JP7002711B2

JP7002711B2 - マグネシウム合金

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Publication number: JP7002711B2
Application number: JP2017176104A
Authority: JP
Inventors: 和紀清水; 泰誠松本; 重晴鎌土
Original assignee: Nagaoka University of Technology; Sankyo Tateyama Inc
Current assignee: Nagaoka University of Technology; Sankyo Tateyama Inc
Priority date: 2016-09-13
Filing date: 2017-09-13
Publication date: 2022-02-04
Anticipated expiration: 2037-09-13
Also published as: JP2018044244A

Description

本発明は、高速押出が可能なＣａを添加した難燃性マグネシウム合金に関する。

マグネシウム合金は軽量で比強度が高いことから、携帯機器や輸送機器等の様々な分野への適用が拡大している。しかし、マグネシウム合金は、例えばアルミサッシ等に使用される６０００系アルミニウム合金と比較して塑性加工性が著しく劣るため、アルミニウム合金と同等の速度で押出加工ができなかった。６０００系アルミニウム合金は、出口速度にして通常２０～３０ｍ／ｍｉｎで押出加工が可能であるが、最も汎用的なマグネシウム合金であるＡＺ３１合金は、通常、それよりも遅い５ｍ／ｍｉｎ程度の出口速度でしか押出加工が出来ず、難燃合金としてＣａを添加したＡＺＸ６１１合金にいたっては、押出速度は１．５ｍ／ｍｉｎとさらに押出速度が制限される。
一方、押出加工では押出速度が速いほど加工発熱が大きくなるため押出材の結晶粒粗大化が促進される。また、一般に金属材料の室温における降伏応力は結晶粒が微細であるほうが高くなることがホールペッチの法則として知られている。特にマグネシウム合金の結晶構造は最密六方格子であり、ホールペッチ係数kが大きく、結晶粒径が強度に及ぼす影響が大きい。
ホールペッチの式（Hall-Petch relationship）
σ_y＝σ₀+kd^-1/2
※σ_y：降伏応力, σ₀：摩擦応力, k：結晶粒界のすべりに対する抵抗を示す定数
また、マグネシウムの結晶構造に由来した強度の異方性は結晶粒が大きい程、顕著になる。そのため、結晶粒の粗大化を抑えた機械的性質の良好な押出材を得るためにも押出速度が制限される。

本発明は以上に述べた実情に鑑み、押出速度の高速化が可能であると共に押出荷重を低減できる押出性の良好なＣａを添加した難燃性マグネシウム合金の提供を目的とする。

第１の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする。

第２の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～０．３４ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．３５ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする。

第１の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることにより、押出速度の高速化が可能で、且つ押出荷重を低減といった押出性を向上できる。さらに、得られる押出材の結晶粒粗大化も抑制できる。

第２の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～０．３４ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．３５ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることにより、押出速度の高速化が可能で、且つ押出荷重を低減といった押出性を向上できる。さらに、得られる押出材の結晶粒粗大化も抑制できる。

本発明のマグネシウム合金について行った実験の結果をまとめた表である。比較例１，２のビレットの押出直前のミクロ組織の写真である。実施例１，２，３のビレットの押出直前のミクロ組織の写真である。実施例４，５及び比較例３のビレットの押出直前のミクロ組織の写真である。比較例４，５，６のビレットの押出直前のミクロ組織の写真である。実施例６，７及び比較例７のビレットの押出直前のミクロ組織の写真である。均質化処理の温度及び時間とＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率との関係を示すグラフである。均質化処理の温度及び時間とＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径との関係を示すグラフである。実施例６，７及び比較例４，５，６，７の押出材の外観写真である。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と押出荷重の低減割合との関係を示すグラフである。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と押出材の結晶粒粗大化率との関係を示すグラフである。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径と押出材の結晶粒粗大化率との関係を示すグラフである。押出荷重の低減と押出材の結晶粒粗大化の抑制を両立できるＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と平均粒子径の範囲を示すグラフである。均質化処理条件と押出加工時の最大押出荷重との関係を示すグラフである。均質化処理条件と押出加工時の最大押出荷重との関係を示すグラフである。実施例１，２，３，４，５と比較例１，２，３の押出しまま材のＥＢＳＤ逆極点図マップである。実施例６，７と比較例４，５，６，７の押出しまま材のＥＢＳＤ逆極点図マップである。均質化処理条件と押出しまま材の平均結晶粒径との関係を示すグラフである。均質化処理条件と押出しまま材の平均結晶粒径との関係を示すグラフである。合金成分を種々変化させたマグネシウム合金について行った実験の結果をまとめた表である。実施例８～１６の押出した形材の外観写真である。比較例８～１１の押出した形材の外観写真である。ＡｌとＣａの含有量と押出達成速度との関係を示す図である。実施例８，９，１０，１１，１３，１４の形材性能の測定結果を示す表である。Ｍｎの含有量を変化させた実験に用いたマグネシウム合金の合金成分を示す表である。Ｍｎの含有量を変化させた押出しまま材の外観写真である。Ｍｎの含有量を変化させた押出しまま材のＥＢＳＤ逆極点図マップと（０００１）面の極点図である。図１８中の実施例１９について、鋳造ままの状態、および種々の条件で均質化処理を施した後に押出した形材の外観写真である。

以下、本発明の実施の形態を説明する。第１の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
Ａｌは、合金の引張強度等の機械的性質を向上させる効果があるが、過剰に添加すると押出性が低下する。よって、良好な機械的性質が得られ且つ押出性が良好となるように、Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％とした。
Ｃａは、溶解・鋳造の際にマグネシウムの発火を抑制する働きがあるが、過剰に添加すると押出性が低下する。よって、難燃性が得られ且つ押出性が良好となるように、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％とした。
Ｍｎは、再結晶粒の粗大化を抑制し、押出性を向上させる働きがある。Ｍｎが０．１５ｗｔ％より少ないとこの効果が発揮されないため、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％とした。なお、上限値の１．２ｗｔ％は、操業上、これ以上添加できないという値である。

第１の発明によるマグネシウム合金は、上記の合金組成であることに加え、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする。これにより本発明のマグネシウム合金は、マグネシウム母相中に固溶しているＡｌ，ＭｎがＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物として析出し、マグネシウム母相中のＡｌやＭｎの固溶量が減少するため、加工時の変形抵抗が低下し、押出荷重が低減するものである。また、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物が微細且つ高密度に分散するため、押出材の再結晶粒界をピン止めし、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％未満であると、マグネシウム母相中のＡｌやＭｎの固溶量が十分に減少しておらず、押出荷重の低減効果が小さい場合がある。更に、再結晶粒界のピン止め効果が十分に得られず結晶粒が粗大化する場合もある。
また、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径が１２０ｎｍより大きいと、押出材の結晶粒が粗大化する。よって、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下とした。

Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率及び平均粒子径が、上記範囲にあるマグネシウム合金を得るためには、例えば鋳造後のビレットに４５０～５００℃×１～４時間の均質化処理を施すことができる。
Ｍｇ－Ａｌ系マグネシウム合金を押出加工に供すると、押出加工時のビレット加熱や加工発熱によって低融点化合物（Ｍｇ－Ａｌ系金属間化合物）が溶融し、押出材表面に割れ等の欠陥が発生することがある。また、パイプ形状のような中空形材を押出す際には、押出材に溶着不良が発生し、健全な押出材を得ることが困難な場合がある。そのため、押出加工時における上述の不良を防止する目的で、従来、押出加工前のビレットに対して当該低融点化合物をマグネシウム母相中に固溶させる均質化処理を行っており、その条件は約４１０℃×２４時間が一般的となっている。
４５０～５００℃×１～４時間の均質化処理を施すと、マグネシウム母相中に固溶しているＡｌ，ＭｎがＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物として析出し、マグネシウム母相中のＡｌやＭｎの固溶量が減少するため、加工時の変形抵抗が低下し、押出荷重が低減するものである。析出する化合物の量が多いほど、押出性が向上する。
また、４５０～５００℃×１～４時間の均質化処理を施すことで、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物が微細且つ高密度に分散するため、押出材の再結晶粒界をピン止めし、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
均質化処理後の冷却は、炉冷、空冷、水冷等、いかなる条件であってもよいが、冷却速度が遅いと粗大な化合物が析出し、冷却速度が速いと細かい化合物が析出する。
なお、均質化処理の条件は４５０～５００℃×１～４時間に限定されず、結果的にＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下になっていればよく、例えば４５０℃よりも低い温度で、４時間より長く均質化処理を行ってもよい。ただし、４５０～５００℃×１～４時間の高温短時間で均質化処理を行うと、燃料費を削減でき、経済的である。

第２の発明によるマグネシウム合金は、Ａｌを０．１～０．３４ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．３５ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする。
第１の発明と比較すると、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含むこと、Ａｌ，Ｃａの上限値を小さくした点が異なる。本発明のマグネシウム合金も、第１の発明と同様に、高速押出が可能で、且つ押出荷重を低減することができる。また、押出材の結晶粒の粗大化を抑制できる。

本発明に係るマグネシウム合金は、所定の組成となるように配合された原料を熔解し、鋳造することにより得られる。鋳造方法は、特に限定されるものではないが、金型鋳造法や連続鋳造法を用いることができる。

均質化処理を施したビレットは、押出加工を行って種々の断面形状の形材に加工することができる。押出方法は、特に限定されるものではなく、例えば直接押出法、間接押出法を用いることができる。

以下、本発明のマグネシウム合金について行った実験の結果を説明する。図１に示す組成のマグネシウム合金ビレットを鋳造し、鋳造まま材、および、４００℃，４５０℃，５００℃で１，４，１６時間それぞれ均質化処理したビレットについて押出加工を行った。均質化処理後の冷却は水冷で行った。押出加工は、間接押出にて行い、押出温度は３５０℃、押出速度は６０ｍ／ｍｉｎ、押出比は２０とした。なお、図１に示す組成のマグネシウム合金は、第１の発明において特定された合金成分の範囲内ものである。また、実施例１～５は、Ｚｎを含有しないことを除けば、第２の発明の合金成分の範囲にも含まれるものである。
また、４００℃で１，４，１６時間、４５０℃で１，４，１６時間、５００℃で１，４，１６時間それぞれ均質化処理したものについて、押出直前のミクロ組織を観察し、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と平均粒子径を測定した。

図２－１は４００℃で１，４時間均質化処理したビレット（比較例１、比較例２）の押出直前のミクロ組織を、図２－２は４５０℃で１，４，１６時間均質化処理したビレット（実施例１、実施例２、実施例３）の押出直前のミクロ組織を、図２－３は５００℃で１，４，１６時間均質化処理したビレット（実施例４、実施例５、比較例３）の押出直前のミクロ組織を、図２－４は４００℃で１，４，１６時間均質化処理したビレット（比較例４、比較例５、比較例６）の押出直前のミクロ組織を、図２－５は５００℃で１，４，１６時間均質化処理したビレット（実施例６、実施例７、比較例７）の押出直前のミクロ組織を示している。図中に白く見える点がＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物であり、４００℃で均質化処理したもの（図２－１、図２－４）では、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物がほとんど見られないが、４５０℃で均質化処理したもの（図２－２）、５００℃で均質化処理したもの（図２－３、図２－５）では、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物が細かく分散して析出していることが分かる。また、図２－２，図２－３，図２－５から明らかなように、均質化処理時間が長くなるほどＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物が大きくなり、５００℃で１６時間均質化処理したもの（比較例３、比較例７）は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物が粗大化している。
図３は均質化処理条件とＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率との関係を示すグラフであり、図４は均質化処理条件とＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径との関係を示すグラフである。図１は、実験の結果をまとめた表である。

図３，４より明らかなように、均質化処理の温度が高いほど、均質化処理の時間が長いほど、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が増加し、平均粒子径が大きくなる。また、図１の表より明らかなように、４５０℃で１，４，１６時間均質化処理したもの（実施例１，２，３）、５００℃で１，４時間均質化処理したもの（実施例４，５，６，７）が、第１及び第２の発明において特定されたＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下の条件を満足する。４００℃で１，４，１６時間均質化処理したもの（比較例１，２，４，５，６）は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％未満であった。５００℃で１６時間均質化処理したもの（比較例３，７）は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径が１２０ｎｍを超えていた。

押出試験の結果、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％未満の比較例１，２，４，５，６は、図５の左側の写真のように、表面に亀裂が発生した。一方、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下を満足する実施例１，２，３，４，５，６，７は、図５の右側の写真のように、表面に割れ等の欠陥の全くない、良好な外観の押出材が得られた。
図６は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と押出荷重の低減割合（鋳造まま材の押出荷重を１００％としたときの低減割合）との関係を示すグラフである。このグラフより明らかなように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上である実施例１，２，３，４，５，６，７は、押出荷重を５％以上低減できる。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％未満である比較例１，２は、押出荷重を５％以上低減することができない。なお、比較例３，４，５，６，７についても押出荷重を５％以上低減できているが、これらは後述するように、押出材の結晶粒が粗大化する。

押出した各押出材について、押出材の結晶粒径、引張強さ、降伏応力、破断伸びを測定した。測定結果を図１の表に示す。図７は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率と押出材の結晶粒粗大化率（鋳造まま材の結晶粒径を１００％としたときの粗大化率）との関係を示すグラフであり、図８は、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径と押出材の結晶粒粗大化率との関係を示すグラフである。

図７，８のグラフより明らかなように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、且つ平均粒子径が１２０ｎｍ以下である実施例１，２，３，４，５，６，７は、押出材の結晶粒粗大化率が１５０％以下に抑えられている。図７に示すように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％未満である比較例４，５，６、及び図８に示すように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径が１２０ｎｍを超える比較例３，７は、押出材の結晶粒粗大化率が１５０％を超えている。

図９は、押出荷重を５％以上低減でき、且つ押出材の結晶粒粗大化率を１５０％以下にできるＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率、平均粒子径の範囲をグラフ化したものである。このグラフより明らかなように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下のときに、押出荷重を５％以上低減でき、且つ押出材の結晶粒粗大化率を１５０％以下にできる。

また、図１の表に示すように、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の平均粒子径が１２０ｎｍを超える比較例３，７は、押出材の結晶粒が粗大化することに加え、引張強さ及び降伏応力が、実施例１～５、実施例６，７と比べて低下している。比較例４～６は、押出材の結晶粒が粗大化し、破断伸びが実施例６，７と比べて小さくなっている。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下である実施例１，２，３，４，５，６，７は、押出材の結晶粒の粗大化が抑制されている。

図１０－１，図１０－２は、均質化処理条件と押出加工時の最大押出荷重との関係を示している。これらのグラフからも、本願発明の実施例は比較例と比べて最大押出荷重が小さくなっていることが分かる（特に、図１０－２参照）。

図１１－１，図１１－２は、実施例と比較例の押出しまま材のＥＢＳＤ（Electron Back Scattered Diffraction：電子線後方散乱回折）逆極点図マップであり、図１２－１，図１２－２は、均質化処理条件と押出しまま材の平均結晶粒径との関係を示すグラフである。これらの結果からも、本願発明の実施例は比較例と比べて押出しまま材の平均結晶粒径が小さくなることが分かる（特に、図１１－２，図１２－２参照）。

次に、図１３に示すように合金成分を種々変化させたマグネシウム合金のビレットを鋳造し、鋳造まま材と均質化処理を施したビレットについて、割れ等の欠陥を生じることなく押出せる最も速い押出速度（押出達成速度）を求める実験を行った。実施例８～１５は、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｎの含有量が第１の発明の範囲内のものであり、実施例１６は、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｎ，Ｚｎの含有量が第２の発明の範囲内のものである。比較例８，９は、第１の発明の比較例であって、Ｃａの含有量が第１の発明の範囲を超えるものである。比較例１０，１１は、第２の発明の比較例であって、Ａｌ、Ｚｎ及びＣａの含有量が、第２の発明の範囲を超えるものである。表中に示した主要成分以外の成分は、Ｍｇ及び不可避的不純物である。ビレットは、断熱鋳型を用いた連続鋳造法にて鋳造した。ビレットの直径は７６ｍｍであった。均質化処理は、５００℃で１時間行った。均質化処理後の冷却は、ビレットを炉から出してファン空冷にて行った。このときの冷却速度は、３００℃／ｈであった。押出しは、直接押出法にて行い、ビレット温度３５０℃、金型温度３５０℃、押出形状は幅３０ｍｍ、厚さ２ｍｍの板状であり、押出比は４７である。
図１３には、各ビレットの組成、および、押出達成速度と押出荷重（最大荷重）を示した。図１４は、実施例８～１６の押出した形材の外観写真であり、図１５は、比較例８～１１の押出した形材の外観写真である。

図１３，１４，１５より明らかなように、実施例８～１６は鋳造ままの状態で押出加工を行っても１０ｍ／ｍｉｎ以上で押出しが可能であり、均質化処理を施したものについては、何れの実施例も１５ｍ／ｍｉｎ以上での高速押出が可能であり、特に実施例８，９，１０，１１，１４，１６は、２８ｍ／ｍｉｎの高速での押出しが可能であった。また均質化処理を施すと、押出速度をより速くできると同時に、押出荷重が低減することを確認した。均質化処理を施すことで、押出荷重は概ね１０～２０％低減し、Ａｌの含有量が２．６９ｗｔ％と多い実施例１４は、荷重低減割合が２３％と大きくなった。なお、実施例８～１６の５００℃で１時間の均質化処理を行ったものは、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下を満足することが、先に示した実験の結果（図１，３，４）より明らかである。
Ａｌの含有量が０．４ｗｔ％以下で且つＭｎの含有量が０．４ｗｔ％以上の実施例９，１０は、鋳造ままでも２８ｍ／ｍｉｎで押出すことができた。
一方、Ｚｎを０．１５ｗｔ％より多く含有する比較例１０，１１、Ｃａを０．４３ｗｔ％より多く含有する比較例８，９，１１は、いずれも１５ｍ／ｍｉｎ以上の押出速度の高速化は不可能であった。

図１６は、ＡｌとＣａの含有量と押出達成速度との関係を示す図である。同図より明らかなように、Ａｌが３．０ｗｔ％以下で且つＣａが０．４３ｗｔ％以下の領域では、１５ｍ／ｍｉｎ以上の押出速度の高速化が可能である。Ｃａが０．４３ｗｔ％を超えると、１５ｍ／ｍｉｎ以上の高速押出はできなくなる。

実施例８，９，１０，１１，１３，１４の押出した形材をＴ５処理したものについて引張試験を行い、機械的性質を測定した。また、それらの形材のミクロ組織を観察し、結晶粒度を測定した。測定結果を図１７に示す。

図１７に示すように、Ｍｎの含有量が０．２ｗｔ％と少ない実施例８は、結晶粒度が５０μｍ程度と粗大であるが、Ｍｎを０．４ｗｔ％以上含有する実施例９，１０，１１，１３，１４は、結晶粒の粗大化が抑制され、且つ機械的性質も向上している。Ａｌの含有量が増加するにつれて、引張強さは向上する。

次に、図１８に示すように、Ｍｎの含有量の異なる３種類のマグネシウム合金ビレット（実施例１７，１８，１９）を鋳造し、各ビレットに４５０℃×１時間の均質化処理を施し、そのビレットを押出加工し、押出材の外観及びミクロ組織を観察した。押出しは、間接押出法にて行い、押出温度は４００℃、押出速度は６０ｍ／ｍｉｎとした。なお、実施例１７，１８，１９は、Ａｌ，Ｃａ，Ｍｎの含有量が、第１及び第２の発明の範囲内のものである。

図１９は、上記の各マグネシウム合金の押出しまま材の外観写真である。同図より明らかなように、Ｍｎの含有量が増加するにつれて、押出材の表面性状が改善する。
図２０は、各押出材のＥＢＳＤ逆極点図マップと（０００１）極点図である。同図より明らかなように、Ｍｎの含有量が増加するにつれて、結晶粒径は微細化し集合組織も強くなる傾向がある。

図１８中の実施例１９について、鋳造ままのビレット、および、５００℃×１時間、４５０℃×１時間、４００℃×１時間の各条件で均質化処理を施したものについて、間接押出による押出加工を行い、各材の押出性の評価を行った。押出速度は、６０ｍ／ｍｉｎとした。

図２１は、押出材の外観の写真である。同図に示すとおり、鋳造まま材の場合は表面に割れが大きく発生し、４００℃×１時間の均質化処理を施した場合は、鋳造まま材ほどではないが表面に割れが発生した。５００℃×１時間、４５０℃×１時間の均質化処理を施した場合では、表面に割れ等の欠陥のまったくない、良好な外観の押出材を得た。これは、先の実験の結果（図１，３，４）に示すように、５００℃×１時間、４５０℃×１時間の均質化処理をしたことで、マグネシウム母相中に固溶しているＡｌ，ＭｎがＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物として析出し、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下となったためである。

以上に述べたように、Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であるマグネシウム合金（第１の発明）は、直接押出で１５ｍ／ｍｉｎ以上の高速押出が可能であり、且つ押出荷重を低減することができる。また、押出材の結晶粒の粗大化を抑制できる。
Ａｌを０．１～０．３４ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．３５ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であるマグネシウム合金（第２の発明）も、第１の発明と同様に、直接押出で１５ｍ／ｍｉｎ以上の高速押出が可能であり、且つ押出荷重を低減することができる。また、押出材の結晶粒の粗大化を抑制できる。
均質化処理を４５０～５００℃で１～４時間の高温短時間で行うことで、燃料費を節約でき経済的である。Ａｌを所定量含有することで、一般的な展伸用アルミニウム合金６０６３合金と同等以上の機械的性質を得ることができる。また、Ｃａを所定量含有することで、難燃性を付与できる。

本発明は以上に述べた実施形態に限定されない。本発明のマグネシウム合金は、押出加工用のものに限定されるものではなく、圧延、プレス成型、鍛造に用いることもできる。

Claims

Ａｌを０．１～３．０ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．４３ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。
Ａｌを０．１～０．３４ｗｔ％、Ｃａを０．１～０．３５ｗｔ％、Ｍｎを０．１５～１．２ｗｔ％、Ｚｎを０．１５ｗｔ％以下含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の体積率が１．６％以上で、平均粒子径が１２０ｎｍ以下であることを特徴とする難燃性マグネシウム合金。