JPWO2014171548A1 - 難燃マグネシウム合金及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
長周期積層形マグネシウム合金の機械的特性を有し、且つ８００℃以上の発火温度を有する難燃マグネシウム合金の製造方法に関する。Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解する難燃マグネシウム合金の製造方法である。（式１）０．２≦ａ≦５．０（式２）０．２≦ｂ≦５．０（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ（式４）０＜ｘ≦０．５
Description
本発明は、難燃マグネシウム合金及びその製造方法に関する。
従来の長周期積層（ＬＰＳＯ）形マグネシウム合金（例えば特許文献１〜３参照）は高強度高延性の機械的特性を有している。この長周期積層形マグネシウム合金の溶解及び鋳造温度は７５０℃である。この温度は発火温度に近いために空気中で溶解及び鋳造を行うのは危険である。そのため、溶解及び鋳造の際にマグネシウム合金の燃焼を防ぐ雰囲気下（例えば真空及び不活性ガスの雰囲気下）で作業を行う必要があった。これはコスト増である。特に不活性ガスに用いられるＳＦ６は二酸化炭素の２３，９００倍もの地球温暖化係数を有しているため、環境に悪く、利用は控えるべきである。
本発明の一態様は、長周期積層形マグネシウム合金の機械的特性を有し、且つ８００℃以上の発火温度を有する難燃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］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［３］上記［１］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［４］上記［２］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［５］上記［１］乃至［４］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金は８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［６］上記［１］乃至［５］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金を溶解する際は８００℃以下（好ましくは８５０℃以上）の温度で行われることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［７］上記［１］乃至［６］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金を溶解した後に、溶解した難燃マグネシウム合金を鋳造することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［８］上記［７］において、前記難燃マグネシウム合金を鋳造する際の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下（好ましくは１００Ｋ／秒以下）であることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［９］上記［１］乃至［８］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式５）０＜ｙ≦０．５（好ましくは０．０５≦ｙ≦０．５）
［１０］上記［３］または［４］において、前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
［１１］上記［１］または［２］において、前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
［１２］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１３］上記［１］、［２］、［９］及び［１９］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１４］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１５］上記［１］、［２］、［９］及び［１１］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１６］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［１７］上記［１］、［２］、［９］及び［１１］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［１８］上記［１］乃至［１７］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［１９］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２０］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２１］上記［１９］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［２２］上記［２０］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［２３］上記［１９］乃至［２２］のいずれか一項において、前記合金は８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
［２４］上記［１９］乃至［２３］のいずれか一項において、前記合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式５）０＜ｙ≦０．５（好ましくは０．０５≦ｙ≦０．５）
［２５］上記［２１］または［２２］において、前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
［２６］上記［１９］または［２０］において、前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
［２７］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［２８］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［２９］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［３０］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［３１］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［３２］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［３３］上記［１９］乃至［３２］のいずれか一項において、前記合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
［３４］上記［１９］乃至［３３］のいずれか一項において、前記合金は鋳造物であることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
［１］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［３］上記［１］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［４］上記［２］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［５］上記［１］乃至［４］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金は８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［６］上記［１］乃至［５］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金を溶解する際は８００℃以下（好ましくは８５０℃以上）の温度で行われることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［７］上記［１］乃至［６］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金を溶解した後に、溶解した難燃マグネシウム合金を鋳造することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［８］上記［７］において、前記難燃マグネシウム合金を鋳造する際の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下（好ましくは１００Ｋ／秒以下）であることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［９］上記［１］乃至［８］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式５）０＜ｙ≦０．５（好ましくは０．０５≦ｙ≦０．５）
［１０］上記［３］または［４］において、前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
［１１］上記［１］または［２］において、前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
［１２］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１３］上記［１］、［２］、［９］及び［１９］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１４］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１５］上記［１］、［２］、［９］及び［１１］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［１６］上記［３］、［４］、［９］及び［１０］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［１７］上記［１］、［２］、［９］及び［１１］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［１８］上記［１］乃至［１７］のいずれか一項において、前記難燃マグネシウム合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
［１９］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２０］Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
［２１］上記［１９］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［２２］上記［２０］において、前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０
［２３］上記［１９］乃至［２２］のいずれか一項において、前記合金は８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
［２４］上記［１９］乃至［２３］のいずれか一項において、前記合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式５）０＜ｙ≦０．５（好ましくは０．０５≦ｙ≦０．５）
［２５］上記［２１］または［２２］において、前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
［２６］上記［１９］または［２０］において、前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
［２７］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［２８］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［２９］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
［３０］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
［３１］上記［２１］、［２２］、［２４］及び［２５］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［３２］上記［１９］、［２０］、［２４］及び［２６］のいずれか一項において、前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
［３３］上記［１９］乃至［３２］のいずれか一項において、前記合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
［３４］上記［１９］乃至［３３］のいずれか一項において、前記合金は鋳造物であることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
本発明の一態様を適用することで、長周期積層形マグネシウム合金の機械的特性を有し、且つ８００℃以上の発火温度を有する難燃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、実施例の試料に室温で引張試験を行った場合のＣａ含有量と引張降伏強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図２は、実施例の試料に５２３Ｋの温度で引張試験を行った場合のＣａ含有量と引張降伏強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図３は、実施例の試料のＣａ含有量と発火温度の関係を示すグラフである。
図４は、実施例のＭｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ合金（Ｘ＝０，０．３，０．６，０．９）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図５は、実施例のＭｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ合金（Ｘ＝０．９）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真とＥＤＳ像である。
図６は、比較例の試料に室温で引張試験を行った場合のＡｌ含有量と引張強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図７は、比較例の試料に５２３Ｋの温度で引張試験を行った場合のＡｌ含有量と引張強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図８は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．０５，０．１，０．１５，０．２，０．２５）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図９は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．３，０．３５，０．４，０．５）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図１０は、比較例のＭｇ９５．７Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．３合金の押出し材のＥＤＳ像である。
図１１は、比較例のＭｇ９５．５Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．５合金の押出し材のＥＤＳ像である。
図１２は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．１，０．２，０．３，０．４，０．５）の押出し材の結晶組織を示す写真である。
図１３は、比較例の押出し材にクリープ試験を行った結果を示すグラフである。
図１４は、Ｍｇ９８．４−ＸＺｎＸＹ１．５Ｌａ０．１（但し、Ｘ＝０．２５，０．５，１．０，１．５，２．０）の押出し材の結晶組織を示す写真である。
図２は、実施例の試料に５２３Ｋの温度で引張試験を行った場合のＣａ含有量と引張降伏強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図３は、実施例の試料のＣａ含有量と発火温度の関係を示すグラフである。
図４は、実施例のＭｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ合金（Ｘ＝０，０．３，０．６，０．９）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図５は、実施例のＭｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ合金（Ｘ＝０．９）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真とＥＤＳ像である。
図６は、比較例の試料に室温で引張試験を行った場合のＡｌ含有量と引張強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図７は、比較例の試料に５２３Ｋの温度で引張試験を行った場合のＡｌ含有量と引張強度及び伸びの関係を示すグラフである。
図８は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．０５，０．１，０．１５，０．２，０．２５）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図９は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．３，０．３５，０．４，０．５）の押出し材の結晶組織を示すＳＥＭ写真である。
図１０は、比較例のＭｇ９５．７Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．３合金の押出し材のＥＤＳ像である。
図１１は、比較例のＭｇ９５．５Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．５合金の押出し材のＥＤＳ像である。
図１２は、比較例のＭｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０．１，０．２，０．３，０．４，０．５）の押出し材の結晶組織を示す写真である。
図１３は、比較例の押出し材にクリープ試験を行った結果を示すグラフである。
図１４は、Ｍｇ９８．４−ＸＺｎＸＹ１．５Ｌａ０．１（但し、Ｘ＝０．２５，０．５，１．０，１．５，２．０）の押出し材の結晶組織を示す写真である。
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。
また、以下に示す各実施の形態によるマグネシウム合金における長周期積層構造相を発生させるための組成範囲及び製造工程の条件等について、各々の成分の上限及び下限を決めた理由や製造工程の条件範囲を決めた理由は、特許第３９０５１１５号、特許第３９４０１５４号、特許第４１３９８４１号に記載したとおりである。
＜実施の形態１＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｙをｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．５≦ａ＜５．０
（式２）０．５＜ｂ＜５．０
（式３）２／３ａ−５／６≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作るプロセスとしては、種々のプロセスを用いることが可能であり、例えば、高圧鋳造、ロールキャスト、傾斜板鋳造、連続鋳造、チクソモールディング、ダイカストなどを用いることが可能である。また、マグネシウム合金鋳造物としてはインゴットから所定形状に切り出したものを用いてもよい。
次いで、マグネシウム合金鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が４００℃〜５５０℃、処理時間が１分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。
次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行う。こ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（ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｔｉｒ ｗｅｌｄｉｎｇ；摩擦撹拌溶接）加工などを用いる。
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。
前記マグネシウム合金鋳造物に行う塑性加工は、１回あたりの歪量が０．００２以上４．６以下であって総歪量が１５以下であることが好ましい。また、前記塑性加工は、１回あたりの歪量が０．００２以上４．６以下であって総歪量が１０以下であることがより好ましい。好ましい総歪量を１５以下、より好ましい総歪量を１０以下にする理由は、総歪量を多くしてもそれに従ってマグネシウム合金の強度が増加するわけではないからであり、また、総歪量を多くすればするほど製造コストが高くなってしまうからである。
尚、ＥＣＡＥ加工の歪量は０．９５〜１．１５／回であり、例えばＥＣＡＥ加工を１６回行った場合の総歪量は０．９５×１６＝１５．２となり、ＥＣＡＥ加工を８回行った場合の総歪量は０．９５×８＝７．６となる。
また、押出し加工の歪量は、押出し比が２．５の場合が０．９２／回であり、押出し比が４の場合が１．３９／回であり、押出し比が１０の場合が２．３０／回であり、押出し比が２０の場合が２．９９５／回であり、押出し比が５０の場合が３．９１／回であり、押出し比が１００の場合が４．６１／回であり、押出し比が１０００の場合が６．９０／回である。
上記のようにマグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となり、マグネシウム合金の結晶粒径は１００ｎｍ以上５００μｍ以下である。前記ｈｃｐ構造マグネシウム相の平均粒径は２μｍ以上であり、前記長周期積層構造相の平均粒径は０．２μｍ以上である。この長周期積層構造相の結晶粒内には複数のランダム粒界が存在し、このランダム粒界で規定される結晶粒の平均粒径は０．０５μｍ以上である。ランダム粒界においては転移密度が大きいが、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度は小さい。従って、ｈｃｐ構造マグネシウム相の転移密度は、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度に比べて１桁以上大きい。
前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、前記塑性加工物は、Ｍｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を有していても良い。前記析出物の合計体積分率は０％超４０％以下であることが好ましい。また、前記塑性加工物はｈｃｐ−Ｍｇを有する。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が２００℃以上５００℃未満、熱処理時間が１０分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。熱処理温度を５００℃未満とするのは、５００℃以上とすると、塑性加工によって加えられた歪量がキャンセルされてしまうからである。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となり、前記ｈｃｐ構造マグネシウム相の平均粒径は２μｍ以上であり、前記長周期積層構造相の平均粒径は０．２μｍ以上である。この長周期積層構造相の結晶粒内には複数のランダム粒界が存在し、このランダム粒界で規定される結晶粒の平均粒径は０．０５μｍ以上である。ランダム粒界においては転移密度が大きいが、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度は小さい。従って、ｈｃｐ構造マグネシウム相の転移密度は、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度に比べて１桁以上大きい。
上記の熱処理後の塑性加工物の長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、この塑性加工物は、Ｍｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を有していても良い。前記析出物の合計体積分率は０％超４０％以下であることが好ましい。
本実施の形態によれば、長周期積層構造相を有することで高強度及び高延性の機械的特性を備えたマグネシウム合金を製造するための溶解及び鋳造の工程において燃焼を防ぐ雰囲気（コストおよび環境に課題がある不活性ガス雰囲気）とすることなく空気中で実施することが可能となる。その理由は、Ｃａを微量添加することによりマグネシウム合金の発火温度を８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）とすることができるからである。Ｃａの添加量は、０原子％超０．５原子％以下（好ましくは０．１原子％以上０．５原子％以下、更に好ましくは０．１５原子％以上０．５原子％以下）である。
つまり、Ｃａを添加しないとマグネシウム合金の溶解時の温度が発火温度に近いために燃焼を防ぐ雰囲気とする必要があるのに対し、Ｃａを微量添加することで発火温度を溶解時の温度より高くできるために空気中で溶解及び鋳造を実施することが可能となる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は発火温度を高くして難燃化を達成したものであり、従来の金属加工設備をそのまま利用してもよく、加工時に発生する微細な粉末や削り屑が発火する危険性を低減でき、加工工程における、環境・コスト・安全の課題が一気に解決できる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、長周期積層構造相を有することで強度を高くすることができ、且つ溶解、鋳造、加工時に燃焼しにくい性質を有する。つまり、高強度と難燃化の両方の利点を兼ね備えたマグネシウム合金を実現することができる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金の適用範囲は、ＩＴ分野（スマートホン、ノートパソコンなど）、医療分野、自動車、航空機、鉄道分野など多岐にわたる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金の組成範囲について説明する。
亜鉛の含有量が５原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。またＹの含有量が合計で５原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。
強度及び靭性の増大は亜鉛が０．５〜１．５原子％において顕著になる。亜鉛含有量が０．５原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及び高靭徃を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて０．５原子％以上５．０原子％以下である。
本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金はさらにＡｌをｙ原子％含有してもよく、ｙは下記（式５）、好ましくは下記（式５１）、更に好ましくは下記（式５２）または（式５３）、より好ましくは下記（式５４）または（式５５）を満たすとよい。Ａｌ含有量の上限を０．３５原子％未満（好ましくは０．３原子％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（式５）０＜ｙ≦０．５
（式５１）０．０５≦ｙ≦０．５
（式５２）０＜ｙ＜０．３５
（式５３）０．０５≦ｙ＜０．３５
（式５４）０＜ｙ≦０．３
（式５５）０．０５≦ｙ≦０．３
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすこと、または（式７）及び（式８）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ＜２．０
（式７）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
（式８）ｃ／ｂ≦１．５
Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存するものである。
Ｌａ等の含有量の上限を２．０原子％とした主な理由は、Ｌａ等の固溶限が殆ど無いからである。また、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｙｂ等の含有量の上限を３．０原子％とした理由は、Ｙｂ等の固溶限が低いからである。また、Ｙｂ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式６）〜（式８）を満たすこと、又は（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０≦ｄ＜２．０
（式８）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
（式９）ｄ／ｂ≦１．５
Ｙ、Ｙｂ等及びＬａ等の合計含有量を６．０原子％以下とする理由は、６％を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。また、Ｙｂ等、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。また、上記（式９）とする理由は、１．５倍より大きくすると長周期積層構造相の形成の効果が薄れるためであり、マグネシウム合金の重さが重くなってしまうからである。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｔｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有するとよい。Ｔｈ等を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。
また、０原子％超２．５原子％以下のＺｒを添加したマグネシウム合金を溶解して鋳造した場合、このマグネシウム合金鋳造物にはＭｇ３Ｚｎ３ＲＥ２のような化合物の析出が抑制され、長周期積層構造相の形成が促進され、結晶組織が微細化される。従って、このマグネシウム合金鋳造物は押出しなどの塑性加工が容易になり、塑性加工を行った塑性加工物はＺｒを添加しないマグネシウム合金の塑性加工物に比べて多量の長周期積層構造相を有すると共に微細化された結晶組織を有することになる。このように多量の長周期積層構造相を有することにより、強度及び靭性を向上させることができる。
＜実施の形態２＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態２による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態１による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｙをｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．２５≦ａ≦５．０
（式２）０．５≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次に、マグネシウム合金鋳造物を切削することによって複数の数ｍｍ角以下のチップ形状鋳造物を作製する。
次いで、チップ形状鋳造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が４００℃〜５５０℃、処理時間が１分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。また、前記予備成形した成形物に、１５０℃〜４５０℃の温度で１分〜１５００分（又は２４時間）の熱処理を施しても良い。
チップ形状の鋳造物は例えばチクソーモールドの原料に一般的に用いられている。
尚、チップ形状鋳造物とセラミック粒子とを混合したものを圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。また、チップ形状鋳造物を予備成形する前に、付加的に強歪加工を施しても良い。
次に、前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行うことにより、チップ形状鋳造物を固化成形する。この塑性加工の方法としては、実施の形態１の場合と同様に種々の方法を用いることができる。尚、このチップ形状鋳造物を固化成形する前に、ボールミルやスタンプミル、高エネルギーボールミルなとのメカニカルアロイング、あるいはバルクスカニカルアロイングなどの繰り返し加工処理を加えても良い。また、固化成形後に、さらに塑性加工やブラスト加工を加えても良い。また、前記マグネシウム合金鋳造物を金属間化合物粒子あるいはセラミック粒子や繊維などと複合化しても良いし、前記切削物をセラミック粒子や繊維などと混合しても良い。
このように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行う際の総歪量は１５以下であることが好ましく、また、より好ましい総歪量は１０以下である。また、前記塑性加工を行う際の１回あたりの歪量は０．００２以上４．６以下であることが好ましい。
尚、ここでいう総歪量とは、焼鈍しなどの熱処理によってキャンセルされない総歪量であって、チップ形状鋳造物を予備成形した後に塑性加工を行った際の総歪量を意味する。つまり、製造工程の途中で熱処理を行ってキャンセルされた歪については総歪量にカウントされず、また、チップ形状鋳造物を予備成形するまでの歪量については総歪量にカウントされない。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が２００℃以上５００℃未満、熱処理時間が１０分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。熱処理温度を５００℃未満とするのは、５００℃以上とすると、塑性加工によって加えられた歪量がキャンセルされてしまうからである。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部が湾曲又は屈曲している。
本実施の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、本実施の形態によれば、鋳造物を切削することによってチップ形状鋳造物を作製することにより、組織が微細化するので、実施の形態１に比べてよりより高強度・高延性・高靭性の塑性加工物などを作製することが可能となる。また、本実施の形態によるマグネシウム合金は実施の形態１によるマグネシウム合金に比べて亜鉛及び希土類元素がより低濃度であっても高強度及び高靭性の特性を得ることができる。
また亜鉛の含有量が０．２５原子％未満、又はＹの含有量が０．５原子％未満であると強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になる。従って、亜鉛の含有量の下限を０．２５原子％とし、希土類元素の合計含有量の下限を０．５原子％とする。このように亜鉛の含有量の下限を実施の形態１に比べて１／２と低くできるのは、チップ形状鋳造物に適用するからである。
また、本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式６）〜（式８）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０≦ｄ≦３．０
（式８）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
＜実施の形態３＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態１による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．２≦ａ≦５．０
（式２）０．２≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次いで、マグネシウム合金鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。
次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行う。
上記のようにマグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となる。
前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。
前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。
本実施の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、本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−（Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ）系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金はさらにＡｌをｙ原子％含有してもよく、ｙは下記（式５）、好ましくは下記（式５１）、更に好ましくは下記（式５２）または（式５３）、より好ましくは下記（式５４）または（式５５）を満たすとよい。Ａｌ含有量の上限を０．３５原子％未満（好ましくは０．３原子％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（式５）０＜ｙ≦０．５
（式５１）０．０５≦ｙ≦０．５
（式５２）０＜ｙ＜０．３５
（式５３）０．０５≦ｙ＜０．３５
（式５４）０＜ｙ≦０．３
（式５５）０．０５≦ｙ≦０．３
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有してもよく、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｌａ等の含有量の上限を３．０原子％とした主な理由は、Ｌａ等の固溶限が殆ど無いからである。また、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｙｂ等の含有量の上限を３．０原子％とした理由は、Ｙｂ等の固溶限が低いからである。また、Ｙｂ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
希土類元素、Ｙｂ等及びＬａ等の合計含有量を６．０原子％以下とする理由は、６％を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｔｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有するとよい。Ｔｈ等を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。
また、０原子％超２．５原子％以下のＺｒを添加したマグネシウム合金を溶解して鋳造した場合、このマグネシウム合金鋳造物にはＭｇ３Ｚｎ３ＲＥ２のような化合物の析出が抑制され、長周期積層構造相の形成が促進され、結晶組織が微細化される。従って、このマグネシウム合金鋳造物は押出しなどの塑性加工が容易になり、塑性加工を行った塑性加工物はＺｒを添加しないマグネシウム合金の塑性加工物に比べて多量の長周期積層構造相を有すると共に微細化された結晶組織を有することになる。このように多量の長周期積層構造相を有することにより、強度及び靭性を向上させることができる。
＜実施の形態４＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態４による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．２≦ａ≦３．０
（式２）０．２≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作る工程以後は、実施の形態３と同様である。
本実施の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。
＜実施の形態５＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態５による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次に、マグネシウム合金鋳造物を切削することによって複数の数ｍｍ角以下のチップ形状鋳造物を作製する。
次いで、チップ形状鋳造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、実施の形態２と同様である。
チップ形状の鋳造物は例えばチクソーモールドの原料に一般的に用いられている。
尚、チップ形状鋳造物とセラミック粒子とを混合したものを圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。また、チップ形状鋳造物を予備成形する前に、付加的に強歪加工を施しても良い。
次に、前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行うことにより、チップ形状鋳造物を固化成形する。この塑性加工の方法としては、実施の形態３の場合と同様に種々の方法を用いることができる。尚、このチップ形状鋳造物を固化成形する前に、ボールミルやスタンプミル、高エネルギーボールミルなどのメカニカルアロイング、あるいはバルクメカニカルアロイングなどの繰り返し加工処理を加えても良い。また、固化成形後に、さらに塑性加工やブラスト加工を加えても良い。また、前記マグネシウム合金鋳造物を金属間化合物粒子あるいはセラミック粒子や繊維などと複合化しても良いし、前記切削物をセラミック粒子や繊維などと混合しても良い。
このように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行う際の総歪量は実施の形態２と同様である。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件及び熱処理の効果は、実施の形態２と同様である。
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、本実施の形態によれば、鋳造物を切削することによってチップ形状鋳造物を作製することにより、組織が微細化するので、実施の形態３に比べてよりより高強度・高延性・高靭性の塑性加工物などを作製することが可能となる。また、本実施の形態によるマグネシウム合金は実施の形態３によるマグネシウム合金に比べて亜鉛及び希土類元素がより低濃度であっても高強度及び高靭性の特性を得ることができる。
また亜鉛の含有量の下限及び希土類元素の含有量の下限それぞれを実施の形態３に比べて１／２と低くできるのは、実施の形態２と同様の理由である。
また、本実施の形態のマグネシウム合金は、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有してもよく、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
＜実施の形態６＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態６による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態５による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作る工程以後は、実施の形態５と同様である。
本実施の形態においても実施の形態５と同様の効果を得ることができる。
なお、上記の実施の形態１〜６を適宜互いに組み合わせて実施することも可能である。
また、以下に示す各実施の形態によるマグネシウム合金における長周期積層構造相を発生させるための組成範囲及び製造工程の条件等について、各々の成分の上限及び下限を決めた理由や製造工程の条件範囲を決めた理由は、特許第３９０５１１５号、特許第３９４０１５４号、特許第４１３９８４１号に記載したとおりである。
＜実施の形態１＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｙをｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．５≦ａ＜５．０
（式２）０．５＜ｂ＜５．０
（式３）２／３ａ−５／６≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作るプロセスとしては、種々のプロセスを用いることが可能であり、例えば、高圧鋳造、ロールキャスト、傾斜板鋳造、連続鋳造、チクソモールディング、ダイカストなどを用いることが可能である。また、マグネシウム合金鋳造物としてはインゴットから所定形状に切り出したものを用いてもよい。
次いで、マグネシウム合金鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が４００℃〜５５０℃、処理時間が１分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。
次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行う。こ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（ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｔｉｒ ｗｅｌｄｉｎｇ；摩擦撹拌溶接）加工などを用いる。
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。
前記マグネシウム合金鋳造物に行う塑性加工は、１回あたりの歪量が０．００２以上４．６以下であって総歪量が１５以下であることが好ましい。また、前記塑性加工は、１回あたりの歪量が０．００２以上４．６以下であって総歪量が１０以下であることがより好ましい。好ましい総歪量を１５以下、より好ましい総歪量を１０以下にする理由は、総歪量を多くしてもそれに従ってマグネシウム合金の強度が増加するわけではないからであり、また、総歪量を多くすればするほど製造コストが高くなってしまうからである。
尚、ＥＣＡＥ加工の歪量は０．９５〜１．１５／回であり、例えばＥＣＡＥ加工を１６回行った場合の総歪量は０．９５×１６＝１５．２となり、ＥＣＡＥ加工を８回行った場合の総歪量は０．９５×８＝７．６となる。
また、押出し加工の歪量は、押出し比が２．５の場合が０．９２／回であり、押出し比が４の場合が１．３９／回であり、押出し比が１０の場合が２．３０／回であり、押出し比が２０の場合が２．９９５／回であり、押出し比が５０の場合が３．９１／回であり、押出し比が１００の場合が４．６１／回であり、押出し比が１０００の場合が６．９０／回である。
上記のようにマグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となり、マグネシウム合金の結晶粒径は１００ｎｍ以上５００μｍ以下である。前記ｈｃｐ構造マグネシウム相の平均粒径は２μｍ以上であり、前記長周期積層構造相の平均粒径は０．２μｍ以上である。この長周期積層構造相の結晶粒内には複数のランダム粒界が存在し、このランダム粒界で規定される結晶粒の平均粒径は０．０５μｍ以上である。ランダム粒界においては転移密度が大きいが、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度は小さい。従って、ｈｃｐ構造マグネシウム相の転移密度は、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度に比べて１桁以上大きい。
前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、前記塑性加工物は、Ｍｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を有していても良い。前記析出物の合計体積分率は０％超４０％以下であることが好ましい。また、前記塑性加工物はｈｃｐ−Ｍｇを有する。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が２００℃以上５００℃未満、熱処理時間が１０分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。熱処理温度を５００℃未満とするのは、５００℃以上とすると、塑性加工によって加えられた歪量がキャンセルされてしまうからである。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となり、前記ｈｃｐ構造マグネシウム相の平均粒径は２μｍ以上であり、前記長周期積層構造相の平均粒径は０．２μｍ以上である。この長周期積層構造相の結晶粒内には複数のランダム粒界が存在し、このランダム粒界で規定される結晶粒の平均粒径は０．０５μｍ以上である。ランダム粒界においては転移密度が大きいが、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度は小さい。従って、ｈｃｐ構造マグネシウム相の転移密度は、長周期積層構造相におけるランダム粒界以外の部分の転位密度に比べて１桁以上大きい。
上記の熱処理後の塑性加工物の長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、この塑性加工物は、Ｍｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を有していても良い。前記析出物の合計体積分率は０％超４０％以下であることが好ましい。
本実施の形態によれば、長周期積層構造相を有することで高強度及び高延性の機械的特性を備えたマグネシウム合金を製造するための溶解及び鋳造の工程において燃焼を防ぐ雰囲気（コストおよび環境に課題がある不活性ガス雰囲気）とすることなく空気中で実施することが可能となる。その理由は、Ｃａを微量添加することによりマグネシウム合金の発火温度を８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）とすることができるからである。Ｃａの添加量は、０原子％超０．５原子％以下（好ましくは０．１原子％以上０．５原子％以下、更に好ましくは０．１５原子％以上０．５原子％以下）である。
つまり、Ｃａを添加しないとマグネシウム合金の溶解時の温度が発火温度に近いために燃焼を防ぐ雰囲気とする必要があるのに対し、Ｃａを微量添加することで発火温度を溶解時の温度より高くできるために空気中で溶解及び鋳造を実施することが可能となる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は発火温度を高くして難燃化を達成したものであり、従来の金属加工設備をそのまま利用してもよく、加工時に発生する微細な粉末や削り屑が発火する危険性を低減でき、加工工程における、環境・コスト・安全の課題が一気に解決できる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、長周期積層構造相を有することで強度を高くすることができ、且つ溶解、鋳造、加工時に燃焼しにくい性質を有する。つまり、高強度と難燃化の両方の利点を兼ね備えたマグネシウム合金を実現することができる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金の適用範囲は、ＩＴ分野（スマートホン、ノートパソコンなど）、医療分野、自動車、航空機、鉄道分野など多岐にわたる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金の組成範囲について説明する。
亜鉛の含有量が５原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。またＹの含有量が合計で５原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。
強度及び靭性の増大は亜鉛が０．５〜１．５原子％において顕著になる。亜鉛含有量が０．５原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及び高靭徃を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて０．５原子％以上５．０原子％以下である。
本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金はさらにＡｌをｙ原子％含有してもよく、ｙは下記（式５）、好ましくは下記（式５１）、更に好ましくは下記（式５２）または（式５３）、より好ましくは下記（式５４）または（式５５）を満たすとよい。Ａｌ含有量の上限を０．３５原子％未満（好ましくは０．３原子％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（式５）０＜ｙ≦０．５
（式５１）０．０５≦ｙ≦０．５
（式５２）０＜ｙ＜０．３５
（式５３）０．０５≦ｙ＜０．３５
（式５４）０＜ｙ≦０．３
（式５５）０．０５≦ｙ≦０．３
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすこと、または（式７）及び（式８）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ＜２．０
（式７）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
（式８）ｃ／ｂ≦１．５
Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存するものである。
Ｌａ等の含有量の上限を２．０原子％とした主な理由は、Ｌａ等の固溶限が殆ど無いからである。また、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｙｂ等の含有量の上限を３．０原子％とした理由は、Ｙｂ等の固溶限が低いからである。また、Ｙｂ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式６）〜（式８）を満たすこと、又は（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０≦ｄ＜２．０
（式８）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
（式９）ｄ／ｂ≦１．５
Ｙ、Ｙｂ等及びＬａ等の合計含有量を６．０原子％以下とする理由は、６％を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。また、Ｙｂ等、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。また、上記（式９）とする理由は、１．５倍より大きくすると長周期積層構造相の形成の効果が薄れるためであり、マグネシウム合金の重さが重くなってしまうからである。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｔｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有するとよい。Ｔｈ等を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。
また、０原子％超２．５原子％以下のＺｒを添加したマグネシウム合金を溶解して鋳造した場合、このマグネシウム合金鋳造物にはＭｇ３Ｚｎ３ＲＥ２のような化合物の析出が抑制され、長周期積層構造相の形成が促進され、結晶組織が微細化される。従って、このマグネシウム合金鋳造物は押出しなどの塑性加工が容易になり、塑性加工を行った塑性加工物はＺｒを添加しないマグネシウム合金の塑性加工物に比べて多量の長周期積層構造相を有すると共に微細化された結晶組織を有することになる。このように多量の長周期積層構造相を有することにより、強度及び靭性を向上させることができる。
＜実施の形態２＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態２による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態１による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｙをｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．２５≦ａ≦５．０
（式２）０．５≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次に、マグネシウム合金鋳造物を切削することによって複数の数ｍｍ角以下のチップ形状鋳造物を作製する。
次いで、チップ形状鋳造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が４００℃〜５５０℃、処理時間が１分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。また、前記予備成形した成形物に、１５０℃〜４５０℃の温度で１分〜１５００分（又は２４時間）の熱処理を施しても良い。
チップ形状の鋳造物は例えばチクソーモールドの原料に一般的に用いられている。
尚、チップ形状鋳造物とセラミック粒子とを混合したものを圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。また、チップ形状鋳造物を予備成形する前に、付加的に強歪加工を施しても良い。
次に、前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行うことにより、チップ形状鋳造物を固化成形する。この塑性加工の方法としては、実施の形態１の場合と同様に種々の方法を用いることができる。尚、このチップ形状鋳造物を固化成形する前に、ボールミルやスタンプミル、高エネルギーボールミルなとのメカニカルアロイング、あるいはバルクスカニカルアロイングなどの繰り返し加工処理を加えても良い。また、固化成形後に、さらに塑性加工やブラスト加工を加えても良い。また、前記マグネシウム合金鋳造物を金属間化合物粒子あるいはセラミック粒子や繊維などと複合化しても良いし、前記切削物をセラミック粒子や繊維などと混合しても良い。
このように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行う際の総歪量は１５以下であることが好ましく、また、より好ましい総歪量は１０以下である。また、前記塑性加工を行う際の１回あたりの歪量は０．００２以上４．６以下であることが好ましい。
尚、ここでいう総歪量とは、焼鈍しなどの熱処理によってキャンセルされない総歪量であって、チップ形状鋳造物を予備成形した後に塑性加工を行った際の総歪量を意味する。つまり、製造工程の途中で熱処理を行ってキャンセルされた歪については総歪量にカウントされず、また、チップ形状鋳造物を予備成形するまでの歪量については総歪量にカウントされない。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が２００℃以上５００℃未満、熱処理時間が１０分〜１５００分（又は２４時間）とすることが好ましい。熱処理温度を５００℃未満とするのは、５００℃以上とすると、塑性加工によって加えられた歪量がキャンセルされてしまうからである。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部が湾曲又は屈曲している。
本実施の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、本実施の形態によれば、鋳造物を切削することによってチップ形状鋳造物を作製することにより、組織が微細化するので、実施の形態１に比べてよりより高強度・高延性・高靭性の塑性加工物などを作製することが可能となる。また、本実施の形態によるマグネシウム合金は実施の形態１によるマグネシウム合金に比べて亜鉛及び希土類元素がより低濃度であっても高強度及び高靭性の特性を得ることができる。
また亜鉛の含有量が０．２５原子％未満、又はＹの含有量が０．５原子％未満であると強度及び靭性の少なくともいずれかが不十分になる。従って、亜鉛の含有量の下限を０．２５原子％とし、希土類元素の合計含有量の下限を０．５原子％とする。このように亜鉛の含有量の下限を実施の形態１に比べて１／２と低くできるのは、チップ形状鋳造物に適用するからである。
また、本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｍｍ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式６）〜（式８）を満たすとよい。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０≦ｄ≦３．０
（式８）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
＜実施の形態３＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態１による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．２≦ａ≦５．０
（式２）０．２≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次いで、マグネシウム合金鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。
次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行う。
上記のようにマグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は５％以上（より好ましくは１０％以上）となる。
前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。
前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。
この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。
本実施の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、本実施の形態のＭｇ−Ｚｎ−（Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ）系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金はさらにＡｌをｙ原子％含有してもよく、ｙは下記（式５）、好ましくは下記（式５１）、更に好ましくは下記（式５２）または（式５３）、より好ましくは下記（式５４）または（式５５）を満たすとよい。Ａｌ含有量の上限を０．３５原子％未満（好ましくは０．３原子％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（式５）０＜ｙ≦０．５
（式５１）０．０５≦ｙ≦０．５
（式５２）０＜ｙ＜０．３５
（式５３）０．０５≦ｙ＜０．３５
（式５４）０＜ｙ≦０．３
（式５５）０．０５≦ｙ≦０．３
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有してもよく、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｌａ等の含有量の上限を３．０原子％とした主な理由は、Ｌａ等の固溶限が殆ど無いからである。また、Ｌａ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０
Ｙｂ等の含有量の上限を３．０原子％とした理由は、Ｙｂ等の固溶限が低いからである。また、Ｙｂ等を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
希土類元素、Ｙｂ等及びＬａ等の合計含有量を６．０原子％以下とする理由は、６％を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｔｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有するとよい。Ｔｈ等を添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。
また、０原子％超２．５原子％以下のＺｒを添加したマグネシウム合金を溶解して鋳造した場合、このマグネシウム合金鋳造物にはＭｇ３Ｚｎ３ＲＥ２のような化合物の析出が抑制され、長周期積層構造相の形成が促進され、結晶組織が微細化される。従って、このマグネシウム合金鋳造物は押出しなどの塑性加工が容易になり、塑性加工を行った塑性加工物はＺｒを添加しないマグネシウム合金の塑性加工物に比べて多量の長周期積層構造相を有すると共に微細化された結晶組織を有することになる。このように多量の長周期積層構造相を有することにより、強度及び靭性を向上させることができる。
＜実施の形態４＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態４による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。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。
（式１）０．２≦ａ≦３．０
（式２）０．２≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作る工程以後は、実施の形態３と同様である。
本実施の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。
＜実施の形態５＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態５による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態３による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
次に、マグネシウム合金鋳造物を切削することによって複数の数ｍｍ角以下のチップ形状鋳造物を作製する。
次いで、チップ形状鋳造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、実施の形態２と同様である。
チップ形状の鋳造物は例えばチクソーモールドの原料に一般的に用いられている。
尚、チップ形状鋳造物とセラミック粒子とを混合したものを圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。また、チップ形状鋳造物を予備成形する前に、付加的に強歪加工を施しても良い。
次に、前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行うことにより、チップ形状鋳造物を固化成形する。この塑性加工の方法としては、実施の形態３の場合と同様に種々の方法を用いることができる。尚、このチップ形状鋳造物を固化成形する前に、ボールミルやスタンプミル、高エネルギーボールミルなどのメカニカルアロイング、あるいはバルクメカニカルアロイングなどの繰り返し加工処理を加えても良い。また、固化成形後に、さらに塑性加工やブラスト加工を加えても良い。また、前記マグネシウム合金鋳造物を金属間化合物粒子あるいはセラミック粒子や繊維などと複合化しても良いし、前記切削物をセラミック粒子や繊維などと混合しても良い。
このように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行う際の総歪量は実施の形態２と同様である。
前記チップ形状鋳造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件及び熱処理の効果は、実施の形態２と同様である。
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、本実施の形態によれば、鋳造物を切削することによってチップ形状鋳造物を作製することにより、組織が微細化するので、実施の形態３に比べてよりより高強度・高延性・高靭性の塑性加工物などを作製することが可能となる。また、本実施の形態によるマグネシウム合金は実施の形態３によるマグネシウム合金に比べて亜鉛及び希土類元素がより低濃度であっても高強度及び高靭性の特性を得ることができる。
また亜鉛の含有量の下限及び希土類元素の含有量の下限それぞれを実施の形態３に比べて１／２と低くできるのは、実施の形態２と同様の理由である。
また、本実施の形態のマグネシウム合金は、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。
なお、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有してもよく、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすとよい。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０
また、本実施の形態によるマグネシウム合金は、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有してもよく、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有してもよく、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすとよい。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
＜実施の形態６＞
本発明の一態様に係る難燃マグネシウム合金の製造方法について説明する。なお、実施の形態６による難燃マグネシウム合金の製造方法については、実施の形態５による難燃マグネシウム合金の製造方法と同一部分の説明をなるべく省略する。
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす合金を、８００℃以下（好ましくは８５０℃以下）の温度で溶解して鋳造する。この合金は、Ｃａを含有することにより８００℃以上（好ましくは８５０℃以上）の発火温度を有する。このようにしてマグネシウム合金鋳造物を作る。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５（好ましくは０．１≦ｘ≦０．５、更に好ましくは０．１５≦ｘ≦０．５）
上記のマグネシウム合金鋳造物を作る工程以後は、実施の形態５と同様である。
本実施の形態においても実施の形態５と同様の効果を得ることができる。
なお、上記の実施の形態１〜６を適宜互いに組み合わせて実施することも可能である。
＜第１の実施例＞
（試料の作製）
第１の実施例の試料の合金成分は、Ｍｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ（但し、Ｘ＝０〜１．０５）である。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いて大気雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（引張試験）
上記の押出し加工後の押出し材を、室温で引張試験により引張降伏強度及び伸びを測定し、その結果を図１に示す。図１において■は引張降伏強度を示し、●は伸びを示している。
また、上記の押出し材を５２３Ｋの温度で引張試験により引張降伏強度及び伸びを測定し、その結果を図２に示す。図２において■は引張降伏強度を示し、●は伸びを示している。
（発火温度の測定）
上記の鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でチップ形象に加工後、一定のサイズのチップ０．５ｇを電気炉に入れて加熱（１００Ｋ／ｍｉｎ）下で発火温度を測定した。
このようにして測定した結果を図３に示す。
図３によれば、Ｃａ含有量が０．１５〜０．６ａｔ％でマグネシウム合金の発火温度が８５０℃以上を示した。別言すれば、Ｃａ含有量を０ａｔ％超０．７５ａｔ％未満（好ましくは０．１ａｔ％以上０．７５ａｔ％未満）とすることで８００℃以上の発火温度を期待できる。
これに対し、Ｃａを添加しない組成、例えばＭｇ９５．７５Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５合金の発火温度は７７５℃程度であり、この発火温度はこの合金の溶解及び鋳造時の温度である７５０℃に近い。このため、この合金を溶融する際には不活性ガスの雰囲気とすることが必要である。しかし、本実施例の試料のように発火温度が８００℃以上または８５０℃以上であれば、合金の融点より十分に高いため、不活性ガスを使用しなくても溶融加工を行う事が可能となる。
図１及び図２によれば、Ｃａ含有量が０．５ａｔ％を超えると室温での引張強度と高温（５２３Ｋ）での引張強度が大きく低下することが確認された。従って、長周期積層形マグネシウム合金にＣａを添加することで、長周期積層形マグネシウム合金の優れた機械的特性を有しながら８００℃以上または８５０℃以上の発火温度を有するＣａの添加範囲は、０ａｔ％超０．５ａｔ％以下（好ましくは０．１〜０．５ａｔ％）である。
（押出し材の結晶組織）
上記の押出し加工を施した押出し材の組織観察をＳＥＭ、ＥＤＳによって行った。その結果を図４及び図５に示す。
［比較例］
（試料の作製）
比較例の試料の合金成分は、Ｍｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０〜０．５）である。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてＡｒ雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（引張試験）
上記の押出し加工後の押出し材を、室温で引張試験により引張強度及び伸びを測定し、その結果を図６に示す。図６において■は引張強度（σＵＴＳ）を示し、▲は降伏強度（σ０．２）を示し、●は伸び（％）を示している。
また、上記の押出し材を５２３Ｋの温度で引張試験により引張強度及び伸びを測定し、その結果を図７に示す。図７において■は引張強度（σＵＴＳ）を示し、▲は降伏強度（σ０．２）を示し、●は伸び（％）を示している。
図７によれば、Ａｌ含有量が０．３ａｔ％を超えると高温（５２３Ｋ）での引張強度が低下することが確認された。従って、Ａｌ含有量を０．３５ａｔ％未満（好ましくは０．３ａｔ％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（押出し材の結晶組織）
上記の押出し加工を施した押出し材の組織観察をＳＥＭ、ＥＤＳによって行った。その結果を図８〜図１２に示す。
また、比較例と同様の方法でＭｇ９８．４−ＸＺｎＸＹ１．５Ｌａ０．１（但し、Ｘ＝０．２５，０．５，１．０，１．５，２．０）の押出し材の試料を作製し、組織観察を行った。その結果を図１４に示す。
（クリープ試験）
上記の押出し材の試料にクリープ試験を行った。試料の合金成分は、Ｍｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０，０．０５，０．１５，０．２５）である。また、比較例と同様の方法でＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２合金の押出し材の試料を作製し、クリープ試験を行った。クリープ試験の条件は２００℃、１５０ＭＰａである。これらの結果を図１３に示す。
＜第２の実施例＞
（試料の作製）
第２の実施例の試料の合金成分は、表１及び表２に示すとおりである。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いて大気雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（発火温度の測定）
上記の鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でチップ形象に加工後、一定のサイズのチップ０．５ｇを電気炉に入れて加熱（１００Ｋ／ｍｉｎ）下で発火温度を測定した。
このようにして測定した結果を表１に示す。
表１及び表２によれば、Ｃａを含有させることでマグネシウム合金の発火温度を高くすることができた。
（試料の作製）
第１の実施例の試料の合金成分は、Ｍｇ９５．７５−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５ＣａＸ（但し、Ｘ＝０〜１．０５）である。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いて大気雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（引張試験）
上記の押出し加工後の押出し材を、室温で引張試験により引張降伏強度及び伸びを測定し、その結果を図１に示す。図１において■は引張降伏強度を示し、●は伸びを示している。
また、上記の押出し材を５２３Ｋの温度で引張試験により引張降伏強度及び伸びを測定し、その結果を図２に示す。図２において■は引張降伏強度を示し、●は伸びを示している。
（発火温度の測定）
上記の鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でチップ形象に加工後、一定のサイズのチップ０．５ｇを電気炉に入れて加熱（１００Ｋ／ｍｉｎ）下で発火温度を測定した。
このようにして測定した結果を図３に示す。
図３によれば、Ｃａ含有量が０．１５〜０．６ａｔ％でマグネシウム合金の発火温度が８５０℃以上を示した。別言すれば、Ｃａ含有量を０ａｔ％超０．７５ａｔ％未満（好ましくは０．１ａｔ％以上０．７５ａｔ％未満）とすることで８００℃以上の発火温度を期待できる。
これに対し、Ｃａを添加しない組成、例えばＭｇ９５．７５Ｚｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１Ａｌ０．２５合金の発火温度は７７５℃程度であり、この発火温度はこの合金の溶解及び鋳造時の温度である７５０℃に近い。このため、この合金を溶融する際には不活性ガスの雰囲気とすることが必要である。しかし、本実施例の試料のように発火温度が８００℃以上または８５０℃以上であれば、合金の融点より十分に高いため、不活性ガスを使用しなくても溶融加工を行う事が可能となる。
図１及び図２によれば、Ｃａ含有量が０．５ａｔ％を超えると室温での引張強度と高温（５２３Ｋ）での引張強度が大きく低下することが確認された。従って、長周期積層形マグネシウム合金にＣａを添加することで、長周期積層形マグネシウム合金の優れた機械的特性を有しながら８００℃以上または８５０℃以上の発火温度を有するＣａの添加範囲は、０ａｔ％超０．５ａｔ％以下（好ましくは０．１〜０．５ａｔ％）である。
（押出し材の結晶組織）
上記の押出し加工を施した押出し材の組織観察をＳＥＭ、ＥＤＳによって行った。その結果を図４及び図５に示す。
［比較例］
（試料の作製）
比較例の試料の合金成分は、Ｍｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０〜０．５）である。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いてＡｒ雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（引張試験）
上記の押出し加工後の押出し材を、室温で引張試験により引張強度及び伸びを測定し、その結果を図６に示す。図６において■は引張強度（σＵＴＳ）を示し、▲は降伏強度（σ０．２）を示し、●は伸び（％）を示している。
また、上記の押出し材を５２３Ｋの温度で引張試験により引張強度及び伸びを測定し、その結果を図７に示す。図７において■は引張強度（σＵＴＳ）を示し、▲は降伏強度（σ０．２）を示し、●は伸び（％）を示している。
図７によれば、Ａｌ含有量が０．３ａｔ％を超えると高温（５２３Ｋ）での引張強度が低下することが確認された。従って、Ａｌ含有量を０．３５ａｔ％未満（好ましくは０．３ａｔ％以下）とすることで高温での強度を高く維持することができる。
（押出し材の結晶組織）
上記の押出し加工を施した押出し材の組織観察をＳＥＭ、ＥＤＳによって行った。その結果を図８〜図１２に示す。
また、比較例と同様の方法でＭｇ９８．４−ＸＺｎＸＹ１．５Ｌａ０．１（但し、Ｘ＝０．２５，０．５，１．０，１．５，２．０）の押出し材の試料を作製し、組織観察を行った。その結果を図１４に示す。
（クリープ試験）
上記の押出し材の試料にクリープ試験を行った。試料の合金成分は、Ｍｇ９６−ＸＺｎ２Ｙ１．９Ｌａ０．１ＡｌＸ（但し、Ｘ＝０，０．０５，０．１５，０．２５）である。また、比較例と同様の方法でＭｇ９６Ｚｎ２Ｙ２合金の押出し材の試料を作製し、クリープ試験を行った。クリープ試験の条件は２００℃、１５０ＭＰａである。これらの結果を図１３に示す。
＜第２の実施例＞
（試料の作製）
第２の実施例の試料の合金成分は、表１及び表２に示すとおりである。これらの合金成分を有するマグネシウム合金のインゴットを高周波溶解炉を用いて大気雰囲気中で溶製し、これらのインゴットからφ３２×７０ｍｍの形状に切り出して鋳造材を作製する。これらの鋳造材を、温度が３５０℃、押出し比が１０、押出し速度が２．５ｍｍ／秒の条件で押出し加工を行った。
（発火温度の測定）
上記の鋳造材の発火温度を測定した。測定方法は次のとおりである。
鋳造材のインゴットを旋盤でチップ形象に加工後、一定のサイズのチップ０．５ｇを電気炉に入れて加熱（１００Ｋ／ｍｉｎ）下で発火温度を測定した。
このようにして測定した結果を表１に示す。
表１及び表２によれば、Ｃａを含有させることでマグネシウム合金の発火温度を高くすることができた。
Claims (34)
- Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５ - 請求項１において、
前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０ - 請求項２において、
前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０ - 請求項１乃至４のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金は８００℃以上の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１乃至５のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金を溶解する際は８００℃以下の温度で行われることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１乃至６のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金を溶解した後に、溶解した難燃マグネシウム合金を鋳造することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。 - 請求項７において、
前記難燃マグネシウム合金を鋳造する際の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下であることを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。 - 請求項１乃至８のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式５）０＜ｙ≦０．５ - 請求項３または４において、
前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０ - 請求項１または２において、
前記難燃マグネシウム合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０ - 請求項３、４、９及び１０のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項１、２、９及び１１のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項３、４、９及び１０のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項１、２、９及び１１のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項３、４、９及び１０のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０ - 請求項１、２、９及び１１のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０ - 請求項１乃至１７のいずれか一項において、
前記難燃マグネシウム合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金の製造方法。 - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦５．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５ - Ｚｎをａ原子％含有し、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、Ｃａをｘ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａ、ｂ及びｘは下記（式１）〜（式４）を満たし、長周期積層構造相を有する結晶組織を備えた合金からなることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１）０．１≦ａ≦３．０
（式２）０．１≦ｂ≦５．０
（式３）２ａ−３≦ｂ
（式４）０＜ｘ≦０．５ - 請求項１９において、
前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦５．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０ - 請求項２０において、
前記ａ及びｂは下記（式１’）、（式２’）を満たす難燃マグネシウム合金を溶解することを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式１’）０．２≦ａ≦３．０
（式２’）０．２≦ｂ≦５．０ - 請求項１９乃至２２のいずれか一項において、
前記合金は８００℃以上の発火温度を有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。 - 請求項１９乃至２３のいずれか一項において、
前記合金はＡｌをｙ原子％含有し、ｙは下記（式５）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式５）０＜ｙ≦０．５ - 請求項２１または２２において、
前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．８
（式７）０．２≦ｂ＋ｚ≦５．０ - 請求項１９または２０において、
前記合金にＹおよび／またはＧｄを合計でｚ原子％含有し、ｚは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｚ≦４．９
（式７）０．１≦ｂ＋ｚ≦５．０ - 請求項２１、２２、２４及び２５のいずれか一項において、
前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項１９、２０、２４及び２６のいずれか一項において、
前記合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式８）及び（式９）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項２１、２２、２４及び２５のいずれか一項において、
前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．２≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項１９、２０、２４及び２６のいずれか一項において、
前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記（式６）及び（式７）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式６）０≦ｃ≦３．０
（式７）０．１≦ｂ＋ｃ≦６．０ - 請求項２１、２２、２４及び２５のいずれか一項において、
前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．２≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０ - 請求項１９、２０、２４及び２６のいずれか一項において、
前記合金にＹｂ、Ｔｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記（式８）〜（式１０）を満たすことを特徴とする難燃マグネシウム合金。
（式８）０≦ｃ≦３．０
（式９）０≦ｄ≦３．０
（式１０）０．１≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０ - 請求項１９乃至３２のいずれか一項において、
前記合金にＴｈ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ及びＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することを特徴とする難燃マグネシウム合金。 - 請求項１９乃至３３のいずれか一項において、
前記合金は鋳造物であることを特徴とする難燃マグネシウム合金。
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