WO2008072435A1

WO2008072435A1 - 鋳造用マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物の製造方法

Info

Publication number: WO2008072435A1
Application number: PCT/JP2007/071756
Authority: WO
Inventors: Yuki Okamoto; Kyoichi Kinoshita; Motoharu Tanizawa; Kazuhiko Yoshida; Hiroya Akatsuka
Original assignee: Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki
Priority date: 2006-12-11
Filing date: 2007-11-02
Publication date: 2008-06-19
Also published as: EP2088217A1; JP5146767B2; JPWO2008072435A1

Abstract

本発明の鋳造用マグネシウム合金は、全体を１００質量％としたときに、０．５質量％以上１０質量％以下のＣｕと、０．０１質量％以上３質量％以下のＣａと、を含み、残部がＭｇと不可避不純物とからなることを特徴とする。　本発明の鋳造用マグネシウム合金は、熱伝導率が高いＣｕを所定の量含むため、熱伝導性に優れる。熱伝導性は、熱処理することで向上する。また、本発明の鋳造用マグネシウム合金は、鋳放しの状態では、Ｍｇ結晶粒の粒界にＣｕおよびＣａを含む粒界晶出物が三次元のネットワークを構成する。ネットワーク状の粒界晶出物は、高温になると特に活発になる粒界すべりが抑制され、高温強度および耐クリープ性が向上する。

Description

明細書铸造用マグネシゥム合金およぴマグネシゥム合金铸物の製造方法技術分野

本発明は、高温下での使用に適した铸造用マグネシウム合金に関するものである。技術背景

アルミニウム合金よりさらに軽量なマグネシウム合金は、軽量化の観点から航空機材料や車両材料などとして広く用いられつつある。しかしながら、マグネシウム合金は、用途によっては強度や耐熱性が充分ではないため、さらなる特性の向上が求められている。

たとえば、特開 2005— 54233号公報には、耐熱性をもつマグネシゥム合金が開示されている。具体的には、 4〜9質量％のアルミニウム (A 1 ) と、 1〜5質量⁰ /₀の銅（Cu) と、 4質量⁰ /₀以下の亜鉛（Zn) と、 0. 001〜0. 01質量⁰ /₀のベリリウム（B e) と、を含み、かつ、母相のマグネシウム中に Mg— A 1一 C U系の化合物が散在する金属組織を備えるマグネシウム合金である。

また、一般的なマグネシウム合金として、たとえば、 AZ 91D (AS TM記号）がある。 AZ 91Dは、機械的特性およぴ铸造性に優れるが、 AZ 91Dの熱伝導率は 7 SWZmK程度であり、純マグネシウムの熱伝導率（167WZmK) に比べて極めて低い。そのため、使用環境が高温であったり使用中に発熱したりする部材に AZ 91Dを用いると、放熱が良好に行われず、部材に熱変形が生じることがある。特に、内燃機関のシリンダへッドゃシリンダブロックに用いられるマグネシウム合金として熱伝導率の低いマグネシウム合金を用いると、シリンダへッドが熱変形したり、シリンダプロック内に熱がこもりシリンダボアの熱変形が増大することで、摩擦が増大したり気密性が低下したりするなどの悪影響が生じる。そのため、高い熱伝導率をもつことで放熱が良好に行われ、高温下での使用に好適なマグネシウム合金が求められている。発明の開示

本発明は、上記問題点に鑑み、高温下での使用に適した铸造用マグネシゥム合金を提供することを目的とする。また、その鎵造用マグネシウム合金からなる铸物の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意研究の結果、熱伝導率が高い銅をカルシウムとともに適量含有させることで、マグネシゥム合金の熱伝導性を向上させることができることを見出し、これに基づき本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の铸造用マグネシウム合金は、全体を 100質量％としたときに、 0. 5質量％以上10質量％以下の銅（Cu) と、 0. 01 質量％以上 3質量％以下のカルシウム（C a) と、を含み、残部がマグネシゥム（Mg) と不可避不純物とからなることを特徴とする。このとき、銅（Cu) は、 1質量％以上 5質量％以下であるのが好ましい。

Cuおよび C aを含む本発明の錶造用マグネシウム合金は、铸放しの状態（以下「铸放し材」と略記）では、 ]^_§を含む]\^_§結晶粒と、 Cuおよび C aを含み Mg結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状（三次元網目構造）に晶出した粒界晶出物と、から構成される金属組織をもつ。三次元網目構造を呈する粒界晶出物により、高温になると特に活発になる粒界すベりが抑制され、高温強度および高温での耐クリープ性が向上する。そして、本発明の铸造用マグネシウム合金は、合金元素として熱伝導率が高い Cu を所定の量含有させることで、粒界晶出物がネットワーク状に晶出しても、 M g結晶粒同士の熱伝導が妨げられにくいことが新たにわかつた。

また、本発明の铸造用マグネシウム合金は、上記铸放し材を熱処理した状態（以下「熱処理材」と略記）では、 1^_§を含む]^_§結晶粒と、 Cuを含み M g結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、力ら構成される金属組織を有する。铸放し材において Mg結晶粒の粒界にネットワーク状に晶出した粒界晶出物は、熱処理により、 Mg結晶粒の粒界に粒状に分散する。そのため、 Mg結晶粒同士の粒界での接触面積が増大し、熱伝導率が向上する。また、熱処理材であっても、 C uおよび C aを上記の所定の範囲で含有すれば、高温強度および高温での耐クリープ性が低下しにくい。また、本発明の铸造用マグネシウム合金は、アルミニウム（Aレ）を 1 0質量％以下さらには 3質量％以下含むのが好ましい。本発明の铸造用マグネシゥム合金は、さらに A 1を含むことで、マグネシウム合金の室温および高温での機械的強度が向上する。

また、本発明の鎵造用マグネシウム合金は、さらに、マンガン（Mn) を 1質量％以下含んでもよい。本発明の铸造用マグネシウム合金は、 Mn を含むことで、室温おょぴ高温での機械的強度のほか、耐クリープ性、耐食性、铸造性などが向上する。

また、本発明のマグネシウム合金铸物の製造方法は、本発明の铸造用マグネシゥム合金からなる铸物を製造する方法である。本発明のマグネシゥム合金铸物の製造方法は、

全体を 100質量％としたときに、 0. 5質量％以上10質量％以下の銅（Cu) と、 0. 0 1質量⁰ /₀以上 3質量％以下のカルシウム（C a) と、を含み、残部がマグネシウム（Mg) と不可避不純物とからなる合金溶湯を鎳型に注湯する注湯工程と、

該注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、

を含むことを特徴とする。 .

本発明のマグネシウム合金铸物の製造方法は、前記凝固工程後に、 Mg を含む Mg結晶粒の粒界に Cuを含む晶出物を粒状化させる熱処理卫程を含んでもよい。

以下、「質量％」は単に「％」（ただし「0. 2%耐カ」および「伸び」の単位 [%] は「質量％」を意味しない）と略記することもある。なお、各合金元素の含有量は、いずれも錶造用マグネシウム合金全体を 10 0質量％としたときの割合である。図面の簡単な説明

図 1は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 A 1の含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。

図 2は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 A lZCu値（質量比）に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。図 3は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 C aの含有量に対する引張強さおよび伸びの変化を示すグラフである。図 4 Aおよび図 4 Bは、 M g— 3 %C u— 0. 5 % C a合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（A) と高倍率の写真（B) である。

図 5 Aおよび図 5 Bは、 Mg— 3%Cu— 0. 2%C a— 3%A 1合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（A) と高倍率の写真（B) である。

図 6 Aおよび図 6 Bは、 Mg— 3%C u— 3%C a— 3 %A 1— 0. 5 %Mn合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（A) と高倍率の写真（B) である。

図 7は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 C aの含有量に対する引張強さの変化を示すグラフである。

図 8は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 C aの含有量に対する伸びの変化を示すグラフである。

図 9は、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金において、 A 1の含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフである。

図 10は、 3%の〇11ぉょぴ1%の0 aを含むマグネシウム合金において、 A 1の含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフである。

図 1 1 〜図 1 1 Dは、 3%の C Uおよび 1 %の C aを含むマグネシゥム合金の金属組織を示す図面代用写真であって、さらに A 1を 0. 5% (A) 、 2% (B) 、 4% (C) 、 8% (D) 含むマグネシウム合金の金属組織をそれぞれ示す。

図 1 2は、 M g— 3 % C u— 1 % C a— 1 % A 1合金の電子線マイク口アナリシス（EPMA) による分析結果を示す。

図 1 3は、 1%の〇 &、 1 %の 1ぉょぴ0. 5%の Mnを含むマクネシゥム合金（铸放し材）において、 Cuの含有量に対する引張強さ、 0. 2%耐カおよび伸びの変化を示すグラフである。

図 1 4は、 1 %の。 &、 1%の 1ぉょぴ0. 5%の Mnを含む熱処理したマグネシウム合金（熱処理材）において、 Cuの含有量に対する引張強さ、 0. 2%耐カおよび伸びの変化を示すグラフである。

図 1 5は、 1%の〇 &、 1%の八 1ぉょぴ0. 5%の Mnを含むマグネシゥム合金において、 Cuの含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフである。

図 1 6は、 3%の。 11、 1 %の C aおよび 1 %の A 1を含むマグネシゥム合金において、 Mnの含有量に対する引張り強さの変化を示すグラフである。

図 1 7は、 3%の( 11、 1 %の C aおよび 1 %の A 1を含むマグネシゥム合金において、 Mnの含有量に対する応力低下量の変化を示すグラフであ。

図 18 Aおよび図 1 8 Bは、 Mg— 3%Cu— l %C a合金の金属組織を示す図面代用写真であって、それぞれ低倍率の写真（A) と高倍率の写真（B) である。

図 1 9は、 Mg— 3%Cu— l%C a合金の EPMAによる分析結果を示す。

図 20は、熱処理した Mg— 3%Cu— 1 %C a合金の金属組織を示す図面代用写真である。

図 21は、熱処理した Mg— 3%Cu— l %C a合金の EPMAによる分析結果を示す。発明を実施するための最良の形態

以下に、本発明の铸造用マグネシゥム合金およぴマグネシゥム合金铸物の製造方法を実施するための最良の形態を説明する。

本発明の铸造用マグネシウム合金は、銅（Cu) とカルシウム（C a) とを含み、残部がマグネシウム（Mg) と不可避不純物とからなることを特徴とする。

Cuと C aを含む本発明の鍚造用マグネシウム合金の铸放し材は、少なくとも Cuおよび C aが結晶粒界に晶出することでネットワーク状の金属組織（三次元網目構造）が形成される。なお、一般的なマグネシウム合金として、耐熱性の向上のために希土類元素などを添加したマグネシウム合金があるが、そのようなマグネシウム合金では、三次元網目構造は形成されにくい。したがって、本発明の铸造用マグネシウム合金は、希土類元素を実質的に含まないのが望ましい。

Cuの含有量は、铸造用マグネシウム合金全体を 1 00質量％としたときに、 0. 5質量％以上さらには 1質量％以上であるのが好ましく、 10 質量％以下さらには 5質量％以下、 4質量％以下であるのが好ましい。 C uの含有量が 0. 5質量％未満では、 Cuを添加したことによる熟伝導性の向上効果が良好に得られない。 Cuが多いと熱が流れやすいが、 10質量％を超えると、熱伝導性の大きな向上は期待できず経済的でない。また、高温での耐クリープ性が低下するため、好ましくない。

なお、〇11ゃ〇11化合物は、熱膨張率が低い。そのため、本発明の鎵造用マグネシウム合金は、低い熱膨張率を示す。

本発明の鍀造用マグネシウム合金は、 Cuとともに C aを含む。 C aも、 C uとともに結晶粒界に晶出することで、三次元網目構造の形成に寄与する。たとえば、 Mg— Cu系化合物とともに Mg— C a系化合物が結晶粒界に晶出して、不連続部分の少ない、より完全な三次元網目構造が形成される。また、 C aは、防燃効果をもつ。マグネシウム合金へ C aを添加すると、マグネシウム合金の発火温度が上昇するため、マグネシウム合金を溶湯にしたときに発生することがある燃焼が防止される。〇&を0. 5質量％含むマグネシウム合金（AZ 9 1) は、 C aを含まない AZ 9 1に比ベて、発火温度が 300°C程度高いことが知られている。そのため、本発明の铸造用マグネシウム合金においても、 C aの含有量は、鐯造用マグネシゥム合金全体を 100質量％としたときに、 0. 0 1質量％以上 3質量 %以下さらには 0. 5質量％以上 2質量％以下であるのが好ましい。 C a は、マグネシウム合金に少量でも添加されればよいが、 3質量％を超えると、引張強度や伸びなどの機械的性質が低下する。

また、本発明の铸造用マグネシウム合金において結晶粒界にネットヮーク状に晶出する M g -Cu系化合物や M g-C a系化合物などの金属間化合物は、マグネシウム合金中で粒界すベりを抑制すると考えられる。そのため、本発明の鎵造用マグネシウム合金は、高温域でもクリープ変形等の少ない優れた耐クリ一プ性を発現すると思われる。

本発明の铸造用マグネシウム合金は、さらに、アルミニウム（A 1) を含んでもよい。 A 1が添加された本発明の铸造用マグネシウム合金は、結晶粒界に Mg— A 1— Cu系化合物および Mg— A 1—C a系化合物が晶出するため、引張強度や伸びなどの機械的性質が向上する。一方、 A 1の添加は、熱伝導率の低下を引き起こすことがある。そのため、 A 1の含有量は、铸造用マグネシウム合金全体を 1 ◦ 0質量％としたときに、 10質量％以下が好ましく、さらには 4質量％以下、 3質量％以下であるのが好ましく、用途によっては、 A 1を含まない方が望ましい。高い熱伝導率とともに機械的強度が必要とされる場合には、铸造用マグネシウム合金全体を 100質量％としたときの A 1の含有量を、少なくとも 0. 5質量％とすればよい。

また、 A 1の含有量は、 Cuとの質量比（A l ZCu) が 1以下であるのが好ましい。 1以下であれば、高い熱伝導率と高い機械的強度とが両立する。また、本発明の铸造用マグネシウム合金は、さらに、錄造用マグネシゥム合金全体を 1 00質量⁰ /₀としたときに、マンガン（Mn) を 1質量％以下含んでもよい。 Mnは、マグネシウム合金の母材中に固溶して、マグネシゥム合金を固溶強化させる元素である。また、 Mnは、腐食原因となる不純物の F eを沈降除去する効果もある。すなわち、 Mnが添加された本発明の铸造用マグネシウム合金は、機械的強度とともに耐食性が向上する。ただし、 Mnが少なすぎるとこのような効果が薄く、 1質量％を超えても効果の向上は期待できず経済的でない。したがって、好ましい Mnの含有量は、 0. 1質量％以上、 0. 2質量％以上さらには 0. 3質量％以上、また、 1質量％以下、 0. 8質量％以下さらには 0. 7質量％以下である。また、本発明の錶造用マグネシウム合金は、さらに、銪造用マグネシゥム合金全体を 100質量⁰ /₀としたときに、ストロンチウム（S r) を 1質量％以下含んでもよい。 S rが添加された本発明の鎢造用マグネシウム合金は、 C aを含むマグネシウム合金において耐食性を向上させる効果がある。そのため、 S rは、本発明の铸造用マグネシウム合金の耐食性を向上させる合金元素として好適である。また、 S rは、マグネシウム合金の铸造性（湯流れなど）を向上させる。好ましい S rの含有量は、 0. 01質量％以上 1質量％以下、さらには 0. 1質量％以上 1質量％以下である。また、本発明の铸造用マグネシウム合金は、さらに、錶造用マグネシゥム合金全体を 100質量％としたときに、バリウム（B a) を 1質量％以下含んでもよい。 B aが添加された本発明の铸造用マグネシウム合金は、铸造性が向上する。好ましい B aの含有量は、 0. 01質量％以上1質量 %以下、さらには 0. 1質量。 /₀以上 1質量％以下である。

なお、 Mn、 S rおよび B a等の合金元素は、本発明の铸造用マグネシゥム合金に添加されても、そのネットワーク状の金属組織を損なうことはない。

本発明の铸造用マグネシウム合金は、铸放し材では、 Mgを含む Mg結晶粒と、 Cuおよび C aを含み Mg結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出した粒界晶出物と、力ら構成される金属組織を有するが、熱処理することにより、 M gを含む M g結晶粒の粒界に C uを含む粒状の化合物、たとえば M g— C u系化合物が分散する。すなわち、本発明の铸造用マグネシゥム合金は、 M gを含むM g結晶粒と、 C 11を含み M g結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、から構成される金属組織を有してもよい。マグネシウム合金に適切な熱処理を施すことで機械的特性が向上することは知られている。上記の組成をもつ本発明の铸造用マグネシウム合金は、熱処理により C u化合物を粒状化することで、熱伝導率が向上する。また、 C u、 C a等の添加元素の含有量が上記の範囲であれば、熱処理後の耐クリープ性の低下が抑制される。

以上説明した本発明の铸造用マグネシウム合金は、宇宙、軍事、航空の分野をはじめとし、自動車、電気機器など、各種分野で用いることができる。また、本発明の铸造用マグネシウム合金からなる部材としては、その高温での特性を生かして、高温環境下で使用される製品、たとえば、使用中に高温となるコンプレッサー、ポンプ類、各種ケース類を構成する部品、また、高温および高負荷の下で用いられるエンジン部品、特に、内燃機関のシリンダへッド、シリンダブ口ックゃオイルパン、内燃機関のターポチヤージャー用インペラ、自動車等に用いられるトランスミッシヨンケース等が挙げられる。

また、本発明のマグネシウム合金铸物の製造方法は、以上詳説した本発明の铸造用マグネシゥム合金からなる錶物の製造方法である。本発明のマグネシゥム合金錶物の製造方法は、注湯工程と凝固工程とを含む。注湯ェ程は、全体を 1 0 0質量％としたときに、 0 . 5質量％以上1 0質量％以下の銅（C u ) と、 0 . 0 1質量％以上 3質量％以下のカルシウム（C a ) と、を含み、残部がマグネシウム（M g ) と不可避不純物とからなる合金溶湯を铸型に注湯する工程である。凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程である。

マグネシウム合金铸物は、通常の重力錶造ゃ加圧鏡造に限らず、ダイ力スト铸造したものでもよい。また、铸造に使用される錶型も砂型、金型等を問わない。凝固工程における凝固速度（冷却速度）にも特に限定はなく、三次元網目構造が形成される程度の凝固速度を錡塊のサイズに応じて適宜選択すればよい。なお、一般的な凝固速度で凝固させれば、三次元網目構造をもつ金属組織が得られる。

また、本発明のマグネシウム合金铸物の製造方法は、凝固工程後に、 M gを含む M g結晶粒の粒界に C uを含む粒状の化合物を分散させる熱処理工程を含んでもよい。熱処理工程では、 J I S規格で用いられる調質記号「T 5」または「Τ 6」で表される焼入れ（または高温加工）後の焼戻し処理を行えばよい。たとえば、本発明の铸造用マグネシウム合金の铸放し材を、 4 0 0 °C以上共晶温度以下で溶体化処理後、 1 0 0〜3 0 0 °Cで時効硬化処理するとよい。さらに望ましくは、溶体化処理を 4 0 0〜5 5 0 °Cさらには 4 1 0〜 5 1 0 °C、時効硬化処理を 1 5◦〜 2 5 0 °Cで行うとよレ、。また、溶体化処理は、 5〜2 4時間さらには 5〜1 0時間高温で保持して行うとよい。さらに、溶体化処理においては、高温で保持してから低温に冷却するが、冷却は、空冷であっても水冷であってもよく、水冷により急冷するのが望ましい。なお、熱処理に最適な温度、時間おょぴ冷却速度は、従来から行われている一般的な方法により選定すればよい。

以上、本発明の錶造用マグネシゥム合金およびマグネシゥム合金铸物の製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。

以下に、本発明の铸造用マグネシゥム合金およびマグネシゥム合金铸物の製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。

マグネシウム合金中の合金元素の含有量を変更した試験片を複数製作し、特性の評価および金属組織の観察などを行った。

[試験片 # 1〜# 1 0の作製]

電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシゥム地金、純 C uおよび必要に応じて純 A 1 を投入して溶解した。さらに、 750°Cに保持したこの溶湯中に秤量した C aを添加した（溶湯調製工程）。

この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。こうして得られた合金溶湯を所定の形状の金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、 # 1〜# 1 0 の試験片（マグネシウム合金铸物）を铸造した。なお、得られた試験片は、 3 OmmX 3 OmmX 20 Ommであった。各試験片の合金組成を表 1に示す。なお、「合金組成 I」は原料全体を 1◦ 0 %としたときの溶湯調製工程において秤量された各成分の割合、「合金組成 II」は蛍光 X線分析により分析した各試験片の合金組成であって、残部は M gである。

[熱伝導率および機械的強度の測定]

# 1〜# 10の試験片について、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を求めた。また、 J I S Z 2241による引張試験（試験温度： 25 °C) を行い、引張強さと伸びを求めた。試験結果を表 1に合わせて示す。また、 A 1の含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図 1、 A1Z Cu値（質量比）に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図 2、 C aの含有量に対する引張強さおょぴ伸びの変化を示すグラフを図 3、にそれぞれ示す。

1]

*：残部は Mg

図 1より、 A 1の含有量が増加すると、熱伝導率が低下することがわかつた。特に、 A 1の含有量が 3質量％以下のマグネシウム合金は、高い熱伝導率（1 0 OWZmK以上）を示した。また、図 2より、 A l ZCu値は小さい方が熱伝導率が大きくなることがわかった。特に、 Cuの含有量が A 1の含有量と等しい或いは A 1の含有量を上回る場合には、マグネシゥム合金は高い熱伝導率（l O OWZmK以上）を示した。

C aは、マグネシウム合金において三次元網目構造の形成に寄与するが、図 3より、 C aの含有量が多くなる程、機械的強度が低下する傾向にあること力 Sわ力つた。

[金属組織の観察]

上記の手順と同様にして金属組織観察用の試験片を 3種類作製した。それぞれの合金組成 Iは、 M g— 3 % C u— 0. 5 % C a ( # 1に相当）、 Mg- 3%Cu-0. 2%C a - 3%A 1 (# 10に相当）および M g— 3 % C u - 3 % C a - 3 % A 1 - 0. 5 %M n (単位「％」は全て「質量 %」）とした。

金属組織の観察は、各試験片から切り出された断面を金属顕微鏡で観察して行った。金属組織を図 4 A〜図 6 Bに示す。いずれの試験片においても、結晶粒界に金属間化合物が晶出してなる三次元網目構造が確認された。したがって、少なくとも Cuおよび C aを含むマグネシウム合金は、三次元網目構造をもつことがわかった。なお、結晶粒界に晶出した化合物は、図 4 Aおよび Bでは M g-Cu系化合物および M g— C a系化合物、図 5 Aおよび Bでは Mg— A 1— C u系化合物おょぴ Mg— C a系化合物、図 6 Aおよび Bでは Mg— A 1— C u系化合物および Mg— C a系化合物、であったと考えられる。

[試験片# 1 1〜# 35の作製]

電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシウム地金、純 C uおよび必要に応じて純 A 1、 A 1— Mn合金を投入して溶解した。さらに、 750°Cに保持したこの溶湯中に秤量した C aを添カ卩した（溶湯調製工程）。

この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、同温度でしばらく沈静保持した。こうして得られた合金溶湯を所定の形状の金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、 # 1 1〜# 3 5の試験片（マグネシウム合金铸物）を铸造した。なお、得られた試験片は、 3 OmmX 3 OmmX 20 Οήιπιであった。各試験片の合金組成を表 2に示す。なお、「合金組成 I」は原料全体を 100 %としたときの溶湯調製工程において秤量された各成分の割合、「合金組成 II」は蛍光 X線分析により分析した各試験片の合金組成であって、残部は Mgである。

なお、 # 1 3、 # 16〜# 21、 # 32は、それぞれ、 # 1、 # 2〜7、 # 9と同じ試験片である（表 2の備考欄参照）。

[熱伝導率および機械的強度の測定]

# 1 1〜# 35の試験片について、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を求めた。また、 J I S Z 2241による引張試験（試験温度： 2 5°C) を行い、引張強さ、伸びおよび 0. 2%耐カを求めた。試験結果を表 2 (0. 2%耐力については表 3) に合わせて示す。また、 C aの含有量に対する引張強さの変化を示すグラフを図 7、 C aの含有量に対する伸びの変化を示すグラフを図 8、 A 1の含有量に対する熱伝導率の変化を示すグラフを図 9、にそれぞれ示す。

[表 2]

試験片 # 1 1、 # 1 4および # 3 2は C aを 1 %含み C uの含有量が異なるマグネシウム合金、 # 2 5および # 3 3〜 3 5は C aを 1 %、 A 1を 1 %、 Mnを 0. 5 %含み C uの含有量が異なるマグネシゥム合金である。これらのマグネシウム合金の熱伝導率は、上記の方法により測定した純マグネシウムの熱伝導率（ 1 6 7 W/m K) と比較して、低下量が 9〜 3 9 W/mKで比較的小さかった。 C uの含有量は、 0. 8〜4. 5 %が特に好ましいことがわかった。また、図 7および図 8は、試験片# 1 1〜# 3 5の引張り強さの変化と伸びの変化を C a含有量に対してまとめたグラフである。 C a量が増加するに従い、引張り強さ、伸びともに低下する傾向にある。特に、 C a量を 2. 5 %以下さらには 1. 5 %以下に抑えることで、高い機械的特性と高い熱伝導率とをもちあわせるマグネシゥム合金が得られることがわかった。さらに、 C uを 3 %含み C a含有量の異なる試験片 # 1 3、 # 1 4および # 2 8より、 C a量が 0. 3〜 2. 0 %の範囲であれば、 C a含有量を変更しても熱伝導率に大きな影響がないことがわかった。

また、図 9は、試験片# 1 1〜# 3 5の熱伝導率の変化を A 1含有量に対してまとめたグラフである。 A 1量が増加するに従い、熱伝導率は低下する傾向にある。つまり、高い熱伝導率をもつマグネシゥム合金を得るには、 A 1含有量を極力抑えるのが好ましいことがわかった。

[応力緩和試験]

表 2に示した試験片 # 1 1〜# 35について、応力緩和試験を行い、マグネシゥム合金の高温下での耐クリープ性を調べた。応力緩和試験は、試験片に試験時間中、所定の変形量まで荷重を加えたときの応力が時間とともに減少する過程を測定する。具体的には、 200°Cの大気雰囲気中において、各試験片に 1 0 OMP aの圧縮応力を負荷し、そのときの試験片の変位が一定に保たれるように、時間の経過に併せてその圧縮応力を低下させていった。試験開始から 1時間後、 1 0時間後おょぴ 4 0時間後の応力低下量、ならびに、 2 0時間後から 4 0時間後までの応力低下速度、をそれぞれ表 3に示す。

[表 3 ]

図 1 0は、 C uを 3 %、 C aを 1 %含み A 1の含有量が異なる試験片# 1 4〜# 2 1の試験開始から 4 0時間後の応力低下量の変化を A 1含有量に対してまとめたグラフである。応力低下量が小さいマグネシウム合金は、高温での耐クリープ性に優れる。図 1 0より、 A 1含有量を 0. 5 %以上さらには 0. 7 5 %以上とすることで、高温であっても優れた耐クリ一プ性を示すことがわかった。

[金属組織の観察]

上記の手順と同様にして金属組織観察用の試験片を 4種類作製した。それぞれの合金組成 Iは、 M g— 3 % C u— 1 % C a— 0. 5 A 1 (# 1 5 に相当）、 Mg— 3%C u— 1 %C a - 2%A 1 (# 1 7に相当）、 Mg - 3 % C u - 1 % C a - 4 %A 1 (# 1 9に相当）および Mg— 3 %C u - l%C a -8%A l (単位「％」は全て「質量⁰ /o」）とした。

金属組織の観察は、各試験片から切り出された断面を金属顕微鏡で観察して行った。金属組織を図 1 1 A〜図 1 1 Dに示す。図 1 1 A〜図 1 1 C では、結晶粒界に金属間化合物が晶出してなる三次元網目構造が確認された。しかしながら、三次元網目構造は、 A 1含有量が増加するにつれて見られなくなっていった。 A 1の増加に伴う三次元網目構造の減少が、上記の耐クリーブ性の悪化に影響したのだと考えられる。図 10のグラフも考慮すると、 A 1含有量は 4. 5%以下が特に好ましい。

[E PMA分析]

Mg— 3%C u— 1 %C a— 1 %A 1合金（# 16に相当）について、電子線マイクロアナリシス（EPMA) による分析を行った。結果を図 1 2に示す。なお、図 1 2において、左上の写真は二次電子線像（BE I) であって、他は二次電子線像の領域の元素分布を分析した面分析結果である。 # 1 6のマグネシウム合金は、主として Mgからなる Mg結晶粒と、 Mg結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出し Cu、 C aおよび A 1を含む粒界晶出物と、からなる金属組織をもつことがわかった。

[熱処理した試験片の作製] 上記の試験片 # 1 4〜# 1 6、 # 2 3〜# 2 7、 # 2 9〜# 3 1、 # 3 3〜# 3 5 (铸放し材）を熱処理して、試験片# 1 4 a〜# 1 6 a、 # 2 3 a〜# 2 7 a、 # 2 9 a〜# 3 1 a、 # 3 3 a〜# 3 5 a (熱処理材）を作製した。熱処理は、铸放し材を 4 1 0〜5 1 0でで5〜24時間加熱し水冷（溶体化処理）した後、 1 5 0〜2 5 0°(：で1〜1 0時間再加熱（時効硬化処理）して行った。

熱処理材についても、上記と同様な方法で、熱伝導率、引張り強さ、伸び、 0. 2%耐カおよび応力低下量を測定した。結果を表 4に示す。

ほ 4]

熱処理前後の熱伝導率を比較すると、熱処理により熱伝導率が低下した試験片はなく、ほとんどの試験片で熱処理による熱伝導率の向上が見られた。また、試験片 # 1 6、 # 2 4〜 # 2 7および # 1 6 a、 # 2 4 a〜# 2 7 aあるいは試験片 # 2 9〜 # 3 1および # 2 9 a〜# 3 1 aの熱伝導率の測定結果から、 Mnの含有量が多い試験片ほど、熱処理により熱伝導率が大きく向上した。

図 1 3および図 1 4は、 C aを 1 %、 A 1 を 1 %、 Mnを 0. 5 %含み C uの含有量が異なるマグネシウム合金の機械的特性の変化を C u含有量に対してまとめたグラフである。なお、図 1 3は铸放し材、図 1 4は熱処理材をそれぞれ示す。いずれの試験片においても、熱処理により機械的特性は向上した。

また、図 1 5は、 C aを 1 %、 A 1 を 1 %、 M nを 0. 5 %含み C uの含有量が異なるマグネシウム合金の試験開始から 4 0時間後の応力低下量の変化を C u含有量に対してまとめたグラフである。铸放し材、熱処理材ともに C u含有量が多いと高温での耐クリープ性が低下する傾向にあった。また、熱処理により高温での耐クリープ性が低下するが、特に C u含有量を 3. 5質量％以下とすることで、铸放し材のみならず熱処理による耐クリープ性の低下を抑えられることがわかった。

図 1 6は、 C uを 3 %、 C aを 1 %、 A 1 を 1 %含み M nの含有量が異なるマグネシウム合金の引張り強さの変化を Mn含有量に対してまとめたグラフである。 Mn含有量にかかわらず、熱処理後の引張り強さは向上した。また、図 1 7は、 C uを 3 %、 C aを 1 %、 A 1を 1 %含み Mnの含有量が異なるマグネシウム合金の試験開始から 4 0時間後の応力低下量の変化を Mn含有量に対してまとめたグラフである。铸放し材では、 Mn含有量が多いほど、耐クリープ性が向上する傾向にあった。しかし、 1 %を超えて含有しても耐クリープ性の向上は見られず、かえって耐クリープ性の低下が予測される。また、 Mnの含有量が 1 %を超えると、熱処理材の耐タリープ性が大きく低下した。したがって、特に好ましい Mn含有量は、 0. 1〜 0. 8 %さらには 0. 3〜 0. 7 %であると言える。

図 1 8 A、図 1 8 Bおよび図 1 9〜図 2 1に、熱処理前後の試験片 # 1 4の金属組織の観察結果と EPMA分析結果を示す。図 1 8 Aおょぴ図 1 8 Bは、铸放し材の金属組織を示す。図 1 8 Aでは、三次元網目構造が観察された。高倍率の図 1 8 Bでは、結晶粒界に、コントラストが均一な部分（その一部を P 1で示す）と、コントラストが縞状の部分（その一部を P 2で示す）と、が観察された。図 1 9の E PMA分析結果によれば、 P 1は Mg— Cu系化合物、 P 2は M g 一 C a系化合物、からなることがわかった。また、 C Uおよび C aは、ほとんどが結晶粒界に存在することがわかった。

一方、図 2 0は、熱処理材（# 1 4 a ) の金属組織を示す。熱処理材には、粒状で結晶粒界に分散して存在する粒状化合物（その一部を P 3で示す）が見られた。また、 P 4で示す部分のように、隣接する M g結晶粒が互いに接する箇所が多く見られた。このような金属組織をもつことにより、熱処理材が高い熱伝導率を示すようになるのだと考えられる。図 2 1の EPMA分析結果によれば、 P 3は主として Cuを含む Cu系化合物からなることがわかった。また、 Cuは、ほとんどが結晶粒界に存在するが、 C aの大部分は Mg結晶粒に拡散して存在することがわかった。これは、図 1 9の C aの面分析結果（铸放し材）と、図 2 1の C aの面分析結果（熱処理材）と、を比べたとき、図 21の方が全体的にコントラストが明るい（カラー写真では、ほとんどが Mgからなり黒で表示される中に青で表示される C aが点在する）ことから明確である。

Claims

請求の範囲

1. 全体を 100質量％としたときに、

0. 5質量％以上 10質量％以下の銅（Cu) と、

0. 01質量⁰ /₀以上 3質量⁰ /₀以下のカルシウム（C a) と、

を含み、残部がマグネシウム（Mg) と不可避不純物とからなることを特徴とする铸造用マグネシゥム合金。

2. 全体を 1 00質量％としたときに、さらに、アルミニウム（A 1 ) を 10質量％以下含む請求の範囲第 1項記載の鑤造用マグネシウム合金。

3. 全体を 1 00質量⁰ /₀としたときに、さらに、アルミニウム（A 1 ) を 3質量％以下含む請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシウム合金。

4. 前記銅（Cu) は、 1質量％以上 5質量％以下である請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシゥム合金。

5. 全体を 1 00質量％としたときに、さらに、マンガン（Mn) を 1 質量％以下含む請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシウム合金。

6. 1^1_§を含む]^ 結晶粒と、 Cuおよび C aを含み該 Mg結晶粒の粒界に三次元のネットワーク状に晶出した粒界晶出物と、から構成される金属組織を有する請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシウム合金。

7. 1^_§を含む]\ _§結晶粒と、 Cuを含み該 Mg結晶粒の粒界に粒状に分散した粒状化合物と、から構成される金属組織を有する請求の範囲第 1 項記載の铸造用マグネシゥム合金。

8. 請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシゥム合金からなる内燃機関のシリンダへッド。

9. 請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシゥム合金からなる内燃機関のシリンダブ口ック。

10. 請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシウム合金からなる内燃機関のオイルパン。

1 1. 請求の範囲第 1項記載の铸造用マグネシウム合金からなる内燃機関のターボチャージヤー用ィンぺラ。

1 2. 請求の範囲第 1項記載の錄造用マグネシウム合金からなるトランスミツションケース。

1 3. 全体を 1 00質量％としたときに、 0. 5質量％以上 10質量％以下の鲖（C u) と、 0. 0 1質量％以上 3質量％以下のカルシウム（C a) と、を含み、残部がマグネシウム（Mg) と不可避不純物とからなる合金溶湯を鎵型に注湯する注湯工程と、

を含むことを特徴とするマグネシゥム合金铸物の製造方法。

14. 前記凝固工程後に、 Mgを含む Mg結晶粒の粒界に Cuを含む晶出物を粒状化させる熱処理工程を含む請求の範囲第 1 3項記載のマグネシゥム合金铸物の製造方法。

1 5. 前記熱処理工程は、 400〜 550 °Cで溶体化処理後、 100〜 3 00°Cで時効硬化処理を行う工程である請求の範囲第 14項記載のマグネシゥム合金铸物の製造方法。