JP2010116620A - マグネシウム合金およびマグネシウム合金鋳物 - Google Patents

Abstract

【課題】高温特性に優れたＭｇ合金を提供する。
【解決手段】本発明のＭｇ合金は、全体を１００質量％としたときに、２〜６％のＡｌと、組成比（Ｃａ／Ａｌ）が０．５〜１．５のＣａと、０．１〜０．７％のＭｎと、１〜６％のＳｒと、残部がＭｇと不可避不純物および／または改質元素とからなる。これにより、常温特性の他、耐クリープ性や熱伝導率などの高温特性にも優れるＭｇ合金が得られた。
【選択図】図２

Description

本発明は、高温特性に優れるマグネシウム合金およびそのマグネシウム合金からなるマグネシウム合金鋳物に関する。

近年の軽量化ニーズの高まりにより、アルミニウム合金よりさらに軽量なマグネシウム合金（Ｍｇ合金）が注目を集めている。マグネシウム合金は、実用金属中で最も軽量であり、航空機用材料の他、自動車用材料等としても使用されつつある。Ｍｇ合金製からなる部材（Ｍｇ合金部材）は軽量で機能性に優れる。また、Ｍｇ合金部材を用いることで、車両等が軽量化し省エネルギー化を図れる。
もっとも、車両等にＭｇ合金部材を利用する場合、その熱伝導性、耐熱強度、クリープ性など、高温環境下での使用に適した高温特性が要求されることが多い。一般的なＭｇ合金部材にはＡＺ９１Ｄ等が用いられることが多いが、そのようなＭｇ合金部材はクリープ強度が非常に低く高温環境での使用には適さない。そこで、その高温特性を改善した種々のＭｇ合金が、下記の特許文献などで提案されている。
特開平６−２７９９０６号公報 特開２０００−３１９７４４号公報 特開２００１−３１６７５３号公報 特開２００２−３２７２３１号公報 特開２００４−１６２０９０号公報 特開２００４−２３２０６０号公報 特開２００５−１１３２６０号公報 特開２００６−２９１３２７号公報 特開２００７−７０６８８号公報

本発明は、上記の引用文献等で提案されている従来のＭｇ合金とは異なり、各種の高温特性に優れた新たなマグネシウム合金（Ｍｇ合金）およびそのＭｇ合金からなるマグネシウム合金鋳物（Ｍｇ合金鋳物）を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、Ｍｇ−Ａｌ−Ｃａ−Ｍｎ−Ｓｒの５元系Ｍｇ合金において、合金元素量を調整することにより、従来の組成域とは異なる領域で、優れた高温特性を発現するＭｇ合金が得られることを新たに見出し、これに基づいて以降に述べる本発明を完成するに至った。

《マグネシウム合金》
（１）本発明のマグネシウム合金は、全体を１００質量％（以下、単に「％」という。）としたときに、２〜６％のアルミニウム（Ａｌ）と、該Ａｌに対するカルシウム（Ｃａ）の組成比（Ｃａ／Ａｌ）が０．５〜１．５％となるＣａと、０．１〜０．７％のマンガン（Ｍｎ）と、１〜６％のストロンチウム（Ｓｒ）と、残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物および／または改質元素とからなり、高温特性に優れることを特徴とする。

（２）本発明のＭｇ合金は、常温域における硬さ、引張強さ、伸びなどの常温特性に優れるのみならず、熱伝導率や高温域における耐クリープ性（例えば、応力低下量）などの高温特性にも優れる。
本発明のＭｇ合金がこのような優れた特性を発現する理由は必ずしも定かではないが、Ａｌ、ＣａおよびＭｎの他に適量のＳｒが存在することで、融点が高くて硬いＡｌ−Ｓｒ系化合物がＡｌ−Ｃａ系化合物と協調してＭｇ合金中に晶出または析出すると共に、一方で融点の低い化合物の晶出や析出が抑制されて、それらの相乗効果により全体としてＭｇ合金の硬さや耐クリープ性などが従来になく向上したと考えられる。

（３）また本発明のＭｇ合金は、鋳造性（湯流れ性）にも優れる。この理由は、ＳｒがＭｇ合金の液相温度を低下させた結果、注湯または充填中の溶湯が凝固し難くなったためと思われる。さらに本発明のＭｇ合金は、希土類元素（Ｒ.Ｅ.）等の高価な合金元素を使用しておらず、比較的安価なＡｌ、Ｃａ、ＭｎおよびＳｒを必須合金元素としているので、低コストである。

《マグネシウム合金鋳物》
（１）本発明のマグネシウム合金は、高温特性に優れるのみならず鋳造性にも優れる。そこで本発明は、上記のマグネシウム合金の好適例として、マグネシウム合金鋳物としても把握できる。

（２）そして、上述した優れた高温特性を安定して発現させるために、本発明のマグネシウム合金鋳物は、溶解度線以上の温度に加熱した後に急冷する溶体化処理と、該溶体化処理後に該溶解度線未満の温度で保持する時効熱処理とを施したものであると好適である。

《その他》
（１）本明細書中でいう「改質元素」は、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｎ、ＳｒおよびＭｇ以外であって、Ｍｇ合金（鋳物）の特性改善に有効な微量の元素である。改善される特性の種類は問わないが、硬さ、強度、靱性、延性、熱伝導率、耐熱性（耐クリープ性）などがある。

「不可避不純物」は、原料粉末中に含まれる不純物や各工程時に混入等する不純物などであって、コスト的または技術的な理由等により除去することが困難な元素である。本発明のＭｇ合金の場合であれば、例えば、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｚｎ等がある。なお当然ながら、改質元素や不可避不純物の組成は特に限定されない。

（２）この本発明のＭｇ合金鋳物は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでも良いし、砂型を用いたものでも金型を用いたものでもよい。
本発明のＭｇ合金鋳物はその形態を問わず、棒状、管状、板状等の素材であっても良いし、最終的な形状またはそれに近い構造部材自体であっても良い。勿論、鋳造素材（インゴット）であってもよい。

（３）一般的に「鋳造性」は、湯流れ性の他、割れや鋳巣などの欠陥の有無によっても指標されるが、本明細書では主に湯流れ性によりＭｇ合金の「鋳造性」を評価した。また本明細書でいう「高温特性」には、高温強度、応力低下量などで指標される耐クリープ性等は勿論のこと、Ｍｇ合金鋳物を高温環境下で使用した場合の伝熱性（または放熱性）を指標する熱伝導率も含まれる。「常温特性」は、常温域における硬さ、引張強さ、耐力、伸び、靱性などである。本明細書では、常温特性として主に硬さ、引張強さ、伸びに着目した。

（４）特に断らない限り、本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は、下限ｘおよび上限ｙを含む。また、本明細書に記載した下限および上限は任意に組み合わせて、「ａ〜ｂ」のような範囲を構成し得る。

発明の実施形態を挙げて本発明をより詳しく説明する。なお、以下の実施形態を含め、本明細書で説明する内容は、Ｍｇ合金のみならずＭｇ合金鋳物にも妥当するが、適宜、Ｍｇ合金鋳物を含めて単に「Ｍｇ合金」という。なお、いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《成分組成》
（１）Ａｌ
Ａｌは、Ｍｇ結晶粒中に固溶して、Ｍｇ合金の室温強度を向上させ、また、Ｍｇ合金の耐蝕性を向上させる。もっとも、Ｍｇ合金中のＡｌ量が増加すると、Ａｌはそのマトリックス（デンドライトセルやα結晶粒）中に過飽和に固溶し、Ａｌリッチ相が形成され得る。このＡｌリッチ相は、熱的に不安定であり、高温域でＭｇ−Ａｌ系化合物（Ｍｇ_１７Ａｌ_１２）となってＭｇマトリックス中やＭｇ結晶粒界中に析出するようになる。この高温状態が長時間継続すると、その金属間化合物（Ｍｇ−Ａｌ系化合物）は凝集し粗大化して、Ｍｇ合金のクリープ変形を増大（つまり、耐熱性を低下）させる。
従って、Ａｌが過少では十分な特性が得られないが、Ａｌが過多でも高温特性が低下し好ましくない。そこでＡｌは２〜６％であると好ましい。このＡｌの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、２．５％、３％、３．５％、４％、４．５％、５％さらには５．５％から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。

（２）Ｃａ
Ｃａには、上述のＡｌの増加に伴う耐熱性の低下を抑制する。これはＣａが前記したＭｇ−Ａｌ化合物やマトリックスと反応して、クリープの低下要因となるＭｇ_１７Ａｌ_１２を減少させると共に、高温域で安定なＡｌ−Ｃａ系化合物やＭｇ−Ｃａ化合物等を形成するためと考えられる。
これらのＣａ系金属間化合物は、主に結晶粒界中にネットワーク状に晶出または析出して、Ｍｇ合金の転位運動をくい止める楔作用をすると考えられる。そのような金属間化合物は、ＣａとＡｌとの協調により得られるので、本発明ではＣａ量を単に独立に規定せず、Ａｌとの相関つまりＣａ／ＡｌによりＣａ量を規定した。このＣａ／Ａｌが過小では上述の効果が十分には得られず、Ｃａ／Ａｌが過大では、結晶粒界中にＭｇ−Ｃａ化合物が過剰に晶出し、伸び、靭性が悪化する。そこで本発明の場合、Ｃａ／Ａｌは０．５〜１．５が好ましい。このＣａ／Ａｌの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、０．７、０．９、１．１さらには１．３から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。

（３）Ｍｎ
Ｍｎは、Ｍｇ結晶粒中に固溶してＭｇ合金を固溶強化させると共に、Ａｌとも反応してクリープの低下要因であるＭｇ_１７Ａｌ_１２の析出を抑制する。従ってＭｎは、Ｍｇ合金の常温特性のみならず高温特性をも向上させ得る元素である。
さらにＭｎには、Ｍｇ合金の鋳造性に悪影響を与えることなく、Ｍｇ合金の腐食原因となる不純物のＦｅを沈降除去等する効果もある。
Ｍｎが過少ではこのような効果が十分には得られず、Ｍｎが過多になるとＭｇ合金の硬さが低下し得る。そこで本発明のＭｇ合金では、Ｍｎが０．１〜０．８％であると好ましい。このＭｎの上下限は、上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に、０．２％、０．３％、０．４％、０．５％、０．６％、さらには０．７％から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。

（４）Ｓｒ
ＳｒもＣａと同様に、クリープの低下要因となるＭｇ_１７Ａｌ_１２を減少させると共に高温域で安定なＡｌ−Ｓｒ系化合物等を形成し、Ｍｇ合金の高温特性を向上させる元素である。しかもＡｌ−Ｓｒ系化合物は硬質であるため、Ｍｇ合金の耐摩耗性をも向上させる。
しかもＳｒは、前述のＣａよりもＭｇ合金の耐クリープ性（応力低下量の減少）や硬さを向上させる効果が大きい。
このＳｒが過少では上述の効果が十分に得られない。一方Ｓｒが過多でもＭｇ合金の機械的な特性に対する弊害は少ない。ただし、Ｓｒが過多になるとＭｇ合金の熱伝導率が低下するので好ましくない。なぜなら、熱伝導率が低下すると、Ｍｇ合金の伝熱性や放熱性が劣り、高温環境下で使用される部材としての利用拡大が図れないからである。
そこで本発明のＭｇ合金では、Ｓｒが１〜６％であると好ましい。このＳｒの上下限は上記の数値範囲内で任意に選択され得るが、特に１．５％、２％、２．５％、３％、４％さらには５％から任意に選択した数値を上下限にすると好ましい。

《熱処理》
本発明のＭｇ合金は、鋳造したままの状態（つまり鋳放し材）でも、上述の常温特性や高温特性を十分に発現する。もっとも、さらに熱処理が施されると、それらの特性がより高次元に、安定して発現されるようになる。
このような熱処理として、例えば溶体化処理および時効熱処理がある。溶体化処理は、溶解度線以上の温度に加熱した後に、常温などへ急冷する処理である。これにより合金元素がＭｇ中に固溶した過飽和固溶体が得られる。時効熱処理は、溶体化処理で急冷したＭｇ合金を溶解度線未満の温度（通常は常温より少し高い温度）で保持する処理である。これによりＭｇ合金の金属組織が緩やかに変化し、Ｍｇ合金の硬さなどが向上する。
溶体化処理の加熱温度や冷却速度等または時効熱処理の加熱温度や保持時間等は、Ｍｇ合金の組成、所望特性などにより適宜選択される。例えば、溶体化処理の加熱温度は３５０〜５５０℃、冷却速度は０．３〜５００℃／秒であると好ましい。時効熱処理の加熱温度は１５０〜３００℃、保持時間は１〜５０時間であると好ましい。

《用途》
本発明のＭｇ合金の用途は、宇宙、軍事、航空の分野を初めとして、自動車、家庭電気機器等、各種分野に及ぶ。もっとも、その耐熱性を生かして、高温環境下で使用される製品、例えば自動車のエンジンルーム内に配置されるエンジン、トランスミッション、エアコン用コンプレッサまたはそれらの関連製品に、本発明のＭｇ合金が使用されると一層好適である。

マグネシウム合金中のＡｌ、Ｃａ、ＭｎおよびＳｒの含有量（添加量）を種々変更した試験片を複数製作し、それらの高温特性、常温特性および鋳造性を評価した。これらに基づき本発明をより具体的に説明する。

《試験片の製造》
（１）試験片の鋳造（鋳放し材の製作）
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、その中に秤量した原料を投入して溶解し、溶湯を調製した（溶湯調製工程）。原料としては、純Ｍｇ塊、純Ａｌ塊、純Ｃａ塊、Ａｌ−Ｓｒ合金塊、Ｍｇ−Ｍｎ合金塊、Ａｌ−Ｍｎ合金塊、純Ｓｒ塊などを用いた。
この溶湯を十分に攪拌し、配合した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。この溶解作業中、Ｍｇの燃焼を防止するため、溶湯表面に炭酸ガスとＳＦ_６ガスとの混合ガスを吹き付け、適宜、フラックスを溶湯表面に散布した。
こうして得た各種の合金溶湯を７５０℃に保持した後、金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させた（凝固工程）。こうして、長さ２００ｍｍ×高さ４０ｍｍ×下底幅２０ｍｍ×上底幅 ３０ｍｍ の舟型インゴット（鋳放し材：マグネシウム合金鋳物）を重力鋳造により製造した。
これら各試験片の化学組成を分析した分析組成を、その試験片を鋳造する際に原料を配合した組成（配合組成）と共に表１Ａに示した。

（２）試験片の熱処理（熱処理材の製作）
上述の鋳造をしたままの試験片（鋳放し材）に、さらに熱処理を施した試験片である熱処理材（マグネシウム合金鋳物）も用意した。ここで施した熱処理は、いわゆるＴ６熱処理である。具体的にいえば、Ｔ６熱処理は、３５０〜５５０℃の共晶温度直下（具体的な温度は試験片の合金組成により異なる。）に保持した試験片を水中・湯中・油中または空気中で急冷する溶体化熱処理と、その後の試験片を加熱炉内で２００℃ｘ１〜５０時間保持する時効熱処理とからなる。

《測定》
（１）上述した鋳放し材と熱処理材からなる各試験片について高温特性を測定した。ここでいう高温特性は熱伝導率およびクリープ性である。熱伝導率は２５℃の大気雰囲気中で、レーザーフラッシュ法（ＵＬＶＡＣ−ＲＩＫＯ製ＴＣ−７０００）により求めた。また耐クリープ性は、各試験片に印加した応力が２００℃の大気雰囲気中で４０時間後に低下した量（応力低下量）で指標した。具体的には、前述したφ１０ｘ１０の円柱状の試験片に、雰囲気温度２００℃の下で初期荷重１００ＭＰａを印加し、そのときの初期変位を維持する。そして、そのまま４０時間経過した後にクリープにより低下した応力を測定し、初期荷重１００ＭＰａに対する４０時間経過後の応力の減少分を応力低下量として求めた。

（２）前記の鋳放し材と熱処理材について常温特性を測定した。ここでいう常温特性は、硬さ、引張強さおよび伸びである。硬さは常温雰囲気中（約２５℃）、荷重１０ｋｇｆでのビッカース硬さである。
引張（破断）強さおよび伸びは、引張試験（ＪＩＳＺ−２２４１）により求めた。

（３）各試験片を鋳造する際に調製した溶湯の鋳造性は、図１３に示す渦巻き砂型へ、各溶湯を流し込み、凝固後の鋳物の流動長で指標した。渦巻き砂型は、内径φ３０ｍｍおよび外径はφ１２０ｍｍの渦巻き状であり、けい砂製とした。また、渦巻き砂型への溶湯の注湯は常温雰囲気中（約２５℃）で行った。渦巻き砂型は注湯前に１００℃に予熱しておいた。
以上の測定結果を表１Ｂにまとめて示した。なお、表１Ｂには、一般的なＭｇ合金として市販されているＡＺ９１Ｄを用いて鋳造した比較試験片（比較鋳放し材）についても、上述した各特性を同様に測定等したので、表１Ｂにはその結果も併せて示した。

《評価》
上述の表１Ａおよび表１Ｂ（以下では両者を併せて、単に「表１」という。）と、それらの分析値または測定値からプロットしたグラフおよび種々の試験片の金属顕微鏡写真から、次のようなことが解る。

（１）Ｓｒの影響
表１に基づき、各試験片の分析組成のＳｒ量と各試験片の特性との相関を図１〜図４に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Ｓｒの影響を明確にするために、Ｃａ／Ａｌが０．８〜１．２の範囲のデータをプロットした。またＳｒ量により、試験片の金属組織が変化する様子を図５に示した。
(i)先ず図１から明らかなように、Ｓｒが１質量％（以下単に「％」という。）未満では、いずれの試験片も硬さにほとんどなく変化がないことがわかる。一方、Ｓｒが１％以上になると硬さが増大しはじめ、Ｓｒ量が増加するほど試験片の硬さは大きくなった。
この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも、全体的に硬さが１０〜１５Ｈｖ大きくなった。従って、Ｓｒ量に関わらず、Ｍｇ合金鋳物に熱処理を施すことで、硬さを安定して高めることができる。

(ii)もっとも、図２から明らかなように、Ｓｒ量の増加は熱伝導率を低下させ、Ｓｒが６％を超える試験片では、従来の一般的なＭｇ合金（ＡＺ９１Ｄ）と同程度となることがわかる。
この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも、全体的に熱伝導率が５〜１０Ｗ／ｍｋ大きくなった。従って、Ｍｇ合金鋳物に熱処理を施すことで、硬さのみならず熱伝導率をも安定して高めることができる。

(iii)また図３から明らかなように、Ｓｒが増加するほど応力低下量が減少し、優れたクリープ特性を示すようになる。これは融点の高いＳｒとＡｌの化合物（Ａｌ−Ｓｒ系化合物）が増加し、高温での強度低下が小さくなったためと思われる。そしてこの傾向は鋳放し材でも熱処理材でも同様であり、応力低下量に関して両者間に顕著な相違はあまりなかった。

（iv）さらに図４から明らかなように、Ｓｒが増加するほど湯流れ性（鋳造性）も向上することもわかった。これはＳｒの増加により液相温度が低下し、溶湯が凝固し難くなるためと思われる。
以上のことから、試験片の硬さ、熱伝導率および応力低下量を高次元で両立させるには、Ｓｒを１〜６％、さらに１．５〜２．５％とするとより好ましいといえる。

（v）なお図５に示す金属組織からわかるように、Ｓｒの増加により試験片の硬さ（さらには応力低下量）も増大した。これはＳｒの増加により、硬質なＡｌ−Ｓｒ系化合物が増加したためと思われる。
また、Ｓｒ量が増加するほど、Ａｌ−Ｓｒ系化合物の面積率が増え、粒子形状が球状化することも、Ｍｇ合金鋳物の高温特性の向上に寄与したと思われる。

（２）Ａｌの影響
表１に基づき、各試験片の分析組成のＡｌ量と各試験片の高温特性（熱伝導率）との相関を図６に示した。ＡｌはＭｇ合金鋳物の常温強度の向上に有効であるから２％以上存在することが好ましいが、図６から明らかなように、Ａｌ量の増加は熱伝導率を低下させる傾向にあり、Ａｌが８％を超えると従来のＡＺ９１Ｄと同程度の熱伝導率となった。この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であった。但し、熱処理材の方が鋳放し材よりも全体的に熱伝導率が５〜１０Ｗ／ｍｋ大きくなった。
以上のことから、試験片の常温特性と高温特性と高次元で両立させるにはＡｌを２〜６％さらに３〜５％とするとより好ましいといえる。

（３）Ｃａの影響
表１に基づき、各試験片の分析組成のＣａ量（特にＣａ／Ａｌ比）と各試験片の特性との相関を図７〜図９に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Ｃａ（Ｃａ／Ａｌ）の影響を明確にするために、Ｓｒ／Ａｌが０．３〜０．７の範囲のデータをプロットした。
(i)先ず図７から明らかなように、Ｃａ／Ａｌは増加するほど硬さが向上する。これは硬質なＡｌ−Ｃａ系化合物が増加するためと思われる。この傾向は、鋳放し材でも熱処理材でも同様であるが、熱処理材の方が鋳放し材よりもその傾向は大きかった。

(ii)しかも図８から明らかなように、Ｃａ／Ａｌが増加するほど応力低下量は低下（耐クリープ性向上）した。これは低融点のＭｇ−Ａｌ系化合物が減り、高融点のＡｌ−Ｃａ系化合物が増加したためと思われる。そしてＣａ／Ａｌが０．５未満では、鋳放し材の応力低下量が相当に大きくなることから、Ｃａ／Ａｌは０．５以上が好ましいことがわかる。この傾向は鋳放し材でも熱処理材でも同様であったが、熱処理材の方が鋳放し材よりも顕著であった。

(iii)一方、図９から明らかなように、Ｃａ／Ａｌが増加するほど破断伸びが減少する。この傾向は鋳放し材でも熱処理材でも同様であり両者間に顕著な相違はなかった。破断伸びが０．２％より小さいマグネシウム合金鋳物は構造材として好ましくないことから、Ｃａ／Ａｌは１．５以下が好ましいといえる。
以上のことから、試験片の常温特性（硬さと伸び）および高温特性（熱伝導率）を高次元で両立させる上で、Ｃａ／Ａｌは０．５〜１．５さらに０．５〜１％とするとより好ましい。

（iv）ちなみに、Ａｌが２〜６％でＣａ／Ａｌが０．５〜１．５のとき、Ｃａは１〜９％となるが、本発明者の研究によるとＣａ／Ａｌが約１付近で好ましい結果が得られることから、Ｃａも２〜６％が好ましい。

（４）Ｍｎの影響
表１に基づき、各試験片の分析組成のＭｎ量と各試験片の特性との相関を図１０および図１１に示した。なお、これらの図に示すグラフ上には、Ｍｎの影響を明確にするために、Ｍｇ−３％Ａｌ−３％Ｃａ−０％Ｓｒ−ｘ％Ｍｎのデータをプロットした。また、Ｍｎ量によって試験片の金属組織が変化する様子を図１２に示した。先ず図１０から明らかなように、硬さはＭｎが０．３〜０．５％付近で極大となり、その前後の０．１〜０．７％付近で十分な硬さが得られることがわかった。

図１１は、ＥＰＭＡによって結晶粒（α相）内のＭｎ量を分析した結果である。この図１１から明らかなように、結晶粒内の分析値と試験片中の全Ｍｎ量とは、０．２％ぐらいまでは比例関係にあるが、それ以降は分析値（固溶量）が飽和状態となった。従って、α相（結晶粒）中へのＭｎの固溶限は０．３％程度であることがわかる。

ここで、図１２からわかるように、粒内の固溶限を超えた過剰なＭｎはＡｌ−Ｍｎ系化合物として、粒界に晶出または析出し、Ｍｎ量の増加と共にその化合物は粗大化することがわかる。この粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物化は、Ｍｇ合金鋳物の硬さなどの特性を低下させる一因と考えられる。

（５）以上から、Ａｌ：２〜６％、Ｃａ／Ａｌ：０．５〜１．５、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｓｒ：１〜６％とするＭｇ合金（鋳物）は、各種特性に優れることがわかった。

Ｍｇ合金鋳物の硬さとＳｒ量との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の熱伝導率とＳｒ量との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の応力低下量とＳｒ量との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の鋳造性（湯流れ性）とＳｒ量との相関を示すグラフである。 Ｓｒ量の異なるＭｇ合金鋳物の金属組織を示す金属顕微鏡写真である。 Ｍｇ合金鋳物の熱伝導率とＣａ／Ａｌ比との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の硬さとＳｒ量との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の応力低下量とＣａ／Ａｌ比との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の伸びとＣａ／Ａｌ比との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物の硬さとＭｎ量との相関を示すグラフである。 Ｍｇ合金鋳物全体のＭｎ量と、その結晶粒内のＭｎ分析値との相関を示すグラフである。 Ｍｎ量の異なるＭｇ合金鋳物の金属組織を示す金属顕微鏡写真である。 渦巻き型の概要を示す写真である。

Claims (4)

1. 全体を１００質量％（以下、単に「％」という。）としたときに、
   ２〜６％のアルミニウム（Ａｌ）と、
   該Ａｌに対するカルシウム（Ｃａ）の組成比（Ｃａ／Ａｌ）が０．５〜１．５となるＣａと、
   ０．１〜０．７％のマンガン（Ｍｎ）と、
   １〜６％のストロンチウム（Ｓｒ）と、
   残部がマグネシウム（Ｍｇ）と不可避不純物および／または改質元素とからなることを特徴とするマグネシウム合金。
2. 前記Ｓｒは、１．５〜２．５％である請求項１に記載のマグネシウム合金。
3. 請求項１に記載のマグネシウム合金からなることを特徴とするマグネシウム合金鋳物。
4. 溶解度線以上の温度に加熱した後に急冷する溶体化処理と、該溶体化処理後に該溶解度線未満の温度で保持する時効熱処理とを施した請求項３に記載のマグネシウム合金鋳物。