JP6569531B2 - マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、マグネシウム合金及びその製造方法に関する。
Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金は、主にダイカスト材として開発が進められて来た。また溶質元素であるＡｌ、Ｃａを過剰に添加すると硬質化合物が形成され、脆性的となることから優れた機械的性質を得ることが出来なかった。
そこで、Ａｌ、Ｃａの低い添加量でのマグネシウム合金の開発が進められて来たが、強度の改善には至っていなかった。以上の経緯から、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金の研究は、形成する相に関する研究や極めて低いＡｌ、Ｃａ添加量でのＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に限られた研究が多くなされている。
また、マグネシウム合金を実用化するには難燃性を向上させて発火温度を高くする必要がある。しかし、難燃性を向上させると機械的性質が低下することが多く、難燃性と機械的性質はトレードオフの関係にあり、両者を向上させることは困難であった。
また、マグネシウム合金を実用化するには耐食性を向上させることも求められる。
そこで、Ａｌ、Ｃａの低い添加量でのマグネシウム合金の開発が進められて来たが、強度の改善には至っていなかった。以上の経緯から、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金の研究は、形成する相に関する研究や極めて低いＡｌ、Ｃａ添加量でのＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に限られた研究が多くなされている。
また、マグネシウム合金を実用化するには難燃性を向上させて発火温度を高くする必要がある。しかし、難燃性を向上させると機械的性質が低下することが多く、難燃性と機械的性質はトレードオフの関係にあり、両者を向上させることは困難であった。
また、マグネシウム合金を実用化するには耐食性を向上させることも求められる。
本発明の一態様は、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持つマグネシウム合金またはその製造方法を提供することを課題とする。
また、本発明の一態様は、高強度及び高延性を有し、且つ耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたマグネシウム合金またはその製造方法を提供することを課題とする。
また、本発明の一態様は、高強度及び高延性を有し、且つ耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたマグネシウム合金またはその製造方法を提供することを課題とする。
以下に、本発明の種々の態様について説明する。
［１］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［２］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（５）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［３］上記［１］または［２］において、
前記マグネシウム合金にＺｎをｘ原子％含有し、ｘが下記式（２０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（２０）０＜ｘ≦３（好ましくは１≦ｘ≦３）
［４］上記［１］乃至［３］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（５）０＜ｄ≦１０
［５］上記［１］乃至［４］のいずれか一項において、
前記分散された（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
［６］上記［１］乃至［５］のいずれか一項において、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（７）３５≦ｆ≦６５
［７］上記［１］乃至［６］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金の発火温度は８５０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。
［８］上記［１］乃至［７］のいずれか一項において、
前記ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
［９］上記［８］において、
前記ａとｂが下記式（３’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
［１０］上記［８］または［９］において、
前記マグネシウム合金の発火温度は１０９０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。
［１１］上記［１］乃至［１０］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
［１２］上記［１］乃至［１１］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（９）０＜ｉ≦０．３
［１３］上記［１］乃至［１２］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１０）０＜ｊ≦５
［１４］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１５］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３０
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１６］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、Ｚｎをｘ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（３）、（２０）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（２０）０＜ｘ≦３
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１７］上記［１６］において、
前記鋳造物は（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ｃが下記式（４）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（４）１０≦ｃ≦３５
［１８］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を行い、
前記鋳造物に塑性加工を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
［１９］上記［１４］乃至［１８］のいずれか一項において、
前記鋳造物はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（５）０＜ｄ≦１０
［２０］上記［１４］乃至［１９］のいずれか一項において、
前記鋳造物を形成する際の冷却速度は、１０００Ｋ／秒以下であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２１］上記［１４］乃至［２０］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う際の相当ひずみは、２．２以上であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２２］上記［１４］乃至［２１］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に４００℃〜６００℃の温度で５分〜２４時間の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２３］
請求項１４乃至１７のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２４］上記［１４］乃至［２３］のいずれか一項において、
前記ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
［２５］上記［２４］において、
前記ａとｂが下記式（３’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
［２６］上記［１４］乃至［２５］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後の前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
［２７］上記［１４］乃至［２６］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後の前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（７）３５≦ｆ≦６５
［２８］上記［１４］乃至［２７］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２９］上記［１４］乃至［２７］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に溶体化処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［３０］上記［２９］において、
前記溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に時効処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［３１］上記［１４］乃至［３０］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
［３２］上記［１４］乃至［３１］のいずれか一項において、
前記鋳造物に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（９）０＜ｉ≦０．３
［３３］上記［１４］乃至［３２］のいずれか一項において、
前記鋳造物にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１０）０＜ｊ≦５
［１］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［２］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（５）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［３］上記［１］または［２］において、
前記マグネシウム合金にＺｎをｘ原子％含有し、ｘが下記式（２０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（２０）０＜ｘ≦３（好ましくは１≦ｘ≦３）
［４］上記［１］乃至［３］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（５）０＜ｄ≦１０
［５］上記［１］乃至［４］のいずれか一項において、
前記分散された（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
［６］上記［１］乃至［５］のいずれか一項において、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（７）３５≦ｆ≦６５
［７］上記［１］乃至［６］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金の発火温度は８５０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。
［８］上記［１］乃至［７］のいずれか一項において、
前記ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
［９］上記［８］において、
前記ａとｂが下記式（３’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
［１０］上記［８］または［９］において、
前記マグネシウム合金の発火温度は１０９０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。
［１１］上記［１］乃至［１０］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
［１２］上記［１］乃至［１１］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（９）０＜ｉ≦０．３
［１３］上記［１］乃至［１２］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１０）０＜ｊ≦５
［１４］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１５］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３０
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１６］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、Ｚｎをｘ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（３）、（２０）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（２０）０＜ｘ≦３
（２１）０＜ｋ≦０．３
［１７］上記［１６］において、
前記鋳造物は（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ｃが下記式（４）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（４）１０≦ｃ≦３５
［１８］Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を行い、
前記鋳造物に塑性加工を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
［１９］上記［１４］乃至［１８］のいずれか一項において、
前記鋳造物はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（５）０＜ｄ≦１０
［２０］上記［１４］乃至［１９］のいずれか一項において、
前記鋳造物を形成する際の冷却速度は、１０００Ｋ／秒以下であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２１］上記［１４］乃至［２０］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う際の相当ひずみは、２．２以上であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２２］上記［１４］乃至［２１］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に４００℃〜６００℃の温度で５分〜２４時間の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２３］
請求項１４乃至１７のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２４］上記［１４］乃至［２３］のいずれか一項において、
前記ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
［２５］上記［２４］において、
前記ａとｂが下記式（３’）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
［２６］上記［１４］乃至［２５］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後の前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
［２７］上記［１４］乃至［２６］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後の前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（７）３５≦ｆ≦６５
［２８］上記［１４］乃至［２７］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［２９］上記［１４］乃至［２７］のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に溶体化処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［３０］上記［２９］において、
前記溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に時効処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
［３１］上記［１４］乃至［３０］のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
［３２］上記［１４］乃至［３１］のいずれか一項において、
前記鋳造物に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（９）０＜ｉ≦０．３
［３３］上記［１４］乃至［３２］のいずれか一項において、
前記鋳造物にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１０）０＜ｊ≦５
本発明の一態様を適用することで、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持つマグネシウム合金またはその製造方法を提供することができる。
また、本発明の一態様を適用することで、高強度及び高延性を有し、且つ耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたマグネシウム合金またはその製造方法を提供することができる。
また、本発明の一態様を適用することで、高強度及び高延性を有し、且つ耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたマグネシウム合金またはその製造方法を提供することができる。
図１は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材について室温にて引張試験を行った結果を示す図である。
図２は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材について室温にて引張試験を行った結果を示す図である。
図３は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材の組織写真（ＳＥＭ像）である。
図４は、Ｍｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５合金押出材中の（Ｍｇ，Ａｌ）２ＣａのＴＥＭ像および電子線回折図形である。
図５は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）合金押出材の形成相と機械的特性を示す図である。
図６は、Ｍｇ９５−ｘＡｌｘＣａ５合金押出材における機械的特性のＡｌ添加量依存性を示す図である。
図７は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における機械的特性のＣａ添加量依存性を示す図である。
図８は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における組織変化のＣａ添加量依存性を示す図である。
図９は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材における機械的特性の押出比依存性を示す図である。
図１０は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金熱処理押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図である。
図１１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金材における発火温度のＣａ添加量依存性を示す図である。
図１２は、Ｍｇ１００−ｘＣａｘ（ｘ＝０〜５）合金材などにおける発火温度のＣａ添加量依存性を示す図である。
図１３は、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０Ｃａ１Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材などにおける発火温度のＺｎ添加量依存性を示す図である。
図１４は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を大気中で溶融した合金試料の表面皮膜の構造を示す写真及び皮膜の分析結果を示す図である。
図１５は、図１４に示す合金試料の表面皮膜を模式的に示す図である。
図１６は、表３に示すマグネシウム合金と腐食速度の関係を示す図である。
図１７は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と腐食速度の関係を示す図である。
図１８は、表４に示すマグネシウム合金と発火温度の関係を示す図である。
図１９は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と発火温度の関係を示す図である。
図２０は、鋳造押出材の機械的特性を示す図である。
図２１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図である。
図２２は、表７に示す組成のマグネシウム合金のＭｎ含有量と降伏強度（Ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）及び伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）の関係を示す図である。
図２３は、表８に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験１を行った結果であって、Ｍｎ含有量と腐食速度の関係を示す図である。
図２４は、表８に示す組成のマグネシウム合金に交流インピーダンス測定による腐食試験２を行った結果を示す図である。
図２５（Ａ）はＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金に腐食試験を行った後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図、図２５（Ｂ）はＭｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金に腐食試験を行った後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。
図２は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材について室温にて引張試験を行った結果を示す図である。
図３は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材の組織写真（ＳＥＭ像）である。
図４は、Ｍｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５合金押出材中の（Ｍｇ，Ａｌ）２ＣａのＴＥＭ像および電子線回折図形である。
図５は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）合金押出材の形成相と機械的特性を示す図である。
図６は、Ｍｇ９５−ｘＡｌｘＣａ５合金押出材における機械的特性のＡｌ添加量依存性を示す図である。
図７は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における機械的特性のＣａ添加量依存性を示す図である。
図８は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における組織変化のＣａ添加量依存性を示す図である。
図９は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材における機械的特性の押出比依存性を示す図である。
図１０は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金熱処理押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図である。
図１１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金材における発火温度のＣａ添加量依存性を示す図である。
図１２は、Ｍｇ１００−ｘＣａｘ（ｘ＝０〜５）合金材などにおける発火温度のＣａ添加量依存性を示す図である。
図１３は、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０Ｃａ１Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材などにおける発火温度のＺｎ添加量依存性を示す図である。
図１４は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を大気中で溶融した合金試料の表面皮膜の構造を示す写真及び皮膜の分析結果を示す図である。
図１５は、図１４に示す合金試料の表面皮膜を模式的に示す図である。
図１６は、表３に示すマグネシウム合金と腐食速度の関係を示す図である。
図１７は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と腐食速度の関係を示す図である。
図１８は、表４に示すマグネシウム合金と発火温度の関係を示す図である。
図１９は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と発火温度の関係を示す図である。
図２０は、鋳造押出材の機械的特性を示す図である。
図２１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図である。
図２２は、表７に示す組成のマグネシウム合金のＭｎ含有量と降伏強度（Ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）及び伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）の関係を示す図である。
図２３は、表８に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験１を行った結果であって、Ｍｎ含有量と腐食速度の関係を示す図である。
図２４は、表８に示す組成のマグネシウム合金に交流インピーダンス測定による腐食試験２を行った結果を示す図である。
図２５（Ａ）はＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金に腐食試験を行った後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図、図２５（Ｂ）はＭｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金に腐食試験を行った後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。
以下では、本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容に限定して解釈されるものではない。
（実施の形態１）
本発明の一態様は、溶質元素を高濃度に添加したマグネシウム合金であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金を用いて高強度な展伸材を開発したものである。優れた機械的特性を示した本発明の一態様であるＭｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５押出材の引張耐力、伸びはそれぞれ４６０ＭＰａ、３．３％に達しており、従来のＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金鋳造材および展伸材の特性を大きく上回るものである。
従来の研究では、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金においてＡｌとＣａを含む化合物の体積分率が高くなると延性が低下して脆性を示すことが報告されていた。
しかしながら、本発明者らは、化合物の体積分率が高くなるＡｌおよびＣａの高濃度組成域での展伸材開発を目指し、硬質なＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物、例えばＣ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを金属組織中に分散させることで、高い強度と比較的大きな延性が得られることを見出した。
ＭｇにＡｌを添加する利点は、機械的性質を向上させること、耐食性を向上させること、Ａｌの比重が２．７０であることから軽量化に寄与することにある。
ＭｇにＣａを添加する利点は、難燃性を向上させること、機械的性質を向上させること、耐クリープ性を向上させること、Ｃａの比重が１．５５であることから軽量化に寄与することにある。
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、Ｃ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）を満たし、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されている。なお、より好ましくは、ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことであり、さらに好ましくは、ａとｂが下記式（３’）を満たすことである。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２（または８≦ｂ≦１２）
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
ＡｌおよびＣａの含有量を上記式（１）及び（２）の範囲とした理由は次のとおりである。
Ａｌ含有量が１２原子％超であると、十分な強度を得ることができないためである。
Ａｌ含有量が４．５原子％未満であると、十分な延性を得ることができないためである。
Ｃａ含有量が７原子％超であると、マグネシウム合金を固めた状態にすることが困難となり、塑性加工することが困難となるためである。
Ｃａ含有量が３原子％未満であると、十分な難燃性を得ることができないためである。
上記のマグネシウム合金では、上述した範囲の含有量を有するＡｌとＣａ以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは硬質化合物であるため、この硬質化合物を微細にして分散させることにより高強度を得ることができる。言い換えると、高強度を得るためには、硬質化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを高い体積分率で金属組織中に分散させることが好ましい。なお、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの分散の度合いは、１個／μｍ２以上であるとよい。
また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは等軸晶であり、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比はおおむね１であるとよい。
また、上記のマグネシウム合金は、Ａｌ１２Ｍｇ１７（β相）をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすとよい。β相は、必ずしも必要な相ではないが、組成によっては不可避的に生成される。
（５）０＜ｄ≦１０
また、上記のように分散された（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすとよい。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径を２μｍ以下とすることにより、高強度なマグネシウム合金を得ることができる。
ただし、上記式（６）は、マグネシウム合金中の全ての（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下の結晶粒径を持たなければ高強度化できないという意味ではなく、主な（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下であればよく、例えばマグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの５０体積％以上が２μｍ以下であれば高強度なマグネシウム合金を得られるという意味である。なお、主な（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下であればよいとした理由は、２μｍより大きな結晶粒径の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａがマグネシウム合金中に存在することがあるからである。
上述したように（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことが好ましく、より好ましくは下記式（７’）を満たすことである。
（７）３５≦ｆ≦６５
（７’）３５≦ｆ≦５５
マグネシウム合金中には、Ｃ３６型化合物が分散されていない化合物フリー領域と、Ｃ３６型化合物が分散された化合物分散領域が存在する。この化合物分散領域が上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域を意味する。
化合物分散領域が強度の向上に寄与し、化合物フリー領域が延性の向上に寄与する。従って、化合物分散領域が多いほど強度を高くすることができ、化合物フリー領域が多いほど延性を高くすることができる。よって、マグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率ｆが上記式（７）または（７’）を満たすことにより、高強度を維持しつつ延性を向上させることができる。
上記のように、ＭｇにＣａを３原子％以上含有させることにより、マグネシウム合金の発火温度を９００℃以上にすることができる。
また、上記のように、ＭｇにＣａを４原子％以上含有させることにより、マグネシウム合金の発火温度を１０９０℃以上（沸点以上）にすることができる。このように発火温度がマグネシウム合金の沸点以上であれば、実質的に不燃性のマグネシウム合金ということもできる。
また、上記のマグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たす。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
従来のマグネシウム合金の圧縮耐力／引張耐力の比は０．７以下であるので、本実施の形態によるマグネシウム合金は、この点においても高強度ということができる。
また、上記のマグネシウム合金にＭｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性（例えば耐食性）を改善することができる。
（９）０＜ｉ≦０．３
また、上記のマグネシウム合金にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすとよく、より好ましくは下記式（１０’）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性を改善することができる。
（１０）０＜ｊ≦５
（１０’）０＜ｊ≦２
本実施の形態によれば、硬質化合物であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を金属組織中に分散させることにより、機械的特性を向上させることができ、高い強度と比較的大きな延性を得ることができるとともに、難燃性を向上させることができる。
また、上記のマグネシウム合金にＺｎをｘ原子％含有し、ｘが下記式（２０）を満たすとよい。
（２０）０＜ｘ≦３（好ましくは１≦ｘ≦３、さらに好ましくは１≦ｘ≦２）
上記のようにＺｎを含有させることにより、強度及び発火温度を向上させることができる。
（実施の形態２）
本発明の一態様は、溶質元素を高濃度に添加したマグネシウム合金であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素を添加することで耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたものである。第４元素は、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｎｄである。
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、Ｃ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素である。なお、より好ましくは、ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことであり、さらに好ましくは、ａとｂが下記式（３’）を満たすことである。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
ＡｌおよびＣａの含有量を上記式（１）及び（２）の範囲とした理由は実施の形態１と同様である。
上記のマグネシウム合金では、上述した範囲の含有量を有するＡｌとＣａと前記少なくとも一つの元素以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを含有させる理由も実施の形態１と同様である。また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは等軸晶である。また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比、Ａｌ１２Ｍｇ１７（β相）の含有量、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率は、実施の形態１と同様である。
マグネシウム合金中には、実施の形態１と同様に、化合物フリー領域と、化合物分散領域が存在する。
ＭｇにＣａを３原子％以上含有させることで、実施の形態１と同様にマグネシウム合金の発火温度を９００℃以上にすることができ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄの少なくとも一つの元素を添加することで発火温度をさらに上昇させることができる。
また、上記のように、ＭｇにＣａを４原子％以上含有させることで、実施の形態１と同様にマグネシウム合金の発火温度を１０９０℃以上（沸点以上）にすることができる。
また、ＭｇにＭｎ及びＺｎの少なくとも一つの元素を添加することで耐食性を向上させることができる。
また、上記のマグネシウム合金において圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合のｇとｈの関係は、実施の形態１と同様である。
また、上記のマグネシウム合金に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性を改善することができる。
（９）０＜ｉ≦０．３
また、上記のマグネシウム合金に含有するＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物中の金属原子の量は、実施の形態１と同様である。
本実施形態においても実施の形態１と同様の効果を得ることができる。
また、本実施の形態では、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を添加することで耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させることができる。詳細には、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄの少なくとも一つの元素を添加することで、第４元素を添加しないＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に比べて発火温度を高くすることができる。またＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ及びＺｎの少なくとも一つの元素を添加することで、第４元素を添加しないＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に比べて耐食性を向上させることができる。
（実施の形態３）
本発明の一態様に係るマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、溶解鋳造によってマグネシウム合金からなる鋳造物を作製する。このマグネシウム合金の組成は、実施の形態１または実施の形態２と同様である。この鋳造物は、実施の形態１または実施の形態２と同様に、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有しており、Ａｌ１２Ｍｇ１７を有していてもよい。
なお、溶解鋳造による鋳造時の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下であり、より好ましくは１００Ｋ／秒以下である。
次に、硬質化合物であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有する鋳造物に塑性加工を行うことにより、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を微細分散させることができ、その結果、このマグネシウム合金は高い強度と比較的大きな延性を得ることができるとともに難燃性を向上させることができる。なお、塑性加工を行う際の相当ひずみは、２．２以上（押出比が９以上に相当）であることが好ましい。
上記の塑性加工の方法としては、例えば押出し、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）加工法、圧延、引抜及び鍛造、これらの繰り返し加工、ＦＳＷ加工などを用いることができる。
押出しによる塑性加工を行う場合は、押出し温度を２５０℃以上５００℃以下とし、押出しによる断面減少率を５％以上とすることが好ましい。
ＥＣＡＥ加工法は、試料に均一なひずみを導入するためにパス毎に試料長手方向を９０°ずつ回転させる方法である。具体的には、断面形状がＬ字状の成形孔を形成した成形用ダイの前記成形孔に、成形用材料であるマグネシウム合金鋳造物を強制的に進入させて、特にＬ状成形孔の９０°に曲げられた部分で前記マグネシウム合金鋳造物に応力を加えて強度及び靭性が優れた成形体を得る方法である。ＥＣＡＥのパス回数としては１〜８パスが好ましい。より好ましくは３〜５パスである。ＥＣＡＥの加工時の温度は２５０℃以上５００℃以下が好ましい。
圧延による塑性加工を行う場合は、圧延温度を２５０℃以上５００℃以下とし、圧下率を５％以上とすることが好ましい。
引抜加工による塑性加工を行う場合は、引抜加工を行う際の温度が２５０℃以上５００℃以下、前記引抜加工の断面減少率が５％以上であることが好ましい。
鍛造による塑性加工を行う場合は、鍛造加工を行う際の温度が２５０℃以上５００℃以下、前記鍛造加工の加工率が５％以上であることが好ましい。
上記のようにマグネシウム合金に塑性加工を行った塑性加工物は、硬質化合物が微細に分散されているため、塑性加工を行う前に比べて、強度及び延性などの機械的特性を飛躍的に向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行う前に、鋳造物に４００℃〜６００℃の温度で５分〜２４時間の熱処理を行ってもよい。この熱処理により延性を向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行う前に、鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を施すことで、高い０．２％引張耐力（ＹＳ）を保持しつつ、より延性を向上させることができる。
上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすとよい。このように結晶粒径を２μｍ以下とすることにより、高強度なマグネシウム合金を得ることができる。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
また、上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金に（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすとよく、ｆが下記式（７’）を満たすとさらによい。
（７）３５≦ｆ≦６５
（７’）３５≦ｆ≦５５
このように、マグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率ｆが上記式（７）または（７’）を満たすことにより、高強度を維持しつつ延性を向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすとよい。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
また、上記の塑性加工を行った後に、マグネシウム合金に１７５℃〜３５０℃の温度で３０分〜１５０時間の熱処理を行うとよい。これにより、析出強化が起こり硬度値が上昇する。
また、上記の塑性加工を行った後に、マグネシウム合金に３５０℃〜５６０℃の温度で３０分〜１２時間の溶体化処理を行うとよい。これにより、析出物形成に必要な溶質元素の母相への固溶が促進される。
また、上記の溶体化処理を行った後に、マグネシウム合金に１７５℃〜３５０℃の温度で３０分〜１５０時間の時効処理を行うとよい。これにより、析出強化が起こり硬度値が上昇する。
（実施の形態４）
本実施の形態によるマグネシウム合金は、実施の形態３と同様の方法によりＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有するマグネシウム合金材を用意し、このマグネシウム合金材を切削することによって作られた複数の数ｍｍ角以下のチップ形状の切削物を作製し、この切削物をせん断が付加されるようにして固化したものである。固化の方法は、例えば、切削物を缶に詰め込み、缶の内形状と同一形状の棒状部材で押し込むことで、切削物にせん断が付加されて固化される方法を採用してもよい。
本実施の形態においても実施の形態３と同様の効果を得ることができる。
また、チップ形状の切削物を固化したマグネシウム合金は、切削および固化を行わないマグネシウム合金に比べてより高強度・高延性のマグネシウム合金とすることができる。また、切削物を固化したマグネシウム合金に塑性加工を行ってもよい。
なお、上記の実施の形態１〜３に係るマグネシウム合金は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、航空機用部品、自動車用部品、特に内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット灯等に使用することができる。
（実施の形態１）
本発明の一態様は、溶質元素を高濃度に添加したマグネシウム合金であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金を用いて高強度な展伸材を開発したものである。優れた機械的特性を示した本発明の一態様であるＭｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５押出材の引張耐力、伸びはそれぞれ４６０ＭＰａ、３．３％に達しており、従来のＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金鋳造材および展伸材の特性を大きく上回るものである。
従来の研究では、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金においてＡｌとＣａを含む化合物の体積分率が高くなると延性が低下して脆性を示すことが報告されていた。
しかしながら、本発明者らは、化合物の体積分率が高くなるＡｌおよびＣａの高濃度組成域での展伸材開発を目指し、硬質なＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物、例えばＣ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを金属組織中に分散させることで、高い強度と比較的大きな延性が得られることを見出した。
ＭｇにＡｌを添加する利点は、機械的性質を向上させること、耐食性を向上させること、Ａｌの比重が２．７０であることから軽量化に寄与することにある。
ＭｇにＣａを添加する利点は、難燃性を向上させること、機械的性質を向上させること、耐クリープ性を向上させること、Ｃａの比重が１．５５であることから軽量化に寄与することにある。
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、Ｃ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃが下記式（１）〜（４）を満たし、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されている。なお、より好ましくは、ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことであり、さらに好ましくは、ａとｂが下記式（３’）を満たすことである。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２（または８≦ｂ≦１２）
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
ＡｌおよびＣａの含有量を上記式（１）及び（２）の範囲とした理由は次のとおりである。
Ａｌ含有量が１２原子％超であると、十分な強度を得ることができないためである。
Ａｌ含有量が４．５原子％未満であると、十分な延性を得ることができないためである。
Ｃａ含有量が７原子％超であると、マグネシウム合金を固めた状態にすることが困難となり、塑性加工することが困難となるためである。
Ｃａ含有量が３原子％未満であると、十分な難燃性を得ることができないためである。
上記のマグネシウム合金では、上述した範囲の含有量を有するＡｌとＣａ以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは硬質化合物であるため、この硬質化合物を微細にして分散させることにより高強度を得ることができる。言い換えると、高強度を得るためには、硬質化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを高い体積分率で金属組織中に分散させることが好ましい。なお、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの分散の度合いは、１個／μｍ２以上であるとよい。
また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは等軸晶であり、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比はおおむね１であるとよい。
また、上記のマグネシウム合金は、Ａｌ１２Ｍｇ１７（β相）をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすとよい。β相は、必ずしも必要な相ではないが、組成によっては不可避的に生成される。
（５）０＜ｄ≦１０
また、上記のように分散された（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすとよい。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径を２μｍ以下とすることにより、高強度なマグネシウム合金を得ることができる。
ただし、上記式（６）は、マグネシウム合金中の全ての（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下の結晶粒径を持たなければ高強度化できないという意味ではなく、主な（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下であればよく、例えばマグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの５０体積％以上が２μｍ以下であれば高強度なマグネシウム合金を得られるという意味である。なお、主な（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが２μｍ以下であればよいとした理由は、２μｍより大きな結晶粒径の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａがマグネシウム合金中に存在することがあるからである。
上述したように（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことが好ましく、より好ましくは下記式（７’）を満たすことである。
（７）３５≦ｆ≦６５
（７’）３５≦ｆ≦５５
マグネシウム合金中には、Ｃ３６型化合物が分散されていない化合物フリー領域と、Ｃ３６型化合物が分散された化合物分散領域が存在する。この化合物分散領域が上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域を意味する。
化合物分散領域が強度の向上に寄与し、化合物フリー領域が延性の向上に寄与する。従って、化合物分散領域が多いほど強度を高くすることができ、化合物フリー領域が多いほど延性を高くすることができる。よって、マグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率ｆが上記式（７）または（７’）を満たすことにより、高強度を維持しつつ延性を向上させることができる。
上記のように、ＭｇにＣａを３原子％以上含有させることにより、マグネシウム合金の発火温度を９００℃以上にすることができる。
また、上記のように、ＭｇにＣａを４原子％以上含有させることにより、マグネシウム合金の発火温度を１０９０℃以上（沸点以上）にすることができる。このように発火温度がマグネシウム合金の沸点以上であれば、実質的に不燃性のマグネシウム合金ということもできる。
また、上記のマグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たす。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
従来のマグネシウム合金の圧縮耐力／引張耐力の比は０．７以下であるので、本実施の形態によるマグネシウム合金は、この点においても高強度ということができる。
また、上記のマグネシウム合金にＭｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、及び希土類元素の群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性（例えば耐食性）を改善することができる。
（９）０＜ｉ≦０．３
また、上記のマグネシウム合金にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてｊ原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすとよく、より好ましくは下記式（１０’）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性を改善することができる。
（１０）０＜ｊ≦５
（１０’）０＜ｊ≦２
本実施の形態によれば、硬質化合物であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を金属組織中に分散させることにより、機械的特性を向上させることができ、高い強度と比較的大きな延性を得ることができるとともに、難燃性を向上させることができる。
また、上記のマグネシウム合金にＺｎをｘ原子％含有し、ｘが下記式（２０）を満たすとよい。
（２０）０＜ｘ≦３（好ましくは１≦ｘ≦３、さらに好ましくは１≦ｘ≦２）
上記のようにＺｎを含有させることにより、強度及び発火温度を向上させることができる。
（実施の形態２）
本発明の一態様は、溶質元素を高濃度に添加したマグネシウム合金であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素を添加することで耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させたものである。第４元素は、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｎｄである。
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇからなる組成を有し、Ｃ３６型化合物である（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素である。なお、より好ましくは、ａとｂが下記式（１’）及び（２’）を満たすことであり、さらに好ましくは、ａとｂが下記式（３’）を満たすことである。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５（好ましくは１０≦ｃ≦３０）
（２１）０＜ｋ≦０．３
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
ＡｌおよびＣａの含有量を上記式（１）及び（２）の範囲とした理由は実施の形態１と同様である。
上記のマグネシウム合金では、上述した範囲の含有量を有するＡｌとＣａと前記少なくとも一つの元素以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
上記の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａを含有させる理由も実施の形態１と同様である。また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａは等軸晶である。また、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比、Ａｌ１２Ｍｇ１７（β相）の含有量、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率は、実施の形態１と同様である。
マグネシウム合金中には、実施の形態１と同様に、化合物フリー領域と、化合物分散領域が存在する。
ＭｇにＣａを３原子％以上含有させることで、実施の形態１と同様にマグネシウム合金の発火温度を９００℃以上にすることができ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄの少なくとも一つの元素を添加することで発火温度をさらに上昇させることができる。
また、上記のように、ＭｇにＣａを４原子％以上含有させることで、実施の形態１と同様にマグネシウム合金の発火温度を１０９０℃以上（沸点以上）にすることができる。
また、ＭｇにＭｎ及びＺｎの少なくとも一つの元素を添加することで耐食性を向上させることができる。
また、上記のマグネシウム合金において圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合のｇとｈの関係は、実施の形態１と同様である。
また、上記のマグネシウム合金に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすとよい。これにより、高難燃性、高強度及び高延性を併せ持ちながら種々の特性を改善することができる。
（９）０＜ｉ≦０．３
また、上記のマグネシウム合金に含有するＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物中の金属原子の量は、実施の形態１と同様である。
本実施形態においても実施の形態１と同様の効果を得ることができる。
また、本実施の形態では、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を添加することで耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させることができる。詳細には、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄの少なくとも一つの元素を添加することで、第４元素を添加しないＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に比べて発火温度を高くすることができる。またＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に第４元素としてＭｎ及びＺｎの少なくとも一つの元素を添加することで、第４元素を添加しないＭｇ−Ａｌ−Ｃａ合金に比べて耐食性を向上させることができる。
（実施の形態３）
本発明の一態様に係るマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、溶解鋳造によってマグネシウム合金からなる鋳造物を作製する。このマグネシウム合金の組成は、実施の形態１または実施の形態２と同様である。この鋳造物は、実施の形態１または実施の形態２と同様に、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有しており、Ａｌ１２Ｍｇ１７を有していてもよい。
なお、溶解鋳造による鋳造時の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下であり、より好ましくは１００Ｋ／秒以下である。
次に、硬質化合物であるＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有する鋳造物に塑性加工を行うことにより、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を微細分散させることができ、その結果、このマグネシウム合金は高い強度と比較的大きな延性を得ることができるとともに難燃性を向上させることができる。なお、塑性加工を行う際の相当ひずみは、２．２以上（押出比が９以上に相当）であることが好ましい。
上記の塑性加工の方法としては、例えば押出し、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）加工法、圧延、引抜及び鍛造、これらの繰り返し加工、ＦＳＷ加工などを用いることができる。
押出しによる塑性加工を行う場合は、押出し温度を２５０℃以上５００℃以下とし、押出しによる断面減少率を５％以上とすることが好ましい。
ＥＣＡＥ加工法は、試料に均一なひずみを導入するためにパス毎に試料長手方向を９０°ずつ回転させる方法である。具体的には、断面形状がＬ字状の成形孔を形成した成形用ダイの前記成形孔に、成形用材料であるマグネシウム合金鋳造物を強制的に進入させて、特にＬ状成形孔の９０°に曲げられた部分で前記マグネシウム合金鋳造物に応力を加えて強度及び靭性が優れた成形体を得る方法である。ＥＣＡＥのパス回数としては１〜８パスが好ましい。より好ましくは３〜５パスである。ＥＣＡＥの加工時の温度は２５０℃以上５００℃以下が好ましい。
圧延による塑性加工を行う場合は、圧延温度を２５０℃以上５００℃以下とし、圧下率を５％以上とすることが好ましい。
引抜加工による塑性加工を行う場合は、引抜加工を行う際の温度が２５０℃以上５００℃以下、前記引抜加工の断面減少率が５％以上であることが好ましい。
鍛造による塑性加工を行う場合は、鍛造加工を行う際の温度が２５０℃以上５００℃以下、前記鍛造加工の加工率が５％以上であることが好ましい。
上記のようにマグネシウム合金に塑性加工を行った塑性加工物は、硬質化合物が微細に分散されているため、塑性加工を行う前に比べて、強度及び延性などの機械的特性を飛躍的に向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行う前に、鋳造物に４００℃〜６００℃の温度で５分〜２４時間の熱処理を行ってもよい。この熱処理により延性を向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行う前に、鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を施すことで、高い０．２％引張耐力（ＹＳ）を保持しつつ、より延性を向上させることができる。
上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径はｅであり、ｅが下記式（６）を満たすとよい。このように結晶粒径を２μｍ以下とすることにより、高強度なマグネシウム合金を得ることができる。
（６）１ｎｍ≦ｅ≦２μｍ
また、上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金に（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすとよく、ｆが下記式（７’）を満たすとさらによい。
（７）３５≦ｆ≦６５
（７’）３５≦ｆ≦５５
このように、マグネシウム合金中の（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率ｆが上記式（７）または（７’）を満たすことにより、高強度を維持しつつ延性を向上させることができる。
また、上記の塑性加工を行った後のマグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすとよい。
（８）０．８≦ｇ／ｈ
また、上記の塑性加工を行った後に、マグネシウム合金に１７５℃〜３５０℃の温度で３０分〜１５０時間の熱処理を行うとよい。これにより、析出強化が起こり硬度値が上昇する。
また、上記の塑性加工を行った後に、マグネシウム合金に３５０℃〜５６０℃の温度で３０分〜１２時間の溶体化処理を行うとよい。これにより、析出物形成に必要な溶質元素の母相への固溶が促進される。
また、上記の溶体化処理を行った後に、マグネシウム合金に１７５℃〜３５０℃の温度で３０分〜１５０時間の時効処理を行うとよい。これにより、析出強化が起こり硬度値が上昇する。
（実施の形態４）
本実施の形態によるマグネシウム合金は、実施の形態３と同様の方法によりＭｇ−Ａｌ−Ｃａ三元系化合物を有するマグネシウム合金材を用意し、このマグネシウム合金材を切削することによって作られた複数の数ｍｍ角以下のチップ形状の切削物を作製し、この切削物をせん断が付加されるようにして固化したものである。固化の方法は、例えば、切削物を缶に詰め込み、缶の内形状と同一形状の棒状部材で押し込むことで、切削物にせん断が付加されて固化される方法を採用してもよい。
本実施の形態においても実施の形態３と同様の効果を得ることができる。
また、チップ形状の切削物を固化したマグネシウム合金は、切削および固化を行わないマグネシウム合金に比べてより高強度・高延性のマグネシウム合金とすることができる。また、切削物を固化したマグネシウム合金に塑性加工を行ってもよい。
なお、上記の実施の形態１〜３に係るマグネシウム合金は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、航空機用部品、自動車用部品、特に内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット灯等に使用することができる。
（試料の作製）
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表１に示す組成のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）等のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに表１に示す条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比５，７．５，１０、押出温度５２３Ｋ，５７３Ｋ，６２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の押出加工を行ったＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材等について室温にて引張試験及び圧縮試験を行った。その結果を表１、図１及び図２に示す。なお、図１及び図２における「＊」は弾性域破断を示す。表１の引張特性におけるＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示し、表１の圧縮特性におけるＹＳは０．２％圧縮耐力を示し、ＵＴＳは圧縮強さを示す。
図１に示す太線で囲んでハッチングをかけた第１の組成範囲は、Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂが下記式（１）〜（３）を満たすマグネシウム合金を示している。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
図２に示す太線で囲んでハッチングをかけた第２の組成範囲は、上記のａとｂが下記式（１’）〜（３’）を満たすマグネシウム合金を示している。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
図１及び図２には、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材の０．２％引張耐力（ＭＰａ）および伸び（以下、δと略）を三元系強度図として示す。図１及び図２では、δが５％より大きいものを白丸で示し、δが２％より大きく５％以下のものを灰色丸で示し、δが２％以下のものを黒丸で示した。
高強度及び高延性の機械的性質を示すマグネシウム合金を得るためには、図１に示す第１の組成範囲とすることが好ましく、図２に示す第２の組成範囲とすることがさらに好ましいことが確認された。また、図１及び図２に示すように、Ａｌ添加量が１０原子％の合金群が高い強度と延性を示す事がわかる。
また、表１に示すように、圧縮耐力／引張耐力の比は０．８以上であることが確認された。
（鋳造押出材の組織観察）
図３には、上記のようにして作製した試料のうちＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材の組織写真（ＳＥＭ像）を示す。このＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材では、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ（Ｃ３６型化合物）の効果的な分散が観察され、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが高い体積分率で金属組織中に分散されたことが観察された。
上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率が３５％以上６５％以下であることが確認され、より優れた機械的性質（高強度及び高延性）を有するＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材ではその体積分率が３５％以上５５％以下であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの分散度を観察した結果、その分散度はおおむね１個／μｍ２以上であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比を観察した結果、そのアスペクト比はおおむね１であり、等軸晶であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径の上限は２μｍであることが確認された。
図４には、上記のようにして作製した試料のうちＭｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５合金押出材中の（Ｍｇ，Ａｌ）２ＣａのＴＥＭ像および電子線回折図形を示す。
図４に示すように、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの存在をＴＥＭでも確認することができ、化合物が（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａであることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＴＥＭ像からは（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径が１０ｎｍ以下のものが多数観察され、その下限は１ｎｍであることが確認された。
図５は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）合金押出材の形成相と機械的特性を示す図である。
図５によれば、図１に示す第１の組成範囲及び図２に示す第２の組成範囲において、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが形成される範囲と、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ及びＡｌ１２Ｍｇ１７が形成される領域が存在することが確認された。
また、上記の形成相の測定によって、図１に示す第１の組成範囲の試料のマグネシウム合金は、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが１０体積％以上３５体積％以下含有することを確認し、Ａｌ１２Ｍｇ１７を０体積％以上１０体積％以下含有することを確認した。
図６は、Ｍｇ９５−ｘＡｌｘＣａ５合金押出材における機械的特性のＡｌ添加量依存性を示す図であり、横軸はＡｌ含有量ｘを示し、縦軸は０．２％引張耐力ＹＳを示す。
図６に示すように、Ａｌ添加量が１２原子％を超えると０．２％引張耐力が急激に低下することが確認され、Ａｌ添加量の上限は１２原子％が好ましく、より好ましくは１１原子％であることが分かった。
図７は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における機械的特性のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ含有量ｘを示し、縦軸は０．２％引張耐力ＹＳを示す。
図７に示すように、Ｃａ添加量が３．７５原子％を超えると０．２％引張耐力が急激に上昇することが確認された。また、Ｃａ添加量が６．２５原子％でもっとも高強度を示し、Ｃａを７．５原子％以上添加すると延性を示さず、弾性限内で破断する事がわかった。従って、Ｃａ添加量の上限は７原子％とすることが好ましいことが確認された。
図８は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における組織変化のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ含有量ｘを示し、縦軸は化合物分散領域または化合物の体積分率を示す。
図８に示すように、「■」で示すβ相（Ａｌ１２Ｍｇ１７）は、鋳造状態で測定した結果、０〜１０％の範囲内にあることが分かり、「□」で示すＣ３６型化合物（（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ）は、鋳造状態で測定した結果、１０〜３０％の範囲内にあることが分かり、「●」で示す化合物分散領域（Ｃ３６型化合物及びβ相の分散領域）の体積分率は、押出材で測定した結果、２５〜６５％の範囲内にあることが分かる。なお、この化合物分散領域の体積分率は、ＹＳが３００ＭＰａ以下のマグネシウム合金を除くと、３５〜６５％の範囲内にあることが好ましいといえる。
図７及び図８によれば、Ｃ３６型化合物の含有量の増加に伴い、０．２％引張耐力が増加することが確認された。
図９は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材における機械的特性の押出比依存性を示す図であり、横軸は押出比を示し、左の縦軸は引張強さＵＴＳ及び０．２％引張耐力σ０．２を示し、右の縦軸は伸びδを示す。
図９に示すように、９以上の押出比（２．２以上の相当ひずみ）によって押出加工することにより２％以上の伸びが得られることが確認された。
図１０は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金鋳造材に７９３Ｋの温度で１時間、０．５時間、２時間の熱処理を行った後、５２３Ｋの温度で押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／秒で押出加工した押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図であり、横軸は熱処理時間を示し、左の縦軸は引張強さのσＵＴＳ及び０．２％引張耐力σ０．２を示し、右の縦軸は伸びδを示す。
図１０に示すように、塑性加工前に鋳造材に熱処理を施すことにより、飛躍的に伸びを向上させることができる。なお、５分程度の熱処理を行えば、伸びの向上効果を実現できると予想される。
図１１は、ＡＳＴＭ規格によるＡＺ９１合金にＣａを０〜３．１原子％含有させた合金材（Ｃａ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ＡＺ９１−ｂａｓｅｄ Ａｌｌｏｙｓ）及びＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金材における発火温度のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１１の燃焼試験によれば、Ｃａ添加量が３原子％以上になると発火温度が１１２３Ｋ（８５０℃）以上になることが分かり、Ｃａ添加量が５原子％以上になると発火温度が１３６３Ｋ（１０９０℃）以上になる。
図１２は、Ｍｇ１００−ｘＣａｘ（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８９．５−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ０．５（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ１（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８８−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ２（ｘ＝０〜５）合金材それぞれにおける発火温度のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１２の燃焼試験によれば、Ｚｎ添加量が増えると発火温度が高くなることが分かる。
図１３は、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０Ｃａ１Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８８−ｘＡｌ１０Ｃａ２Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８７−ｘＡｌ１０Ｃａ３Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８６−ｘＡｌ１０Ｃａ４Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材それぞれにおける発火温度のＺｎ添加量依存性を示す図であり、横軸はＺｎ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１３の燃焼試験によれば、Ｃａ添加量が増えると発火温度が高くなることが分かる。また、Ｍｇ８３Ａｌ１０Ｃａ５Ｚｎ２合金材では１３８０Ｋの発火温度を示した。そして、このＭｇ８３Ａｌ１０Ｃａ５Ｚｎ２合金を表１に示す試料と同様の方法で作製し、その機械的特性を測定した結果、降伏応力が３８０ＭＰａであることを確認した。
図１４は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を大気中で溶融した合金試料の表面皮膜の構造を示す写真及び皮膜の分析結果を示す図である。
図１５は、図１４に示す合金試料の表面皮膜を模式的に示す図である。
＜不燃性発現メカニズム＞
図１４及び図１５によれば、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金の溶融時に形成される表面皮膜は三層構造であり、表層から、超微細粒ＣａＯ層、微細粒ＭｇＯ層、粗大ＭｇＯ層によって形成されていることが確認された。このように溶融時に、超微細粒ＣａＯ層を形成することによって、不燃性の発現に大きく寄与していることが示唆された。
（腐食試験）
表２に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験を行った。腐食条件は、１ｗｔ％ＮａＣｌ水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表２に示す。
表２によれば、ＭｎおよびＺｎを微量添加したＭｇ８４．９Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．１合金およびＭｇ８４．９Ａｌ１０Ｃａ５Ｚｎ０．１合金が極めて高い耐食性を示した。
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表１に示す組成のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）等のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに表１に示す条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比５，７．５，１０、押出温度５２３Ｋ，５７３Ｋ，６２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の押出加工を行ったＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材等について室温にて引張試験及び圧縮試験を行った。その結果を表１、図１及び図２に示す。なお、図１及び図２における「＊」は弾性域破断を示す。表１の引張特性におけるＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示し、表１の圧縮特性におけるＹＳは０．２％圧縮耐力を示し、ＵＴＳは圧縮強さを示す。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
図２に示す太線で囲んでハッチングをかけた第２の組成範囲は、上記のａとｂが下記式（１’）〜（３’）を満たすマグネシウム合金を示している。
（１’）４≦ａ≦６．５
（２’）７．５≦ｂ≦１１
（３’）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５
図１及び図２には、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金鋳造押出材の０．２％引張耐力（ＭＰａ）および伸び（以下、δと略）を三元系強度図として示す。図１及び図２では、δが５％より大きいものを白丸で示し、δが２％より大きく５％以下のものを灰色丸で示し、δが２％以下のものを黒丸で示した。
高強度及び高延性の機械的性質を示すマグネシウム合金を得るためには、図１に示す第１の組成範囲とすることが好ましく、図２に示す第２の組成範囲とすることがさらに好ましいことが確認された。また、図１及び図２に示すように、Ａｌ添加量が１０原子％の合金群が高い強度と延性を示す事がわかる。
また、表１に示すように、圧縮耐力／引張耐力の比は０．８以上であることが確認された。
（鋳造押出材の組織観察）
図３には、上記のようにして作製した試料のうちＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材の組織写真（ＳＥＭ像）を示す。このＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材では、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ（Ｃ３６型化合物）の効果的な分散が観察され、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが高い体積分率で金属組織中に分散されたことが観察された。
上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率が３５％以上６５％以下であることが確認され、より優れた機械的性質（高強度及び高延性）を有するＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材ではその体積分率が３５％以上５５％以下であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの分散度を観察した結果、その分散度はおおむね１個／μｍ２以上であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒のアスペクト比を観察した結果、そのアスペクト比はおおむね１であり、等軸晶であることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＳＥＭ像から（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径の上限は２μｍであることが確認された。
図４には、上記のようにして作製した試料のうちＭｇ８３．７５Ａｌ１０Ｃａ６．２５合金押出材中の（Ｍｇ，Ａｌ）２ＣａのＴＥＭ像および電子線回折図形を示す。
図４に示すように、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの存在をＴＥＭでも確認することができ、化合物が（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａであることが確認された。
また、上記のようにして作製した試料のうち図１に示す第１の組成範囲のＭｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金押出材のＴＥＭ像からは（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａの結晶粒径が１０ｎｍ以下のものが多数観察され、その下限は１ｎｍであることが確認された。
図５は、Ｍｇ１００−ａ−ｂＣａａＡｌｂ合金（ａ：２．５〜７．５ａｔ．％、ｂ：２．５〜１２．５ａｔ．％）合金押出材の形成相と機械的特性を示す図である。
図５によれば、図１に示す第１の組成範囲及び図２に示す第２の組成範囲において、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが形成される範囲と、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ及びＡｌ１２Ｍｇ１７が形成される領域が存在することが確認された。
また、上記の形成相の測定によって、図１に示す第１の組成範囲の試料のマグネシウム合金は、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが１０体積％以上３５体積％以下含有することを確認し、Ａｌ１２Ｍｇ１７を０体積％以上１０体積％以下含有することを確認した。
図６は、Ｍｇ９５−ｘＡｌｘＣａ５合金押出材における機械的特性のＡｌ添加量依存性を示す図であり、横軸はＡｌ含有量ｘを示し、縦軸は０．２％引張耐力ＹＳを示す。
図６に示すように、Ａｌ添加量が１２原子％を超えると０．２％引張耐力が急激に低下することが確認され、Ａｌ添加量の上限は１２原子％が好ましく、より好ましくは１１原子％であることが分かった。
図７は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における機械的特性のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ含有量ｘを示し、縦軸は０．２％引張耐力ＹＳを示す。
図７に示すように、Ｃａ添加量が３．７５原子％を超えると０．２％引張耐力が急激に上昇することが確認された。また、Ｃａ添加量が６．２５原子％でもっとも高強度を示し、Ｃａを７．５原子％以上添加すると延性を示さず、弾性限内で破断する事がわかった。従って、Ｃａ添加量の上限は７原子％とすることが好ましいことが確認された。
図８は、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ合金押出材における組織変化のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ含有量ｘを示し、縦軸は化合物分散領域または化合物の体積分率を示す。
図８に示すように、「■」で示すβ相（Ａｌ１２Ｍｇ１７）は、鋳造状態で測定した結果、０〜１０％の範囲内にあることが分かり、「□」で示すＣ３６型化合物（（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ）は、鋳造状態で測定した結果、１０〜３０％の範囲内にあることが分かり、「●」で示す化合物分散領域（Ｃ３６型化合物及びβ相の分散領域）の体積分率は、押出材で測定した結果、２５〜６５％の範囲内にあることが分かる。なお、この化合物分散領域の体積分率は、ＹＳが３００ＭＰａ以下のマグネシウム合金を除くと、３５〜６５％の範囲内にあることが好ましいといえる。
図７及び図８によれば、Ｃ３６型化合物の含有量の増加に伴い、０．２％引張耐力が増加することが確認された。
図９は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金押出材における機械的特性の押出比依存性を示す図であり、横軸は押出比を示し、左の縦軸は引張強さＵＴＳ及び０．２％引張耐力σ０．２を示し、右の縦軸は伸びδを示す。
図９に示すように、９以上の押出比（２．２以上の相当ひずみ）によって押出加工することにより２％以上の伸びが得られることが確認された。
図１０は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金鋳造材に７９３Ｋの温度で１時間、０．５時間、２時間の熱処理を行った後、５２３Ｋの温度で押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／秒で押出加工した押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図であり、横軸は熱処理時間を示し、左の縦軸は引張強さのσＵＴＳ及び０．２％引張耐力σ０．２を示し、右の縦軸は伸びδを示す。
図１０に示すように、塑性加工前に鋳造材に熱処理を施すことにより、飛躍的に伸びを向上させることができる。なお、５分程度の熱処理を行えば、伸びの向上効果を実現できると予想される。
図１１は、ＡＳＴＭ規格によるＡＺ９１合金にＣａを０〜３．１原子％含有させた合金材（Ｃａ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ＡＺ９１−ｂａｓｅｄ Ａｌｌｏｙｓ）及びＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金材における発火温度のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１１の燃焼試験によれば、Ｃａ添加量が３原子％以上になると発火温度が１１２３Ｋ（８５０℃）以上になることが分かり、Ｃａ添加量が５原子％以上になると発火温度が１３６３Ｋ（１０９０℃）以上になる。
図１２は、Ｍｇ１００−ｘＣａｘ（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ９０−ｘＡｌ１０Ｃａｘ（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８９．５−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ０．５（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ１（ｘ＝０〜５）合金材、Ｍｇ８８−ｘＡｌ１０ＣａｘＺｎ２（ｘ＝０〜５）合金材それぞれにおける発火温度のＣａ添加量依存性を示す図であり、横軸はＣａ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１２の燃焼試験によれば、Ｚｎ添加量が増えると発火温度が高くなることが分かる。
図１３は、Ｍｇ８９−ｘＡｌ１０Ｃａ１Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８８−ｘＡｌ１０Ｃａ２Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８７−ｘＡｌ１０Ｃａ３Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８６−ｘＡｌ１０Ｃａ４Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｚｎｘ（ｘ＝０〜２．０）合金材それぞれにおける発火温度のＺｎ添加量依存性を示す図であり、横軸はＺｎ添加量を示し、縦軸は発火温度を示す。
図１３の燃焼試験によれば、Ｃａ添加量が増えると発火温度が高くなることが分かる。また、Ｍｇ８３Ａｌ１０Ｃａ５Ｚｎ２合金材では１３８０Ｋの発火温度を示した。そして、このＭｇ８３Ａｌ１０Ｃａ５Ｚｎ２合金を表１に示す試料と同様の方法で作製し、その機械的特性を測定した結果、降伏応力が３８０ＭＰａであることを確認した。
図１４は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を大気中で溶融した合金試料の表面皮膜の構造を示す写真及び皮膜の分析結果を示す図である。
図１５は、図１４に示す合金試料の表面皮膜を模式的に示す図である。
＜不燃性発現メカニズム＞
図１４及び図１５によれば、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金の溶融時に形成される表面皮膜は三層構造であり、表層から、超微細粒ＣａＯ層、微細粒ＭｇＯ層、粗大ＭｇＯ層によって形成されていることが確認された。このように溶融時に、超微細粒ＣａＯ層を形成することによって、不燃性の発現に大きく寄与していることが示唆された。
（腐食試験）
表２に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験を行った。腐食条件は、１ｗｔ％ＮａＣｌ水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表２に示す。
（試料の作製）
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表３に示す組成のＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｘｘ合金（Ｘ：Ｍｎ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ａｇ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｇｄ、ｘ：０．１〜０．３ａｔ．％）のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の第４元素添加による腐食性特性）
上記の押出加工を行った鋳造押出材に腐食試験を行った。詳細には、鋳造押出材を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表３、図１６及び図１７に示す。図１６は、表３に示すマグネシウム合金と腐食速度の関係を示す図である。図１７は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と腐食速度の関係を示す図である。
表３及び図１６に示すように、Ｍｎ、Ｚｎを０．１〜０．３ａｔ．％添加することで、マグネシウム合金の耐食性が向上することを確認できた。また、図１７に示すように、Ｍｎを０．１ａｔ．％以上添加することで、マグネシウム合金の耐食性が向上することを確認できた。
（鋳造押出材の第４元素添加による不燃性特性）
上記の腐食試験を行った試料と同様の鋳造押出材を用いて不燃性特性の試験を行った。詳細には、表４に示す組成の鋳造押出材における発火温度を測定し、その結果を表４、図１８及び図１９に示す。図１８は、表４に示すマグネシウム合金と発火温度の関係を示す図である。図１９は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と発火温度の関係を示す図である。
表４及び図１８に示すように、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｎｄを０．１〜０．３ａｔ．％添加することで、マグネシウム合金の発火温度が上昇することを確認できた。また、図１９に示すように、Ｍｎを０．１ａｔ．％添加することで、マグネシウム合金の発火温度が十分に上昇することを確認できた。
また、上記の腐食試験及び発火温度測定の結果からＭｎを添加することで耐食性と不燃性を同時に向上させることができることを確認した。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の腐食試験を行った試料と同様の方法で作製した表５に示す組成のＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｘｘ合金（Ｘ：Ｍｎ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ａｇ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｇｄ、ｘ：０．１〜０．３ａｔ．％）の鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表５及び図２０に示す。図２０は、上記の鋳造押出材の機械的特性を示す図である。なお、表５におけるＴＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示す。また図２０に示すＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示し、Ｅｌは伸びを示す。
表５及び図２０に示すように、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｇｄを添加すると強度または延性が低下した。
上記の腐食試験、発火温度測定及び引張試験の結果から次のことが確認できた。Ｍｎを添加することで耐食性及び不燃性を向上させることができるが、強度と延性が少し低下する。またＺｎを添加することで耐食性を向上させることができるが、強度と延性が少し低下する。またＺｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｎｄを添加することで不燃性を向上させることができるが、強度及び延性の少なくとも一方が少し低下する。
（Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材の押出前熱処理の効果）
上記の腐食試験を行った試料と同様の方法でＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金の押出ビレットを準備し、その押出ビレットに表５に示す温度条件及び処理時間の熱処理を行う。次いで、その押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
上記の押出加工を行ったＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表６及び図２１に示す。図２１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図であり、横軸は熱処理時間を示し、左の縦軸は引張強さ（ＵＴＳ）及び０．２％引張耐力（ＹＳ）σ０．２を示し、右の縦軸は伸びを示す。
表６及び図２１に示すように、押出加工前に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度範囲で０．５時間以上の熱処理を鋳造材に施すことで、２８０ＭＰａ以上のＹＳを保持したまま、１０％以上の延性が発現することを確認できた。
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表３に示す組成のＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｘｘ合金（Ｘ：Ｍｎ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ａｇ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｇｄ、ｘ：０．１〜０．３ａｔ．％）のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の第４元素添加による腐食性特性）
上記の押出加工を行った鋳造押出材に腐食試験を行った。詳細には、鋳造押出材を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表３、図１６及び図１７に示す。図１６は、表３に示すマグネシウム合金と腐食速度の関係を示す図である。図１７は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と腐食速度の関係を示す図である。
（鋳造押出材の第４元素添加による不燃性特性）
上記の腐食試験を行った試料と同様の鋳造押出材を用いて不燃性特性の試験を行った。詳細には、表４に示す組成の鋳造押出材における発火温度を測定し、その結果を表４、図１８及び図１９に示す。図１８は、表４に示すマグネシウム合金と発火温度の関係を示す図である。図１９は、Ｍｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｍｎｘ合金（ｘ：０〜０．３ａｔ．％）と発火温度の関係を示す図である。
また、上記の腐食試験及び発火温度測定の結果からＭｎを添加することで耐食性と不燃性を同時に向上させることができることを確認した。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の腐食試験を行った試料と同様の方法で作製した表５に示す組成のＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８５−ｘＡｌ１０Ｃａ５Ｘｘ合金（Ｘ：Ｍｎ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ａｇ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｇｄ、ｘ：０．１〜０．３ａｔ．％）の鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表５及び図２０に示す。図２０は、上記の鋳造押出材の機械的特性を示す図である。なお、表５におけるＴＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示す。また図２０に示すＹＳは０．２％引張耐力を示し、ＵＴＳは引張強さを示し、Ｅｌは伸びを示す。
上記の腐食試験、発火温度測定及び引張試験の結果から次のことが確認できた。Ｍｎを添加することで耐食性及び不燃性を向上させることができるが、強度と延性が少し低下する。またＺｎを添加することで耐食性を向上させることができるが、強度と延性が少し低下する。またＺｒ、Ａｇ、Ｙ、Ｎｄを添加することで不燃性を向上させることができるが、強度及び延性の少なくとも一方が少し低下する。
（Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材の押出前熱処理の効果）
上記の腐食試験を行った試料と同様の方法でＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金の押出ビレットを準備し、その押出ビレットに表５に示す温度条件及び処理時間の熱処理を行う。次いで、その押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
上記の押出加工を行ったＭｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表６及び図２１に示す。図２１は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５鋳造押出材を室温引張試験にて機械的性質を評価した結果を示す図であり、横軸は熱処理時間を示し、左の縦軸は引張強さ（ＵＴＳ）及び０．２％引張耐力（ＹＳ）σ０．２を示し、右の縦軸は伸びを示す。
（試料の作製）
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表７に示す組成のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出ラム速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の押出加工を行った鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表７及び図２２に示す。図２２に示すグラフの縦軸の「Ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ」は降伏強度（０．２％引張耐力）を示し、「Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ」は伸びを示し、図２２に示すグラフの横軸はＭｎ含有量を示す。
図２２及び表７に示すように、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金にＭｎを添加すると、降伏強度はあまり変化しないが、最大強度を上昇させることができることが確認された。但し、延性は低下する。
（腐食試験）
表８に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験１を行った。腐食試験１の条件は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表８及び図２３に示す。なお、表８に示す組成のマグネシウム合金は表７に示すマグネシウム合金と同じものであり、試料の作製方法も同様である。
図２３及び表８によれば、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ合金にＭｎを添加すると、耐食性が向上することが確認された。
図２４は、表８に示す組成のマグネシウム合金に交流インピーダンス測定による腐食試験２を行った結果を示す図である。この腐食試験２の試験方法は次のとおりである。
２９８Ｋの恒温浴槽中に５００ｍｌビーカーに１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）４００ｍｌを入れ、この水溶液に試料を浸漬させ、５分後に振幅５ｍＶ，周波数１０ｍＨｚ〜１００ｋＨｚにて交流インピーダンス測定を行った。
図２４に示す交流インピーダンス測定結果によれば、Ｍｎ添加合金に形成される腐食皮膜は高いインピーダンス特性を有することが確認された。
図２５（Ａ）は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に０．５時間浸漬させた後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。図２５（Ｂ）は、Ｍｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に０．５時間浸漬させた後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。なお、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金は表７に示す対応する組成のマグネシウム合金と同じものであり、試料の作製方法も同様である。
図２５によれば、Ｍｎは皮膜最表面に濃化していることが確認され、Ｍｎ添加による皮膜改質効果が認められた。
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表７に示す組成のインゴット（鋳造材）を作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。次いで、押出ビレットに次の条件で押出加工を行う。押出加工は、押出比１０、押出温度５２３Ｋ、押出ラム速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造押出材の機械的特性）
上記の押出加工を行った鋳造押出材について室温にて引張試験を行った。その結果を表７及び図２２に示す。図２２に示すグラフの縦軸の「Ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ」は降伏強度（０．２％引張耐力）を示し、「Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ」は伸びを示し、図２２に示すグラフの横軸はＭｎ含有量を示す。
（腐食試験）
表８に示す組成のマグネシウム合金に腐食試験１を行った。腐食試験１の条件は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に浸漬させ、腐食速度を測定した。その結果を表８及び図２３に示す。なお、表８に示す組成のマグネシウム合金は表７に示すマグネシウム合金と同じものであり、試料の作製方法も同様である。
図２４は、表８に示す組成のマグネシウム合金に交流インピーダンス測定による腐食試験２を行った結果を示す図である。この腐食試験２の試験方法は次のとおりである。
２９８Ｋの恒温浴槽中に５００ｍｌビーカーに１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）４００ｍｌを入れ、この水溶液に試料を浸漬させ、５分後に振幅５ｍＶ，周波数１０ｍＨｚ〜１００ｋＨｚにて交流インピーダンス測定を行った。
図２４に示す交流インピーダンス測定結果によれば、Ｍｎ添加合金に形成される腐食皮膜は高いインピーダンス特性を有することが確認された。
図２５（Ａ）は、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に０．５時間浸漬させた後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。図２５（Ｂ）は、Ｍｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金を１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液（初期ｐＨ＝６．８）に０．５時間浸漬させた後にグロー放電発光分光分析による腐食皮膜の化学組成を分析した結果を示す図である。なお、Ｍｇ８５Ａｌ１０Ｃａ５合金及びＭｇ８４．７Ａｌ１０Ｃａ５Ｍｎ０．３合金は表７に示す対応する組成のマグネシウム合金と同じものであり、試料の作製方法も同様である。
図２５によれば、Ｍｎは皮膜最表面に濃化していることが確認され、Ｍｎ添加による皮膜改質効果が認められた。
Claims (29)
- Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇ及び不純物からなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は難燃性を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
（２１）０＜ｋ≦０．３ - Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇ及び不純物からなる組成を有し、
（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、
ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たし、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散されており、
前記少なくとも一つの元素は難燃性を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
（２１）０＜ｋ≦０．３ - 請求項１または２において、
前記マグネシウム合金にＺｎをｘ原子％含有し、ｘが下記式（２０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（２０）０＜ｘ≦３ - 請求項１乃至３のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（５）０＜ｄ≦１０ - 請求項１乃至４のいずれか一項において、
前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（７）３５≦ｆ≦６５ - 請求項１乃至５のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金の発火温度は８５０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。 - 請求項１において、
前記ａとｂが下記式（１'）及び（２'）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１'）４≦ａ≦６．５
（２'）７．５≦ｂ≦１１ - 請求項７において、
前記ａとｂが下記式（３'）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（３'）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５ - 請求項７または８において、
前記マグネシウム合金の発火温度は１０９０℃以上であることを特徴とするマグネシウム合金。 - 請求項１乃至９のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（８）０．８≦ｇ／ｈ - 請求項１乃至１０のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（９）０＜ｉ≦０．３ - 請求項１乃至１１のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてj原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金。
（１０）０＜j≦５ - Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇ及び不純物からなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
（２１）０＜ｋ≦０．３ - Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、残部がＭｇ及び不純物からなる組成を有し、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ａとｂとｃとｋが下記式（１）〜（４）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）８≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３０
（２１）０＜ｋ≦０．３ - Ｃａをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｙ及びＮｄからなる群から選択された少なくとも一つの元素を合計でｋ原子％含有し、Ｚｎをｘ原子％含有し、残部がＭｇ及び不純物からなる組成を有し、ａとｂとｋとｘが下記式（１）〜（３）、（２０）及び（２１）を満たす鋳造物を鋳造法によって形成し、
前記鋳造物に塑性加工を行うマグネシウム合金の製造方法であり、
前記鋳造物は（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａをｃ体積％含有し、ｃが下記式（４）を満たし、
前記少なくとも一つの元素は耐食性及び難燃性の少なくとも一方を向上させる元素であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）３≦ａ≦７
（２）４．５≦ｂ≦１２
（３）１．２≦ｂ／ａ≦３．０
（４）１０≦ｃ≦３５
（２０）０＜ｘ≦３
（２１）０＜ｋ≦０．３ - 請求項１３乃至１５のいずれか一項において、
前記鋳造物はＡｌ１２Ｍｇ１７をｄ体積％含有し、ｄが下記式（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（５）０＜ｄ≦１０ - 請求項１３乃至１６のいずれか一項において、
前記鋳造物を形成する際の冷却速度は、１０００Ｋ／秒以下であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３乃至１７のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う際の相当ひずみは、２．２以上であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３乃至１８のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に４００℃〜６００℃の温度で５分〜２４時間の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３乃至１５のいずれか一項において、
前記塑性加工を行う前に、前記鋳造物に７２３Ｋ〜７７３Ｋの温度で０．５時間以上の熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３または１５のいずれか一項において、
前記ａとｂが下記式（１'）及び（２'）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１'）４≦ａ≦６．５
（２'）７．５≦ｂ≦１１ - 請求項２１において、
前記ａとｂが下記式（３'）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（３'）１１／７≦ｂ／ａ≦１２／５ - 請求項１３乃至２２のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後の前記（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａが分散された領域の体積分率はｆ％であり、ｆが下記式（７）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（７）３５≦ｆ≦６５ - 請求項１３乃至２３のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３乃至２３のいずれか一項において、
前記塑性加工を行った後に、前記マグネシウム合金に溶体化処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項２５において、
前記溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に時効処理を行うことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１３乃至２６のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金は、圧縮耐力をｇとし、引張耐力をｈとした場合、ｇとｈが下記式（８）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（８）０．８≦ｇ／ｈ - 請求項１３乃至２７のいずれか一項において、
前記鋳造物に、ＹとＮｄを除く希土類元素、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＷの群から選択された少なくとも一つの元素をｉ原子％含有し、ｉが下記式（９）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（９）０＜ｉ≦０．３ - 請求項１３乃至２８のいずれか一項において、
前記鋳造物にＡｌ２Ｏ３、Ｍｇ２Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＯ、及びＣａＯの群から選択された少なくとも一つの化合物を、化合物中の金属原子の量としてj原子％含有し、ｊが下記式（１０）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１０）０＜j≦５
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