JP5607960B2 - 疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金およびエンジン用耐熱部品 - Google Patents

Description

本発明は、自動車または自動二輪車用のエンジン、レジャー船舶用途、芝刈り機等の小型エンジン、並びにその疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金を用いて作製したエンジン用耐熱部品に関するものである。

マグネシウムは比重が１．８で、機械用部品等の構造材として用いることができる金属の中では、実質的に最も比重が軽く（アルミニウムの約２／３、鉄の約１／４）、また、比強度、比剛性、熱伝導性等にも優れるという特性を有している。

また、近年、地球温暖化防止等の地球環境保護という観点からも、マグネシウムが、自動車、自動二輪車、航空機等のエンジン或いはその周辺機器、電気・電子機器の筐体等の構成材料として適用されることが増加している。特に、自動車、自動二輪車等の車両に適用した場合は燃費の向上を図れるため、その傾向は顕著である。

しかしながら、マグネシウムを、高温雰囲気下で使用される車両の構造材として用いる場合、特にエンジン或いはその周辺機器等に用いる場合には、２００〜３００℃の高温に曝されるため、この温度領域での耐熱性（高温強度）が要求される。

そのため、従来から耐熱性（高温強度）を向上した様々な耐熱マグネシウム合金やその耐熱マグネシウム合金の製造方法が提案されている。その一例を挙げると、特許文献１には、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂｅ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｄの１種または２種以上を１〜８０重量％含有したマグネシウム基合金を溶解して製造する弾性率に優れたマグネシウム合金押出材の製造方法が記載されている。また、特許文献２には、乾燥状態のマグネシウム合金の切削屑を温度２２５〜４９０℃、押出比５〜１５０で押出加工するマグネシウム合金製高強度押出材の製造方法が記載されている。

また、先に本発明者らが提案した特許文献３には、質量％で、Ｙ：１〜８．０％、Ｓｍ：１〜８．０％を各々含有し、残部Ｍｇおよび不可避的不純物からなるマグネシウム合金であって、このマグネシウム合金組織の平均結晶粒径が３〜３０μｍの範囲であり、マグネシウムマトリックスへのＹとＳｍとの固溶量が、質量％で、Ｙ：０．８〜５．０％、Ｓｍ：０．６〜３．５％である高温での強度と伸びに優れたマグネシウム合金と、そのマグネシウム合金の製造方法が記載されている。

自動車、自動二輪車等の車両のエンジン或いはその周辺機器等に適用するためには、耐熱性等のほか、高い疲労強度安定性が求められるが、これら特許文献１〜３に記載された製造方法で得られるマグネシウム合金は、確かに耐熱性（高温強度）は優れ、特に特許文献３に記載のマグネシウム合金は、強度、加工性にも優れたものであるが、疲労強度を改善したものではない。

現在、耐熱マグネシウム合金の疲労強度を改善した先行技術は殆どない状況であるが、疲労強度を改善することを課題として掲げた先行技術としては、特許文献４記載のマグネシウム基合金を挙げることができる。このマグネシウム基合金は、重量％で、１〜８％の希土類元素および１〜６％のカルシウムを含み、素地を構成するマグネシウムの最大結晶粒径が３０％以下であるマグネシウム基合金である。

この特許文献４記載のマグネシウム基合金は、耐熱性を付与するためにＣａを添加した耐熱マグネシウム基合金であるが、疲労強度の観点では、Ｃａを添加すると逆に疲労強度の向上に悪影響を及ぼすことが考えられる。また、粉末を固化するプロセスを含んで製造されるため、製造コストが高くなるという問題があると考えられる。更には、特許文献４の実施例には、強度、延性が向上することが示されているが、疲労強度が改善することは具体的には全く示されておらず、実際に疲労強度が改善できるか否かは不明であるといえる。

特開昭６２−２１８５２７号公報 特開平６−２３４２３号公報 特開２００８−７５１７６号公報 特開２００６−２１８４号公報

小池淳一、安藤大輔、「マグネシウム合金における変形双晶の影響」、軽金属学会第１１５回秋期大会講演概要、２００８年、ｐ．１３７−１３８

本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、優れた耐熱性に加えて、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金と、その耐熱マグネシウム合金を用いて作製したエンジン用耐熱部品を提供することを課題とするものである。

請求項１記載の発明は、質量％で、Ｙ：１〜８％、Ｓｍ：１〜８％含有し、残部がＭｇおよび不可避的不純物からなるマグネシウム合金であって、前記マグネシウム合金溶湯を鋳造後、処理温度が４５０〜５５０℃の条件で溶体化処理を施した後に、加工温度：３５０〜５５０℃の条件で、真ひずみが１．１〜２．１のひずみを、ひずみ速度：０．１／ｓ〜１．７／ｓで付与する熱間加工により成形加工を施し、更に、その加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで冷却することにより製造され、このマグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量が、質量％で、Ｙ：０．８〜４．５％、Ｓｍ：０．６〜３．５％であり、且つ、このマグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径が３〜１５μｍの範囲であると共に、表面から深さ４００μｍの範囲の表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金である。

請求項２記載の発明は、質量％で、Ｙ：１〜８％、Ｓｍ：１〜８％含有し、残部がＭｇおよび不可避的不純物からなるマグネシウム合金であって、前記マグネシウム合金溶湯を鋳造後、処理温度が４５０〜５５０℃の条件で溶体化処理を施した後に、加工温度：３５０〜５５０℃の条件で、真ひずみが１．１〜２．１のひずみを、ひずみ速度：０．１／ｓ〜１．７／ｓで付与する熱間加工により成形加工を施し、更に、その加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで冷却し、その後、処理温度が１５０〜２２０℃の条件で、１２〜３０時間の時効処理を施すことにより製造され、このマグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量が、質量％で、Ｙ：０．８〜４．５％、Ｓｍ：０．６〜３．５％であり、且つ、このマグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径が３〜１５μｍの範囲であると共に、表面から深さ４００μｍの範囲の表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金である。

請求項３記載の発明は、請求項１または請求項２記載の耐熱マグネシウム合金を用いて作製してなるエンジン用耐熱部品である。

請求項１記載の耐熱マグネシウム合金は、合金元素であるＹとＳｍを、従来のように積極的に粒界に金属間介在物として晶出させるのではなく、マグネシウムマトリックスへ実質的に固溶させると共に、マグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径を３〜１５μｍに、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径を１００μｍ以下に夫々規定した。その結果、優れた耐熱性に加えて、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金とすることができる。

また、請求項２記載の耐熱マグネシウム合金によると、耐熱性（高強度）が優れていると共に、疲労強度特性に優れたという特長は維持しつつ、耐熱特性を示す指標のひとつであるクリープ特性が優れた耐熱マグネシウム合金とすることができる。

更には、請求項３記載のエンジン用耐熱部品によると、優れた耐熱性に加えて、優れた疲労強度特性を備えたエンジン用耐熱部品とすることができる。

本発明者は、優れた耐熱性に加えて、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金を得るために、鋭意、実験、研究を進めた。まず、特許文献３記載の製造方法で、耐熱マグネシウム合金でなる疲労破壊試験用の試験片を作製し、回転曲げ疲労試験（下記の実施例に記載）を実施した。その試験の結果、試験片は破断したため、疲労破断の事例を解析したところ、その試験片の表層部には高い頻度で３０μｍを上回る粒径の粗大結晶粒が存在しており、最大では１００μｍを上回る粒径の粗大結晶粒も存在していることが確認できた。また、変形双晶が導入された結晶粒を走るファセット（平面）が疲労破断の破面に観察され、このファセットを初期クラックとして疲労破壊が発生、進行していることも確認できた。

耐熱性のないＭｇ−Ｚｎ合金（ＡＺ合金）を事例に挙げると、結晶粒径が３０μｍより粗大になると変形双晶が発生し易いとの報告もある。そのため、結晶粒を微細化すれば繰返し変形による変形双晶の発生が抑制できると考えられる。また、最近の学会発表では、マグネシウム合金においては、表層部での変形双晶の発生を抑制することで疲労強度の向上が期待できるとの報告もあり（非特許文献１）、その見解に基づいて更に研究を進めた。

その結果、マグネシウム合金に添加する合金元素をＹとＳｍとし、その合金元素の添加量を適正範囲に規定すると共に、マグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量を規定した上で、マグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径を、夫々規定することで、優れた耐熱性に加えて、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金を得ることができることを見出し、本発明の完成に至った。

以下、本発明を実施形態に基づき詳細に説明する。

本発明では、マグネシウム合金の成分組成、マグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量、マグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径を、夫々規定するが、以下その理由を詳細に説明する。

（成分組成）
本発明のマグネシウム合金は、マグネシウムに合金元素としてＹとＳｍを添加して構成されるが、マグネシウム合金中のＹの含有量は１〜８％、Ｓｍの含有量は１〜８％であり、残部はＭｇおよび不可避的不純物である。尚、先に記載した％は質量％を示し、以下の明細書中に％と記載するものは全て質量％を示す。

Ｙ：１〜８％
ＹはＳｍと共存して耐熱性（高温強度）および高温伸びに加えて優れた耐疲労強度を確保するために必要な元素である。このＹの含有量が１％未満であると、マグネシウムマトリクッスへのＹの固溶量が、耐熱性（高温強度）および高温伸びに加えて優れた耐疲労強度を確保するために必要な最低限度の０．８％を確保することが不可能になる。一方、Ｙの含有量が８％を超えると、Ｙ系金属間化合物の粒界への析出量が増加し、却って、耐熱性（高温強度）高温伸び、および耐熱性を低下させてしまう。また、Ｙの含有量が８％を超えて多くなっても、マグネシウムマトリックスへのＹの固溶量が４．５％を超えることはなく、Ｙをそれ以上含有させる必要もない。従って、Ｙの含有量は１〜８％とする。

Ｓｍ：１〜８％
ＳｍはＹと共存して耐熱性（高温強度）および高温伸びに加えて優れた耐疲労強度を確保するために必要な元素である。このＳｍの含有量が１％未満であると、マグネシウムマトリックスへのＳｍの固溶量が、耐熱性（高温強度）および高温伸びに加えて優れた耐疲労強度を確保するために必要な最低限度の０．６％を確保することが不可能になる。一方、Ｓｍの含有量が８％を超えると、Ｓｍ系金属間化合物の粒界への晶出量が増加し、却って、耐熱性（高温強度）高温伸び、および耐熱性を低下させてしまう。従って、Ｓｍの含有量は１〜８％とする。

尚、ＹとＳｍの合計含有量は、耐熱性（高温強度）および優れた耐疲労強度を確保するためには、１０％以上とすることが好ましい。

（ＹとＳｍの固溶量）
マグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量は、Ｙ：０．８〜４．５％、Ｓｍ：０．６〜３．５％とする。ＹとＳｍの固溶量がこれらの下限未満であると、耐熱性（高温強度）、高温伸び、更には優れた耐疲労強度を全て兼備することができなくなる。一方、溶体化処理によって、ＹとＳｍの固溶量を前記した上限以上とすることは困難であり、また、その効果も飽和する。尚、ＹとＳｍの固溶量は、溶体化処理の温度を高温とし、且つ長時間とすることで増加させることで可能ではあるが、結晶粒の結晶粒径が著しく粗大化し、続く熱間加工によっても微細化できない可能性が高くなるため好ましくはない。

マグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量は、以下に説明する方法で求めることができる。まず、製造されたマグネシウム合金（板など）から試料を採取して、電解研磨によりＴＥＭ観察用薄膜サンプルを作製し、例えば、日立製作所製：ＨＦ−２２００電界放出型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）により倍率×７５００倍で明視野像を得る。次いで、この明視野像を、例えば、Ｎｏｒａｎ社製：ＮＳＳエネルギー分散型分析装置（ＥＤＸ）により成分分析し、マグネシウムの粒界や粒内に析出(晶出)している析出物（金属間化合物）を測定対象から省くことで、求めることができる。

（平均結晶粒径）
マグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径は、３〜１５μｍの範囲に微細化する必要がある。平均結晶粒径が１５μｍを超えると、ＹとＳｍの固溶量が確保できていても、マグネシウム合金の室温での強度と、高温での延性を確保することができなくなる。一方、平均結晶粒径を３μｍ未満とすることは、鍛造、押出し等の現在の熱間加工の能力では困難であるのが現状である。

（最大結晶粒径）
表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径は、１００μｍ以下とする必要がある。表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径が１００μｍを超えると、繰返し荷重を受ける間に変形双晶が導入されて疲労破壊の初期クラック発生の原因となるため、結晶粒径は最大でも１００μｍとする必要がある。また、この表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径は、５０μｍ以下とすることが好ましく、１５μｍ以下とすることがより好ましい。尚、本発明では、表層部の厚みは特に規定しないが、一例を示すと、表面から約４００μｍの範囲のことである。

結晶粒の平均結晶粒径並びに表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径は、熱間加工後のマグネシウム合金組織を観察することにより求めた。詳しくは、マグネシウム合金材を任意の面で切断後、その表面を機械研磨、電解エッチング等で平滑に仕上げた後、光学顕微鏡を用いて観察することにより求めた。結晶粒の平均結晶粒径は、マグネシウム合金材の表面より略垂直に１ｍｍ内側の位置を中心として、３００μｍ×４００μｍ視野のミクロ組織を得て、存在する結晶粒の円相当径の平均値を求めることで得た。一方、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径は、表面から深さ４００μｍ、幅３００μｍ内に存在する結晶粒の円相当径を画像解析することで得た。

（製造方法）
次に、本発明の耐熱マグネシウム合金を得るまでの、好ましい製造方法、その条件について説明する。まず、本発明の耐熱マグネシウム合金の製造方法では、質量％で、Ｙ：１〜８％、Ｓｍ：１〜８％含有し、残部がＭｇおよび不可避的不純物となるように調整したマグネシウム合金溶湯を鋳造して鋳塊とし、その鋳塊を必要により熱間加工するためのビレットに機械加工し、ＹとＳｍを固溶させるための（固溶量を確保するための）溶体化処理を施した後、結晶粒微細化のための鍛造、押出しなどの熱間加工を行う。尚、一般的なマグネシウム合金の製造工程では、これらの製造工程は実施せず、鋳塊の状態で製品として使用するか、この鋳塊に溶体化処理などの熱処理を施すのみである。

本発明の耐熱マグネシウム合金の製造方法の最大の特徴点は、熱間加工による成形加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで急激に冷却することである。この冷却を施すことによって、マグネシウム合金組織の結晶粒径を小さくすることができ、平均結晶粒径を３〜１５μｍとすることに加えて、マグネシウム合金材の表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径を１００μｍ以下とすることができる。その結果、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金を得ることができる。尚、冷却は、空冷、ガス冷却、水冷の何れによって実施しても構わないが、部材の中心まで確実に冷却するためには、水中に投入して冷却する水冷を採用することが好ましい。

溶体化処理は、添加元素のＹとＳｍを、強化に有効寄与させるために必要である。この溶体化処理を行う際の溶体化処理温度は４５０〜５５０℃の範囲とし、５〜３０時間の処理を行うことが好ましい。後工程の熱間加工処理後の結晶粒径の調整を考慮すれば、比較的低温で溶体化処理を行うことが好ましく、より好ましい溶体化処理温度の上限は４８０℃、更に好ましい溶体化処理温度の上限は４７０℃である。尚、溶体化処理温度が４５０℃未満であると、ＹとＳｍによる強化作用が小さくなり、所望の室温強度、高温強度が得られなくなる。また、処理時間が５時間未満の場合は、鋳造時に晶出するＹとＳｍの化合物の再固溶が不十分となる。一方、処理時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性がある。

また、鍛造、熱間静水圧押出しや通常の熱間押出しなどによる熱間加工の加工温度は３５０〜５５０℃とする。より好ましい熱間加工温度は４００〜５００℃である。加工温度が３５０℃未満で熱間加工を施すと割れが発生する可能性があり、製造歩留まりが悪化する。一方、熱間加工温度を５５０℃を超えて高くすると、結晶粒を微細化することができなくなり、結晶粒が粗大化し、強度と延性のバランスの確保が難しくなる。なお、加工手段は、熱間押出し、圧延、鍛造の何れでも構わない。

また、熱間加工で付与されるひずみは、真ひずみで１．１以上のひずみを付与することが必要である。ひずみ量が１．１未満では、結晶粒を微細化するための再結晶駆動力を確保することができなくなる。鍛造部材等の場合は、部位によって導入されるひずみ量が違ってくるので、最小ひずみ導入部のひずみ量が１．１以上であることが必要である。一方、ひずみ量が２．１を超えるひずみを付与することは、熱間加工時に鍛造割れ等が発生してしまうために不可能である。よって、熱間加工で付与されるひずみは、真ひずみで１．１〜２．１とした。

このひずみを付与する際の熱間加工におけるひずみ速度は０．１／ｓ〜１．７／ｓとする。このひずみ速度が小さすぎる場合は、一度付与したひずみが連続的に回復し、結晶粒の微細化のための駆動力を蓄積することができなくなる。また、より大きなひずみ速度とすることが望ましいが、熱間加工時に鍛造割れ等が発生してしまう可能性があるため、ひずみ速度の上限も設定し、本発明では熱間加工におけるひずみ速度は０．１／ｓ〜１．７／ｓの範囲とした。

以上の製造工程によりマグネシウム合金を製造することで、耐熱性（高温強度）が優れていると共に、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金を製造することができるが、熱間加工による成形加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで急激に冷却した後に、処理温度が１５０〜２２０℃の条件で、１２〜３０時間の時効処理を施すことにより、高温強度、室温疲労強度特性を確保するに必要な、ＹとＳｍの固溶量を問題がない程度には確保しつつ、更に優れたクリープ特性を製造されるマグネシウム合金に付与することができる。

この時効処理によって、マグネシウム結晶粒内における固溶しているＹとＳｍのクラスタリング（析出の前駆段階）が進行するため、ＹとＳｍの固溶量はある程度は減少するものの、優れたクリープ特性は付与できるものと考えられる。時効処理における処理温度と処理時間の関係を検討した結果、処理温度が低すぎる場合や、処理時間が短すぎる場合だと、クリープ特性向上効果が発現されず、逆に、処理温度が高すぎ場合や、処理時間が長すぎる場合だと、クラスタリングの段階を超えて析出が進行するため、優れた高温強度、室温疲労強度特性を確保することができなくなる。

従って、上述のように、時効処理を行う場合は、時効処理の処理温度を１５０〜２２０℃、処理時間を１２〜３０時間と規定した。処理温度は望ましくは１８０〜２１０℃とする。処理温度が１５０℃未満では時効処理を施してもクリープ特性向上効果が発現されない。一方、処理温度が２２０℃を超えると、クリープ特性の改善以前に、高温強度の確保ができなくなってしまう。また、処理温度が１８０℃以上の場合は、クリープ特性の向上効果が大きくなり、より好ましい。更に、室温疲労強度特性の低下を防止する観点からして、処理温度は２１０℃以下の方がより好ましい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

（実施例１）
以下、本発明の実施例について説明する。本実施例では、マグネシウム合金の成分組成と製造方法に係る条件を種々変えて、マグネシウム合金組織中のＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、並びに表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径を変え、マグネシウム合金材の強度、クリープ特性、疲労破壊寿命を、夫々測定、評価した。表１および表３に、マグネシウム合金の成分組成（ＹとＳｍのみ）と製造方法に係る条件を、表２および表４に、ＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部の結晶粒の最大結晶粒径、並びにマグネシウム合金材の強度、クリープ特性、疲労破壊寿命の測定結果を示す。尚、表１および表２には熱間加工を平板鍛造により実施した事例を、表３および表４には熱間加工を熱間静水圧押出しにより実施した事例を、夫々示す。

具体的には、まず、表１および表３に示す成分組成のマグネシウム合金を、夫々アルゴン不活性雰囲気下の電気溶解炉において溶解し、鋳鉄製モールドに７５０℃の温度で鋳込み、φ９５０ｍｍ×長さ１００ｍｍのマグネシウム合金鋳塊を得た。続いて、そのマグネシウム合金鋳塊の表面を機械加工により面削して、各々φ６８ｍｍ×長さ１００ｍｍのマグネシウム合金ビレットとした。尚、表１および表３に示すマグネシウム合金の成分組成については、ＹとＳｍしか示していないが、残部は、マグネシウムと、酸素、水素、窒素などの不可避的不純物である。

このマグネシウム合金ビレットを表１、表３に示す温度条件で８０時間の溶体化処理した後、平板鍛造および熱間静水圧押出しによる熱間加工を、表１、表３に示す温度条件で施して平板状および丸棒状の試験材とした。また、この熱間加工における、真ひずみ、ひずみ速度も併せて示す。

熱間加工を終了した試験材の表面温度の測定を熱電対により直ちに開始し、大気空冷にて冷却して、３００℃に到達するまでの所要時間を測定した。その所要時間を加工後冷却時間として表１、表３に示す。また、大気空冷時の冷却速度は、送風機を設置して風量調整を行うことで実施した。尚、試験材は３００℃到達確認後、水温５０℃の浴に浸漬して急冷した。

以上に示す方法で製造した試験材から切り出した試料を用いて、マグネシウム合金組織中のＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径のほか、マグネシウム合金の疲労強度特性等を測定、評価した。測定結果を表２および表４に示す。

（ＹとＳｍの固溶量測定）
ＹとＳｍの固溶量は、前記したＦＥ−ＴＥＭとＥＤＸを用いた成分定量分析により実施した。同一試料の任意の５箇所を測定し、それら５箇所の平均値を各試料のＹとＳｍの固溶量とした。

（平均結晶粒径、最大結晶粒径の測定）
結晶粒の平均結晶粒径並びに表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径は、熱間加工後のマグネシウム合金組織を光学顕微鏡で観察することにより、前記した方法によって夫々求めた。

（引張り試験）
引張り試験は、試験材から切り出した試料の長手方向を、鍛造方向および押出し方向とした試験片を用いて、５８８２型インストロン社製万能試験機により、試験片サイズφ７ｍｍ、ＧＬ＝２５ｍｍ、試験速度０．２ｍｍ／ｍｉｎの条件で実施した。夫々同一条件の試験片を３本毎試験し、０．２％引張耐力の平均値を試験結果とし、室温耐力として表２および表４に示す。室温耐力が１００〜１０００ＭＰａであれば合格とする。

（クリープ試験）
クリープ特性は、公知の定荷重クリープ試験により、測定、評価した。設定温度は２５０℃とし、負荷荷重を８０ＭＰａとし、２５０時間までのクリープ試験を実施し、最小クリープ速度を求めた。高温では、一定の荷重をかけただけでも、マグネシウム合金の変形は進むので、この変形量乃至ひずみ量を表す測定対象の最小クリープ速度は、小さい方がクリープ特性に優れる。この試験では、最小クリープ速度が３×１０^−２％／ｈ以下であれば合格とする。尚、表２および表４にはこの最小クリープ速度の単位を（※）として示しているが、（※）は（×１０^−２％／ｈ）のことである。

（疲労試験）
室温疲労破断寿命については、小野式回転曲げ疲労試験機を用い回転曲げ疲労試験を実施することにより確認、評価した。試験片は、直径（Ｄ０）：１２．０ｍｍ、長さ（Ｌ）：９０ｍｍ、最細部径（ｄ）：８．０ｍｍ、平滑部曲率半径（Ｒ）：４８．０ｍｍの、ＪＩＳ Ｚ２２７４の２号試験片とし、室温（２３℃）、負荷応力：１００ＭＰａ、回転数：３０００ｒｐｍの条件で疲労試験を実施した。１０^７回疲労試験を繰返し、試験片が破断しなかったものを、疲労強度特性に優れているとして合格とする。尚、試験途中で破断した場合は、表２および表４に何周期目の試験で破断が発生したかの回数を表２および表４に示した。尚、２．０Ｅ×０４は２０００周期目の試験で破断が発生したことを、５．１Ｅ×０５は５１００００周期目の試験で破断が発生したことを、夫々示す。

Ｎｏ．１〜１５並びにＮｏ．２９，３０は、マグネシウム合金の成分組成と製造方法に係る条件が本発明の要件を満足している。その結果、マグネシウム合金組織中のＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径も本発明で規定した要件を満足した。

これらＮｏ．１〜１５並びにＮｏ．２９，３０について、引張試験、クリープ試験、疲労試験を実施した結果、引張試験による室温耐力は１００〜１０００ＭＰａ、クリープ試験による最小クリープ速度は１．１〜１．３×１０^−２％／ｈと、夫々合格判定基準内であり、疲労試験では試験片が破断することもなかった。よって、Ｎｏ．１〜１５並びにＮｏ．２９，３０は、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金であるということができる。

これに対し、Ｎｏ．１６はＹの含有量が多すぎる比較例、Ｎｏ．１７はＹの含有量が少なすぎる比較例、Ｎｏ．１８はＳｍの含有量が多すぎる比較例、Ｎｏ．１９はＳｍの含有量が少なすぎる比較例、Ｎｏ．２０は溶体化処理温度が低すぎる比較例、Ｎｏ．２１は鍛造温度が低すぎる比較例、Ｎｏ．２２は真ひずみが大きすぎる比較例、Ｎｏ．２３は真ひずみが小さすぎる比較例、Ｎｏ．２４はひずみ速度が速すぎる比較例、Ｎｏ．２５はひずみ速度が遅すぎる比較例、Ｎｏ．２６〜２８およびＮｏ．３１は熱間加工終了後の３００℃到達までの冷却時間が長すぎた比較例である。

その結果、Ｎｏ．１６，１８，２１，２２，２４では熱間加工で鍛造割れが発生してしまった。また、熱間加工で割れが発生しなかったＮｏ．１７，１９，２０，２３，２５〜２８，３１では、マグネシウム合金組織中のＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径のうち、少なくとも１項目以上で本発明で規定した要件を満足することができなかった。

熱間加工で割れが発生しなかったＮｏ．１７，１９，２０，２３，２５〜２８，３１についてのみ、引張試験、クリープ試験、疲労試験を実施した結果、Ｎｏ．１７，１９，２０，２７では、クリープ試験による最小クリープ速度が上限の３×１０^−２％／ｈを超えてしまい、また、全ての試料で、疲労試験によって試験片が破断してしまった。よって、ＮＯ．１６〜２８並びにＮｏ．３１は、優れた疲労強度特性を備えた耐熱マグネシウム合金であるということができない。

（実施例２）
実施例２では、実施例１で作製したＮｏ．１とＮｏ．５の試料に様々な条件で時効処理を施し、実施例１と同一条件で、ＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部の結晶粒の最大結晶粒径、並びにマグネシウム合金材の強度、クリープ特性、疲労破壊寿命の測定を実施した。その試験結果を表５に示す。

表５で、Ｎｏ．１−０とＮｏ．５−０は、冷却後に時効処理を施さなかったもの、Ｎｏ．１−ａとＮｏ．５−ａは、冷却後に処理温度２００℃、処理時間２０時間の時効処理を施したもの、Ｎｏ．１−ｂとＮｏ．５−ｂは、冷却後に処理温度２００℃、処理時間１０時間の時効処理を施したもの、Ｎｏ．１−ｃとＮｏ．５−ｃは、冷却後に処理温度２００℃、処理時間１００時間の時効処理を施したものであり、Ｎｏ．１−ａとＮｏ．５−ａが請求項２に規定した要件で時効処理を施した発明例である。

請求項２に規定した適正な要件で時効処理を施したＮｏ．１−ａとＮｏ．５−ａは、ＹとＳｍの固溶量、結晶粒の平均結晶粒径、表層部の結晶粒の最大結晶粒径、マグネシウム合金材の強度、並びに疲労破壊寿命は、冷却後に時効処理を施さなかったＮｏ．１−０とＮｏ．５−０と同等であり、時効処理前の高温強度、室温疲労強度特性は少なくとも維持できたといえる。

更には、クリープ特性を示す最小クリープ速度は、０．９×１０^−２％／ｈであり、時効処理前の１．２×１０^−２％／ｈより改善されており、請求項２に規定した適正な要件で時効処理を施すことにより、耐熱特性を示す指標のひとつであるクリープ特性を向上させることができたといえる。

Ｎｏ．１−ｂとＮｏ．５−ｂは、時効処理の処理時間が１０時間と請求項２に規定した要件より短いものである。時効処理の処理時間が１０時間と短い場合は、クリープ特性を示す最小クリープ速度が、時効処理前の１．２×１０^−２％／ｈと変わらず、この程度の処理時間の時効処理ではクリープ特性を向上させることができないことが分かる。

一方、Ｎｏ．１−ｃとＮｏ．５−ｃは、時効処理の処理時間が１００時間と請求項２に規定した要件より長いものである。時効処理の処理時間を１００時間まで長くすると、結晶粒の平均結晶粒径が本発明で規定する上限の１５μｍより大きくなり、その結果、回転曲げ疲労試験で試験片が破断しており、クリープ特性は向上させることができるものの、それ以前に時効処理前には確保できていた高温強度の確保ができなくなってしまっている。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｙ：１〜８％、Ｓｍ：１〜８％含有し、残部がＭｇおよび不可避的不純物からなるマグネシウム合金であって、
   前記マグネシウム合金溶湯を鋳造後、処理温度が４５０〜５５０℃の条件で溶体化処理を施した後に、加工温度：３５０〜５５０℃の条件で、真ひずみが１．１〜２．１のひずみを、ひずみ速度：０．１／ｓ〜１．７／ｓで付与する熱間加工により成形加工を施し、更に、その加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで冷却することにより製造され、
   このマグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量が、質量％で、Ｙ：０．８〜４．５％、Ｓｍ：０．６〜３．５％であり、
   且つ、このマグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径が３〜１５μｍの範囲であると共に、
   表面から深さ４００μｍの範囲の表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金。
2. 質量％で、Ｙ：１〜８％、Ｓｍ：１〜８％含有し、残部がＭｇおよび不可避的不純物からなるマグネシウム合金であって、
   前記マグネシウム合金溶湯を鋳造後、処理温度が４５０〜５５０℃の条件で溶体化処理を施した後に、加工温度：３５０〜５５０℃の条件で、真ひずみが１．１〜２．１のひずみを、ひずみ速度：０．１／ｓ〜１．７／ｓで付与する熱間加工により成形加工を施し、更に、その加工終了後５秒以内に３００℃以下にまで冷却し、その後、処理温度が１５０〜２２０℃の条件で、１２〜３０時間の時効処理を施すことにより製造され、
   このマグネシウムマトリックスへのＹとＳｍの固溶量が、質量％で、Ｙ：０．８〜４．５％、Ｓｍ：０．６〜３．５％であり、
   且つ、このマグネシウム合金組織の結晶粒の平均結晶粒径が３〜１５μｍの範囲であると共に、
   表面から深さ４００μｍの範囲の表層部に存在する結晶粒の最大結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金。
3. 請求項１または請求項２記載の耐熱マグネシウム合金を用いて作製してなるエンジン用耐熱部品。