JPWO2019098269A1 - マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材 - Google Patents

Abstract

Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金であって、α−Ｍｇ相と、前記α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織を備え、前記晶出物相は、Ａｌ２Ｓｒ相、Ａｌ４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、Ａｌ２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備え、断面における前記Ａ群の晶出物相と前記Ｂ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下であるマグネシウム合金。

Description

本開示は、マグネシウム合金およびマグネシウム合金部材に関する。本出願は、２０１７年１１月１７日に出願した日本特許出願である特願２０１７−２２１５１９号および２０１７年１１月１７日に出願した日本特許出願である特願２０１７−２２１５２０号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

マグネシウム合金は、実用金属で最も比重が小さく、比強度、比剛性に優れるので、軽量素材として注目されている。特許文献１には、Ａｌ，Ｓｒ，Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金が開示されている。また、特許文献２には、マグネシウム合金からなる鋳造部材（マグネシウム合金部材）において、構成部分の厚みが異なるマグネシウム合金部材が開示されている。

特開２０１０−２４２１４６号公報 特開２０１７−１６０４９５号公報

本開示に係るマグネシウム合金は、
Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金であって、
α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織を備え、
晶出物相は、
Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、
Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備え、
断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下である。

本開示に係るマグネシウム合金部材は、
上記のマグネシウム合金からなり、基部と、基部から突出するように基部に一体成形される板状部とを備えるマグネシウム合金部材であって、
基部は、板状部の突出方向に沿った厚さが、板状部の厚さの５倍以上である。

図１は、マグネシウム合金の組織を示す模式図である。 図２Ａは、マグネシウム合金部材を示す概念斜視図である。 図２Ｂは、図２Ａのｂ−ｂ断面図である。

[本開示が解決しようとする課題]
耐熱強度に優れるマグネシウム合金の開発が望まれている。自動車部品や航空機部品などの部品は、使用環境温度が常温よりも高い場合がある。例えば、エンジンルームの近くに配置される部品は、使用環境温度が１００℃〜１８０℃程度である場合があり、高温下において強度に優れることが望まれる。

そこで、本開示は、耐熱強度に優れるマグネシウム合金を提供することを目的の一つとする。

また、鋳造時に割れが生じ難いマグネシウム合金部材が望まれている。そのために、マグネシウム合金部材として、肉厚変動が大きく、複雑形状の一体成形物とすることが考えられる。例えば、基部と、基部から突出するように基部に一体成形される板状部とを備え、基部と板状部との厚さの差が大きいマグネシウム合金部材とすることが挙げられる。

しかし、肉厚変動が大きく、複雑形状の一体成形物で構成されるマグネシウム合金部材は、鋳造時において、肉厚が変動する部分、例えば、基部と板状部との境界部分に割れが生じ易い。

そこで、本開示は、鋳造時に割れが生じ難いマグネシウム合金部材を提供することを目的の一つとする。
[本開示の効果]
上記マグネシウム合金は、耐熱強度に優れる。また、上記マグネシウム合金部材は、鋳造時に割れが生じ難い。

［本開示の実施形態の説明］
最初に本開示の実施形態の内容を列記して説明する。

（１）本開示の実施形態に係るマグネシウム合金は、
Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金であって、
α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織を備え、
晶出物相は、
Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、
Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備え、
断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下である。

上記Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相は、耐熱強度の向上に寄与する。上記マグネシウム合金は、Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相を特定の範囲で備えることで、耐熱強度に優れる。具体的には、上記マグネシウム合金は、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上であることで、実用上十分な耐熱強度を発揮できる。断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合は、大きいほど耐熱強度を向上できるが、大き過ぎると耐熱強度を低下させる晶出物相が存在し易い。よって、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が３０％以下であることで、耐熱強度を低下させる晶出物相が少ない、又は実質的に存在せず、耐熱強度の低下を抑制できる。

（２）上記マグネシウム合金の一例として、
更に、晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上を備え、
断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合が１５％以下であることが挙げられる。

上記Ｃ群の晶出物相は、耐熱強度を低下させる。そのため、上記マグネシウム合金は、Ｃ群の晶出物相を備える場合、断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合が１５％以下であることで、耐熱強度の低下を抑制できる。

（３）Ｃ群の晶出物相を備える上記マグネシウム合金の一例として、
断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１０％以上２５％以下であることが挙げられる。

Ｃ群の晶出物相を備える場合、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１０％以上であることで、Ｃ群の晶出物相の面積割合が比較的大きくても、耐熱強度の低下を抑制し易い。また、Ｃ群の晶出物相を備える場合、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２５％以下であることで、耐熱強度を低下させる晶出物相であるＣ群の晶出物相の晶出を抑制し易い。

（４）上記マグネシウム合金の一例として、
更に、晶出物相は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備え、
断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が１０％以下であることが挙げられる。

Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、耐熱強度を低下させる。そのため、上記マグネシウム合金は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備える場合、断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が１０％以下であることで、耐熱強度の低下を抑制できる。

（５）上記マグネシウム合金の一例として、
更に、晶出物相は、
Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上と、
Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相とを備え、
断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１５％以上２５％以下、
Ｃ群の晶出物相の面積割合が７％以下、
及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下であることが挙げられる。

上記Ｃ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相は、耐熱強度を低下させる。そのため、上記マグネシウム合金は、Ｃ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方を備える場合、断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合が７％以下であり、かつＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下であることで、耐熱強度の低下を抑制できる。Ｃ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方を備える場合、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１５％以上であることで、Ｃ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が比較的大きくても、耐熱強度の低下を抑制し易い。また、Ｃ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方を備える場合、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２５％以下であることで、Ｃ群の晶出物相の晶出を抑制し易い。
（６）本開示の実施形態に係るマグネシウム合金部材は、
上記マグネシウム合金からなり、基部と、基部から突出するように基部に一体成形される板状部とを備えるマグネシウム合金部材であって、
基部は、板状部の突出方向に沿った厚さが、板状部の厚さの５倍以上である。

すなわち、本開示の実施形態に係るマグネシウム合金部材は、
マグネシウム合金からなり、基部と、基部から突出するように基部に一体成形される板状部とを備えるマグネシウム合金部材であって、
マグネシウム合金は、
Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物である組成と、
α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織とを備え、
晶出物相は、
Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、
Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備え、
断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下であり、
基部は、板状部の突出方向に沿った厚さが、板状部の厚さの５倍以上である。

上記Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相は、耐熱強度の向上に寄与する。上記マグネシウム合金は、Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相を特定の範囲で備えることで、耐熱強度に優れ、鋳造時に割れが生じ難い。具体的には、上記マグネシウム合金は、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上であることで、実用上十分な耐熱強度を発揮でき、鋳造時に割れが生じ難い。断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合は、大き過ぎると耐熱強度を低下させる晶出物相が存在し易い。よって、断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が３０％以下であることで、耐熱強度を低下させる晶出物相が少ない、又は実質的に存在せず、耐熱強度の低下を抑制でき、鋳造時に割れが生じ難い。

上記マグネシウム合金部材は、耐熱強度の向上に寄与する晶出物相を特定の範囲で備えるマグネシウム合金からなることで、肉厚変動が大きい基部と板状部とが一体成形された複雑形状であっても、鋳造時に割れが生じ難い。

（７）上記マグネシウム合金部材の一例として、
基部は、板状部の突出方向と交差する方向の長さが、板状部の厚さの５倍以上であることが挙げられる。

上記マグネシウム合金部材は、基部と板状部との形状の自由度を高められる。
（８）上記マグネシウム合金部材の一例として、
更に、晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上を備え、
断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合が１０％以下であることが挙げられる。

上記Ｃ群の晶出物相は、耐熱強度を低下させる。そのため、上記マグネシウム合金は、Ｃ群の晶出物相を備える場合、断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合が１０％以下であることで、耐熱強度の低下を抑制でき、鋳造時に割れの発生を抑制し易い。上記マグネシウム合金部材は、耐熱強度を低下させ難いマグネシウム合金からなることで、肉厚変動が大きい基部と板状部とが一体成形された複雑形状であっても、鋳造時に割れが生じ難い。

（９）上記マグネシウム合金部材の一例として、
更に、晶出物相は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備え、
断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下であることが挙げられる。

Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、耐熱強度を低下させる。そのため、上記マグネシウム合金は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備える場合、断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下であることで、耐熱強度の低下を抑制でき、鋳造時に割れの発生を抑制し易い。上記マグネシウム合金部材は、耐熱強度を低下させ難いマグネシウム合金からなることで、肉厚変動が大きい基部と板状部とが一体成形された複雑形状であっても、鋳造時に割れが生じ難い。

［本開示の実施形態の詳細］
本開示の実施形態の詳細を、以下に説明する。

≪マグネシウム合金≫
実施形態に係るマグネシウム合金は、Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物である組成と、α−Ｍｇ相と、α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織とを備える。実施形態に係るマグネシウム合金は、特定の晶出物相を特定の範囲で備える点を特徴の一つとする。以下、まずマグネシウム合金の組成を説明し、次にマグネシウム合金の組織を説明する。

＜組成＞
マグネシウム合金は、Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物である。

〔アルミニウム（Ａｌ）〕
Ａｌは、Ｓｒを含む化合物相やＣａを含む化合物相を形成して合金組織中に晶出物相として存在することで、耐熱強度を向上する機能を有する。ＡｌとＳｒとを含み、耐熱強度の向上に寄与する化合物相としては、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相が挙げられる（Ａ群の化合物相）。ＡｌとＣａとを含み、耐熱強度の向上に寄与する化合物相としては、Ａｌ_２Ｃａ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相が挙げられる（Ｂ群の化合物相）。上記Ａ群の化合物相及びＢ群の化合物相が晶出物相として存在するには、Ａｌの含有量は、６．５質量％以上であることが挙げられる。また、Ａｌの含有量は、６．５質量％以上であることで、マグネシウム合金の母材（α−Ｍｇ相）の強度を向上できる。更に、Ａｌの含有量は、６．５質量％以上であることで、マグネシウム合金の融点が低下して湯流れ性が良くなるため鋳造性を向上し易い。Ａｌの含有量は、更に７．１質量％以上、特に８．１質量％以上であることが挙げられる。

一方、Ａｌの含有量は、多過ぎると、耐熱強度を低下させる化合物相が晶出され易い。耐熱強度を低下させる化合物相としては、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相が挙げられる。よって、Ａｌの含有量は、１３．１質量％以下であることが挙げられる。Ａｌの含有量は、更に１２．６質量％以下、特に１０．１質量％以下であることが挙げられる。

〔ストロンチウム（Ｓｒ）〕
Ｓｒは、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相といったＡ群の化合物相を形成して合金組織中に晶出物相として存在することで、耐熱強度を向上する機能を有する。また、Ｓｒは、上記Ａ群の化合物相を形成して晶出物相として存在することで、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相といった耐熱強度を低下させる化合物相の形成を抑制する機能も有する。上記Ａ群の化合物相が晶出物相として存在するには、Ｓｒの含有量は、１．６質量％以上であることが挙げられる。Ｓｒの含有量は、多いほど、上記Ａ群の化合物相が十分に形成されて、粒界やセル境界により多く晶出物相として存在して粒界すべりなどを抑制し易い。Ｓｒの含有量は、更に２．６質量％以上、特に２．８質量％以上であることが挙げられる。

一方、Ｓｒの含有量は、多過ぎると、上記Ａ群の化合物相が晶出物相として過剰に存在し、更に耐熱強度を低下させる化合物相が晶出され易い。耐熱強度を低下させる化合物相としては、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相（Ｃ群の化合物相）や、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相が挙げられる。よって、Ｓｒの含有量は、３．９質量％以下であることが挙げられる。また、Ｓｒの含有量は、３．９質量％以下であることで、鋳造時に鋳造金型への焼付きを抑制し易い。Ｓｒの含有量は、更に３．６質量％以下、特に３．４質量％以下であることが挙げられる。

〔カルシウム（Ｃａ）〕
Ｃａは、Ａｌ_２Ｃａ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相といったＢ群の化合物相を形成して合金組織中に晶出物相として存在することで、耐熱強度を向上する機能を有する。また、Ｃａは、上記Ｂ群の化合物相を形成して晶出物相として存在することで、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相といった耐熱強度を低下させる化合物相の形成を抑制する機能も有する。上記Ｂ群の化合物相が晶出物相として存在するには、Ｃａの含有量は、０．３質量％以上であることが挙げられる。Ｃａの含有量は、多いほど、上記Ｂ群の化合物相が十分に形成されて、粒界やセル境界により多く晶出物相として存在して粒界すべりなどを抑制し易い。Ｃａの含有量は、更に０．６質量％以上、特に０．８質量％以上であることが挙げられる。

一方、Ｃａの含有量は、多過ぎると、上記Ｂ群の化合物相が晶出物相として過剰に存在し、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相が晶出され易い。よって、Ｃａの含有量は、２．４質量％以下であることが挙げられる。また、Ｃａの含有量は、２．４質量％以下であることで、上記Ｂ群の化合物相が晶出物相として過剰に存在して熱間割れなどの欠陥の原因になることを抑制し易い。Ｃａの含有量は、更に１．８質量％以下、特に１．５質量％以下であることが挙げられる。

〔マンガン（Ｍｎ）〕
Ｍｎは、Ａｌを含む化合物相を形成して合金組織中に晶出物相として存在することで、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相といった耐熱強度を低下させる化合物相が晶出されることを抑制する機能を有する。また、Ｍｎは、マグネシウム合金中に不純物として存在し得るＦｅを低減して、耐食性の向上にも寄与する。Ｍｎの含有量は、０．０２質量％以上０．５０質量％以下、更に０．１０質量％以上０．４５質量％以下、特に０．２０質量％以上０．３８質量％以下であることが挙げられる。

〔Ｓｒ／Ａｌ〕
Ｓｒ及びＡｌの含有量が上述の範囲を満たすことに加えて、Ａｌの含有量に対するＳｒの含有量の割合（Ｓｒ／Ａｌ）が、０．２３以上０．５５以下を満たすことが挙げられる。上記割合が０．２３以上を満たすことで、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相といったＡ群の化合物相が合金組織中に晶出物相として特定の範囲で存在でき、耐熱強度を向上できる。上記割合は、大き過ぎるとＡｌに対してＳｒの含有量が多過ぎてＳｒを消費できず、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相といった耐熱強度を低下させる化合物相が形成される。よって、上記割合は、０．５５以下であることで、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の形成を抑制でき、耐熱強度の低下を抑制できる。Ａｌの含有量に対するＳｒの含有量の割合は、更に０．２５以上０．４６以下、特に０．２７以上０．３９以下であることが挙げられる。

〔Ｓｒ＋Ｃａ〕
Ｓｒ及びＣａの含有量が上述の範囲を満たすことに加えて、Ｓｒ及びＣａの合計含有量（Ｓｒ＋Ｃａ）が、３質量％以上５．５質量％以下を満たすことが挙げられる。上記合計含有量が３質量％以上を満たすことで、耐熱強度を向上し易い。一方、上記合計含有量が５．５質量％以下を満たすことで、鋳造金型への焼付きや熱間割れなどの欠陥を効果的に抑制し易い。Ｓｒ及びＣａの合計含有量は、更に３．３質量％以上５．３質量％以下、特に３．５質量％以上５．０質量％以下であることが挙げられる。

ＳｒとＣａの含有比は、１．５：１〜５：１が挙げられる。ＳｒとＣａの含有比が上記範囲を満たすことで、耐熱強度の向上効果と、鋳造金型への焼付きと熱間割れなどの欠陥の抑制効果とをバランスよく得易い。ＳｒとＣａの含有比は、更に２．１：１〜４．２：１が挙げられる。

〔その他の元素〕
上記の効果を阻害しない元素として、Ｂｉ（ビスマス）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｓｎ（スズ）、希土類元素（すなわち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）が挙げられ、これらの元素が各々２質量％以下であれば上記と同様の効果が得られる。

〔不可避不純物〕
マグネシウム合金は、不純物として、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、及びシリコン（Ｓｉ）から選択される１種以上の元素を含有し得る。これらの元素は、耐食性を低下させ易いため、少ない方が好ましい。Ｆｅの含有量は、質量基準で５０ｐｐｍ以下が挙げられる。Ｎｉの含有量は、質量基準で２００ｐｐｍ以下が挙げられる。Ｃｕの含有量は、質量基準で３００ｐｐｍ以下が挙げられる。Ｓｉの含有量は、質量基準で１０００ｐｐｍ以下が挙げられる。ここで規定する各元素は、上記含有量を満たすことで、不可避不純物とみなす。

＜組織＞
マグネシウム合金は、α−Ｍｇ相（Ｍｇ結晶粒）と、α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織を備える。図１に、マグネシウム合金の組織の模式図を示す。図１では、α−Ｍｇ相を右下がりの斜めハッチングで示し、晶出物相を部分的に楕円形状の白抜きで示す。α−Ｍｇ相の粒界とは、異なった結晶方位に成長していく母相（α−Ｍｇ相）の結晶がぶつかった界面のことであり、図１では、太い点線で示す。セル境界とは、組成の違いにより生じる界面のことであり、図１では、太い実線で示す。図１に示すように、晶出物相は、α−Ｍｇ相の粒界やセル境界に分散して存在する。なお、晶出物相は、図１では、模式的に楕円形状で示しているが、実際には、ラメラ状や、粒状、細長い形状、塊状で存在する。

晶出物相は、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備える。晶出物相は、更に、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上や、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備えることもある。実施形態に係るマグネシウム合金は、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相とが特定の範囲で比較的多く存在し、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相とが比較的少ない又は実質的に存在しない組織を備える点を特徴の一つとする。

〔Ａ群の晶出物相〕
Ａ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相から選択される１種以上で構成される。Ａ群の晶出物相は、耐熱強度を向上する機能を有する。Ａ群の晶出物相は、融点が１０００℃以上であり、Ｃ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相に比較して十分に高い。よって、Ａ群の晶出物相がα−Ｍｇ相の粒界やセル境界に分散して存在することで、高温でも強度を維持することができ、鋳造時に割れが生じ難い。Ａ群の晶出物相は、代表的には、ラメラ状や、細長い形状で存在する。

〔Ｂ群の晶出物相〕
Ｂ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相から選択される１種以上で構成される。Ｂ群の晶出物相は、耐熱強度を向上する機能を有する。Ｂ群の晶出物相は、融点が１０００℃以上であり、Ｃ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相に比較して十分に高い。よって、Ｂ群の晶出物相がα−Ｍｇ相の粒界やセル境界に分散して存在することで、高温でも強度を維持することができ、鋳造時に割れが生じ難い。Ｂ群の晶出物相は、代表的には、ラメラ状や、細長い形状で存在する。

〔Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相の合計〕
マグネシウム合金の断面におけるＡ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合は、２．５％以上３０％以下である。上記面積割合が２．５％以上であることで、実用上十分な耐熱強度を発揮でき、鋳造時に割れが生じ難い。上記面積割合は、大きいほど耐熱強度を向上できるため、更に１０％以上、特に１５％以上であることが挙げられる。一方、上記面積割合は、大き過ぎると耐熱強度を低下させる晶出物相が存在し易いため、更に２７％以下、特に２５％以下であることが挙げられる。

晶出物相として、耐熱強度を低下させる晶出物相が存在している場合、具体的にはＣ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相が存在している場合、上記面積割合は、１０％以上２５％以下であることが挙げられる。上記面積割合が１０％以上であることで、Ｃ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が大きくても、耐熱強度の低下を抑制し易く、鋳造時に割れの発生を抑制し易い。一方、上記面積割合が２５％以下であることで、Ｃ群の晶出物相の晶出を抑制し易い。特に、耐熱強度を低下させる晶出物相として、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方が存在している場合、上記面積割合は、１５％以上２５％以下であることが挙げられる。

〔Ｃ群の晶出物相〕
Ｃ群の晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相から選択される１種以上で構成される。Ｃ群の晶出物相は、耐熱強度を低下させる。よって、晶出物相として、Ｃ群の晶出物相を備える場合、断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合は、１５％以下であることが挙げられる。特に、耐熱強度を低下させる晶出物相として、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方が存在している場合、Ｃ群の晶出物相の面積割合は、７％以下であることが挙げられる。Ｃ群の晶出物相は、少ないほど耐熱強度の低下を抑制できるため、更に５．５％以下、特に４．５％以下が挙げられ、実質的に存在しないことが好ましい。Ｃ群の晶出物相は、代表的には、塊状で存在する。
更に、耐熱強度の低下を抑制しマグネシウム合金部材の鋳造時の割れを抑制するために、断面におけるＣ群の晶出物相の面積割合は、好ましくは１０％以下であることが挙げられる。特に、耐熱強度を低下させる晶出物相として、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方が存在している場合、Ｃ群の晶出物相の面積割合は、好ましくは７％以下であることが挙げられる。Ｃ群の晶出物相は、少ないほど耐熱強度の低下を抑制できマグネシウム合金部材の鋳造時の割れを抑制できるため、更に５．５％以下、特に４．５％以下が好ましく挙げられ、実質的に存在しないことが最も好ましい。

〔Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相〕
Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、耐熱強度を低下させる。よって、晶出物相として、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備える場合、断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合は、１０％以下であることが挙げられる。特に、耐熱強度を低下させる晶出物相として、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方が存在している場合、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合は、５％以下であることが挙げられる。Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、少ないほど耐熱強度の低下を抑制できるため、更に３．５％以下、特に２．５％以下が挙げられ、実質的に存在しないことが好ましい。Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、代表的には、粒状で存在する。
更に、耐熱強度の低下を抑制しマグネシウム合金部材の鋳造時の割れを抑制するために、断面におけるＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合は、好ましくは５％以下であることが挙げられる。特に、耐熱強度を低下させる晶出物相として、Ｃ群の晶出物相とＭｇ_１７Ａｌ_１２相の双方が存在している場合、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合は、好ましくは３％以下であることが挙げられる。Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相は、少ないほど耐熱強度の低下を抑制できマグネシウム合金部材の鋳造時の割れを抑制できるため、更に２．５％以下が好ましく挙げられ、実質的に存在しないことが最も好ましい。

上述した各晶出物相の組成は、例えば、エネルギー分散Ｘ線分析法（ＥＤＸ）、Ｘ線回折（ＸＲＤ）、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）などによって成分分析を行うことで確認できる。

また、上述した各晶出物相において、マグネシウム合金の断面における面積割合は、次のように測定できる。まず、マグネシウム合金の断面の顕微鏡写真を用いて、観察視野Ｓｆ中に存在する各晶出物相を、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計、Ｃ群の晶出物相、及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相ごとに抽出してその面積を求め、更に各晶出物相の合計面積Ｓｍを求める。そして、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計面積Ｓｍ_Ａ＋Ｂを観察視野Ｓｆで除した割合（（Ｓｍ_Ａ＋Ｂ／Ｓｆ）×１００％）を、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合として求める。同様に、Ｃ群の晶出物相の合計面積Ｓｍ_Ｃを観察視野Ｓｆで除した割合（（Ｓｍ_Ｃ／Ｓｆ）×１００％）を、Ｃ群の晶出物相の面積割合として求める。Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の合計面積Ｓｍ_Ｄを観察視野Ｓｆで除した割合（（Ｓｍ_Ｄ／Ｓｆ）×１００％）を、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合として求める。観察視野数は、５個以上、更に１０個以上とすることが挙げられる。この場合、各晶出物相の面積割合は、観察視野数における平均とする。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行える。各晶出物相の断面積は、画像処理装置によって顕微鏡写真（ＳＥＭ像）を二値化処理した二値化像などを利用すると容易に測定できる。二値化処理は、測定する晶出物相（例えば、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相）と、α−Ｍｇ相及び測定する晶出物相以外の晶出物相（例えば、Ｃ群の晶出物相、及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相）とを明度の違いで区別することで行える。このとき、ＥＤＸによる点分析を行うことで、α−Ｍｇ相及び各晶出物相の種類を確認できる。

≪マグネシウム合金の製造方法≫
上述したマグネシウム合金は、代表的には、上述した組成のマグネシウム合金の溶湯を作製し、鋳造することで製造できる。

マグネシウム合金の溶湯は、以下のように作製することが挙げられる。原料には、純度が９９質量％以上、好ましくは９９．５質量％以上の純マグネシウムの塊、各添加元素金属の塊又は添加元素を合金化した塊を用いる。

用意した原料塊を用いて、まず純マグネシウムを完全に溶解して、純マグネシウムの溶湯を作製する。雰囲気ガスは、アルゴン（Ａｒ）ガスなどの希ガス、窒素ガス、ＣＯ_２ガスといった不活性ガスであると、Ｍｇなどの酸化を抑制できる。また、雰囲気ガスは、ＳＦ_６などの防燃ガスを含むと、発火を防止できる。

純マグネシウムの溶湯に、Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎの各添加元素を添加する。各添加元素を添加する際、Ａｌは、Ｍｇの活性度を低下し易いため、最初に添加することが挙げられる。また、Ｃａは、純マグネシウムに溶解し易いため、最後に添加することが挙げられる。Ｍｎは、溶解時間が比較的長いため、Ａｌと同時に添加することが挙げられる。

各添加元素を添加する際、純マグネシウムの溶湯は、温度を６８０℃以上７３０℃以下とする。純マグネシウムの溶湯の温度を６８０℃以上とすることで、各添加元素を完全に溶解できる。純マグネシウムの溶湯の温度は、高いほど添加元素の未溶解を防止できると共に、溶解時間を短縮できるため、６９０℃以上、更に７００℃以上、特に７１０℃以上とすることが挙げられる。一方、純マグネシウムの溶湯の温度を７３０℃以下とすることで、Ｍｇの酸化を抑制し易い上に、鉄製の坩堝を用いる場合にＦｅの溶出に起因するＦｅの混入を防止し易いため、更に７２０℃以下とすることが挙げられる。

各添加元素を添加後、十分に撹拌する。撹拌は、棒状の治具や市販の撹拌機などを用いて機械的に行う。撹拌時間は、撹拌方法や溶湯量などにもよるが、例えば５分以上１５分以下程度とすると均一的な成分の溶湯が得られる。撹拌後、例えば１０分以上３０分以下程度静置することで溶湯の介在物を分離でき、その後直ちに鋳造することで添加元素の分離（沈殿又は浮遊）を防止でき、Ａ群の晶出物やＢ群の晶出物を適切に晶出できる。

鋳造過程における冷却速度は、０．０１℃／秒以上５００℃／秒以下とすることが挙げられる。冷却速度は、速いほどＡ群の晶出物やＢ群の晶出物を適切に晶出できるため、１００℃／秒以上、更に３００℃／秒、特に４００℃／秒とすることが挙げられる。上記冷却速度となるよう冷却条件を適宜調整するとよい。

晶出物相には、安定相と準安定相とがある。安定相には、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、Ａｌ_２Ｃａ相、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相、及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相が含まれる。準安定相には、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相、及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相が含まれる。冷却速度が遅い徐冷凝固であればあるほど、安定相の晶出相が増加し、冷却速度が速い急冷凝固であればあるほど、準安定相の晶出相が増加する。

上記冷却過程では、各化合物相が順次晶出する。例えば、６８０℃以上の温度から５６０℃以下の温度まで０．０１℃／秒〜５０℃／秒の冷却速度で降温させると、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、及びＡｌ_２Ｃａ相の多元共晶が多く生じ、組成によっては、上記多元共晶が生じた温度よりも低温領域にてＭｇ_１７Ａｌ_１２相及びＡｌ_１７Ｓｒ_８相の少なくとも１種が多く晶出することが挙げられる。また、６８０℃以上の温度から５６０℃以下の温度まで３００℃／秒以上の冷却速度で降温させると、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相の多元共晶が多く生じ、組成によっては、上記多元共晶が生じた温度よりも低温領域にてＭｇ_１７Ａｌ_１２相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相の少なくとも１種が多く晶出することが挙げられる。更に、６８０℃以上の温度から５６０℃以下の温度まで５０℃／秒〜３００℃／秒の冷却速度で降温させると、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、Ａｌ_２Ｃａ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相から選択される２種以上の多元共晶が多く生じ、組成によっては、上記多元共晶が生じた温度よりも低温領域にてＭｇ_１７Ａｌ_１２相、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相、及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相の少なくとも１種が多く晶出することが挙げられる。なお、冷却過程では、６８０℃以上の温度から完全凝固するまで実質的に一様な冷却速度で冷却をしている。

≪用途≫
実施形態に係るマグネシウム合金は、各種鋳造部材の素材に好適に利用できる。

≪マグネシウム合金部材≫
実施形態に係るマグネシウム合金部材は、上記マグネシウム合金からなり、基部と、基部から突出するように基部に一体成形される板状部とを備える。実施形態に係るマグネシウム合金部材は、耐熱強度の向上に寄与する晶出物相を特定の範囲で備えるマグネシウム合金からなる点と、肉厚変動が大きい部位を備える点とを特徴の一つとする。肉厚変動が大きい部位とは、板状部と、板状部の厚さの５倍以上の長さを有する基部との境界部分である。板状部の厚さの５倍以上の長さを有する基部とは、基部における板状部の突出方向に沿った厚さが、板状部の厚さの５倍以上である。更に、基部における板状部の突出方向と交差する方向の長さが、板状部の厚さの５倍以上である。

＜形状＞
図２Ａおよび図２Ｂは、基部としてボス２を備え、板状部としてリブ３を備えるマグネシウム合金部材１を模式的に示す。ボス２とリブ３とは、一体成形された一体成形物である。図２Ａは、マグネシウム合金部材１の斜視図であり、図２Ｂは、図２Ａのｂ−ｂ断面図である。なお、図２Ａおよび図２Ｂでは、分かり易いようにボス２とリブ３との境界部分に角部を有するように図示しているが、実際とは異なることがある。

ボス２は、土台４から突出して設けられる。ボス２は、マグネシウム合金部材１を他の部品に固定や連結するためにボルトやねじ用の雌ねじを形成したり、ピンなどを圧入する挿入孔などを形成したりするものであり、代表的には筒状である。

リブ３は、土台４とボス２とを繋ぐように土台４及びボス２の双方から突出して設けられる。リブ３は、ボス２を補強するものであり、板状である。リブ３は、ボス２の外周に放射状に設けられる。本例では、リブ３は、ボス２の周方向に均等に４つ設けられている。リブ３の配置位置や個数は、適宜選択できる。

＜大きさ＞
ボス２とリブ３とは、厚さが異なる。具体的には、ボス２は、リブ３の突出方向に沿った厚さＴ２が、リブ３の厚さＴ１の５倍以上である。一般的に、リブ３は、ボス２に対して、ボス２の表面に垂直に設けられる。よって、ボス２におけるリブ３の突出方向に沿った厚さＴ２は、ボス２の径方向に沿った厚さ、つまりボス２の内径と外径との差である。このようなボス２とリブ３との厚さの差が大きい一体成形物は、鋳造時にボス２とリブ３との境界部分で割れが生じ易い形状である。ボス２とリブ３との厚さの差は、大きいほど、鋳造時にボス２とリブ３との境界部分で割れが生じ易い。詳細は後述するが、実施形態のマグネシウム合金部材１は、ボス２とリブ３との厚さの差が大きくても、鋳造時に割れが生じ難い。そのため、実施形態のマグネシウム合金部材１は、ボス２におけるリブ３の突出方向に沿った厚さＴ２を、リブ３の厚さＴ１の更に６倍以上、７倍以上、８倍以上とすることができる。しかし、ボス２とリブ３との厚さの差が大き過ぎると、鋳造時に割れが生じる虞がある。そのため、ボス２におけるリブ３の突出方向に沿った厚さＴ２は、リブ３の厚さＴ１の１５倍未満、１３倍以下、１２倍以下が好ましい。

なお、リブ３の厚さは、リブ３の突出方向に一様であってもよいし（図１）、リブ３のボス２側から先端側に向かって小さくなってもよい。リブ３の厚さがボス２側から先端側に向かって小さくなる形状としては、例えば、テーパ状や、先端側に向かって厚さが小さくなる湾曲状、段差形状、それらの組み合わせなどが挙げられる。リブ３の厚さがボス２側から先端側に向かって小さくなる場合、そのリブ３の厚さＴ１は、以下の（Ａ）又は（Ｂ）とする。（Ａ）リブ３の厚さＴ１は、ボス２側の最も大きい厚さとする。（Ｂ）リブ３の厚さＴ１は、ボス２側の最も大きい厚さと、先端側の最も小さい厚さとの平均厚さとする。

また、ボス２は、リブ３の突出方向と交差する方向の長さＴ３が、リブ３の厚さＴ１の５倍以上である。一般的に、リブ３は、ボス２に対して、ボス２の表面に垂直に設けられる。つまり、ボス２は、リブ３の突出方向と直交する方向の長さＴ３が、リブ３の厚さＴ１の５倍以上である。基部がボス２のような筒状の場合、リブ３の突出方向と交差（直交）する方向の長さＴ３は、ボス２の外径である。リブ３の厚さＴ１と、ボス２におけるリブ３の突出方向に沿った厚さＴ２との差が大きく、更に、リブ３の厚さＴ１と、ボス２におけるリブ３の突出方向と交差する方向の長さＴ３との差が大きい一体成形物は、鋳造時にボス２とリブ３との境界部分でより割れが生じ易い形状である。実施形態のマグネシウム合金部材１は、このような割れが生じ易い形状であっても、鋳造時に割れが生じ難い。そのため、実施形態のマグネシウム合金部材１は、ボス２におけるリブ３の突出方向と交差する方向の長さＴ３を、リブ３の厚さＴ１の更に６倍以上、７倍以上、８倍以上とすることができる。しかし、リブ３の厚さＴ１と、ボス２におけるリブ３の突出方向に沿った厚さＴ２との差が大き過ぎると、鋳造時に割れが生じる虞がある。そのため、ボス２におけるリブ３の突出方向と交差する方向の長さＴ３は、リブ３の厚さＴ１の１５倍未満、１３倍以下、１２倍以下が好ましい。

なお、肉厚変動が大きい部位を備えるマグネシウム合金部材は、ボス２及びリブ３を備えるマグネシウム合金部材１以外に、例えば、以下の形態が挙げられる。一方が開口した容器状の本体部と、本体部の開口縁から外方に延設されるフランジと、フランジを補強するリブとを備えるマグネシウム合金部材が挙げられる。本体部は、底部と側壁部とを備える。リブは、側壁部とフランジとを繋ぐように側壁部及びフランジの双方から突出して設けられる。このマグネシウム合金部材では、側壁部又はフランジが基部、リブが板状部であり、側壁部又はフランジの厚さがリブの厚さの５倍以上である。また、一方が開口した容器状の本体部と、本体部の角部を補強するリブとを備えるマグネシウム合金部材が挙げられる。本体部は、底部と側壁部とを備える。リブは、底部と側壁部とを繋ぐように底部及び側壁部の双方から突出して設けられる。このマグネシウム合金部材では、側壁部又は底部が基部、リブが板状部であり、側壁部又は底部の厚さがリブの厚さの５倍以上である。

［試験例１］
マグネシウム合金を用いてマグネシウム合金部材を作製し、そのマグネシウム合金部材の断面観察を行うと共に、耐熱性の評価を行った。

〔試料の作製〕
原料として、純度９９．９質量％の純マグネシウムの塊を５０ｋｇ用意し、Ａｒ雰囲気の溶解炉を用いて６９０℃で溶解し、純マグネシウムの溶湯を作製した。完全に溶解した純マグネシウムの溶湯中に、以下の１〜４の添加元素の塊を添加して、表１に示す組成のマグネシウム合金の溶湯を作製した。添加元素の添加及び溶解は、湯温を６９０℃に保持した状態で棒状の治具によって１０分間撹拌して行った。

１．純度９９．９質量％の純アルミニウム塊
２．純度９９質量％のＳｒ塊
３．純度９９．５質量％のＣａ塊
４．アルミニウム母合金（Ａｌ−１０質量％Ｍｎ）
作製した各試料のマグネシウム合金の溶湯を用いて、マグネシウム合金部材を作製した。マグネシウム合金部材の作製には、コールドチャンバーダイカストマシン（宇部興産機械株式会社製、型番ＵＢ５３０ｉＳ２）を用いた。鋳造過程の冷却速度を表１に併せて示す。マグネシウム合金部材の形状は、リング状とした。

〔断面観察〕
作製した各試料のマグネシウム合金部材について断面を採取し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により組織観察を行った。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行った。ＣＰ断面について任意に観察視野を採取する。

上記ＳＥＭ写真を用いて、各晶出物相の面積割合を求めた。具体的には、観察視野Ｓｆ（３５０μｍ×２５０μｍ）中に存在する各晶出物相を、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計、Ｃ群の晶出物相、及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相ごとに抽出し、各晶出物相の合計面積Ｓｍを求め、（Ｓｍ／Ｓｆ）×１００％をその断面における各晶出物相の面積割合とした。本例では、観察視野数は、１０個とし、その１０個の観察視野での面積割合の平均を各試料における各晶出物相の面積割合（％）とした。その結果を表１に併せて示す。表１において、「Ａ群＋Ｂ群」は、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合であり、「Ｃ群」は、Ｃ群の晶出物相の面積割合である。なお、Ａ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相から選択される１種以上で構成される。Ｂ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相から選択される１種以上で構成される。Ｃ群の晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相から選択される１種以上で構成される。各晶出物相の断面積は、画像処理装置によって顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）を二値化処理した二値化像などを利用すると容易に測定できる。

〔耐熱性の評価〕
・残留軸力
作製した各試料のマグネシウム合金部材の残留軸力を測定した。具体的には、各試料のマグネシウム合金部材とアルミニウム製のブロック材とを鉄製のボルトで締結した試験部材に熱処理を施し、熱処理前後のボルトの歪量から残留軸力（％）を求めた。試験部材は、上記ブロック材の適宜な位置に各試料のマグネシウム合金部材の孔と同等径のボルト孔を設け、そのボルト孔と各試料のマグネシウム合金部材の孔とを合わせて、鉄製のボルトを締め付けることで作製した。熱処理の条件は、温度を１５０℃とし、保持時間を１７０時間とした。歪量は、ボルトに配置した市販の歪ゲージで求めた。残留軸力は、締結直後であって１５０℃に加熱する前のボルトの歪量をＳｏ、１５０℃×１７０時間の熱履歴を与えた後のボルトの歪量をＳｔとし、［（Ｓｔ−Ｓｏ）／Ｓｏ］×１００（％）により算出した。加熱する前の歪量Ｓｏは、初期締付軸力を９Ｎとして締め付けた際の歪量とした。残留軸力の結果とその評価Ａ〜Ｃを表１併せて示す。評価Ａは残留軸力が６０％以上、評価Ｂは残留軸力が５０％以上６０％未満、評価Ｃは残留軸力が５０％未満とした。

・１５０℃耐力
作製した各試料のマグネシウム合金部材の１５０℃耐力を測定した。具体的には、各試料のマグネシウム合金部材から試験片を採取し、１５０℃での引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した。０．２％耐力は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）「金属材料引張試験方法」に準拠して、汎用の引張試験機を用いて測定した。１５０℃耐力の結果とその評価Ａ〜Ｄを表１に併せて示す。評価Ａは１５０℃耐力が１４０ＭＰａ以上、評価Ｂは１５０℃耐力が１３０ＭＰａ以上１４０ＭＰａ未満、評価Ｃは１５０℃耐力が１２０ＭＰａ以上１３０ＭＰａ未満、評価Ｄは１５０℃耐力が１２０ＭＰａ未満とした。表１に示す「−」は、引張試験における伸びが極端に低下し、０．２％耐力の測定ができなかったことを示す。

表１に示すように、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１０％以上３０％以下を満たす試料Ｎｏ．１−１〜試料Ｎｏ．１−９及び試料Ｎｏ．１−１１〜試料Ｎｏ．１−１９は、残留軸力が高く、１５０℃耐力も高いことがわかる。特に、Ｃ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相が存在しない、又はその面積割合が小さい試料Ｎｏ．１−１〜試料Ｎｏ．１−９及び試料Ｎｏ．１−１１〜試料Ｎｏ．１−１７は、１５０℃耐力が１３０ＭＰａ以上と非常に高いことがわかる。試料Ｎｏ．１−１８は、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１８％と大きいが、Ｃ群の晶出物相の面積割合が９％と比較的高いため、耐熱強度が低くなり、１５０℃耐力が低下したと思われる。また、試料Ｎｏ．１−１９は、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が１５％と大きいが、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が７％と比較的高いため、耐熱強度が低くなり、１５０℃耐力が低下したと思われる。

一方、Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相に加えて、Ｃ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相が存在し、かつＣ群の晶出物相やＭｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が大きい試料Ｎｏ．１−１０１〜試料Ｎｏ．１−１０３及び試料Ｎｏ．１−１１１〜試料Ｎｏ．１−１１３は、１５０℃耐力が１００ＭＰａ未満と非常に低いことがわかる。試料Ｎｏ．１−１０１及び試料Ｎｏ．１−１１１は、Ａｌに対するＳｒの含有量が多過ぎるため、Ｃ群の晶出物相が多く晶出されたことにより、耐熱強度が低下し、１５０℃耐力が低下したと思われる。試料Ｎｏ．１−１０１及び試料Ｎｏ．１１１において、０．２％耐力の測定ができなかった理由は、Ａ群の晶出物相やＢ群の晶出物相がラメラ状で存在するのに対して、Ｃ群の晶出物相は塊状で存在するため、伸びが極端に低下したからと考えられる。試料Ｎｏ．１−１０２及び試料Ｎｏ．１−１１２は、Ｃａが含有されていないため、Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相の面積割合が小さく、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相が多く晶出されたことにより、耐熱強度が低下し、１５０℃耐力が低下したと思われる。試料Ｎｏ．１−１０３及び試料Ｎｏ．１−１１３は、Ｓｒが含有されていないため、Ａ群の晶出物相及びＢ群の晶出物相の面積割合が小さく、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相が多く晶出されたことにより、耐熱強度が低下し、１５０℃耐力が低下したと思われる。

［試験例２］
試験例２では、鋳造過程の冷却速度を徐冷（１〜５０℃／秒）とし、マグネシウム合金部材を作製した。マグネシウム合金部材の作製は、金型を用いた重力鋳造で行った。試験例２では、マグネシウム合金の組成、及び鋳造過程の冷却速度が試験例１と異なり、それ以外の試験条件は試験例１と同様である。マグネシウム合金の組成を表２に示す。

作製した各試料のマグネシウム合金部材について、試験例１と同様に、そのマグネシウム合金部材の断面観察を行うと共に、耐熱性の評価を行った。試験例２では、鋳造過程の冷却速度を徐冷としているため、急冷時の非平衡凝固に比べ平衡凝固に近づく。非平衡凝固時には準安定相の晶出が増加するが、平衡凝固に近づくと、安定相の晶出が増加する。その結果、冷却速度を徐冷とすると、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が小さくなる。そのため、残留軸力及び１５０℃耐力の双方が、試験例１と比較して低下する。試験例２では、残留軸力の評価として、評価Ａは残留軸力が５０％以上、評価Ｂは残留軸力が４０％以上５０％未満、評価Ｃは残留軸力が４０％未満とした。また、１５０℃耐力の評価として、評価Ａは１５０℃耐力が６０ＭＰａ以上、評価Ｂは１５０℃耐力が５０ＭＰａ以上６０ＭＰａ未満、評価Ｃは１５０℃耐力が３０ＭＰａ以上５０ＭＰａ未満、評価Ｄは１５０℃耐力が３０ＭＰａ未満とした。各晶出物の面積割合、残留軸力、及び１５０℃耐力の結果を表２に併せて示す。

表２に示すように、鋳造過程の冷却速度を徐冷とした場合、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が４％以上１６％以下を満たす試料Ｎｏ．２−１〜試料Ｎｏ．２−１０は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が大きい試料Ｎｏ．２−１０２及び試料Ｎｏ．２−１０３に比較して、残留軸力が高く、１５０℃耐力も高いことがわかる。なお、試料Ｎｏ．２−１０１は、Ａｌの含有量が少ないため、室温状態での耐力自体が低く、１５０℃での０．２％耐力も低くなっていると思われる。

［試験例３］
マグネシウム合金を用いてマグネシウム合金部材を作製し、そのマグネシウム合金部材の断面観察を行うと共に、耐熱性及び割れの状態を評価した。

〔試料の作製〕
原料として、試験例１と同様に、純度９９．９質量％の純マグネシウムの塊を５０ｋｇ用意し、Ａｒ雰囲気の溶解炉を用いて６９０℃で溶解し、純マグネシウムの溶湯を作製した。完全に溶解した純マグネシウムの溶湯中に、以下の１〜４の添加元素の塊を添加して、表３及び表４に示す組成のマグネシウム合金の溶湯を作製した。添加元素の添加及び溶解は、湯温を６９０℃に保持した状態で棒状の治具によって１０分間撹拌して行った。

１．純度９９．９質量％の純アルミニウム塊
２．純度９９質量％のＳｒ塊
３．純度９９．５質量％のＣａ塊
４．アルミニウム母合金（Ａｌ−１０質量％Ｍｎ）
作製した各試料のマグネシウム合金の溶湯を用いて、マグネシウム合金部材を作製した。マグネシウム合金部材の作製には、コールドチャンバーダイカストマシン（宇部興産機械株式会社製、型番ＵＢ５３０ｉＳ２）を用いた。鋳造過程の冷却速度は、１００〜４００℃／秒とした。

本例では、耐熱性の評価を行うにあたり、試験例１と同様に、リング状のマグネシウム合金部材を作製した。また、本例では、割れの評価を行うにあたり、ボスと、ボスから突出するリブとを備えるマグネシウム合金部材を作製した（図２Ａおよび図２Ｂを参照）。ボスにおけるリブの突出方向に沿った厚さをＴ２（ｍｍ）、ボスにおけるリブの突出方向と直交する方向の長さをＴ３（ｍｍ）、及びリブの厚さをＴ１（ｍｍ）とするとき、各試料のマグネシウム合金部材におけるＴ１、Ｔ２、及びＴ３の値を以下とした。試料Ｎｏ．３−１−１〜試料Ｎｏ．３−１−７は、Ｔ１を５ｍｍ、Ｔ２を１０ｍｍ、Ｔ３を３５ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−２−１〜試料Ｎｏ．３−２−７は、Ｔ１を４ｍｍ、Ｔ２を１２ｍｍ、Ｔ３を３４ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−３−１〜試料Ｎｏ．３−３−７は、Ｔ１を４ｍｍ、Ｔ２を１６ｍｍ、Ｔ３を４２ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−４−１〜試料Ｎｏ．３−４−７は、Ｔ１を３ｍｍ、Ｔ２を１５ｍｍ、Ｔ３を４０ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−５−１〜試料Ｎｏ．３−５−７は、Ｔ１を３ｍｍ、Ｔ２を２１ｍｍ、Ｔ３を５２ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−６−１〜試料Ｎｏ．３−６−７は、Ｔ１を２ｍｍ、Ｔ２を２０ｍｍ、Ｔ３を５０ｍｍとした。試料Ｎｏ．３−７−１〜試料Ｎｏ．３−７−７は、Ｔ１を２ｍｍ、Ｔ２を３０ｍｍ、Ｔ３を７０ｍｍとした。表３及び表４に示す「肉厚比」は、上記Ｔ２／Ｔ１の値である。

〔断面観察〕
試験例１と同様にして、作製した各試料のマグネシウム合金部材について断面を採取し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により組織観察を行った。断面の採取は、市販のクロスセクションポリッシャ（ＣＰ）加工装置を用いて行った。ＣＰ断面について任意に観察視野を採取する。

上記ＳＥＭ写真を用いて、各晶出物相の面積割合を求めた。具体的には、観察視野Ｓｆ（３５０μｍ×２５０μｍ）中に存在する各晶出物相を、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計、Ｃ群の晶出物相、及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相ごとに抽出し、各晶出物相の合計面積Ｓｍを求め、（Ｓｍ／Ｓｆ）×１００％をその断面における各晶出物相の面積割合とした。本例では、観察視野数は、１０個とし、その１０個の観察視野での面積割合の平均を各試料における各晶出物相の面積割合（％）とした。その結果を表３及び表４に併せて示す。表３及び表４において、「Ａ群＋Ｂ群」は、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合であり、「Ｃ群」は、Ｃ群の晶出物相の面積割合である。なお、Ａ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相から選択される１種以上で構成される。Ｂ群の晶出物相は、Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相から選択される１種以上で構成される。Ｃ群の晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相から選択される１種以上で構成される。各晶出物相の断面積は、画像処理装置によって顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）を二値化処理した二値化像などを利用すると容易に測定できる。

〔耐熱性の評価〕
・残留軸力
試験例１と同様にして、作製した各試料のマグネシウム合金部材の残留軸力を測定した。具体的には、各試料のマグネシウム合金部材とアルミニウム製のブロック材とを鉄製のボルトで締結した試験部材に熱処理を施し、熱処理前後のボルトの歪量から残留軸力（％）を求めた。試験部材は、上記ブロック材の適宜な位置に各試料のマグネシウム合金部材の孔と同等径のボルト孔を設け、そのボルト孔と各試料のマグネシウム合金部材の孔とを合わせて、鉄製のボルトを締め付けることで作製した。熱処理の条件は、温度を１５０℃とし、保持時間を１７０時間とした。歪量は、ボルトに配置した市販の歪ゲージで求めた。残留軸力は、締結直後であって１５０℃に加熱する前のボルトの歪量をＳｏ、１５０℃×１７０時間の熱履歴を与えた後のボルトの歪量をＳｔとし、［（Ｓｔ−Ｓｏ）／Ｓｏ］×１００（％）により算出した。加熱する前の歪量Ｓｏは、初期締付軸力を９Ｎとして締め付けた際の歪量とした。残留軸力の結果とその評価Ａ〜Ｃを表３及び表４に併せて示す。評価Ａは残留軸力が６０％以上、評価Ｂは残留軸力が５０％以上６０％未満、評価Ｃは残留軸力が５０％未満とした。

〔割れの評価〕
作製した各試料のマグネシウム合金部材の割れの状態を評価した。本例では、作製した各試料について１０個のマグネシウム合金部材を用意し、目視確認によって各マグネシウム合金部材の割れ個数を調べた。そして、各マグネシウム合金部材の割れ個数の合計数をマグネシウム合金部材の個数（１０個）で除した値を、１０個のマグネシウム合金部材における割れ個数の平均として算出し、各試料の割れ個数（個）とした。割れ個数の結果とその評価Ａ〜Ｃを表３及び表４に併せて示す。評価Ａは割れ個数が０個、評価Ｂは割れ個数が０個超１個未満、評価Ｃは割れ個数が１個以上とした。

〔総合評価〕
残留軸力の評価及び割れの評価の総合評価を表３及び表４に示す。総合評価Ａは、残留軸力及び割れの双方の評価がＡの場合であり、総合評価Ｂは、残留軸力及び割れの少なくとも一方の評価がＢの場合であり、総合評価Ｃは、残留軸力及び割れの少なくとも一方の評価がＣの場合とした。

まず、割れの評価については、表３及び表４に示すように、肉厚比が大きくなるにつれて、割れが生じ易くなっていることがわかる。例えば、肉厚比が２の場合及び肉厚比が３の場合、試料Ｎｏ．３−１−７及び試料Ｎｏ．３−２−７を除いた全ての試料で割れ個数が０個であったのに対し、肉厚比が１０の場合、試料Ｎｏ．３−６−１〜試料Ｎｏ．３−６−４では割れ個数が０個超１個未満、試料Ｎｏ．３−６−５〜試料３−６−７では割れ個数が１個以上となり、肉厚比が１５の場合、全ての試料で割れ個数が１個以上となっている。

また、表３及び表４に示すように、肉厚比が大きくなっても、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下を満たす試料は、割れが生じ難いことがわかる。具体的には、肉厚比が４の場合及び肉厚比が５の場合、試料Ｎｏ．３−３−１〜試料３−３−５及び試料Ｎｏ．３−４−１〜試料３−４−５では割れ個数が０個であり、試料Ｎｏ．３−３−６及び試料Ｎｏ．３−４−６では割れ個数が０個超１個未満であった。肉厚比が７の場合、試料Ｎｏ．３−５−２及び試料Ｎｏ．３−５−４では割れ個数が０個であり、試料Ｎｏ．３−５−１、試料Ｎｏ．３−５−３、及び試料Ｎｏ．３−５−５では割れ個数が０個超１個未満であった。肉厚比が１０の場合、試料Ｎｏ．３−６−１〜試料Ｎｏ．３−６−４では割れ個数が０個超１個未満であった。

更に、表３及び表４に示すように、肉厚比が７以上とより肉厚変動が大きくなる場合、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下を満たし、かつＣ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相が少ない試料は、肉厚比が１５未満であれば、割れが確実に生じ難いことがわかる。具体的には、肉厚比が１０と大きい場合でも、試料Ｎｏ．３−６−１〜試料Ｎｏ．３−６−４では割れ個数が０個超１個未満であった。

次に、残留軸力の評価については、表３及び表４に示すように、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下を満たし、かつＣ群の晶出物相及びＭｇ_１７Ａｌ_１２相が比較的少ない試料は、残留軸力が比較的高いことがわかる。例えば、試料Ｎｏ．３−１−１〜試料Ｎｏ．３−１−４、試料Ｎｏ．３−２−１〜試料Ｎｏ．３−２−４、試料Ｎｏ．３−３−１〜試料Ｎｏ．３−３−４、試料Ｎｏ．３−４−１〜試料Ｎｏ．３−４−４、試料Ｎｏ．３−５−１〜試料Ｎｏ．３−５−４、試料Ｎｏ．３−６−１〜試料Ｎｏ．３−６−４、及び試料Ｎｏ．３−７−１〜試料Ｎｏ．３−７−４は、残留軸力が５０％以上であった。

以上より、耐熱強度の向上に寄与する晶出物相として、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相とを特定の範囲で備えることで、一体成形された肉厚変動が大きい部位を備える複雑形状であっても、鋳造時に割れが生じ難いことがわかる。特に、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相とを特定の範囲で備え、かつ耐熱強度を低下させる晶出物相であるＣ群の晶出物相やＡｌ_１７Ｍｇ_１２相が比較的少ないことで、より肉厚変動が大きい複雑形状であっても、鋳造時に割れが確実に生じ難いことがわかる。また、Ａ群の晶出物相とＢ群の晶出物相とを特定の範囲で備え、かつ耐熱強度を低下させる晶出物相であるＣ群の晶出物相やＡｌ_１７Ｍｇ_１２相が比較的少ないことで、残留軸力の低下を抑制できることがわかる。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ マグネシウム合金部材、 ２ ボス（基部）、 ３ リブ（板状部）、 ４ 土台、Ｔ１，Ｔ２ 厚さ、Ｔ３ 長さ。

Claims (9)

1. Ａｌ、Ｓｒ、Ｃａ及びＭｎを含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物であるマグネシウム合金であって、
   α−Ｍｇ相と、前記α−Ｍｇ相の粒界及びセル境界の少なくとも一方に分散する晶出物相とを有する組織を備え、
   前記晶出物相は、
   Ａｌ_２Ｓｒ相、Ａｌ_４Ｓｒ相、（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｓｒ相、及び（Ｍｇ，Ａｌ）_４Ｓｒ相からなるＡ群から選択される１種以上と、
   Ａｌ_２Ｃａ相及び（Ｍｇ，Ａｌ）_２Ｃａ相からなるＢ群から選択される１種以上とを備え、
   断面における前記Ａ群の晶出物相と前記Ｂ群の晶出物相との合計の面積割合が２．５％以上３０％以下であるマグネシウム合金。
2. 更に、前記晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上を備え、
   断面における前記Ｃ群の晶出物相の面積割合が１５％以下である請求項１に記載のマグネシウム合金。
3. 断面における前記Ａ群の晶出物相と前記Ｂ群の晶出物相との合計の面積割合が１０％以上２５％以下である請求項２に記載のマグネシウム合金。
4. 更に、前記晶出物相は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備え、
   断面における前記Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が１０％以下である請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のマグネシウム合金。
5. 更に、前記晶出物相は、
   Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上と、
   Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相とを備え、
   断面における前記Ａ群の晶出物相と前記Ｂ群の晶出物相との合計の面積割合が１５％以上２５％以下、
   前記Ｃ群の晶出物相の面積割合が７％以下、
   及び前記Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下である請求項１に記載のマグネシウム合金。
6. 請求項１に記載のマグネシウム合金からなり、基部と、前記基部から突出するように前記基部に一体成形される板状部とを備えるマグネシウム合金部材であって、
   前記基部は、前記板状部の突出方向に沿った厚さが、前記板状部の厚さの５倍以上であるマグネシウム合金部材。
7. 前記基部は、前記板状部の突出方向と交差する方向の長さが、前記板状部の厚さの５倍以上である請求項６に記載のマグネシウム合金部材。
8. 更に、前記晶出物相は、Ａｌ_１７Ｓｒ_８相及びＭｇ_１７Ｓｒ_２相からなるＣ群から選択される１種以上を備え、
   断面における前記Ｃ群の晶出物相の面積割合が１０％以下である請求項６又は請求項７に記載のマグネシウム合金部材。
9. 更に、前記晶出物相は、Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相を備え、
   断面における前記Ｍｇ_１７Ａｌ_１２相の面積割合が５％以下である請求項６から請求項８のいずれか１項に記載のマグネシウム合金部材。

Images