来になく高性能な衝撃吸収体、断熱材、防音材、消音材等をも得ることが可能である。さらに、この多孔質体からなる鋳物は、これまで抑制、制御が難しかった、鋳造時の引け、割れ等の鋳造欠陥の少ないものが得られる。
【００１２】
（マグネシウム合金多孔質体鋳物の製造方法）
本発明は、上記多孔質体に限らず、その多孔質体を容易かつ効率的に得られる製造方法としても把握できる。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに６〜４０質量％のＡｌと１５ｐｐｍ以上のＨと残部がマグネシウム（Ｍｇ）および不可避不純物からなるＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を冷却凝固させる過程で水素ガス（Ｈ_２）を発泡させて内部に多数の空孔を形成させる凝固工程とからなることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体鋳物の製造方法としても良い。
【００１３】
さらに本発明は、以上のことを踏まえて、Ｍｇを主成分とし、未発泡状態のＨを１５〜１００ｐｐｍとＡｌを６〜４０質量％とを少なくとも含有するＭｇ合金溶湯を調製する溶湯調製工程と、このＭｇ合金溶湯を鋳型に注湯して冷却凝固させる凝固工程とを経て得られ、該凝固工程中に該Ｍｇ合金溶湯中から水素ガス（Ｈ₂）が放出されて空孔が形成された、空隙率が５〜８５体積％の多孔質体であることを特徴とするマグネシウム合金多孔質体鋳物またはその製造方法とすることもできる。
【００１４】
ところで、本発明の場合、何故、良好な多孔質体が容易に得られるのか、その詳細は必ずしも明らかではないが、現状、次のように考えられる。
先ず、ＭｇはＨを吸収し易い金属であり、Ｍｇ中における水素溶解度は大きい。これに対し、ＡｌはＭｇよりもＨを含有し難く、Ｍｇ中にＡｌを加えたＭｇ−Ａｌ合金中ではＭｇ中よりも水素溶解度は低下する。
【００１５】
Ｍｇの水素溶解度は、その温度が高い程、また、固相より液相で、より大きくなる。特に、固相から液相に相変態する際、その水素溶解度は急増し、逆に、液相から固相に相変態すると水素溶解度は急減する。例えば、Ｈ含有量の多いＭｇ原料（固相）を加熱して溶湯（液相）にしても、相変態により水素溶解度が急増する方向に作用するため、この段階ではＨ₂が放出されることはない。同様に、Ｍｇ溶湯にＡｌ原料を添加したり、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを一緒に加熱したりして調製したＭｇ−Ａｌ合金溶湯の場合であっても、その溶湯からＨ₂が放出されることはない。
【００１６】
次に、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳型等に注湯して冷却する。すると、その溶湯中で、Ｍｇ量がＡｌ量よりも多いことから、先ず、α−Ｍｇ相が晶出する。通常、このα−Ｍｇ相の晶出によってＨ₂が放出されることはない。α−Ｍｇ相（固相）中におけるＨ含有量が飽和状態にあったとしても、余剰のＨは、その周囲に存在する桁違いに大きな水素溶解度をもつ溶湯中へ溶解し吸収されるからである。
そのα−Ｍｇ相の晶出が進行して、溶湯中の液相組成がＭｇとＡｌとの共晶点に達すると、ＭｇとＡｌとの共晶が晶出し出す。これにより余剰なＨは、その周囲にある合金溶湯中へさらに追いやられていく。一方で、凝固の進行とともに、残液中での水素溶解度を上回る余剰の水素は、水素ガスとして発泡を開始する。
【００１７】
そして、高濃度のＨが含有されたＭｇ−Ａｌ合金溶湯が最終的に凝固する際、水素溶解度が相変態に基づいて急減するため、固相に対して過飽和状態となる余剰なＨは、Ｈ₂ガスとして一気に放出されると考えられる。本発明者の実験によると、このＨ₂の発泡が最終的に生じる温度は４３７℃程度であった。
ここで、本発明の場合、ＨがＨ₂ガスとして放出されるタイミングは、溶湯の凝固終了間際、つまり溶湯中の固相率が高いときである。そのため、溶湯の粘度は相当高くなっており、共晶部分から放出されたＨ₂は、溶湯の外部へ容易には抜け出すことはできない。従って、その放出されたＨ₂が高粘度の溶湯中に内包された状態となったまま、残余の溶湯が凝固することとなる。
【００１８】
また、このＨ₂が放出される時点において、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯は固液共存状態（半溶融状態）にあり、固相の周囲が液相によってほぼ均一に取巻かれた状態（いわゆる粥状）となっている。そして、この合金溶湯が凝固を完了する際、Ｈ₂は鋳物内にほぼ均一に分布した液相部分から放出される。こうして、略球状の空孔が鋳物全体にほぼ均一に分散した多孔質体が形成されたと考えられる。
【００１９】
なお、前述の従来技術のように、発泡剤を使用し、この発泡剤からＨ_２を発泡させる場合、その発泡時期は凝固時期とずれたものとなる。このため、安易に溶湯等の温度を上昇させて発泡剤を発泡させると、発生したＨ_２は、高温で粘度の低い溶湯中から容易に外部へ散逸するおそれがある。そこで、発泡したＨ_２を溶湯内に閉じこめておくために、粘増剤等を使用したり、閉鎖されたキャビティ内で発泡させ、ガスの放出を防止したりする必要が生じる。
これに対し本発明の場合、Ｍｇ合金（特に、Ｍｇ−Ａｌ合金）が液相から固相へ相変態する際に生じる水素溶解度の差を利用して、過飽和なＨをＨ_２として発泡させるものであって、発泡時期は、合金溶湯の凝固完了直前がもっとも顕著となるため、略球状の空孔がほぼ均一に分散した多孔質体が簡易に得られる。参考までに、Ｍｇ合金中の水素溶解度と温度との関係を示す溶解度曲線（一例）を図７に示した。図７から、Ｍｇ−Ａｌ合金の水素溶解度が純Ｍｇの水素溶解度よりも低いこと、液相から固相に相変態することにより水素溶解度が急激に低下することが解る。
ちなみに、Ａｌ以外の合金元素を含む合金（図７ではＭｇ−Ｎｉ合金）は、水素溶解度が純Ｍｇよりも大きく、Ｍｇ原料として純ＭｇインゴットよりもＭｇ合金インゴットを使用する方が、Ｍｇ合金溶湯中により多くのＨを含有させ易いことが明らかである。
【００２０】
ところで、このような凝固の最終段階でＨ₂を放出させるには、凝固完了前の溶湯中に、その固相の水素溶解度に対して過飽和なＨの存在が前提となる。従って、Ｍｇ原料中のＨ含有量と、添加または配合するＡｌ原料の割合とは、そのような凝固の最終段階で、Ｈが過飽和状態となるように調整されるのが好ましい。
【００２１】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、１５ｐｐｍ以上であることが望ましい。これよりも少ないと、Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯中からＨ₂の発泡が十分になされないからである。そのＨ含有量は、２０ｐｐｍ以上、２５ｐｐｍ以上、３０ｐｐｍ以上、４０ｐｐｍ以上、５０ｐｐｍ以上さらには６０ｐｐｍ以上であると好ましい。
本発明では、Ｈ含有量の上限を特に問題としない。Ａｌの含有量にも依るが、Ｈ含有量が多い程、高空隙率の多孔質体が得られるからである。但し、あまりにもＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を多くすると、凝固開始前の冷却過程や凝固開始直後に発泡を生じて、粘度の低い溶湯中から発泡したＨ₂が放出されてしまいかねない。従って、Ｈの含有量は、前述したように、Ｈ₂の発泡時期が溶湯の凝固の進行中および凝固完了時期に近くなる程度が好ましい。
【００２２】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量は、Ｍｇ原料中の水素溶解量によっても大きく影響される。例えば、純マグネシウムインゴット（以下、適宜、「純Ｍｇインゴット」という。）をＭｇ原料とする場合、最大で５０ｐｐｍ程度のＨを含有している。マグネシウム合金インゴット（以下、適宜、「Ｍｇ合金インゴット」という。）をＭｇ原料とする場合、合金元素の種類および合金量にも依るが、水素溶解度がより大きくなるので、最大で１００ｐｐｍ程度のＨを含有している。
【００２３】
勿論、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給源は、これらのＭｇ原料のみとは限らない。例えば、Ｈの供給源として、水素化物（例えば、水素化チタン）等をＭｇ合金溶湯に添加等して、Ｈ含有量を増加させても良い。また、Ｈを含有したＭｇ原料と水素化物等との両方をＨの供給源として、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量をより大きくしても良い。この他、Ｍｇ合金溶湯の水素溶解度は大きいので、吸着ガスの多いインゴット（例えば、小塊のインゴット）を原料として使用したり、溶湯への水蒸気の吹きつけ、溶湯の撹拌等によっても、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量を容易に増加させることができる。いずれにしても、このような方法により、本発明の溶湯調製工程で、Ｍｇ合金溶湯中の水素溶解量を増加させることができる（水素増量工程）。
【００２４】
なお、本発明は、あくまでも相変化に伴う水素溶解度の急減を利用してＨ₂を発泡させるものであって、水素化物等の発泡剤を直接的に発泡させるものではない。このため、水素化物等を利用するとしても、その使用量は僅かで良い。
さらに、ＭｇやＭｇ合金は本来Ｈを含有し易いので、発泡に十分なＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を得ることは、本来容易である。しかも、そのようなインゴット等は、通常行われるＨの脱ガス処理を省略したり省力化等できる分、安価に入手可能である。このようなインゴット等を原料として使用して、マグネシウム合金の多孔質体を工業的に量産すれば、水素化物等をＭｇ合金溶湯中へ添加する必要もなく、空隙率の大きな多孔質体を一般的な鋳造設備を使用しつつ、より低コストで容易に得られる。ちなみに、こうして得られた純ＭｇインゴットのＨ含有量は、例えば、１５ｐｐｍ以上であり、Ｍｇ合金インゴットのＨ含有量は、例えば、３０ｐｐｍ以上である。特に、Ａｌ以外の合金元素（溶解度向上元素）を含むＭｇ合金は、純Ｍｇに対して水素溶解度が大きくなるため、より多くのＨを含有していることが多い。
【００２５】
Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量が多いほど、発泡し易く、より低密度の多孔質体が得られるが、Ｈ含有量は、所望する多孔質体の密度、添加または配合するＡｌ量、製造工程（例えば、凝固工程における冷却速度）等を考慮して、本来自在に決定されるのが好ましい。
しかし、水素化物等を添加せずに、Ｍｇ原料のみでＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を調整することは通常困難である。そこで、Ｈを含有した安価な純Ｍｇインゴット等を使用しつつ、Ａｌ量、凝固工程中の冷却速度等を制御して、Ｈ₂の発泡量や空孔の形態等を調整することが好ましい。
【００２６】
例えば、Ｍｇ原料中のＨ含有量を１５ｐｐｍ以上とした場合、合金溶湯中におけるＡｌ量は、全体を１００質量％としたときに６〜４０質量％、１０〜４０質量％、さらには１５〜３０質量％とするとより好ましい。
Ａｌ量が６質量％未満では、Ｍｇ原料と溶製したＭｇ−Ａｌ合金との水素溶解度の差が小さく、共晶の晶出量も少なくなるため、水素溶解度差を利用してＨ₂を十分に発泡させることが困難となる。一方、Ａｌ量が４０質量％を超えると、逆に、Ｈを含有したＭｇ原料が少なくなるため、合金溶湯中のＨ量も相対的に少なくなり、やはり水素溶解度差を利用してＨ₂を十分に発泡させることが困難となる。これに加えて、Ａｌ量が４０質量％を超えると、脆弱なＭｇ−Ａｌ化合物の晶出量が増えて、多孔質体の機械的特性の低下を招くため好ましくない。
【００２７】
本発明の多孔質体は、例えば、一般的な鋳造設備を用いて、通常の鋳造方法により得られる。但し、合金溶湯をあまりにも急速に冷却させると、Ｈの拡散、Ｈ₂ガスの核発生が十分になされなくなる。その結果、Ｈ₂が放出される間もなく凝固工程が終了してしまい、空孔が均一分散した良好な多孔質体が得にくくなる。
【００２８】
この観点から、凝固工程における冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下、望ましくは５℃／ｓｅｃ以下とするのが好ましい。一方、この冷却速度があまりに遅いと、発泡した水素ガスの結合が進み、粗大な空孔が形成されるために、多孔質体の機械的特性の低下を招いたり、多孔質体の製造に長時間を要して生産性が低下したりする。このような観点から、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上、望ましくは０．２℃／ｓｅｃ以上とするのが好ましい。つまり、冷却速度は０．１〜１０℃／ｓｅｃ、より望ましくは０．２〜５℃／ｓｅｃが好ましい。
【００２９】
なお、本発明に係る多孔質体は、その用途や形態等を問題とはしない。前述したように、構造部材の軽量化のために使用されても良いし、衝撃吸収材、断熱材、防音・消音材等として使用されても良い。また、その形態等も問わず、板状、棒状、塊状等の素材でも、それらを加工した加工物等であっても良い。
また、多孔質体の空孔形成元素（ガス）として水素を利用しているのは、水素が、酸素や窒素等と異なり、Ｍｇと反応し難く、Ｍｇ中への溶解度が大きい唯一のものだからである。ちなみに本明細書中では、統一的に「Ｈが溶解している」といったような表現を用いているが、これには、液相中のみならず、固相中にＨが含有されているとき（いわば固溶状態にあるとき）も、適宜含まれる。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。なお、以下に述べる内容は、本発明に係る多孔質体のみならず、その製造方法についても適宜該当するものである。
（１）Ｍｇ原料とＡｌ原料
Ｍｇ−Ａｌ合金溶湯の調製に使用するＭｇ原料やＡｌ原料は特に問わない。凝固工程で発泡を生じるＭｇ合金溶湯が得られれば十分である。勿論、１５ｐｐｍ以上のＨを含有した純ＭｇインゴットやＭｇ合金インゴットであれば、別途、Ｍｇ合金溶湯中へのＨの供給を省略できるので好ましい。しかし、そうでなくても、水素化物を添加等してＭｇ合金溶湯中に所望のＨ含有量を確保しても良い。
【００３１】
勿論、入手可能な市販のＭｇインゴット等に当初からＨが含有されていると、原料費の低減となり好ましい。また、Ｈを含有するＭｇ原料を使用することで、合金溶湯中にＨを吹込む等の危険を伴う作業を行う必要もなく、特殊で高価な装置等も必要としないで済み、発泡剤等を多量に使用する必要もない。
【００３２】
このＭｇ原料は、上記インゴットに限らず、それを粗粉砕した粒状物や粉末等でも良い。但し、Ｍｇ原料の添加元素等にもよるが、基本的にＭｇ原料は非常に活性であるため、表面積の大きな粉末等では取扱性が悪い。どのような形態であれ、加熱溶融することを考えれば、Ｍｇ原料は、取扱性に優れ入手容易なＭｇまたはＭｇ合金のインゴットが好ましい。
Ｍｇ原料やＡｌ原料は、上記純Ｍｇや純Ａｌ等に限らず、適宜、マグネシウム合金の特性を向上させる元素を適宜含有していても良い。このような元素は、Ａｌ以外に、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｓｉ、希土類元素（ＲＥ）等がある。
【００３３】
特に、Ｍｇ原料の場合、純マグネシウムに対して水素溶解度を大きくする溶解度向上元素を含有したマグネシウム合金からなるＭｇ合金インゴットであると好ましい。このような溶解度向上元素は、基本的にＡｌ以外の元素である。具体的にいえば、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＳｂまたはＺｒなどがある。溶解度向上元素は、これの１種以上からなると好ましい。
【００３４】
これら元素の内、例えば、Ｍｎは、腐蝕原因となるＦｅ等の不純物除去に有効な元素であり、多孔質体の耐蝕性を向上させ得る元素である。合金溶湯中にＭｎが０．１〜２質量％含有していると好ましい。Ｍｎが０．１質量％未満では、その効果がほとんどない。一方、Ｍｎは水素溶解度が大きな元素であるため、Ｈ₂を効果的に放出させるために、Ｍｎが２質量％以下が良い。
ＺｎもＭｎと同様の効果を発揮すると共に多孔質体の室温強度等を向上させる元素である。Ｍｎと同様理由により、Ｚｎも０〜１０質量％であると好ましい。
【００３５】
Ｚｒは、晶出するα−Ｍｇ結晶粒を微細化し、同時に空孔の均一分散に有効であり、多孔質体の機械的特性を向上させる元素である。Ｚｒは０〜１質量％であると好ましい。少ないとその効果がなく、多過ぎると合金溶湯の融点を上昇させ鋳造性が悪くなる。
ＣａやＳｉは、多孔質体の高温強度やクリープ特性等の耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、Ｃａは０〜５質量％、Ｓｉは０〜２質量％であると好ましい。
ＲＥは、多孔質体の耐蝕性、耐熱性を向上させる元素である。この観点からすると、ＲＥは０〜５質量％であると好ましい。
【００３６】
ところで、Ｃａ、ＳｉおよびＲＥ等は、合金溶湯の粘度を上昇させる元素でもある。従って、Ｍｇ合金溶湯がこれらの元素を増粘剤として、例えば、全体を１００質量％としたときに合計で０．１〜１０質量％、さらには０．５〜５質量％含有すると好適である。それらの元素が、０．１質量％未満ではその効果がなく、１０質量％を超えると合金溶湯が高粘度となり過ぎて鋳造性が低下する。
【００３７】
本発明の多孔質体もＭｇ合金からなることに変わりないから、その実用性を考えると、耐蝕性も重要となる。この観点から、本発明の多孔質体が、腐食原因となる元素を含有しないことが好ましい。例えば、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｕ等を実質的に含まないようにするか、それぞれの元素が１質量％以下となるようにするのが好ましい。なお、「実質的に含まない」とは、不可避不純物としてそれらの元素を含有する場合までは除かない趣旨である。
【００３８】
ここで、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ原料中の水素溶解度を大きくする元素である。このため、それらの元素を含むＭｇ合金からなるＭｇ原料を使用すれば、Ｍｇ合金溶湯中へＨをより多く供給することが可能となる。一方、ＮｉやＭｎ等は、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解量を大きくすることから、一見、凝固工程中のＨ₂の発泡を妨げるようにも思える。しかし、本発明では、Ｍｇ合金溶湯中に比較的多くのＡｌを含有させているので、このような事態は回避される。何故なら、Ｍｇ合金溶湯中で、ＡｌはＮｉやＭｎ等と化合物を形成して坩堝等の下部へ沈降して、Ｍｇ合金溶湯中のＮｉやＭｎ等の濃度は低くなる。加えて、そのＭｇ合金溶湯中のＡｌ濃度が高いために、水素溶解度は著しく低下し、凝固工程中に十分な発泡を生じるからである。また、Ｎｉ等の腐蝕元素は、このようにＡｌと化合物を形成して沈降し、その濃度が低下するため、Ｎｉ等を含有するＭｇ原料を使用したとしても、多孔質体の耐蝕性の低下が抑制される。
【００３９】
（２）空隙率
空隙率とは、多孔質体中に占める空孔の体積割合であるが、具体的には次のようにして求められる。
所定サイズの鋳型にＭｇ−Ａｌ合金溶湯を鋳造して多孔質体を作製する。得られた鋳物の重量および体積を測定してその多孔質体の密度（ρ）を求める。同様に、健全な（多孔質体でない）Ｍｇ−Ａｌ合金鋳物を作製してその密度（真密度：ρ₀）を求める。そして、それら両密度（ρ、ρ₀）から、１−（ρ／ρ₀）により空隙率を求められる。
【００４０】
本発明の多孔質体の場合、その空隙率は、例えば、５〜８５体積％である。５体積％未満では、構造部材の軽量化、衝撃吸収性、断熱性または吸音性等を十分に図ることができない。一方、空隙率が８５体積％を超えると、前述した本発明の製造方法によって多孔質体を安価で製造することが難しくなる。生産性、強度、軽量性等を考慮して、空隙率が１０〜７０体積％であるとより好ましい。
【００４１】
（３）溶湯調製工程
本発明の溶湯調製工程で調製するＭｇ合金溶湯は、所定量以上のＨを含有したＭｇ−Ａｌ合金溶湯であれば、使用する原料、Ｈの供給源等は問わない。もっともこの溶湯調製工程が、前述したように、Ｍｇを主成分としＨを１５ｐｐｍ以上含有したＭｇ原料とＡｌを主成分とするアルミニウム原料（Ａｌ原料）とを少なくとも溶解してＭｇ合金溶湯を得る工程であると、本発明の多孔質体を簡易に低コストで製造できるので好ましい。
【００４２】
また、具体的な溶製方法等も問わない。例えば、Ｍｇ原料とＡｌ原料とを最初から加熱溶融しても良いし、最初にＭｇ原料を加熱溶融した後、そこにＡｌ原料を添加しても良い。その他の元素を、配合または添加する場合も同様である。
加熱方法も特に問わず、電気炉で加熱しても良いし、高周波加熱炉等を利用しても良い。但し、Ｍｇ合金溶湯は活性であるため、ＳＦ₆ガスや不活性ガス等の防燃ガスを吹付けたりフラックスを用いて、酸化・燃焼防止雰囲気で溶湯調製工程を行うのが好ましい。
【００４３】
（４）凝固工程
凝固工程は、通常、Ｍｇ合金溶湯を鋳型に注湯、射出等することで行われる。この鋳型は、砂型でも金型でも良い。金型も鋼鉄製、銅製等種々のものを使用できる。そして、鋳型の材質を変更して、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を調整し、形成される空孔の形態を制御することも可能である。例えば、砂型を用いて冷却速度を遅くすると、Ｍｇ−Ａｌ共晶から放出された微細な気泡が結合して大きな気泡が形成されるため、大きな空孔をもつ多孔質体が得られる。逆に、放熱性に優れた銅製鋳型を用いて冷却速度を高くすると、微細な気泡が均一に放出された状態でＭｇ合金溶湯が凝固するため、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られる。なお、このような空孔の制御は、鋳造時の加圧力によっても行うことができる。例えば、ダイキャストのような加圧鋳造を行うと、大気圧中で鋳造した場合に比べ、気泡の発生が抑制されて、細かな空孔が均一に分散した多孔質体が得られ易い。逆に、減圧下で鋳造すれば、大きな空孔をもつ多孔質体が得られ易い。
【００４４】
さらに、この凝固工程中で、Ｍｇ合金溶湯の冷却速度を部分的に変化させることで、例えば、外表面近傍に前記空孔が実質的に存在しない緻密層を有する多孔質体が得られる。マグネシウム合金多孔質体は、超軽量で種々の優れた特性を発揮し得るが、その外表面に空孔が出現すると、外観が悪くなり、また、その部分が疲労破壊の起点となったりして好ましくない。そこで、多孔質体の外表面近傍（全面である必要性はない。）に空孔が実質的に存在しない緻密層が形成されると好ましい。
【００４５】
このような緻密層は、例えば、次のようにして得られる。すなわち、凝固工程で、Ｍｇ合金溶湯が注湯された鋳型のキャビティ壁面近傍のみを急冷することによって空孔の生成を抑制して、空孔が外表面近傍に実質的に存在しないようにすれば良い。
【００４６】
本発明のＭｇ合金溶湯を冷却していく際に、先ず、α−Ｍｇの初晶が晶出することはＭｇ−Ａｌの状態図等からも明らかである。しかし、鋳型として熱伝達が早く熱容量の大きい大型の金型を使用したり強制冷却等を施して冷却速度を大きくし過ぎると、Ｈ₂の発泡する間もなく全体が凝固してしまう。一方、あまりにも熱伝達が遅く熱容量の小さい鋳型等を使用すれば、キャビティ壁面付近でも、発泡が生じ、ガスの鋳物外部への放出が生じるとともに多孔質体（鋳物）の外表面に空孔が出現してしまう。そこで、キャビティ壁面付近のみの冷却速度を早くすることで、緻密層の形成が可能となり、外部へのガスの放出を防止できる。逆に、その部分よりも内部の冷却速度は遅いため、内部では、Ｈ₂が発泡する。このような冷却速度の制御は、例えば、熱伝達の早い金型を用いて、その肉厚を適当に薄くし熱容量を小さくすることで達成できる。また、その熱容量の大きさ等を変更してキャビティ壁面付近の冷却速度を調整することで、緻密層の厚さの制御も可能となる。
【００４７】
（５）用途
本発明の多孔質体は、前述したように、軽量構造部材、衝撃吸収部材、防音・消音部材、断熱材等に利用される。より具体的には、自動車のバンパー、防音断熱壁、クラッシュボックス、エネルギー吸収ポット、人工骨等に利用される。また、本発明の多孔質体は多数の空孔を有しているため、鋳造時の引け、鋳造割れ等の鋳造欠陥の抑制も容易である。さらに、多孔質体の外表面に緻密層を形成することで、外観性にも優れ、強度の向上等も図れる。
【００４８】
【実施例】
次に、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
（実施例１）
本発明に係る多孔質体（実施例１）を次のようにして製造した。
先ず、原料として、南京宇部マグネシウム有限会社（宇部興産）製の純Ｍｇ（純度９９．９％、水素含有量２５ｐｐｍ：Ｍｇ原料）と福岡アルミニウム工業社製の純Ａｌ（純度９９．９９％：Ａｌ原料）とを用意した。
【００４９】
これらの原料をステンレス（ＳＵＳ４３０）製るつぼ内に入れて、シリコニット電気炉で加熱し、Ａｌ量を５〜４０％（単位：質量％、以下同様）の範囲で５％毎に調整したＭｇ合金溶湯を溶製した（溶湯調製工程）。この溶解時、Ｍｇ合金溶湯の酸化燃焼を防止するために、微量の六フッ化硫黄（ＳＦ₆）ガスを表面に吹付けた状態とした。そして、７５０℃に加熱した合金溶湯を鉄製のパドルで十分に撹拌した。なお、このとき脱ガス処理を行わなかった。
【００５０】
得られたＭｇ合金溶湯を１０分間沈静保持した後、前記るつぼを炉外へ取出し、溶湯温度７００℃のＭｇ合金溶湯を直径３０ｍｍｘ高さ５０ｍｍのシェル砂型に注湯し、湯面に微量のＳＦ₆ガスを吹付けた状態で冷却させて凝固させた（凝固工程）。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。
なお、冷却速度は、シェル砂型に取付けた熱電対により冷却曲線を測定して、６００℃から４００℃までの時間を求めて平均の冷却速度として算出した（他の鋳型の場合も同様）。
得られた鋳物（多孔質体）を砂型から取出し、Ａｌ量の異なる各試料について、それぞれの断面を観察した。そして、前述した方法で各試料について空隙率を求めた。こうして得られた空隙率と合金溶湯中のＡｌ含有量との関係を図１に示す。また、Ｍｇ−２０％Ａｌ合金からなる多孔質体の縦断面組織写真を図２に示す。
【００５１】
図１からも解るように、Ａｌが５質量％以下では、空隙率が低く、鋳物中にＨ₂に起因した球状の空孔もほとんど観られなかった。しかし、Ａｌが６質量％から順に増加するに従って、空隙率も上昇した。そして、Ａｌ量が２５〜３０質量％のとき、空隙率が５０〜６０％となり最大値を示した。Ａｌ量をさらに増すと、空隙率はやや低下する傾向を示した。
このことから、Ａｌ量を６〜４０質量％の範囲、より好ましくは１５〜３０質量％の範囲で調整すれば、空隙率が５〜６０％程度の所望の多孔質体が得られることが明らかとなった。
【００５２】
（実施例２）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２５％Ａｌの合金溶湯を溶製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を複数の鋳型中に注湯し凝固させた。用意した鋳型は、材質および大きさの異なる、銅製金型（２ｘ５０ｘ１５０ｘｍｍ：２０ｘ３０ｘ１５０ｍｍ）と、鋳鉄製船金型（φ２０ｘ１００ｍｍ：３０ｘ４０ｘ１９０ｍｍ）と、シェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ：φ５０ｘ１００ｍｍ）である。各寸法はキャビティ形状である。各鋳型を用いた場合の冷却速度は、順に、７０℃／ｓｅｃ、２８℃／ｓｅｃ、８．２℃／ｓｅｃ、２．４℃／ｓｅｃ、０．８℃／ｓｅｃおよび０．１５℃／ｓｅｃであった。
【００５３】
そして、得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にしてそれぞれの空隙率を求めた。こうして得られた冷却速度と空隙率との関係を図３に示す。
冷却速度が１０℃／ｓｅｃを超えて大きくなると、空隙率が非常に小さくなり、形成された空孔も微細なものであった。しかし、冷却速度が順に小さくなるに従って、空隙率も上昇し形成された空孔も大きくなった。
このことから、冷却速度を０．１〜１０℃／ｓｅｃの範囲で調整すると、空隙率が５〜７０％の範囲にある所望の多孔質体が得られることが解った。なお、形成される空隙率が比較的大きな多孔質体を得るには、冷却速度を０．３〜５℃／ｓｅｃの範囲で調整すれば良い。
【００５４】
（実施例３）
実施例１と同様にして、Ｍｇ−２０％Ａｌの合金溶湯を溶製した。そして、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中に０．５質量％のＣａを添加し、実施例１と同様に攪拌した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を実施例１のシェル砂型に注湯して凝固させた。冷却速度は実施例１と同じ０．８℃／ｓｅｃであった。
得られた鋳物を鋳型から取出し、実施例１と同様にして空隙率を求めたところ、約５０％であった。本実施例の試料とＡｌ含有量が同じ実施例１の試料との空隙率を比較すると、本実施例の試料の空隙率が３％程度大きいことが解った。これは、Ｃａの合金溶湯への添加により、合金溶湯の粘度が上昇し、凝固時に発生したガスが外部へ排出されることが抑制されたためと考えられる。
【００５５】
（実施例４）
実施例１と同様にして合金溶湯を溶製し、この合金溶湯（溶湯温度７５０℃）中にＭｎを添加、攪拌することにより、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｍｎの合金溶湯を調製した。この合金溶湯（溶湯温度：７００℃）を、図４に示すようなリブをもつ金型に注湯して凝固させた。この金型の板厚は５ｍｍで、リブ部の厚さは３ｍｍである。このリブのある部位での板厚中心部の冷却速度は約８℃／ｓｅｃであった。
Ｈを含有しない上記組成と同じ合金溶湯をその鋳型に注湯して凝固させると、得られた鋳物は、図４（ａ）に示すように、リブの付け根付近で鋳造割れを生じ易い。しかし、本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、いずれの箇所にも、鋳造割れ等を生じることはなかった。
【００５６】
図４（ａ）に示すような鋳造割れが発生する原因は、凝固収縮と面引けによる応力集中がリブの付根部（Ｌ部）で発生するためであると考えられている。本実施例の場合、図４（ｂ）に示すように、合金溶湯の最終凝固部でＨ₂が発生して鋳物が膨張するため、図４（ａ）のような面引けが起らず、リブ部で応力集中が著しく軽減される。このため、従来は鋳造割れが多発し易いような鋳物形状であっても、本発明のＭｇ合金溶湯を使用すると、内部に球状の気泡を含む鋳造割れの少ない鋳物が得られる。
なお、本実施例の場合、鋳物内部に微細な球状の空孔を生じることになるが、機械的性質への影響は小さかった。具体的にいうと、気孔率（空隙率）が５〜８％程度と小さく、気泡の形状も球状かつ微細であり、応力集中が生じにくいためである。
【００５７】
（実施例５）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ₂）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。使用した水素化チタンは、高純度化学社製の市販品である（以下同様）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ₆ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約４０％の多孔質体が得られた。ちなみに、この多孔質体中に残存したＴｉは０．０１％と微量であった。
【００５８】
実施例１の場合と比べると明らかなように、Ａｌが同じ１５質量％程度であっても、本実施例の空隙率が、約２倍程度に大きくなっている。これは、水素化チタンの微量添加によってＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を積極的に増加させたためである。なお、上記水素化チタンに替えて、水素化カルシウム、水素化リチウム、水素化マグネシウム等の水素化物や、溶湯中で分解して水素を放出する他の化合物等を使用しても良い。さらには、湿潤ガスをＭｇ合金溶湯へ吹き付けたり、その溶湯中へ吹き込んだり、Ｍｇ原料等に吸着ガスの多いインゴットを使用したりしても良い。このように水素含有量を増加させる方法は種々ある。しかも、予め水素含有量の多いＭｇインゴットを用いれば、少量の水素添加等によって水素溶解量が飽和したＭｇ合金溶湯が得られる。具体的には、上記湿潤ガスの吹き付け、吸着ガスの多い小塊インゴットの使用等によっても、十分な効果が得られる。
【００５９】
ここで、Ｍｇは燃焼、爆発の危険があるので、安全な方法を選択するのが望ましい。もっとも、本実施例では、Ｍｇ合金溶湯中のＨ溶解量を増加させれば十分であり、溶湯調製工程段階で発泡等させる必要がないので、従来の方法に比べて格段に安全性が高く、鋳造設備も一般的なもので足る。
【００６０】
（実施例６）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製した。ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ₂）を０．１質量％を添加して、撹拌を行った。この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外にり出して直ちに、インゴット成形金型に注湯した。こうして、Ｍｇ−３％Ｎｉ合金インゴット（Ｍｇ合金インゴット）が得られた。このＭｇ合金インゴット中の水素溶解量は６０ｐｐｍであった。
【００６１】
このＭｇ合金インゴットをＭｇ原料とした。そしてこれを溶解した溶湯中へ実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加した。これを溶湯温度７００℃に加熱後、鉄製のパドルを用いて溶湯の撹拌を行ない、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。このときの溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ₆ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
この溶湯を溶湯温度７００℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成は、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。ちなみに、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
【００６２】
本実施例では、先ず、Ｎｉの添加によって水素溶解度を向上させた後、次に、水素化チタンの微量添加によって水素溶解量を増量させたＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として使用した。従って、Ｍｇ原料の水素溶解量は、現実に、実施例１や実施例５等の場合と比較しても大幅に増大していた。こうして、本実施例では、実施例５と比較すれば明らかなように、Ｍｇ合金溶湯中のＡｌ量や鋳造条件をほぼ同じとしながら、得られた多孔質体の空隙率が大幅に向上する結果となった。
【００６３】
（実施例７）
上記実施例６では、Ｈを含有したＭｇ合金インゴットをＭｇ原料として多孔質体を製造する場合について説明したが、Ｍｇ合金インゴットの鋳造を省略しても、実施例６と同様の多孔質体が得られる。
すなわち、実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットと市販の純Ｎｉ（溶解度向上元素）とを用いてＭｇ−３％Ｎｉ合金溶湯を溶製し、ここへ、溶湯温度７００℃で、粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ₂）を０．１質量％を添加し、撹拌する。ここでインゴットに成形すること無くそのまま、上記Ｍｇ−Ｎｉ合金溶湯中へ、実施例１で用いた市販の純Ａｌ塊（Ａｌ原料）を添加してＡｌが１５質量％となるようにした。この溶湯の温度を７００℃としつつ、鉄製のパドルを用いて溶湯を撹拌し、Ｍｇ−１５％Ａｌ−２．５％ＮｉのＭｇ合金溶湯を得た。溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ₆ガスを吹き付けた状態とした。
【００６４】
この溶湯を溶湯温度６８０℃で１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外に取り出し、直ちにシェル砂型（φ３０ｘ５０ｍｍ）に注湯した。このときの冷却速度は０．８℃／ｓｅｃであった。これにより、実施例６と同様の空隙率約６０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の組成も、Ｍｇ−１２％Ａｌ−０．５％Ｎｉであった。この場合も同様に、溶解坩堝の下部には、多くのＡｌ−Ｎｉ化合物が沈降していた。
実施例６のように、Ｈ含有量の多いＭｇ合金インゴットがＭｇ原料として容易に安価で入手できるときは、そのＭｇ原料を用いてＭｇ合金多孔質体を製造するのが良い。しかし、そうでなくても、本実施例のようにしても、容易に同様の多孔質体を得ることができる。
【００６５】
（実施例８）
実施例１で用いた市販の純Ｍｇインゴットを溶解した後、溶湯温度７００℃で粉末状の水素化チタン（ＴｉＨ₂）を０．０５質量％を添加して、撹拌を行った（水素増量工程）。
この溶湯中へさらに、実施例１で用いた市販の純Ａｌを１５質量％添加して、撹拌を行った。この溶解、撹拌時には、酸化、燃焼を防止するために溶湯表面へ微量のＳＦ₆ガスを吹き付けた状態とした。こうしてＭｇ合金溶湯を得た。
このＭｇ合金溶湯を、溶湯温度７００℃で、１０分間沈静保持した後、坩堝を炉外へ取り出し、直ちに外径２０ｍｍ、内径１９ｍｍ、高さが１００ｍｍのステンレス製パイプに注湯した。このときの全体的な冷却速度は、２．０℃／ｓｅｃであった。これにより空隙率４０％の多孔質体が得られた。この多孔質体の縦断面写真を図５に示す。この図５から明らかなように、軸中央から外周に向けて多数の空孔が分布している。一方、外周表面付近には空孔がなく、滑らかな表面となった。つまり、その外周表面付近には本発明でいう緻密層が形成されていた。
【００６６】
このような緻密層が形成されたのは、パイプ状の金型へ注湯したＭｇ合金溶湯が、その金型のキャビティ壁面（金型内周壁面）に接触した際に、その部分での冷却が急速に進行し、表面に発泡のない表面層をもつ鋳物が形成されたためと考えられる。一方、使用した上記パイプ状の金型は、肉厚が０．５ｍｍと非常に薄いため熱容量が小さい。このため、それよりも内部の冷却速度は遅く、内部では十分な発泡、膨張が生じたと考えられる。
本実施例の場合の冷却速度は、上述したように２．０℃／ｓｅｃであるが、金型のキャビティ壁面近傍での局部的な冷却速度は１０℃／ｓｅｃ程度、それより内部の冷却速度は１．０℃／ｓｅｃ程度と考えられる。
【００６７】
もっとも、このような多孔質体を製造する際に好ましい冷却速度を各部分毎に一概に特定することは困難である。何故なら、Ｈ含有量、Ｍｇ合金溶湯の組成（溶解度向上元素の組成、Ａｌの含有量）等によって好ましい範囲が異なるからである。
また、本実施例では、薄肉金型を用いたが、厚肉金型や砂型等であっても同様の多孔質体を成形することも可能である。例えば、厚肉金型を使用する場合なら、内部での冷却速度が遅くなるように、予め適当な温度まで加熱しておけば良い（予熱工程）。鋳型の熱容量、熱伝達性、放熱性等を工夫することで、単に緻密層を形成するのみならず、その緻密層の厚さ管理や、内部空孔の大きさや空隙率等の調整も可能となる。
そこで、緻密層が薄く空隙率のより大きな別の多孔質体を製造したので、その横断面写真を図６に示す。この多孔質体はφ５０ｘ５０ｍｍで６０体積％であった。
【００６８】
以上のように本発明によれば、空孔がほぼ均一に分散したマグネシウム合金多孔質体が簡易かつ安価に得られる。ここで、多孔質体中の空隙率の制御は、Ｍｇ合金溶湯中のＨ含有量やＡｌ量およびその冷却速度等の調整によって可能である。例えば、空隙率を高めるには、ＮｉやＭｎ等を含有して水素溶解度が高く、多くのＨを含有したＭｇ合金インゴット等のＭｇ原料を使用すれば良い。また、水素化チタン等をＭｇ合金溶湯中へ添加してＭｇ合金溶湯中のＨ含有量を増加させても良い。そして、Ｍｇ合金（固相）の水素溶解度を低下させるために、十分なＡｌをそのＭｇ合金溶湯中に含有させる。また、Ｈ₂の発泡に適切な冷却速度でＭｇ合金溶湯を冷却する。なお、Ｎｉ等は、Ｍｇ合金の腐蝕元素であるが、Ｍｇ合金溶湯中でＡｌと化合物を形成して沈降するため、多孔質体中のＮｉ量は相当少なくできる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｇ合金溶湯中におけるＡｌ含有量と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図２】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図３】Ｍｇ合金溶湯の冷却速度と、その凝固後にできた多孔質体の空隙率との関係を示すグラフである。
【図４】鋳造割れの発生メカニズムの説明図であり、同図（ａ）は従来の一般的なＭｇ合金溶湯を用いた場合であり、同図（ｂ）は本発明の実施例に係るＭｇ合金溶湯を用いた場合である。
【図５】本発明の実施例に係る多孔質体の縦断面組織写真である。
【図６】本発明の実施例に係る多孔質体の横断面組織写真である。
【図７】本発明のマグネシウム合金中の水素溶解度と温度の関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a porous body made of a magnesium alloy and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Magnesium (Mg) is the lightest in practical metal materials, has excellent specific strength, is rich in resources, and has excellent recyclability. For this reason, Mg and Mg alloys are being used in various products in various fields in recent years, where weight reduction and reduction of environmental load are strongly demanded.
For example, in the field of vehicles such as automobiles, covers and cases made of Mg alloy, wheels, and the like have been developed, and energy saving and improvement of exercise performance are achieved with the weight reduction. In the field of electrical equipment, Mg (or an alloy thereof) is used for a casing of a notebook personal computer or a mobile phone, and the mobile equipment is further reduced in weight and recycled.
[0003]
More recently, porous materials of Mg (alloy) that can further reduce the weight of various structural members and provide high-performance shock absorbers, heat insulating materials, silencers, and the like are being developed.
Many proposals regarding the porous body have been made for a long time, and for example, the following patent document discloses the disclosure.
However, as can be seen from the examples, these are mostly related to Al alloys containing Al as a main component, and few are related to Mg alloys. Among the above publications, the porous body related to the Mg alloy is disclosed in the following Patent Document 5 and Patent Document 6.
[0004]
In Patent Document 5, as a “metal foam production method”, a relatively large amount of titanium hydride as a foaming agent is added to a molten alloy in a semi-molten state, and the molten metal is poured into a mold. Further, a method for producing a metal foam by heating to a predetermined temperature to foam the foaming agent is disclosed. However, the metal foam mainly composed of Mg is only shown in Example 2 in the publication.
In Patent Document 6, as a “method for producing a porous body”, Mg powder and a relatively large amount of a foaming agent are enclosed in a container and extruded, and the foaming agent is foamed by heat generated during plastic deformation. A method of manufacturing a metal foam is disclosed.
[0005]
In addition to these, H in the molten Mg (alloy) ₂ Non-patent document 1 below proposes a method for producing a porous body by forcibly injecting gas and a method for producing a porous body of Mg alloy using a porous gypsum mold.
[0006]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 36-20351
[Patent Document 2]
Japanese Examined Patent Publication No. 39-803
[Patent Document 3]
Japanese Patent Publication No. 50-31082
[Patent Document 4]
JP-A-7-233428
[Patent Document 5]
Japanese Patent Laid-Open No. 9-241780
[Patent Document 6]
JP 2001-342503 A
[Non-Patent Document 1]
Y. Yamada, K .; Shimojima, et al. J. et al. Master. Sci. Lett, 18 (1999), 1477
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
As is well known, Mg is very active and easily oxidizes and burns. For this reason, when the Mg alloy is heated and melted or when the obtained molten metal is cast, the molten metal is usually prevented from oxidizing and burning by using a flameproof gas or flux.
As described above, when a large amount of foaming agent is added to such a molten Mg alloy to cause a chemical reaction or forcibly injecting gas, the molten Mg alloy can be burned or explode. High nature. For this reason, it is extremely difficult to carry out such casting operations and the like with ordinary equipment. In addition, the casting operation becomes complicated, resulting in an increase in production cost. Furthermore, titanium hydride, which is a foaming agent, is expensive, and elements such as Ti contained therein cause corrosion of the Mg alloy, so that a large amount of foaming agent is not preferable.
[0008]
In addition, in the manufacturing method disclosed in Patent Document 6, Mg powder is used, but it is more difficult to handle, and a large amount of foaming agent must be used to perform complicated processes. Considering this, it is not a practical method.
Furthermore, when using a porous gypsum mold, it requires extremely complicated and expensive operations such as the production of the gypsum mold and the removal of the gypsum mold after casting. I can't say that.
[0009]
The present invention has been made in view of such circumstances. That is, an object of the present invention is to provide a porous body made of an Mg alloy that does not require addition of a foaming agent or the like and can be manufactured relatively easily. Moreover, it aims at providing the method suitable for the manufacture.
[0010]
[Means for Solving the Problems and Effects of the Invention]
Therefore, as a result of extensive research and trial and error, the present inventor has come up with the idea of using a hydrogen-containing magnesium raw material (hereinafter referred to as “Mg raw material” as appropriate). It came to be completed.
(Magnesium alloy porous casting)
The magnesium alloy porous body casting of the present invention (hereinafter simply referred to as “porous body” where appropriate) is 6 to 40% by mass of Al and 15 ppm or more of H when the total is 100% by mass. The balance consists of magnesium (Mg) and inevitable impurities In the process of preparing a molten metal alloy (hereinafter referred to as “Mg alloy molten metal” as appropriate), and in the process of cooling and solidifying the molten Mg alloy, hydrogen gas (H ₂ And a solidification step in which a large number of pores are formed in the inside, and is made of a porous body having a porosity of 5 to 85% by volume when the whole is 100% by volume. .
[0011]
Since the porous body of the present invention contains light-weight Mg as a main component and also contains 5 to 85% by volume of pores, it is apparently lighter (low density). ing.
If this porous body is used, the weight of various members can be reduced compared to the conventional case, and for example, lightweight and highly rigid members can be easily obtained. Moreover, in addition to the above weight reduction, it is possible to obtain a shock absorber, a heat insulating material, a soundproofing material, a sound deadening material, and the like that are higher than ever by utilizing the porous material. Further, the casting made of the porous body can be obtained with less casting defects such as shrinkage and cracking at the time of casting, which have been difficult to suppress and control.
[0012]
(Manufacturing method of magnesium alloy porous body casting)
The present invention can be grasped not only as the porous body but also as a production method for easily and efficiently obtaining the porous body.
That is, in the present invention, when the whole is 100% by mass, 6 to 40% by mass of Al and 15 ppm or more of H and The balance consists of magnesium (Mg) and inevitable impurities In the process of preparing a molten metal for preparing a molten Mg alloy and in the process of cooling and solidifying the molten alloy of Mg, hydrogen gas (H ₂ And a solidification step in which a large number of pores are formed in the interior, and a method for producing a magnesium alloy porous body casting may be used.
[0013]
Furthermore, in the present invention, based on the above, Mg is the main component, 15 to 100 ppm of unfoamed H and Al are added. 6 Obtained through a melt preparation step of preparing a molten Mg alloy containing at least 40 mass% and a solidification step of pouring the Mg alloy melt into a mold and cooling and solidifying the molten Mg alloy during the solidification step. Hydrogen gas (H from the molten metal) ₂ Is a porous body having a porosity of 5 to 85% by volume, in which pores are formed by releasing casting Or it can also be set as the manufacturing method.
[0014]
By the way, in the case of the present invention, the details of why a good porous body is easily obtained are not necessarily clear, but the present situation is considered as follows.
First, Mg is a metal that easily absorbs H, and the hydrogen solubility in Mg is high. In contrast, Al is less likely to contain H than Mg, and hydrogen solubility is lower in Mg-Al alloys in which Al is added to Mg than in Mg.
[0015]
The hydrogen solubility of Mg becomes higher in the liquid phase than in the solid phase as the temperature increases. In particular, when the phase is transformed from the solid phase to the liquid phase, the hydrogen solubility rapidly increases. Conversely, when the phase is transformed from the liquid phase to the solid phase, the hydrogen solubility is rapidly reduced. For example, even if a Mg raw material (solid phase) with a high H content is heated to form a molten metal (liquid phase), it acts in a direction in which the hydrogen solubility rapidly increases due to phase transformation. ₂ Will not be released. Similarly, even in the case of an Mg-Al alloy melt prepared by adding an Al raw material to a molten Mg or heating an Mg raw material and an Al raw material together, ₂ Will not be released.
[0016]
Next, the molten Mg—Al alloy is poured into a mold or the like and cooled. Then, since the amount of Mg is larger than the amount of Al in the molten metal, the α-Mg phase is first crystallized. Usually, this crystallization of α-Mg phase causes H ₂ Will not be released. Even if the H content in the α-Mg phase (solid phase) is in a saturated state, excess H is dissolved and absorbed in the molten metal having an extremely large hydrogen solubility around it. is there.
When the crystallization of the α-Mg phase proceeds and the liquid phase composition in the molten metal reaches the eutectic point of Mg and Al, the eutectic of Mg and Al crystallizes out. As a result, surplus H is further driven into the molten alloy around it. On the other hand, as the solidification progresses, surplus hydrogen exceeding the hydrogen solubility in the residual liquid starts to foam as hydrogen gas.
[0017]
And when the Mg-Al alloy molten metal containing high concentration of H finally solidifies, the hydrogen solubility rapidly decreases based on the phase transformation, so that the excess H that becomes supersaturated with respect to the solid phase is H ₂ It is thought that it is released at once as gas. According to the inventor's experiment, this H ₂ The temperature at which the foaming finally occurs was about 437 ° C.
Here, in the present invention, H is H ₂ The timing of releasing as gas is just before the end of solidification of the molten metal, that is, when the solid phase ratio in the molten metal is high. Therefore, the viscosity of the molten metal is considerably high, and the H released from the eutectic part ₂ Cannot easily escape to the outside of the melt. Therefore, the released H ₂ However, the remaining molten metal is solidified while being encapsulated in the high-viscosity molten metal.
[0018]
This H ₂ When Mg is released, the molten Mg-Al alloy is in a solid-liquid coexistence state (semi-molten state), and the surrounding of the solid phase is almost uniformly surrounded by the liquid phase (so-called bowl-like shape). . And when this molten alloy completes solidification, ₂ Is released from the liquid phase portion distributed almost uniformly in the casting. Thus, it is considered that a porous body in which substantially spherical pores are dispersed almost uniformly throughout the casting is formed.
[0019]
It should be noted that, as in the prior art described above, a foaming agent is used, ₂ When the foam is foamed, the foaming time is shifted from the solidification time. For this reason, if the foaming agent is foamed by easily raising the temperature of the molten metal or the like, the generated H ₂ May easily dissipate to the outside from a melt having a low viscosity at a high temperature. Therefore, foamed H ₂ Therefore, it is necessary to use a thickener or the like, or to foam in the closed cavity to prevent gas release.
On the other hand, in the case of the present invention, the supersaturated H is converted to H by utilizing the difference in hydrogen solubility generated when the Mg alloy (particularly, Mg—Al alloy) undergoes a phase transformation from the liquid phase to the solid phase. ₂ As the foaming time is most noticeable immediately before completion of solidification of the molten alloy, a porous body in which substantially spherical pores are dispersed almost uniformly can be easily obtained. For reference, a solubility curve (one example) showing the relationship between the hydrogen solubility in Mg alloy and the temperature is shown in FIG. From FIG. 7, it can be seen that the hydrogen solubility of the Mg—Al alloy is lower than the hydrogen solubility of pure Mg, and that the hydrogen solubility sharply decreases due to phase transformation from the liquid phase to the solid phase.
Incidentally, alloys containing alloy elements other than Al (in FIG. 7 Mg -Ni alloy) has higher hydrogen solubility than pure Mg, and it is apparent that Mg alloy ingot is more easily contained in Mg alloy melt when Mg alloy ingot is used as Mg raw material than pure Mg ingot.
[0020]
By the way, at the final stage of such solidification, H ₂ Is presupposed to be supersaturated with respect to the hydrogen solubility of the solid phase in the melt before completion of solidification. Therefore, the H content in the Mg raw material and the ratio of the Al raw material to be added or blended are preferably adjusted so that H becomes supersaturated at the final stage of such solidification.
[0021]
The H content in the molten Mg alloy is desirably 15 ppm or more. If it is less than this, H from the molten Mg-Al alloy will be added. ₂ This is because sufficient foaming is not achieved. The H content is preferably 20 ppm or more, 25 ppm or more, 30 ppm or more, 40 ppm or more, 50 ppm or more, and preferably 60 ppm or more.
In the present invention, the upper limit of the H content is not particularly problematic. Although depending on the Al content, the higher the H content, the higher the porosity. However, if the H content in the molten Mg alloy is increased too much, foaming occurs in the cooling process before the start of solidification or immediately after the start of solidification, and the H foams from the melt with low viscosity. ₂ May be released. Therefore, the H content is H as described above. ₂ The degree of foaming is preferably close to the progress of solidification of the melt and the completion of solidification.
[0022]
The H content in the molten Mg alloy is also greatly affected by the amount of hydrogen dissolved in the Mg raw material. For example, when a pure magnesium ingot (hereinafter referred to as “pure Mg ingot” as appropriate) is used as an Mg raw material, it contains H at a maximum of about 50 ppm. When a magnesium alloy ingot (hereinafter, referred to as “Mg alloy ingot” as appropriate) is used as an Mg raw material, although depending on the type of alloy element and the amount of alloy, the hydrogen solubility becomes higher, so H of about 100 ppm at maximum is added. Contains.
[0023]
Of course, the supply source of H into the molten Mg alloy is not limited to these Mg raw materials. For example, as a supply source of H, a hydride (for example, titanium hydride) or the like may be added to the molten Mg alloy to increase the H content. Further, the H content in the molten Mg alloy may be increased by using both the Mg raw material containing H and the hydride as the H supply source. In addition, since the hydrogen solubility of the molten Mg alloy is large, the Mg alloy can also be used by using an ingot with a large amount of adsorbed gas (for example, a small ingot) as a raw material, spraying steam on the molten metal, stirring the molten metal, etc. The H content in the molten metal can be easily increased. In any case, by such a method, the amount of hydrogen dissolved in the molten Mg alloy can be increased in the molten metal preparation step of the present invention (hydrogen increasing step).
[0024]
It should be noted that the present invention is based on the rapid decrease in hydrogen solubility accompanying the phase change. ₂ The foaming agent such as hydride is not directly foamed. For this reason, even if a hydride or the like is used, the amount used may be small.
Furthermore, since Mg and Mg alloys originally tend to contain H, it is inherently easy to obtain Mg raw materials such as pure Mg ingots and Mg alloy ingots containing H sufficient for foaming. In addition, such ingots and the like can be obtained at low cost because the usual degassing of H can be omitted or labor can be saved. If such an ingot or the like is used as a raw material and a magnesium alloy porous body is mass-produced industrially, there is no need to add a hydride or the like into the molten Mg alloy, and a porous body having a large porosity is generally used. It can be easily obtained at a lower cost while using a conventional casting equipment. Incidentally, the H content of the pure Mg ingot thus obtained is, for example, 15 ppm or more, and the H content of the Mg alloy ingot is, for example, 30 ppm or more. In particular, an Mg alloy containing an alloy element (solubility improving element) other than Al often contains more H because its hydrogen solubility is higher than that of pure Mg.
[0025]
The higher the H content in the molten Mg alloy, the easier it is to foam and a lower density porous body can be obtained. The H content depends on the density of the desired porous body, the amount of Al to be added or blended, the manufacturing process. In consideration of (for example, the cooling rate in the solidification process) and the like, it is preferable that it should be determined freely.
However, it is usually difficult to adjust the H content in the molten Mg alloy using only the Mg raw material without adding a hydride or the like. Therefore, while using an inexpensive pure Mg ingot containing H, the amount of Al, the cooling rate during the solidification process, etc. are controlled, and H ₂ It is preferable to adjust the amount of foaming and the form of pores.
[0026]
For example, when the H content in the Mg raw material is 15 ppm or more, the Al content in the molten alloy is 100% by mass as a whole. 6 It is more preferable to set it to -40 mass%, 10-40 mass%, and also 15-30 mass%.
If the amount of Al is less than 6% by mass, the difference in hydrogen solubility between the Mg raw material and the molten Mg-Al alloy is small and the amount of eutectic crystallization is reduced. ₂ It is difficult to sufficiently foam. On the other hand, when the Al content exceeds 40% by mass, the amount of H-containing Mg raw material decreases, so the H content in the molten alloy also decreases relatively. ₂ It is difficult to sufficiently foam. In addition, if the Al amount exceeds 40% by mass, the amount of fragile Mg—Al compound crystallized increases, which leads to a decrease in the mechanical properties of the porous body.
[0027]
The porous body of the present invention can be obtained by an ordinary casting method using, for example, a general casting facility. However, if the molten alloy is cooled too quickly, H diffusion, H ₂ There will be insufficient gas nucleation. As a result, H ₂ The solidification process is completed shortly before the release of, and it becomes difficult to obtain a good porous body in which the pores are uniformly dispersed.
[0028]
From this viewpoint, the cooling rate in the solidification process is preferably 10 ° C./sec or less, and desirably 5 ° C./sec or less. On the other hand, if the cooling rate is too slow, the bonding of the foamed hydrogen gas proceeds and coarse pores are formed, leading to a decrease in the mechanical properties of the porous body and a long time for producing the porous body. It takes time and productivity decreases. From such a viewpoint, the cooling rate is preferably 0.1 ° C./sec or more, and preferably 0.2 ° C./sec or more. That is, the cooling rate is preferably 0.1 to 10 ° C./sec, more preferably 0.2 to 5 ° C./sec.
[0029]
In addition, the use, form, etc. of the porous body which concerns on this invention do not matter. As described above, it may be used to reduce the weight of the structural member, or may be used as an impact absorbing material, a heat insulating material, a soundproofing / silencing material, or the like. Further, regardless of its form, it may be a plate-like, rod-like, lump-like material, or a processed product obtained by processing them.
Also, hydrogen is used as the pore-forming element (gas) of the porous body because, unlike oxygen and nitrogen, hydrogen is the only one that does not react easily with Mg and has high solubility in Mg. It is. By the way, in this specification, an expression such as “H is dissolved” is used uniformly, but this includes not only in the liquid phase but also in the solid phase. (When it is in a solid solution state) is also included as appropriate.
[0030]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the present invention will be described in more detail with reference to embodiments. The contents described below are applicable not only to the porous body according to the present invention but also to the production method thereof.
(1) Mg raw material and Al raw material
The Mg raw material and Al raw material used for the preparation of the Mg—Al alloy molten metal are not particularly limited. It is sufficient to obtain a molten Mg alloy that causes foaming in the solidification process. Of course, a pure Mg ingot or Mg alloy ingot containing 15 ppm or more of H is preferable because supply of H into the molten Mg alloy can be omitted separately. However, even if this is not the case, a desired H content may be ensured in the molten Mg alloy by adding a hydride or the like.
[0031]
Of course, it is preferable that the commercially available Mg ingot or the like contains H from the beginning because raw material costs are reduced. In addition, by using Mg raw material containing H, there is no need to carry out operations involving danger such as blowing H into the molten alloy, and there is no need for special and expensive equipments, foaming agents, etc. It is not necessary to use a large amount.
[0032]
The Mg raw material is not limited to the ingot, but may be a granular material or powder obtained by roughly pulverizing it. However, although depending on the additive element of the Mg raw material, etc., the Mg raw material is basically very active, so handling with a powder having a large surface area is poor. In consideration of heating and melting in any form, the Mg raw material is preferably an Mg or Mg alloy ingot which is excellent in handleability and easily available.
The Mg raw material and the Al raw material are not limited to the pure Mg and pure Al, and may appropriately contain an element that improves the characteristics of the magnesium alloy. Such elements include Mn, Zn, Sn, Sr, Sb, Zr, Ca, Si, rare earth elements (RE) and the like in addition to Al.
[0033]
In particular, in the case of an Mg raw material, an Mg alloy ingot made of a magnesium alloy containing a solubility improving element that increases hydrogen solubility relative to pure magnesium is preferable. Such a solubility improving element is basically an element other than Al. Specifically, there are Ni, Mn, Ca, Sr, Zn, Sn, Cu, Sb, Zr, and the like. The solubility enhancing element is preferably composed of one or more of them.
[0034]
Among these elements, for example, Mn is an element effective for removing impurities such as Fe that cause corrosion, and is an element that can improve the corrosion resistance of the porous body. It is preferable that 0.1 to 2% by mass of Mn is contained in the molten alloy. If Mn is less than 0.1% by mass, there is almost no effect. On the other hand, since Mn is an element with high hydrogen solubility, ₂ In order to effectively release the content, Mn is preferably 2% by mass or less.
Zn is an element that exhibits the same effect as Mn and improves the room temperature strength of the porous body. For the same reason as Mn, Zn is preferably 0 to 10% by mass.
[0035]
Zr is an element that refines the crystallized α-Mg crystal grains and is effective for uniform dispersion of pores, and improves the mechanical properties of the porous body. Zr is preferably 0 to 1% by mass. If the amount is too small, the effect is not obtained. If the amount is too large, the melting point of the molten alloy is increased and the castability is deteriorated.
Ca and Si are elements that improve heat resistance such as high-temperature strength and creep characteristics of the porous body. From this viewpoint, it is preferable that Ca is 0 to 5% by mass and Si is 0 to 2% by mass.
RE is an element that improves the corrosion resistance and heat resistance of the porous body. From this viewpoint, RE is preferably 0 to 5% by mass.
[0036]
Incidentally, Ca, Si, RE, etc. are also elements that increase the viscosity of the molten alloy. Therefore, it is preferable that the Mg alloy melt contains these elements as thickeners, for example, 0.1 to 10% by mass in total, and further 0.5 to 5% by mass when the total is 100% by mass. . If these elements are less than 0.1% by mass, the effect is not obtained, and if it exceeds 10% by mass, the molten alloy becomes too viscous and the castability deteriorates.
[0037]
Since the porous body of the present invention is also made of an Mg alloy, the corrosion resistance is also important in view of its practicality. From this viewpoint, it is preferable that the porous body of the present invention does not contain an element that causes corrosion. For example, it is preferable that Ti, Cr, Fe, Ni, Cu and the like are not substantially contained, or that each element is 1% by mass or less. Note that “substantially does not include” means that it is not excluded until those elements are included as inevitable impurities.
[0038]
Here, Ni, Mn, and the like are elements that increase the hydrogen solubility in the Mg raw material. For this reason, if Mg raw material which consists of Mg alloy containing those elements is used, it will become possible to supply more H into molten Mg alloy. On the other hand, Ni, Mn, etc. increase the amount of hydrogen dissolved in the Mg alloy (solid phase), so at first glance, H during the solidification process. ₂ It seems to prevent the foaming. However, in the present invention, since a relatively large amount of Al is contained in the molten Mg alloy, such a situation is avoided. This is because in the molten Mg alloy, Al forms a compound with Ni, Mn, etc., and settles to the lower part of the crucible, etc., and the concentration of Ni, Mn, etc. in the molten Mg alloy decreases. In addition, since the Al concentration in the molten Mg alloy is high, the hydrogen solubility is remarkably lowered, and sufficient foaming is generated during the solidification process. In addition, the corrosion element such as Ni precipitates by forming a compound with Al in this way, and its concentration is lowered. Therefore, even if an Mg raw material containing Ni or the like is used, the corrosion resistance of the porous body is lowered. Is suppressed.
[0039]
(2) Porosity
The porosity is a volume ratio of pores in the porous body, and is specifically determined as follows.
A porous body is produced by casting a molten Mg—Al alloy in a mold of a predetermined size. The weight and volume of the obtained casting are measured to determine the density (ρ) of the porous body. Similarly, a sound (non-porous) Mg—Al alloy casting is produced and its density (true density: ρ ₀ ) And these both densities (ρ, ρ ₀ ) To 1- (ρ / ρ ₀ ) To obtain the porosity.
[0040]
In the case of the porous body of the present invention, the porosity is, for example, 5 to 85% by volume. If it is less than 5% by volume, it is not possible to sufficiently reduce the weight of the structural member, impact absorption, heat insulation or sound absorption. On the other hand, if the porosity exceeds 85% by volume, it becomes difficult to produce the porous body at low cost by the production method of the present invention described above. In consideration of productivity, strength, lightness, etc., the porosity is more preferably 10 to 70% by volume.
[0041]
(3) Melt preparation process
As long as the molten Mg alloy prepared in the molten metal preparation step of the present invention is a Mg—Al alloy molten metal containing a predetermined amount or more of H, the raw material to be used, the supply source of H, etc. are not limited. However, as described above, this molten metal preparation step is a step of obtaining a molten Mg alloy by melting at least an Mg raw material containing Mg as a main component and containing 15 ppm or more of H and an aluminum raw material containing Al as a main component (Al raw material). It is preferable because the porous body of the present invention can be easily produced at low cost.
[0042]
Moreover, the specific melting method etc. are not ask | required. For example, the Mg raw material and the Al raw material may be heated and melted from the beginning, or after the Mg raw material is first heated and melted, the Al raw material may be added thereto. The same applies to the case where other elements are blended or added.
The heating method is not particularly limited, and heating may be performed with an electric furnace, or a high-frequency heating furnace may be used. However, since Mg alloy melt is active, SF ₆ It is preferable to perform the molten metal preparation step in an oxidizing / combustion-preventing atmosphere by spraying a flameproof gas such as a gas or an inert gas or using a flux.
[0043]
(4) Solidification process
The solidification step is usually performed by pouring or injecting molten Mg alloy into a mold. This mold may be a sand mold or a mold. Various molds such as steel and copper can be used. And it is also possible to change the material of the mold, adjust the cooling rate of the molten Mg alloy, and control the form of the holes formed. For example, when the cooling rate is lowered using a sand mold, fine bubbles released from the Mg—Al eutectic are combined to form large bubbles, so that a porous body having large pores can be obtained. On the other hand, when the cooling rate is increased using a copper mold with excellent heat dissipation, the molten Mg alloy solidifies in a state where fine bubbles are released uniformly, so that a porous body in which fine pores are uniformly dispersed Is obtained. It should be noted that such control of the holes can also be performed by applying pressure during casting. For example, when pressure casting such as die casting is performed, the generation of bubbles is suppressed and a porous body in which fine pores are uniformly dispersed is easily obtained as compared with casting in an atmospheric pressure. Conversely, if casting is performed under reduced pressure, a porous body having large pores can be easily obtained.
[0044]
Further, by partially changing the cooling rate of the molten Mg alloy during this solidification step, for example, a porous body having a dense layer substantially free of the pores in the vicinity of the outer surface is obtained. Magnesium alloy porous body is super lightweight and can exhibit various excellent characteristics, but when pores appear on its outer surface, the appearance deteriorates, and that part becomes the starting point of fatigue fracture It is not preferable. Therefore, it is preferable that a dense layer substantially free of pores is formed in the vicinity of the outer surface of the porous body (there is not necessarily the entire surface).
[0045]
Such a dense layer is obtained, for example, as follows. That is, in the solidification process, by suppressing the generation of vacancies by quenching only the vicinity of the cavity wall surface of the mold poured with molten Mg alloy so that the vacancies do not substantially exist near the outer surface. good.
[0046]
When the molten Mg alloy of the present invention is cooled, it is apparent from the Mg—Al phase diagram and the like that α-Mg primary crystals are crystallized first. However, if a large mold with fast heat transfer and a large heat capacity is used as a mold or forced cooling is performed to increase the cooling rate too much, ₂ The whole solidifies soon after the foaming. On the other hand, if a mold with a too slow heat transfer and a small heat capacity is used, foaming occurs near the cavity wall surface, gas is released to the outside of the casting, and pores are formed on the outer surface of the porous body (casting). Appears. Therefore, by increasing the cooling rate only in the vicinity of the cavity wall surface, a dense layer can be formed, and the release of gas to the outside can be prevented. On the contrary, since the internal cooling rate is slower than that part, ₂ Foams. Such control of the cooling rate can be achieved, for example, by using a metal mold having a high heat transfer and reducing the thickness appropriately to reduce the heat capacity. In addition, the thickness of the dense layer can be controlled by adjusting the cooling rate in the vicinity of the cavity wall surface by changing the size of the heat capacity.
[0047]
(5) Application
As described above, the porous body of the present invention is used for a lightweight structural member, an impact absorbing member, a soundproofing / silencing member, a heat insulating material, and the like. More specifically, it is used for automobile bumpers, soundproof and heat insulating walls, crash boxes, energy absorption pots, artificial bones and the like. Moreover, since the porous body of the present invention has a large number of pores, it is easy to suppress casting defects such as shrinkage and casting cracks during casting. Furthermore, by forming a dense layer on the outer surface of the porous body, the appearance is excellent and the strength can be improved.
[0048]
【Example】
Next, an Example is given and this invention is demonstrated more concretely.
Example 1
A porous body (Example 1) according to the present invention was produced as follows.
First, as raw materials, pure Mg (purity 99.9%, hydrogen content 25 ppm: Mg raw material) manufactured by Nanjing Ube Magnesium Co., Ltd. (Ube Industries) and pure Al (purity 99.99%: Al) manufactured by Fukuoka Aluminum Industry Co., Ltd. Raw material).
[0049]
These raw materials are put in a crucible made of stainless steel (SUS430), heated in a siliconite electric furnace, and the amount of Al is adjusted every 5% within a range of 5 to 40% (unit: mass%, the same applies hereinafter). Was melted (molten metal preparation step). During this melting, a small amount of sulfur hexafluoride (SF) is used to prevent oxidative combustion of the molten Mg alloy. ₆ ) Gas was sprayed on the surface. And the molten alloy heated to 750 degreeC was fully stirred with the iron paddle. In addition, the degassing process was not performed at this time.
[0050]
After the obtained molten Mg alloy was kept calm for 10 minutes, the crucible was taken out of the furnace, the molten Mg alloy having a molten metal temperature of 700 ° C. was poured into a shell sand mold having a diameter of 30 mm and a height of 50 mm, and a small amount of SF was applied to the molten metal surface. ₆ The gas was cooled and solidified by being cooled (solidification step). The cooling rate at this time was 0.8 ° C./sec.
The cooling rate was calculated as an average cooling rate by measuring a cooling curve with a thermocouple attached to the shell sand mold and obtaining a time from 600 ° C. to 400 ° C. (the same applies to other molds).
The obtained casting (porous body) was taken out from the sand mold, and each cross section was observed for each sample having a different amount of Al. And the porosity was calculated | required about each sample with the method mentioned above. The relationship between the porosity thus obtained and the Al content in the molten alloy is shown in FIG. Moreover, the longitudinal cross-section structure | tissue photograph of the porous body which consists of Mg-20% Al alloy is shown in FIG.
[0051]
As can be seen from FIG. 1, when Al is 5% by mass or less, the porosity is low, and H is contained in the casting. ₂ Spherical vacancies attributed to the surface were hardly observed. However, the porosity increased as Al increased from 6% by mass. And when Al amount was 25-30 mass%, the porosity became 50-60% and showed the maximum value. When the Al content was further increased, the porosity showed a tendency to slightly decrease.
From this, the amount of Al 6 It was revealed that a desired porous body having a porosity of about 5 to 60% can be obtained by adjusting the content in the range of ˜40 mass%, more preferably in the range of 15 to 30 mass%.
[0052]
(Example 2)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy of Mg-25% Al was produced. This molten alloy (melt temperature: 700 ° C.) was poured into a plurality of molds and solidified. The prepared molds are a copper mold (2 × 50 × 150 × mm: 20 × 30 × 150 mm), a cast iron ship mold (φ20 × 100 mm: 30 × 40 × 190 mm), and a shell sand mold (φ30 × 50 mm: φ50 × 100 mm), which are different in material and size. Each dimension is a cavity shape. The cooling rates when using each mold are, in order, 70 ° C./sec, 28 ° C./sec, 8.2 ° C./sec, 2.4 ° C./sec, 0.8 ° C./sec, and 0.15 ° C./sec. Met.
[0053]
And the obtained casting was taken out from the casting_mold | template and it calculated | required each porosity similarly to Example 1. FIG. FIG. 3 shows the relationship between the cooling rate thus obtained and the porosity.
When the cooling rate increased beyond 10 ° C./sec, the porosity became very small, and the formed pores were fine. However, as the cooling rate decreased in order, the porosity increased and the number of holes formed increased.
From this, it was found that when the cooling rate was adjusted in the range of 0.1 to 10 ° C./sec, a desired porous body having a porosity in the range of 5 to 70% was obtained. In addition, what is necessary is just to adjust a cooling rate in the range of 0.3-5 degreeC / sec in order to obtain the porous body with the comparatively large porosity formed.
[0054]
(Example 3)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy of Mg-20% Al was melted. And 0.5 mass% Ca was added in this alloy molten metal (molten metal temperature 750 degreeC), and it agitated similarly to Example 1. FIG. This molten alloy (melt temperature: 700 ° C.) was poured into the shell sand mold of Example 1 and solidified. The cooling rate was 0.8 ° C./sec, the same as in Example 1.
The obtained casting was taken out of the mold and the porosity was determined in the same manner as in Example 1. As a result, it was about 50%. Comparing the porosity of the sample of this example and the sample of Example 1 having the same Al content, it was found that the porosity of the sample of this example was about 3% larger. This is presumably because the viscosity of the molten alloy increased due to the addition of Ca to the molten alloy, and the gas generated during solidification was suppressed from being discharged to the outside.
[0055]
(Example 4)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy was melted, and Mn was added to the molten alloy (melt temperature 750 ° C.) and stirred to prepare a molten alloy of Mg-12% Al-0.5% Mn. did. This molten alloy (melt temperature: 700 ° C.) was poured into a mold having ribs as shown in FIG. 4 and solidified. The thickness of this mold is 5 mm, and the thickness of the rib portion is 3 mm. The cooling rate at the central portion of the plate thickness at the portion with the ribs was about 8 ° C./sec.
When a molten alloy having the same composition as above containing no H is poured into a mold and solidified, the resulting casting is likely to cause a casting crack in the vicinity of the rib root, as shown in FIG. However, in the case of this example, as shown in FIG. 4B, no casting crack or the like occurred in any part.
[0056]
The cause of the occurrence of casting cracks as shown in FIG. 4A is considered to be due to stress concentration due to solidification shrinkage and surface shrinkage occurring at the root portion (L portion) of the rib. In the case of the present embodiment, as shown in FIG. ₂ Since the casting is expanded and the casting is expanded, the surface is not drawn as shown in FIG. 4A, and the stress concentration is remarkably reduced at the rib portion. For this reason, even if it is a casting shape in which casting cracks are likely to occur frequently in the past, when the molten Mg alloy of the present invention is used, it is possible to obtain a casting with a small number of casting cracks containing spherical bubbles inside.
In the case of this example, fine spherical voids were generated inside the casting, but the influence on the mechanical properties was small. Specifically, the porosity (porosity) is as small as about 5 to 8%, the shape of the bubbles is spherical and fine, and stress concentration hardly occurs.
[0057]
(Example 5)
After melting the commercially available pure Mg ingot used in Example 1, the powdered titanium hydride (TiH at a molten metal temperature of 700 ° C. ₂ ) Was added in an amount of 0.05 mass%, followed by stirring (hydrogen increasing step). The titanium hydride used is a commercial product manufactured by Kojundo Chemical Co., Ltd. (the same applies hereinafter).
Further, 15% by mass of commercially available pure Al used in Example 1 was added to the molten metal, followed by stirring. During this melting and stirring, a small amount of SF is applied to the molten metal surface to prevent oxidation and combustion. ₆ The gas was blown. Thus, a molten Mg alloy was obtained.
The molten metal was kept calm for 10 minutes at a molten metal temperature of 700 ° C., and then the crucible was taken out of the furnace and immediately poured into a shell sand mold (φ30 × 50 mm). The cooling rate at this time was 0.8 ° C./sec. As a result, a porous body having a porosity of about 40% was obtained. Incidentally, the amount of Ti remaining in the porous body was as small as 0.01%.
[0058]
As is clear from the case of Example 1, even when Al is about 15% by mass, the porosity of this example is about twice as large. This is because the H content in the molten Mg alloy was positively increased by adding a small amount of titanium hydride. Instead of the titanium hydride, a hydride such as calcium hydride, lithium hydride, magnesium hydride, or other compounds that decompose in a molten metal to release hydrogen may be used. Furthermore, a wet gas may be sprayed onto the molten Mg alloy, or may be blown into the molten metal, or an ingot having a large amount of adsorbed gas may be used as the Mg raw material. There are various methods for increasing the hydrogen content. Moreover, if an Mg ingot having a high hydrogen content is used in advance, a molten Mg alloy in which the hydrogen dissolution amount is saturated by a small amount of hydrogen addition or the like can be obtained. Specifically, sufficient effects can be obtained by spraying the wet gas, using a small ingot with a large amount of adsorbed gas, or the like.
[0059]
Here, since Mg has a risk of combustion and explosion, it is desirable to select a safe method. However, in this example, it is sufficient to increase the amount of H dissolved in the molten Mg alloy, and it is not necessary to foam at the melt preparation process stage, so it is much safer than the conventional method, General casting equipment is sufficient.
[0060]
(Example 6)
Using the commercially available pure Mg ingot used in Example 1 and commercially available pure Ni (solubility improving element), a molten Mg-3% Ni alloy was melted. To here, molten titanium hydride (TiH) at a molten metal temperature of 700 ° C. ₂ ) Was added and stirred. After this molten metal was kept calm at a molten metal temperature of 700 ° C. for 10 minutes, the crucible was taken out of the furnace and immediately poured into an ingot mold. Thus, an Mg-3% Ni alloy ingot (Mg alloy ingot) was obtained. The amount of hydrogen dissolved in this Mg alloy ingot was 60 ppm.
[0061]
This Mg alloy ingot was used as a Mg raw material. And the commercially available pure Al lump (Al raw material) used in Example 1 was added to the molten metal which melt | dissolved this. After this was heated to a molten metal temperature of 700 ° C., the molten metal was stirred using an iron paddle to obtain a molten Mg alloy of Mg-15% Al-2.5% Ni. At the time of melting and stirring at this time, a small amount of SF is applied to the molten metal surface in order to prevent oxidation and combustion. ₆ The gas was blown. Thus, a molten Mg alloy was obtained.
After this molten metal was kept calm at a molten metal temperature of 700 ° C. for 10 minutes, the crucible was taken out of the furnace and immediately poured into a shell sand mold (φ30 × 50 mm). The cooling rate at this time was 0.8 ° C./sec. As a result, a porous body having a porosity of about 60% was obtained. The composition of this porous body was Mg-12% Al-0.5% Ni. Incidentally, many Al—Ni compounds were precipitated at the bottom of the melting crucible.
[0062]
In this example, first, the hydrogen solubility was improved by the addition of Ni, and then an Mg alloy ingot whose amount of hydrogen dissolution was increased by the addition of a small amount of titanium hydride was used as the Mg raw material. Therefore, the hydrogen dissolution amount of the Mg raw material has actually increased significantly compared to the cases of Example 1 and Example 5. Thus, in this example, as apparent from the comparison with Example 5, the porosity of the obtained porous body was greatly improved while the Al amount in the molten Mg alloy and the casting conditions were substantially the same. It became.
[0063]
(Example 7)
In Example 6 described above, the case where the porous body is manufactured using the Mg alloy ingot containing H as the Mg raw material has been described. However, even if the casting of the Mg alloy ingot is omitted, the same porous body as in Example 6 is obtained. can get.
That is, a molten Mg-3% Ni alloy was melted using the commercially available pure Mg ingot used in Example 1 and a commercially available pure Ni (solubility improving element). Titanium hydride (TiH ₂ ) Is added and stirred. Here, the commercially available pure Al lump (Al raw material) used in Example 1 was added to the molten Mg-Ni alloy as it was without forming into an ingot, so that Al was 15% by mass. While the temperature of this molten metal was 700 ° C., the molten metal was stirred using an iron paddle to obtain a molten Mg alloy of Mg-15% Al-2.5% Ni. During melting and stirring, a small amount of SF is applied to the molten metal surface to prevent oxidation and combustion. ₆ The gas was blown.
[0064]
After this molten metal was kept calm at a molten metal temperature of 680 ° C. for 10 minutes, the crucible was taken out of the furnace and immediately poured into a shell sand mold (φ30 × 50 mm). The cooling rate at this time was 0.8 ° C./sec. As a result, a porous body having a porosity of about 60% similar to that of Example 6 was obtained. The composition of this porous body was also Mg-12% Al-0.5% Ni. In this case as well, a lot of Al—Ni compounds were precipitated in the lower part of the melting crucible.
When a Mg alloy ingot having a high H content can be easily obtained at a low cost as an Mg raw material as in Example 6, it is preferable to produce a porous Mg alloy using the Mg raw material. However, even if this is not the case, the same porous material can be easily obtained even in the present embodiment.
[0065]
(Example 8)
After melting the commercially available pure Mg ingot used in Example 1, the powdered titanium hydride (TiH at a molten metal temperature of 700 ° C. ₂ ) Was added in an amount of 0.05 mass%, followed by stirring (hydrogen increasing step).
Further, 15% by mass of commercially available pure Al used in Example 1 was added to the molten metal, followed by stirring. During this melting and stirring, a small amount of SF is applied to the molten metal surface to prevent oxidation and combustion. ₆ The gas was blown. Thus, a molten Mg alloy was obtained.
The molten Mg alloy was kept calm for 10 minutes at a molten metal temperature of 700 ° C., and then the crucible was taken out of the furnace and immediately poured into a stainless steel pipe having an outer diameter of 20 mm, an inner diameter of 19 mm, and a height of 100 mm. The overall cooling rate at this time was 2.0 ° C./sec. As a result, a porous body having a porosity of 40% was obtained. A longitudinal cross-sectional photograph of this porous body is shown in FIG. As is clear from FIG. 5, a large number of holes are distributed from the center of the shaft toward the outer periphery. On the other hand, there was no void near the outer peripheral surface, and the surface was smooth. That is, a dense layer as used in the present invention was formed near the outer peripheral surface.
[0066]
Such a dense layer is formed when the molten Mg alloy poured into the pipe-shaped mold comes into contact with the cavity wall surface of the mold (inner wall surface of the mold) and cools at that part. This is thought to be due to the fact that the casting proceeded rapidly and a casting having a surface layer without foaming was formed on the surface. On the other hand, the pipe-shaped mold used has a very small heat capacity because it has a very thin thickness of 0.5 mm. For this reason, the internal cooling rate is slower than that, and it is considered that sufficient foaming and expansion occurred inside.
The cooling rate in this embodiment is 2.0 ° C./sec as described above, but the local cooling rate in the vicinity of the cavity wall surface of the mold is about 10 ° C./sec. Is considered to be about 1.0 ° C./sec.
[0067]
However, when manufacturing such a porous body, it is difficult to specify a preferable cooling rate for each part. This is because the preferable range varies depending on the H content, the composition of the molten Mg alloy (the composition of the solubility improving element, the Al content), and the like.
In the present embodiment, a thin metal mold is used, but a similar porous body can be formed even with a thick metal mold or a sand mold. For example, in the case of using a thick metal mold, it may be heated in advance to an appropriate temperature so as to slow down the internal cooling rate (preheating step). By devising the heat capacity, heat transfer, heat dissipation, etc. of the mold, it is possible not only to form a dense layer, but also to control the thickness of the dense layer and to adjust the size and porosity of internal vacancies. Become.
Therefore, another porous body having a dense layer and a larger porosity was manufactured, and a cross-sectional photograph thereof is shown in FIG. This porous body was 60% by volume at φ50 × 50 mm.
[0068]
As described above, according to the present invention, a magnesium alloy porous body in which pores are substantially uniformly dispersed can be obtained easily and inexpensively. Here, the porosity in the porous body can be controlled by adjusting the H content and the Al content in the Mg alloy molten metal and the cooling rate thereof. For example, in order to increase the porosity, an Mg raw material such as an Mg alloy ingot containing Ni, Mn or the like and having a high hydrogen solubility and containing a large amount of H may be used. Further, titanium hydride or the like may be added to the molten Mg alloy to increase the H content in the molten Mg alloy. And in order to reduce the hydrogen solubility of Mg alloy (solid phase), sufficient Al is contained in the molten Mg alloy. H ₂ The molten Mg alloy is cooled at a cooling rate suitable for foaming. Ni or the like is a corrosive element of Mg alloy. However, since Ni forms a compound with Al in the molten Mg alloy and settles, the amount of Ni in the porous body can be considerably reduced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Al content in a molten Mg alloy and the porosity of a porous body formed after the solidification.
FIG. 2 is a longitudinal cross-sectional structure photograph of a porous body according to an example of the present invention.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the cooling rate of molten Mg alloy and the porosity of the porous body formed after solidification.
FIG. 4 is an explanatory view of a mechanism of occurrence of casting cracks, in which FIG. (A) is a case where a conventional general Mg alloy molten metal is used, and (b) is an Mg according to an embodiment of the present invention. This is a case where molten alloy is used.
FIG. 5 is a longitudinal cross-sectional structure photograph of a porous body according to an example of the present invention.
FIG. 6 is a cross-sectional structure photograph of a porous body according to an example of the present invention.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between hydrogen solubility and temperature in the magnesium alloy of the present invention.

Claims

A magnesium alloy melt consisting of 6 to 40% by mass of aluminum (Al), 15 ppm (parts per million by mass) or more of hydrogen (H), the balance being magnesium (Mg), and inevitable impurities when the total is 100% by mass. A molten metal preparation step to be prepared;
Obtained by undergoing a solidification step in which hydrogen gas (H ₂ ) is foamed in the process of cooling and solidifying the molten magnesium alloy to form a large number of pores therein.
A magnesium alloy porous body casting characterized by comprising a porous body having a porosity of 5 to 85% by volume with respect to 100% by volume as a whole.

The magnesium alloy porous body casting according to claim 1, wherein the porous body has a dense layer in which the pores do not exist in the vicinity of an outer surface.

The said magnesium alloy molten metal is a magnesium alloy porous body casting of Claim 1 which contains 0.1-2 mass% manganese (Mn) further.

The said magnesium alloy molten metal is a magnesium alloy porous body casting of Claim 1 or 3 which contains 0.1-10 mass% calcium (Ca) further.

2. The magnesium alloy porous body casting according to claim 1, wherein when the entire porous body is 100 mass%, titanium (Ti) or nickel (Ni) is 1 mass% or less.

A melt preparation step of preparing a magnesium alloy melt comprising 6 to 40% by mass of Al, 15 ppm or more of H and the balance of Mg and inevitable impurities when the whole is taken as 100% by mass;
A solidification step of foaming hydrogen gas (H ₂ ) in the process of cooling and solidifying the molten magnesium alloy to form a large number of pores inside;
The manufacturing method of the magnesium alloy porous body casting characterized by consisting of.

The melt preparation step, the manufacturing method of the magnesium alloy porous body casting according to claim 6, wherein the step of obtaining by dissolve the molten magnesium alloy and a magnesium raw material and the aluminum raw material containing more than 15ppm of H.

The method for producing a magnesium alloy porous body casting according to claim 7 , wherein the magnesium raw material is a pure magnesium ingot made of pure magnesium.

The magnesium raw material is a magnesium alloy ingot made of a magnesium alloy containing a solubility improving element consisting of one or more of nickel (Ni), manganese (Mn) or calcium (Ca), which increases hydrogen solubility with respect to pure magnesium. A method for producing a magnesium alloy porous casting according to claim 7 .

The method for producing a magnesium alloy porous body casting according to claim 8, wherein the magnesium alloy ingot contains 30 ppm or more of H.

The melt preparation step, the manufacturing method of the magnesium alloy porous body casting according to any one of claims 6-9 containing hydrogen bulking step to increase the hydrogen dissolution amount in the molten magnesium alloy.

The said solidification process is a manufacturing process of the magnesium alloy porous body casting of Claim 6 which is a process which makes a cooling rate 0.1-10 degree-C / sec.

In the solidification step, a porous body having a dense layer in which the pores do not exist in the vicinity of the outer surface is formed by increasing the cooling rate only in the vicinity of the cavity wall surface of the mold into which the molten magnesium alloy is poured. The method for producing a magnesium alloy porous casting according to claim 7 or 12, which is a process.

The magnesium alloy molten metal casting according to claim 6 , wherein the magnesium alloy molten metal further contains 0.1 to 2 mass% manganese (Mn) or 0.1 to 10 mass% calcium (Ca). Method.