JPH07331375A - 鋳造用耐熱マグネシウム合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】鋳造性や強度を維持しつつ耐クリープ性を改善
した鋳造用耐熱マグネシウム合金を提供すること。 【構成】この耐熱マグネシウム合金は、重量比でＡｌ；
１〜３．５％、Ｚｎ；０．２５〜３．５％、Ｒ．Ｅ．；
０．５〜４．０％、Ｍｎ；０．１〜１．０％、Ｃａ；
０．１〜１．０％を含有し、残部がＭｇおよび不純物か
らなることを特徴とする。Ｃａは粒内に固溶し耐力を向
上させると考えられる。このマグネシウム合金合金では
軸力保持率が向上する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はダイカスト等に使用され
る鋳造用耐熱マグネシウム合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】マグネシウム合金は軽量であるため航空
機材料あるいは自動車材料等として近年注目されてい
る。従来のマグネシウム合金のうちＭｇ−Ａｌ系合金
（ＡＳＴＭ規格−ＡＭ６０Ｂ、ＡＭ５０Ａ、ＡＭ２０Ａ
等）は、２〜１０％のＡｌを含み、これに少量のＭｎが
添加されたもので、Ｍｇ側はα−Ｍｇ固溶体とβ−Ｍｇ
₁₇Ａｌ₁₂化合物の共晶系で、熱処理によってＭｇ₁₇Ａｌ
₁₂の中間相の析出による時効硬化が生ずる。

【０００３】また、Ａｌを５〜１０％、Ｚｎを１〜３％
含有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系（ＡＳＴＭ規格−ＡＺ９１
Ｄ等）では、Ｍｇ側に広いα−固溶体領域があり、Ｍｇ
−Ａｌ−Ｚｎ系化合物が晶出する。この合金は鋳造のま
までも強靱で耐食性に優れているが、時効熱処理によっ
て機械的性質が改善される。Ｍｇ−Ｚｎ系合金において
は、Ｍｇに２％のＺｎを添加した場合に、鋳造のままで
最高の強度と伸びがえられるが、鋳造性を良くし健全な
鋳物を得るために、さらに多量にＺｎが添加される。

【０００４】また耐熱性を高めたマグネシウム合金とし
て、Ｒ．Ｅ．（希土類元素）を含有するものが知られて
いる。例えば、Ｒ．Ｅ．を含む実用合金として、Ｚｎを
含まないＥＫ３０Ａ合金（２．５〜４％Ｒ．Ｅ．−０．
２％Ｚｒ）、Ｚｎを含むものとしてＺＥ４１Ａ合金（１
％Ｒ．Ｅ，−４．０％Ｚｎ−０．６％Ｚｒ）などが実用
化されている。さらにＲ．Ｅ．（希土類元素）を含む耐
熱マグネシウム合金としては、Ａｇを含有するＱＥ２２
Ａ（２％Ａｇ−２％Ｎｄ−０．６％Ｚｒ）、Ｙを含有す
るものとしてＷＥ５４Ａ（５％Ｙ−４％Ｎｄ−０．６％
Ｎｄ）がある。

【０００５】更にＲ．Ｅ．を含むマグネシウム合金とし
て、特開平３−９７８２４号公報に開示されている様
に、重量比でＡｌを２〜９％、Ｚｎを０〜４％、Ｍｎを
０〜１％、Ｃａを０．５〜５％、Ｒ．Ｅ．を０〜４％を
含有する急冷凝固型の合金が知られている。このもの
は、上記組成の溶湯を噴霧することにより急冷凝固させ
て急冷粉末を形成し、その急冷粉末を堆積して堆積体を
形成し、堆積体を２００〜３５０°Ｃで熱間加工（押
出、鍛造、ＨＩＰ等）して圧密化したものである。この
ものでは、急冷凝固のためマグネシウム合金の本来的な
平均結晶粒度は小さいが、熱間加工の程度によっては再
結晶化が誘発されているものと考えられる。

【０００６】また従来より、Ｒ．Ｅ．を含むマグネシウ
ム合金として、特開平３−９０５３０号公報に開示され
ている様に、重量比でＡｌを２〜１１％、Ｚｎを０〜１
２％、Ｍｎを０〜１％、Ｃａを０．５〜７％、Ｒ．Ｅ．
を０．１〜４％を含有する急冷凝固型の合金が知られて
いる。このものは、上記組成の溶湯をロール急冷して極
薄肉（厚み１５０μｍ以下）のリボンとするか、あるい
は、上記組成の溶湯を噴霧して急冷粉末を形成し、その
リボンや急冷粉末を２００〜３５０°Ｃで熱間加工（引
抜き、圧延、鍛造等）して圧密化したものである。この
公報では急冷凝固のためマグネシウム合金の平均結晶粒
度は３μｍ未満と規定されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】前記したマグネシウム
合金のうち、Ｍｇ−Ａｌ系あるいはＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系
の合金は、コストも安く、鋳造性も良好でダイカストが
可能であるので、８０℃以下の温度で使用される部材に
採用されつつあるが、耐クリープ性に劣る。例えばＡＺ
９１Ｄは鋳造性、耐食性、室温強度は良好であるもの
の、耐クリープ性に劣る。

【０００８】また上記した公報（特開平３−９７８２４
号公報、特開平３−９０５３０号公報）にかかるマグネ
シウム合金は、強度は確保されるものの耐クリープ性は
劣る。即ち上記公報のマグネシウム合金では、急冷凝固
工程を経るため冷却速度が極めて速く、Ａｌ等の合金元
素が過飽和に固溶された相を粒界に生じる。そのため、
高温環境下で使用されたり圧密後に熱処理されたりする
と、過飽和の合金元素を含む相から安定化合物が粒界に
発生し始める。この場合には、引張強度の面では有利で
あるものの、拡散に起因したクリープ変形が促進され、
耐クリープ性に悪影響を与える。

【０００９】更に熱間加工によりＭｇの結晶の再結晶が
誘発される場合には、Ｍｇマトリックスの強度の低下を
招来するおそれがある。また特開平３−９７８２４号公
報にはＭｇ₁₇Ａｌ₁₂を積極的に含むことが規定されてい
るが、これは強度の面では有利であるものの、耐クリー
プ性の劣化を誘発すると考えられている。

【００１０】更に上記２つの公報にかかるマグネシウム
合金では、溶湯を急冷凝固している関係上、マグネシウ
ム合金の結晶粒の粒径が極微細である。粒径が小さいと
室温強度の向上は期待できるものの、耐クリープ性の低
下を誘発する粒界が増す。この意味でも、上記公報にか
かる合金は耐クリープ性に劣る。そこで本出願人は鋳造
性や強度を維持しつつ耐クリープ性を改善したマグネシ
ウム合金を開発し、出願している。本発明はこのマグネ
シウム合金を更に技術的に進めたものであり、請求項１
の課題は、Ｃａを０．１〜１．０％を含有することによ
り、耐クリープ性を一層改善した鋳造用耐熱マグネシウ
ム合金を提供することにある。

【００１１】請求項２の課題は、Ｃａを０．１〜０．５
％とすることにより、耐クリープ性を改善しつつ、鋳造
割れを抑制して鋳造性を改善した鋳造用耐熱マグネシウ
ム合金を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者は従来の鋳造マ
グネシウム合金の試験データをもとに各元素の添加効果
について検討し、いかなる元素を含む合金系を採用すべ
きかについて、鋭意研究を重ねた。その結果、重量比で
Ａｌ；１〜３．５％、Ｚｎ；０．２５〜３．５％、Ｒ．
Ｅ．；０．５〜４．０％、Ｍｎ；０．１〜１．０％、Ｃ
ａ；０．１〜１．０％を含有し、残部がＭｇの組成とす
れば、鋳造性や強度を維持しつつ耐クリープ性が改善さ
れることを知見し、試験で確認し、本発明の鋳造用耐熱
マグネシウム合金を完成させたものである。

【００１３】耐クリープ性が改善される理由は、主とし
て、合金元素がＭｇ結晶粒内において固溶強化するこ
と、上記公報の合金に比較してＭｇ結晶粒の粒界近傍に
Ａｌ等の合金元素の高濃度領域が生じにくい、或いは生
じないこと、耐クリープ性を劣化させると考えられてい
るＭｇ₁₇Ａｌ₁₂の生成をできるだけ抑制または回避する
組成に規定していること、鋳造されるためＭｇ結晶粒が
急冷凝固のように極微細ではなく、上記２つの公報の合
金に比較して、耐クリープ性の低下を誘発する粒界が少
ないこと等によるものと推察される。

【００１４】即ち、請求項１の鋳造用耐熱マグネシウム
合金は、重量比でＡｌ；１〜３．５％、Ｚｎ；０．２５
〜３．５％、Ｒ．Ｅ．；０．５〜４．０％、Ｍｎ；０．
１〜１．０％、Ｃａ；０．１〜１．０％を含有し、残部
がＭｇおよび不純物からなることを特徴とするものであ
る。なお『〜』はその上限値及び下限値をも含む意味で
ある。

【００１５】請求項２の鋳造用耐熱マグネシウム合金
は、請求項２において、重量比でＣａを０．１〜０．５
％とするものである。

【００１６】

【作用】本発明にかかる鋳造用耐熱マグネシウム合金の
組成範囲を限定した理由について説明する。 Ａｌ；１〜３．５％ ＡｌはＭｇの結晶粒に固溶し、固溶強化により強度、耐
力、耐クリープ性を向上させる。またＭｇ、Ａｌ、Ｚ
ｎ、Ｒ．Ｅ．を含む化合物（金属間化合物）がＭｇの結
晶粒界に網目状に生成し強度を向上させる。またＡｌは
鋳造性を向上させ鋳造割れを抑制する。更にＡｌの上限
値及び下限値は次の点も考慮して規定した。

【００１７】上限値…図５から理解できる様にＡｌはそ
の含有量の増加と共に軸力保持率が低下する。図５から
理解できる様に、１５０℃×３００ｈで保持した後の軸
力保持率が５０％以上を示す３．５％を上限値とした。 下限値…図６から理解できる様にＡｌが１％未満となる
と鋳造われ発生割合が増加するので、Ａｌの下限値を１
％とした。 Ｚｎ；０．２５〜３．５％ ＺｎはＭｇの結晶粒に固溶し、固溶強化により強度、耐
力、耐クリープ性を向上させる。またＭｇ、Ａｌ、Ｚ
ｎ、Ｒ．Ｅ．を含む化合物がＭｇの結晶粒界に生成し、
強度を向上させる。しかし多量に入れると、Ｒ．Ｅ．を
含まない低融点化合物もＭｇの結晶の粒界に生成して耐
クリープ性を悪化させる。またＺｎは鋳造性を向上させ
る。更にＺｎの上限値及び下限値は次の点も考慮して規
定した。

【００１８】上限値…図７から理解できる様にＺｎは
１．０％を越えると含有量の増加と共に軸力保持率は低
下する。従って１５０℃×３００ｈで保持した後の軸力
保持率が５０％以上を示すＺｎ量である３．５％を上限
値とした。 下限値…図８から理解できる様にＺｎを０．２５％以上
とすれば室温における引張強さが向上し、また図９から
理解できる様に１００℃での伸びが改善されるので、Ｚ
ｎ０．２５％を下限値とした。 Ｒ．Ｅ．；０．５〜４．０％ Ｒ．Ｅ．は希土類元素を意味する。Ｒ．Ｅ．は一般的に
はミッシュメタルを採用できる。Ｒ．Ｅ．が含有されて
いると、耐クリープ性が改善される。Ｍｇ、Ａｌ、Ｚ
ｎ、Ｒ．Ｅ．を含む高融点の化合物がＭｇの結晶粒界に
生成し、粒界における拡散現象を抑制するためであると
考えられている。またＲ．Ｅ．を多量に含有すると、鋳
造性や価格の面で不利となる。更にＲ．Ｅ．の上限値及
び下限値は次の点も考慮して規定した。

【００１９】上限値…図１１から理解できる様に４．０
％を越えると室温における引張強さ低下するので、Ｒ．
Ｅ．の上限値を４．０％とした。 下限値…図１０から理解できる様に１５０℃×３００ｈ
で保持した後の軸力保持率が５０％以上を示す０．５％
を下限値とした。 Ｍｎ；０．１％〜１．０％ ＭｎはＭｇの結晶粒に固溶し、固溶強化により強度や耐
力、特に高温耐力を向上させる。更にＭｎの上限値及び
下限値は次の点も考慮して規定した。

【００２０】上限値…図１２から理解できる様に１．０
％を越えると鋳造われ発生割合が多くなるので、Ｍｎは
１．０％を上限値とした。 下限値…図１３から理解できる様に０．１％以上の添加
で軸力保持率の向上効果がみられるので、Ｍｎは０．１
％を下限値とした。 Ｃａ；０．１〜１．０％ Ｃａは少量添加によりＭｇの結晶粒に固溶して固溶強化
する。０．１％〜０．５％の添加では添加量増加に伴い
耐力が向上する。更にＣａの上限値及び下限値は次の点
も考慮して規定した。

【００２１】図３から理解できる様に、初期軸力保持率
はＣａ添加により改善効果があった。初期の軸力保持率
は材料の耐力に依存すると考えられており、Ｃａ添加に
より耐力が向上したため改善効果があったと思われる。
Ｃａが０．５〜１．０％の範囲ではＭｇの結晶粒におけ
る固溶は飽和してくるので、耐力の向上効果も少なくな
る。そのため図２や図３から理解できる様に、初期の軸
力保持率や軸力保持率の向上効果も飽和に近くなるが、
Ｃａが０．５〜１．０％の範囲でもまだいくぶん向上効
果を示す。Ｍｇの結晶粒内に固溶しきれないＣａは、結
晶粒界にＡｌ、Ｚｎ、Ｒ．Ｅ．、Ｍｇと共に化合物を形
成し、粒界における拡散を抑制することで耐クリープ性
の向上に寄与すると考えられる。 上記組成に規定されている本発明のマグネシウム合金
はダイカスト鋳造に利用でき、場合によっては砂型鋳造
にも利用でき、一般的には、溶体化処理等の熱処理をし
ないものであり、鋳放し状態、あるいは鋳放し後に適宜
機械加工して使用されるものである。 また本発明にかかるマグネシウム合金の結晶粒の平均
粒径は、急冷凝固の場合の様に極微細ではなく、一般的
には４〜５μｍを越える大きさであり、鋳造条件、鋳造
品の大きさ、種類などにもよるが、１０μｍ、２５μ
ｍ、３５μｍ、５０μｍ、７５μｍを越えることもあ
り、場合によっては１００μｍを越えることもある。

【００２２】

【実施例】本発明の実施例について試験例に基づいて説
明する。 （試験例１）表１に示す様な組成をもつ発明材、比較
材、従来材をそれぞれ溶製してインゴットを作製した。
ここで、表１に示す様に、発明材の組成は、重量比でＡ
ｌが２．２％、Ｚｎが１．１％、Ｒ．Ｅ．が２．８％、
Ｍｎが０．３％、Ｃａが０．５％である。Ｒ．Ｅ．はＣ
ｅ−Ｌａ−Ｎｄ−Ｐｒ系（５：３：２：１の重量割合）
であるミッシュメタルを用いた。

【００２３】比較材の組成は、重量比でＡｌが２．０
％、Ｚｎが１．０％、Ｒ．Ｅ．が２．９％、Ｍｎが０．
３％である。この様に比較材は、Ｃａ以外は発明材とほ
ぼ同等の合金組成をもつ。従来材の組成はＡＺ９１Ｄに
相当するものであり、重量比でＡｌが８．８％、Ｚｎが
０．７％、Ｒ．Ｅ．が０％、Ｍｎが０．２％、Ｃａが０
である。

【００２４】

【表１】

【００２５】更に上記したインゴットを溶解炉でそれぞ
れ再溶解して３５０トンのコールドチャンバーダイカス
トマシンを用いて、金型のキャビティにダイカスト鋳造
して柱状体（直径１６ｍｍ、長さｌ３０ｍｍ）を作製し
た。鋳造圧力は８００ｋｇｆ／ｃｍ² 程度、溶湯温度は
７００°Ｃ程度、金型温度は１００°Ｃ程度である。そ
の柱状体を円筒状（外径：１５ｍｍ、内径：７ｍｍ、長
さ：２５ｍｍ）に機械加工し、発明材にかかる円筒試験
片１０（図１４参照）とした。

【００２６】次に発明材にかかる円筒試験片１０を用い
てボルトの緩み試験を行った。即ち、図１５に示す様に
円筒試験片１０に鋼系ワッシャ１２（材質：ＳＣＭ４
０）を介して鋼系ボルト１４（サイズ：Ｍ６、材質：Ｓ
ＣＭ３）を挿通し、ボルト１４の先端部の雄螺子部にナ
ット１６（材質：ＳＣＭ３）の雌螺子部を螺合して締結
した。締結の際の面圧は６４ＭＰａ程度とした。この状
態では円筒試験片１０にこれの軸長方向に圧縮力が作用
する。その反発力のため、締結後のボルト１４の長さＬ
₁ は締結前の長さＬ₀ よりも長くなる。

【００２７】そしてボルト１４を円筒試験片１０に締結
した図１５に示す状態で加熱炉（設定温度：１５０°
Ｃ、雰囲気：大気）に装入して炉内に保持し、所定時間
経過後に加熱炉から取り出し、常温に戻した状態でボル
ト１４の長さＬを測定し、以下の式（１）に基づき軸力
保持率を求めた。 ｛（Ｌ−Ｌ₀ ）／（Ｌ₁ −Ｌ₀ ）｝×１００（％）…………（１） ここで、Ｌ₀ は締結前のボルト長さ、Ｌ₁ は締結後のボ
ルト長さ、Ｌは試験中のボルト長さである。

【００２８】更に、この試験では初期軸力保持率も求め
た。初期軸力保持率とは１５０°Ｃにおいて１時間保持
した後における軸力保持率を意味する。軸力保持率、初
期軸力保持率は圧縮クリープ性の簡易的な尺度を示す。
比較材、従来材についても同様に試験した。発明材、比
較材、従来材について軸力保持率を測定した結果を図１
に示す。図１において特性線Ａは発明材を、特性線Ｂは
比較材を、特性線Ｃは従来材をそれぞれ示す。図１の特
性線ＡとＣとの比較から理解できる様に、発明材は従来
材（ＡＺ９１Ｄ）に比較して非常に高い軸力保持率を示
した。更に図１の特性線ＡとＢとの比較から理解できる
様に、Ｃａ以外はほぼ同等の合金組成である比較材に対
しても、発明材は約１０％高い軸力保持率を示した。従
ってＣａ添加が軸力保持力の向上に有効であることがわ
かる。

【００２９】（試験例２）またＡｌが２．０％、Ｚｎが
０．９％、Ｒ．Ｅ．が２．８％、Ｍｎが０．３％の基本
組成のマグネシウム合金において、Ｃａ含有量を０〜
１．５％の範囲で変化させた場合の円筒試験片も前述と
同様な条件で作製し、軸力保持力および初期軸力保持率
を前述の様に調べた。軸力保持力の試験結果を図２に示
した。また初期軸力保持力の試験結果を図３に示した。
図２は横軸にＣａ量をとり、縦軸に軸力保持率をとった
ものである。図３は横軸にＣａ量をとり、縦軸に初期軸
力保持率をとったものである。図２の特性線から理解で
きる様にＣａ含有量が０．１％でも軸力保持率は向上
し、特にＣａ含有量が０．５％までは軸力保持率の向上
効果は大きい。Ｃａ含有量が１．０％を越えると、軸力
保持率の向上効果はほぼ飽和することがわかる。

【００３０】また図３の特性線から理解できる様にＣａ
含有量が０．１％でも初期軸力保持率は向上する。特に
Ｃａ含有量が０．５％までは初期軸力保持率の向上効果
は大きい。Ｃａ含有量が１．０％を越えると、初期軸力
保持率の向上効果はほぼ飽和することがわかる。また上
記組成のマグネシウム合金（Ａｌが２．０％、、Ｚｎが
０．９％、Ｒ．Ｅ．が２．８％、Ｍｎが０．３％の基本
組成）において、Ｃａ含有量を０〜１．５％の範囲で変
化させた場合の溶湯を金型のキャビティにダイカスト鋳
造し、鋳造われ試験片を作製し、鋳造の際における鋳造
割れ発生割合を調べた。鋳造われ試験片を鋳造する条件
は、鋳造圧力は８００ｋｇｆ／ｃｍ² 、溶湯温度は７０
０°Ｃ程度、金型温度は１３０°Ｃ程度である。この鋳
造われ試験片は四辺を備えた四角枠状（サイズ：２００
ｍｍ×２００ｍｍ、厚み４ｍｍ程度）である。この試験
は、鋳造われ試験片の一辺部の中間域を厚肉化（厚み１
４ｍｍ）程度し、凝固時間の差を利用して、凝固収縮に
よる応力で試験片のコーナ部の内縁部のアール部（曲率
半径ｒ＝１．０ｍｍ）に鋳造割れを発生させるものであ
る。鋳造割れの有無は肉眼により判定した。判定した試
験片の数は各２個とした。

【００３１】鋳造われ試験の試験結果を図４に示す。図
４は横軸にＣａ量をとり、縦軸に鋳造われ発生割合をと
ったものである。図４の特性線から理解できる様にＣａ
含有量が１．０％までは、鋳造割れ発生割合が低いが、
Ｃａ含有量が１．０％を越えると、鋳造割れ発生割合が
増加することがわかる。 （試験例３）またＺｎが１．０％、Ｒ．Ｅ．が２．７
％、Ｍｎが０．３％、Ｃａが０．５％の基本組成におい
て、Ａｌ含有量を０〜５．０％の範囲で変化させた場合
の円筒試験片も前述同様に作製し、軸力保持率を調べ
た。その試験結果を図５に示した。図５は横軸にＡｌ量
をとり、縦軸に軸力保持率をとったものである。図５か
ら理解できる様にＡｌ含有量が３．５％以内では軸力保
持率が確保され、Ａｌ含有量が３．５％を越えると軸力
保持率の低下が大きくなることがわかる。

【００３２】また上記組成のマグネシウム合金（Ｚｎが
１．０％、Ｒ．Ｅ．が２．７％、Ｍｎが０．３％、Ｃａ
が０．５％の基本組成）において、Ａｌ含有量を０〜
５．０％の範囲で変化させた場合の鋳造われ試験片を上
記した鋳造われ試験片と同様な条件で作製し、鋳造割れ
発生割合を調べた。その試験結果を図６に示した。図６
は横軸にＡｌ量をとり、縦軸に鋳造割れ発生割合をとっ
たものである。図６の特性線から理解できる様にＡｌ含
有量が１．０％以上であれば、鋳造割れ発生割合が小さ
く、Ａｌ含有量が１．０％未満であれば、鋳造割れ発生
割合が増大することがわかる。

【００３３】（試験例４）また、Ａｌが２．３％、Ｒ．
Ｅ．が２．９％、Ｍｎが０．３％、Ｃａが０．５％の基
本組成において、Ｚｎ含有量を０〜５．０％の範囲で変
化させた場合の円筒試験片を上記の円筒試験片１０と同
様な条件で作製し、軸力保持率を同様に調べた。その試
験結果を図７に示した。図７は横軸にＺｎ量をとり、縦
軸に軸力保持率をとったものである。図７の特性線から
理解できる様にＺｎ含有量が３．５％を越えると、軸力
保持率の低下が大きくなることがわかる。

【００３４】また上記組成のマグネシウム合金（Ａｌが
２．３％、Ｒ．Ｅ．が２．９％、Ｍｎが０．３％、Ｃａ
が０．５％の基本組成）において、Ｚｎ含有量を０〜
５．０％の範囲で変化させた場合の溶湯を金型にダイカ
スト鋳造して引張試験片（ＡＳＴＭ：Ｅ４８Ｍ−９３）
を作製し、室温における引張強さ及び１００°Ｃにおけ
る伸びを調べた。なお引張試験片を製造する条件は、鋳
造圧力は８００ｋｇｆ／ｃｍ² 程度、溶湯温度は７００
°Ｃ程度、金型温度は１００°Ｃ程度である。

【００３５】室温における引張強さの試験結果を図８に
示した。図８は横軸にＺｎ量をとり、縦軸に引張強さを
とったものである。図８の特性線から理解できる様にＺ
ｎ含有量が０．２５％未満であれば引張強さの低下が大
きくなることがわかる。また１００°Ｃにおける伸びの
試験結果を図９に示した。図９は横軸にＺｎ量をとり、
縦軸に伸びをとったものである。図９の特性線から理解
できる様にＺｎ含有量が０．２５％あれば、伸びが改善
されることがわかる。

【００３６】（試験例５）またＡｌが１．９％、Ｚｎが
０．９％、Ｍｎが０．４％、Ｃａが０．５％の基本組成
において、Ｒ．Ｅ．含有量を０〜５．０％の範囲で変化
させた場合の円筒試験片を、上記の円筒試験片１０と同
様に作製し、軸力保持率を調べた。その試験結果を図１
０に示した。図１０は横軸にＲ．Ｅ．量をとり、縦軸に
軸力保持率をとったものである。図１０の特性線から理
解できる様にＲ．Ｅ．含有量が０．５％を越えると、軸
力保持率が５０％を越えることがわかる。

【００３７】また上記マグネシウム合金（Ａｌが１．９
％、Ｚｎが０．９％、Ｍｎが０．４％、Ｃａが０．５％
の基本組成）において、Ｒ．Ｅ．含有量を０〜５．０％
の範囲で変化させた場合の引張試験片を前述と同様に作
製し、室温における引張強さを調べた。その試験結果を
図１１に示した。図１１は横軸にＲ．Ｅ．量をとり、縦
軸に室温における引張強さをとったものである。図１１
の特性線から理解できる様にＲ．Ｅ．含有量が４．０％
を越えると、充分な引張強さが得られないことがわか
る。

【００３８】（試験例６）またＡｌが２．０％、Ｚｎが
１．０％、Ｒ．Ｅ．が２．８％、Ｃａが０．４％の基本
組成において、Ｍｎ含有量を変化させた場合の鋳造われ
試験片を、上記鋳造われ試験片と同様に作製し、鋳造割
れ発生割合を調べた。その試験結果を図１２に示した。
図１２は横軸にＭｎ量をとり、縦軸に鋳造割れ発生割合
をとったものである。図１２の特性線から理解できる様
にＭｎ含有量が１．０％を越えると、鋳造割れ発生割合
が増大することがわかる。Ｍｎ含有量が０．８％以下、
特に０．４％以下であれば、鋳造割れ発生割合は極めて
小さいことがわかる。

【００３９】また上記マグネシウム合金（Ａｌが２．０
％、Ｚｎが１．０％、Ｒ．Ｅ．が２．８％、Ｃａが０．
４％の基本組成）においてＭｎ含有量を変化させた場合
の円筒試験片を同様に作製し、軸力保持率を調べた。そ
の結果を図１３に示す。図１３の特性線から理解できる
様にＭｎ含有量が０．１％未満であれば、軸力保持率が
低下することがわかる。Ｍｎ含有量が０．４％を越えれ
ば、軸力保持率が確保される。

【００４０】（組織）図１６は上記した本発明にかかる
マグネシウム合金の代表例の光学顕微鏡組織を模写した
図である。図１６から理解できる様にＭｇの結晶粒の粒
界に、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系の化合物が鋳造の
際に網状に生成している。Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
系の化合物は融点が高く軟化しにくい。

【００４１】一方、ＡＺ９１Ｄ等の従来材の組成におい
て冷却速度が速い場合には、Ｍｇの粒界近傍に合金元素
の高濃度領域が発生し易い。この場合にはクリープ変形
が促進され、耐クリープ性に悪影響を与えると考えられ
る。これは粒界近傍における拡散に起因すると考えられ
る。代表的合金元素であるＡｌの濃度を電子線プロープ
Ｘ線微小領域分析装置（ＥＰＭＡ）を用いて観察したと
ころ、Ｍｇの粒界近傍に高濃度領域が検出された。この
結果を含めた模写組織を図１７に示す。図１７での斜線
領域は高濃度領域を示す。

【００４２】従来技術の欄において既述した公報にかか
るマグネシウム合金も、基本的には図１７に示す形態と
同様の組織を呈する。上記公報にかかるマグネシウム合
金では急冷凝固のため冷却速度が極めて速く、Ａｌ等の
合金元素が過飽和に固溶された相を粒界に生じ、そし
て、ある温度域に保持されると、過飽和の合金元素を含
む相から安定化合物が粒界に生じ始めるものと推察され
る。更に急冷凝固では結晶粒が小さくなるため、耐クリ
ープ性の低下を誘発する粒界が多くなる。なお図１６と
図１７とは倍率を無視して模写しており、実際は冷却速
度が速い図１７に示す形態の倍率の方が大きい。

【００４３】

【発明の効果】請求項１にかかる鋳造用耐熱マグネシウ
ム合金によれば、重量比でＡｌ；１〜３．５％、Ｚｎ；
０．２５〜３．５％、Ｒ．Ｅ．；０．５〜４．０％、Ｍ
ｎ；０．１〜１．０％、Ｃａ；０．１〜１．０％を含有
し、残部がＭｇおよび不可避の不純物からなることを特
徴とするものであり、鋳造性、強度を確保しつつ、耐ク
リープ性、特に１５０°Ｃ近辺の耐クリープ性を向上す
ることができる。

【００４４】請求項２にかかる鋳造用マグネシウム合金
によれば、請求項１において、重量比でＣａを０．１〜
０．５％としているため、耐クリープ性を向上させつつ
鋳造割れを抑制し鋳造性を確保することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】炉内放置時間と軸力保持率との関係を示すグラ
フである。

【図２】Ｃａ量と軸力保持率との関係を示すグラフであ
る。

【図３】Ｃａ量と初期軸力保持率との関係を示すグラフ
である。

【図４】Ｃａ量と鋳造われ発生割合との関係を示すグラ
フである。

【図５】Ａｌ量と軸力保持率との関係を示すグラフであ
る。

【図６】Ａｌ量と鋳造われ発生割合との関係を示すグラ
フである。

【図７】Ｚｎ量と軸力保持率との関係を示すグラフであ
る。

【図８】Ｚｎ量と引張強さとの関係を示すグラフであ
る。

【図９】Ｚｎ量と伸びとの関係を示すグラフである。

【図１０】Ｒ．Ｅ．量と軸力保持率との関係を示すグラ
フである。

【図１１】Ｒ．Ｅ．量と引張強さとの関係を示すグラフ
である。

【図１２】Ｍｎ量と鋳造われ発生割合との関係を示すグ
ラフである。

【図１３】Ｍｎ量と軸力保持率との関係を示すグラフで
ある。

【図１４】円筒試験片の断面図である。

【図１５】円筒試験片に通したボルトにナットを締結し
た状態を示す断面図である。

【図１６】発明材のマグネシウム合金の光学顕微鏡組織
を模写した図である。

【図１７】急冷凝固したマグネシウム合金の光学顕微鏡
組織を模写した図であ

【符号の説明】

図中、１０は円筒試験片、１２はワッシャ、１４はボル
トを示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鈴木 康行 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 岩堀 弘昭 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１ 株式会社豊田中央研究所内 (72)発明者 堀江 俊男 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１ 株式会社豊田中央研究所内 (72)発明者 粟野 洋司 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１ 株式会社豊田中央研究所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量比でＡｌ；１〜３．５％、 Ｚｎ；０．２５〜３．５％、 Ｒ．Ｅ．（但しＲ．Ｅ．は希土類元素）；０．５〜４．
   ０％、 Ｍｎ；０．１〜１．０％、 Ｃａ；０．１〜１．０％を含有し、残部がＭｇおよび不
   可避の不純物からなることを特徴とする鋳造用耐熱マグ
   ネシウム合金。
2. 【請求項２】重量比でＣａを０．１〜０．５％とする請
   求項１に記載の鋳造用耐熱マグネシウム合金。