マグネシウム合金及びその製造方法
【課題】機械的特性向上と耐食性付与を両立させたマグネシウム合金またはその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【解決手段】本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
省エネルギー社会を構築する上で、輸送機器の素材軽量化は急務であり、近年、構造用金属材料としては最軽量であるＭｇ合金の展伸材としての利用拡大が期待されている。
【０００３】
本発明者らは、優れた加工性と機械的特性を有する展伸材Ｍｇ合金の新規組成開発を試み、長周期積層(LPSO)構造相を有する高強度耐熱Ｍｇ−Ｚｎ−希土類元素（ＲＥ）合金を開発してきた（例えば特許文献１参照）。このLPSO相を有するＭｇ合金は、応力を加えられても双晶変形を起こさずに高い応力下においてキンク変形するため、高い強度と大きな延性を発現することが明らかになっており、第二相としてのLPSO相をキンク変形型の強化相として有効活用するというコンセプトに基づいて現在も機械的特性の更なる改善のための研究が進行している。
【０００４】
しかしながら、LPSO相を有するＭｇ合金は典型的な二相合金であるため、ガルバニック腐食が進行しやすいといった問題点も有しており、実用化を目指す上で機械的特性向上と耐食性付与の両立が課題として残っていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】ＷＯ２００６／０３６０３３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の一態様は、機械的特性向上と耐食性付与を両立させた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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、
前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【０００８】
また、本発明の一態様において、前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。
【０００９】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させるとよい。
【００１０】
また、本発明の一態様において、前記熱処理は、４５０Ｋ〜７７３Ｋの温度範囲で０．５〜１００時間の条件で行われるとよい。
【００１１】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させるとよい。
なお、溶体化処理を行った後のマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えている。
【００１２】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させるとよい。
【００１３】
この塑性加工は、溶体化処理後に熱処理を行った後に行ってもよいし、溶体化処理、熱処理および塑性加工を行う順序を適宜入れ替えてもよいし、溶体化処理および熱処理のいずれか一方または両方を行わずに塑性加工を行ってもよいし、この場合も順序を適宜入れ替えてもよい。
【００１４】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作製し、前記切削物をせん断が付加されるようにして固化するとよい。
【００１５】
この切削および固化は、溶体化処理、熱処理および塑性加工を行った後に行ってもよいが、溶体化処理、熱処理、塑性加工、切削および固化を行う順序を適宜入れ替えてもよいし、溶体化処理、熱処理および塑性加工の少なくとも一つを行わずに切削および固化を行ってもよいし、この場合も順序を適宜入れ替えてもよい。
【００１６】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金であって、
長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を具備することを特徴とするマグネシウム合金である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【００１７】
また、本発明の一態様において、前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の一態様を適用することで、機械的特性向上と耐食性付与を両立させた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。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の組織観察結果としてＳＥＭ像を示す写真である。
【図２】図１に示すＳＥＭ像を拡大した写真である。
【図３】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位測定結果としての表面電位分布図である。
【図４】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図５】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図６】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の組織観察結果としてＳＥＭ像を示す写真である。
【図７】図６に示すＳＥＭ像を拡大した写真である。
【図８】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位測定結果としての表面電位分布図である。
【図９】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１０】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１１】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）とＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１２】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食表面の光学顕微鏡写真である。
【図１３】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理後押出材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の機械的特性（引張特性）を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
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。
【００２１】
Ａｌは、マグネシウム合金にとって耐食機能元素である。長周期積層構造相を有するマグネシウム合金であるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金へＡｌを添加するとことにより、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金に形成される腐食皮膜が改質され耐食性が向上する。
【００２２】
しかし、過剰なＡｌの添加はＡｌ３Ｙ４Ｚｎ３化合物の形成を促し、結果として長周期積層構造相の形成を阻害する。これは、耐食性付与を優先すると機械的特性が低下し、逆に機械的特性付与を優先すると耐食性が低下するというtrade-offがあることを意味する。
【００２３】
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金系のＺｎをＡｌで置換して行くことで、強度発現に寄与する長周期積層構造相を維持しつつ、耐食性を向上させるＡｌを合金組織に内包させることが可能となる。
【００２４】
マグネシウム合金の耐食性を向上させるためにはＡｌを添加することが有効であるが、例えばＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金に形成されるＭｇ８５Ｚｎ５Ｙ１０からなる長周期積層構造相にはＡｌは固溶できないため、十分な耐食性を得ようとしてもＡｌの添加量に限界値がある。
【００２５】
しかしながら、Ｍｇ-（Ｚｎ／Ａｌ）-Ｇｄ系合金に形成されるＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる長周期積層構造相は、その構造を構成する元素としてＡｌを含むため、耐食性を保証するために必要な量のＡｌ元素を添加することが可能となる。言い換えると、多くのＡｌを添加して耐食性を向上させても長周期積層構造相の形成を阻害することがないため、耐食性の付与と機械的特性の向上を両立させることが可能となる。
【００２６】
（実施の形態１）
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を備え、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たし、より好ましくは、ａとｂが下記式（１'）〜（４'）を満たすことである。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
（１'）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２'）０．２≦ｃ≦２．０
（３'）０≦ａ
（４'）０＜ｂ
【００２７】
また、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。Ｍｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相は、その構造を構成する元素としてＡｌを含むため、多くのＡｌを添加して耐食性を向上させても長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の形成を阻害することがないため、耐食性の付与と機械的特性の向上を両立させることができる。
【００２８】
ＺｎとＡｌおよびＧｄを上記の含有量の範囲とした理由は次のとおりである。
ＺｎとＡｌの合計含有量が２．０原子％超であると、長周期積層構造相または最密原子面積層欠陥を含むｈｃｐ構造マグネシウム相以外のＡｌを含む相が優先的に形成されるため好ましくないからである。
ＺｎとＡｌの合計含有量が０．０１原子％未満であると、長周期積層構造相が形成されないからである。
【００２９】
Ｇｄ含有量が５．０原子％超であると、長周期積層構造相または最密原子面積層欠陥を含むｈｃｐ構造マグネシウム相以外のＧｄを含む化合物相が形成されるからである。
Ｇｄ含有量が０．２原子％未満であると、長周期積層構造相が形成されず、ＡｌとＭｇからなる化合物が優先的に形成されるからである。
【００３０】
本実施の形態のマグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するＺｎとＡｌとＧｄ以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
【００３１】
本実施の形態によれば、優れた機械的性質と高耐食性を兼ね備えるマグネシウム合金を得ることができ、このマグネシウム合金は機械的特性を向上させる長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有している。
【００３２】
（実施の形態２）
本実施の形態によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、ＺｎとＡｌとＧｄを含有し、残部がＭｇからなるマグネシウム合金を作製する。このマグネシウム合金の組成は、実施の形態１と同様である。マグネシウム合金は、溶解鋳造によって作製しても良いし、ガス・アトマイズ法等の急速凝固法によって作製しても良い。このマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えている。長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる。
【００３３】
なお、従来は、マグネシウムに、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕといった遷移金属元素（ＴＭ）とＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍといった希土類元素（ＲＥ）を組み合わせて添加することで、長周期積層相を有するＭｇ合金を得ていたが、本発明の一態様は、遷移金属ではないＡｌをＺｎと置換添加することで長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を得ることに成功した。
【００３４】
次に、このマグネシウム合金に溶体化する溶体化処理を行った後に、４５３〜７７３Ｋ（好ましくは６００〜７７３Ｋ）の温度範囲で０．５〜１００時間（好ましくは３０〜１００時間）の時効を行う熱処理を施す。このように時効することにより、効率的にマグネシウム合金に長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることができる。
【００３５】
なお、ここで言う溶体化処理とは、鋳造時に不可避的に形成される第二相を母相になるべく固溶（溶体化）させる処理を言う。
【００３６】
次に、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を析出させたマグネシウム合金に塑性加工を行う。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加工などを用いる。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
上記のようにマグネシウム合金に塑性加工を行った塑性加工物は、塑性加工を行う前に比べてより高強度・高延性・高靭性のマグネシウム合金とすることができる。また、この塑性加工物は、常温において長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を備えた結晶組織を有し、この長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部は湾曲または屈曲している。この湾曲又または屈曲は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相がキンキングしていることであっても良い。キンキングとは、強加工された長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相が特に方位関係を持たず、相内で折れ曲がり（ｂｅｎｔ）を生じ、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相が微細化されることである。
【００４３】
また、前記塑性加工物はｈｃｐ構造マグネシウム相を有する。
前記塑性加工物については、塑性加工を行う前のマグネシウム合金材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。
【００４４】
上記実施の形態１および２によれば、マグネシウム合金に長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を形成するため、強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性なマグネシウム合金を得ることができる。
【００４５】
また、本実施の形態によれば、優れた機械的性質と高耐食性を兼ね備えるマグネシウム合金を得ることができる。
【００４６】
（実施の形態３）
本実施の形態によるマグネシウム合金は、実施の形態２と同様の方法により長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を形成したマグネシウム合金材を用意し、このマグネシウム合金材を切削することによって作られた複数の数ｍｍ角以下のチップ形状の切削物を作製し、この切削物をせん断が付加されるようにして固化したものである。
【００４７】
本実施の形態においても実施の形態２と同様の効果を得ることができる。
【００４８】
また、チップ形状の切削物を固化したマグネシウム合金は、切削および固化を行わないマグネシウム合金に比べてより高強度・高延性・高靭性のマグネシウム合金とすることができる。
【００４９】
なお、上記の実施の形態１〜３に係るマグネシウム合金は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、自動車用部品、特に内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット灯等に使用することができる。
【実施例】
【００５０】
Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解によってＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のインゴットを作製し、このインゴットからφ１０×６０ｍｍの形状に切り出すことにより鋳造材のサンプル１を作製した。
【００５１】
（鋳造材の組織写真）
図１および図２に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のＳＥＭ像を示す。
【００５２】
Ａｌ０％（Ｘ＝０）の鋳造材には、Ｍｇ３Ｇｄが形成され、長周期積層(LPSO)構造相は観察されないが、Ａｌ０．１％（Ｘ＝０．１）およびＡｌ０．５％（Ｘ＝０．５）の鋳造材には、LPSO相の形成が確認された。Ａｌ０．１％の鋳造材にはLPSO相が形成され始め、Ａｌ０．５％の鋳造材にはＡｌ０．１％の鋳造材よりLPSO相が多く形成された。また、Ａｌ１．０％（Ｘ＝１．０）の鋳造材（Ｚｎ無添加材）中にはLPSO相は形成されず、観察されなかった。
【００５３】
（鋳造材の表面電位測定結果）
図３に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位分布図を示す。
【００５４】
図３に示すように、Ａｌ添加量が増大するとともに、鋳造材の母相と第二相との電位差が小さくなっていく様子が観察される。
【００５５】
図４ に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性をグラフにして示す。
【００５６】
つまり、図４は、Ａｌ添加量が表面電位差に及ぼす影響を示している。Ａｌ添加量の増大とともに、母相と第二相との電位差が小さくなっている。これは、Ａｌ添加量の増大とともに、局部腐食の発生が抑制される可能性を示している。
【００５７】
（鋳造材の腐食速度測定結果）
図５に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。
【００５８】
この浸漬腐食試験は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液浸漬試験であり、２９８Ｋの温度、大気雰囲気の０．１７Ｍ ＮａＣｌ水溶液にサンプル１を浸漬させることにより行った。
図５に示すように、Ａｌ添加量の増大とともに腐食速度は低下する傾向を示した。
【００５９】
次に、上記のサンプル１に熱処理を行った熱処理材のサンプル２を作製した。詳細には、７９３Ｋの温度で２時間の溶体化処理を行った後に、７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を行ったサンプル２を作製した。
【００６０】
（熱処理材の組織写真）
図６および図７には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のＳＥＭ像を示す。
【００６１】
図６および図７に示すように、７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を施すことで、LPSO相が大量に形成された。また、Ｘ＝０．５のＭｇ９７Ｚｎ０．５Ａｌ０．５Ｇｄ２合金熱処理材では、LPSO相は、母相と大きな電位差をもつＭｇ３Ｇｄ型化合物を包み込む形で析出してくるため、ガルバニック腐食発生を低減させる効果をもつ。
【００６２】
（熱処理材の表面電位測定結果）
図８には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位分布図を示す。７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を施す事で、母相と化合物相との間の電位差も小さくなる。
【００６３】
図９には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性をグラフにして示す。
【００６４】
つまり、図９は、Ａｌ添加量と電位差の関係を示すものであり、Ａｌ添加量の増大とともに電位差は小さくなる。
【００６５】
（熱処理材の腐食速度測定結果）
図１０は、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。この浸漬腐食試験は、図５と同様である。
【００６６】
Ａｌ０．５％（Ｘ＝０．５）の熱処理材が最も優れた耐食性を示し、その腐食速度は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液浸漬試験において１ｍｍ／ｙｅａｒ以下であった。
【００６７】
図１１は、サンプル１のＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材とサンプル２のＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材の浸漬腐食試験結果としての腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。サンプル２の熱処理材の方がサンプル１の鋳造材より優れた耐食性を示した。
【００６８】
図１２は、８時間塩水に浸漬させた後の合金表面を示す写真であり、詳細にはサンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食表面の光学顕微鏡写真を示す。Ａｌ添加量の増大とともに局部腐食（糸状腐食）が抑制されている様子が観察された。
【００６９】
次に、上記のサンプル２に延性重視の押出条件で押出加工を行った熱処理後押出材のサンプル３を作製した。延性重視の押出条件は、押出温度350℃、押出比10以上、押出ラム速度2.5 mm/s以上である。
【００７０】
（押出材の引張試験）
図１３は、サンプル３であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理後押出材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の機械的性質（引張特性）を示す。延性重視の押出条件により作製したサンプル３の押出材であっても、Ｍｇ-（Ｚｎ／Ａｌ）-Ｇｄ合金系は、耐力で３００ＭＰａを越える強度を示すことがわかった。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
省エネルギー社会を構築する上で、輸送機器の素材軽量化は急務であり、近年、構造用金属材料としては最軽量であるＭｇ合金の展伸材としての利用拡大が期待されている。
【０００３】
本発明者らは、優れた加工性と機械的特性を有する展伸材Ｍｇ合金の新規組成開発を試み、長周期積層(LPSO)構造相を有する高強度耐熱Ｍｇ−Ｚｎ−希土類元素（ＲＥ）合金を開発してきた（例えば特許文献１参照）。このLPSO相を有するＭｇ合金は、応力を加えられても双晶変形を起こさずに高い応力下においてキンク変形するため、高い強度と大きな延性を発現することが明らかになっており、第二相としてのLPSO相をキンク変形型の強化相として有効活用するというコンセプトに基づいて現在も機械的特性の更なる改善のための研究が進行している。
【０００４】
しかしながら、LPSO相を有するＭｇ合金は典型的な二相合金であるため、ガルバニック腐食が進行しやすいといった問題点も有しており、実用化を目指す上で機械的特性向上と耐食性付与の両立が課題として残っていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】ＷＯ２００６／０３６０３３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の一態様は、機械的特性向上と耐食性付与を両立させた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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、
前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【０００８】
また、本発明の一態様において、前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。
【０００９】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させるとよい。
【００１０】
また、本発明の一態様において、前記熱処理は、４５０Ｋ〜７７３Ｋの温度範囲で０．５〜１００時間の条件で行われるとよい。
【００１１】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させるとよい。
なお、溶体化処理を行った後のマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えている。
【００１２】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させるとよい。
【００１３】
この塑性加工は、溶体化処理後に熱処理を行った後に行ってもよいし、溶体化処理、熱処理および塑性加工を行う順序を適宜入れ替えてもよいし、溶体化処理および熱処理のいずれか一方または両方を行わずに塑性加工を行ってもよいし、この場合も順序を適宜入れ替えてもよい。
【００１４】
また、本発明の一態様において、前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作製し、前記切削物をせん断が付加されるようにして固化するとよい。
【００１５】
この切削および固化は、溶体化処理、熱処理および塑性加工を行った後に行ってもよいが、溶体化処理、熱処理、塑性加工、切削および固化を行う順序を適宜入れ替えてもよいし、溶体化処理、熱処理および塑性加工の少なくとも一つを行わずに切削および固化を行ってもよいし、この場合も順序を適宜入れ替えてもよい。
【００１６】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金であって、
長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を具備することを特徴とするマグネシウム合金である。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【００１７】
また、本発明の一態様において、前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の一態様を適用することで、機械的特性向上と耐食性付与を両立させた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。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の組織観察結果としてＳＥＭ像を示す写真である。
【図２】図１に示すＳＥＭ像を拡大した写真である。
【図３】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位測定結果としての表面電位分布図である。
【図４】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図５】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図６】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の組織観察結果としてＳＥＭ像を示す写真である。
【図７】図６に示すＳＥＭ像を拡大した写真である。
【図８】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位測定結果としての表面電位分布図である。
【図９】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１０】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１１】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）とＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食速度のＡｌ添加量依存性を示すグラフである。
【図１２】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食表面の光学顕微鏡写真である。
【図１３】Ｍｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理後押出材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の機械的特性（引張特性）を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
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。
【００２１】
Ａｌは、マグネシウム合金にとって耐食機能元素である。長周期積層構造相を有するマグネシウム合金であるＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金へＡｌを添加するとことにより、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金に形成される腐食皮膜が改質され耐食性が向上する。
【００２２】
しかし、過剰なＡｌの添加はＡｌ３Ｙ４Ｚｎ３化合物の形成を促し、結果として長周期積層構造相の形成を阻害する。これは、耐食性付与を優先すると機械的特性が低下し、逆に機械的特性付与を優先すると耐食性が低下するというtrade-offがあることを意味する。
【００２３】
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金系のＺｎをＡｌで置換して行くことで、強度発現に寄与する長周期積層構造相を維持しつつ、耐食性を向上させるＡｌを合金組織に内包させることが可能となる。
【００２４】
マグネシウム合金の耐食性を向上させるためにはＡｌを添加することが有効であるが、例えばＭｇ−Ｚｎ−Ｙ系合金に形成されるＭｇ８５Ｚｎ５Ｙ１０からなる長周期積層構造相にはＡｌは固溶できないため、十分な耐食性を得ようとしてもＡｌの添加量に限界値がある。
【００２５】
しかしながら、Ｍｇ-（Ｚｎ／Ａｌ）-Ｇｄ系合金に形成されるＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる長周期積層構造相は、その構造を構成する元素としてＡｌを含むため、耐食性を保証するために必要な量のＡｌ元素を添加することが可能となる。言い換えると、多くのＡｌを添加して耐食性を向上させても長周期積層構造相の形成を阻害することがないため、耐食性の付与と機械的特性の向上を両立させることが可能となる。
【００２６】
（実施の形態１）
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を備え、Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たし、より好ましくは、ａとｂが下記式（１'）〜（４'）を満たすことである。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
（１'）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２'）０．２≦ｃ≦２．０
（３'）０≦ａ
（４'）０＜ｂ
【００２７】
また、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなるとよい。Ｍｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相は、その構造を構成する元素としてＡｌを含むため、多くのＡｌを添加して耐食性を向上させても長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の形成を阻害することがないため、耐食性の付与と機械的特性の向上を両立させることができる。
【００２８】
ＺｎとＡｌおよびＧｄを上記の含有量の範囲とした理由は次のとおりである。
ＺｎとＡｌの合計含有量が２．０原子％超であると、長周期積層構造相または最密原子面積層欠陥を含むｈｃｐ構造マグネシウム相以外のＡｌを含む相が優先的に形成されるため好ましくないからである。
ＺｎとＡｌの合計含有量が０．０１原子％未満であると、長周期積層構造相が形成されないからである。
【００２９】
Ｇｄ含有量が５．０原子％超であると、長周期積層構造相または最密原子面積層欠陥を含むｈｃｐ構造マグネシウム相以外のＧｄを含む化合物相が形成されるからである。
Ｇｄ含有量が０．２原子％未満であると、長周期積層構造相が形成されず、ＡｌとＭｇからなる化合物が優先的に形成されるからである。
【００３０】
本実施の形態のマグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有するＺｎとＡｌとＧｄ以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含有しても良い。つまり、上記の「残部がＭｇからなり」とは、残部がすべてＭｇからなる場合を意味するだけではなく、残部に合金特性に影響を与えない程度の不純物や他の元素を含む場合も意味する。
【００３１】
本実施の形態によれば、優れた機械的性質と高耐食性を兼ね備えるマグネシウム合金を得ることができ、このマグネシウム合金は機械的特性を向上させる長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有している。
【００３２】
（実施の形態２）
本実施の形態によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。
まず、ＺｎとＡｌとＧｄを含有し、残部がＭｇからなるマグネシウム合金を作製する。このマグネシウム合金の組成は、実施の形態１と同様である。マグネシウム合金は、溶解鋳造によって作製しても良いし、ガス・アトマイズ法等の急速凝固法によって作製しても良い。このマグネシウム合金は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えている。長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなる。
【００３３】
なお、従来は、マグネシウムに、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕといった遷移金属元素（ＴＭ）とＹ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍといった希土類元素（ＲＥ）を組み合わせて添加することで、長周期積層相を有するＭｇ合金を得ていたが、本発明の一態様は、遷移金属ではないＡｌをＺｎと置換添加することで長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を得ることに成功した。
【００３４】
次に、このマグネシウム合金に溶体化する溶体化処理を行った後に、４５３〜７７３Ｋ（好ましくは６００〜７７３Ｋ）の温度範囲で０．５〜１００時間（好ましくは３０〜１００時間）の時効を行う熱処理を施す。このように時効することにより、効率的にマグネシウム合金に長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることができる。
【００３５】
なお、ここで言う溶体化処理とは、鋳造時に不可避的に形成される第二相を母相になるべく固溶（溶体化）させる処理を言う。
【００３６】
次に、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を析出させたマグネシウム合金に塑性加工を行う。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加工などを用いる。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
上記のようにマグネシウム合金に塑性加工を行った塑性加工物は、塑性加工を行う前に比べてより高強度・高延性・高靭性のマグネシウム合金とすることができる。また、この塑性加工物は、常温において長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を備えた結晶組織を有し、この長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部は湾曲または屈曲している。この湾曲又または屈曲は、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相がキンキングしていることであっても良い。キンキングとは、強加工された長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相が特に方位関係を持たず、相内で折れ曲がり（ｂｅｎｔ）を生じ、長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相が微細化されることである。
【００４３】
また、前記塑性加工物はｈｃｐ構造マグネシウム相を有する。
前記塑性加工物については、塑性加工を行う前のマグネシウム合金材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。
【００４４】
上記実施の形態１および２によれば、マグネシウム合金に長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を形成するため、強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性なマグネシウム合金を得ることができる。
【００４５】
また、本実施の形態によれば、優れた機械的性質と高耐食性を兼ね備えるマグネシウム合金を得ることができる。
【００４６】
（実施の形態３）
本実施の形態によるマグネシウム合金は、実施の形態２と同様の方法により長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を形成したマグネシウム合金材を用意し、このマグネシウム合金材を切削することによって作られた複数の数ｍｍ角以下のチップ形状の切削物を作製し、この切削物をせん断が付加されるようにして固化したものである。
【００４７】
本実施の形態においても実施の形態２と同様の効果を得ることができる。
【００４８】
また、チップ形状の切削物を固化したマグネシウム合金は、切削および固化を行わないマグネシウム合金に比べてより高強度・高延性・高靭性のマグネシウム合金とすることができる。
【００４９】
なお、上記の実施の形態１〜３に係るマグネシウム合金は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、自動車用部品、特に内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット灯等に使用することができる。
【実施例】
【００５０】
Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解によってＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のインゴットを作製し、このインゴットからφ１０×６０ｍｍの形状に切り出すことにより鋳造材のサンプル１を作製した。
【００５１】
（鋳造材の組織写真）
図１および図２に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のＳＥＭ像を示す。
【００５２】
Ａｌ０％（Ｘ＝０）の鋳造材には、Ｍｇ３Ｇｄが形成され、長周期積層(LPSO)構造相は観察されないが、Ａｌ０．１％（Ｘ＝０．１）およびＡｌ０．５％（Ｘ＝０．５）の鋳造材には、LPSO相の形成が確認された。Ａｌ０．１％の鋳造材にはLPSO相が形成され始め、Ａｌ０．５％の鋳造材にはＡｌ０．１％の鋳造材よりLPSO相が多く形成された。また、Ａｌ１．０％（Ｘ＝１．０）の鋳造材（Ｚｎ無添加材）中にはLPSO相は形成されず、観察されなかった。
【００５３】
（鋳造材の表面電位測定結果）
図３に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位分布図を示す。
【００５４】
図３に示すように、Ａｌ添加量が増大するとともに、鋳造材の母相と第二相との電位差が小さくなっていく様子が観察される。
【００５５】
図４ に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性をグラフにして示す。
【００５６】
つまり、図４は、Ａｌ添加量が表面電位差に及ぼす影響を示している。Ａｌ添加量の増大とともに、母相と第二相との電位差が小さくなっている。これは、Ａｌ添加量の増大とともに、局部腐食の発生が抑制される可能性を示している。
【００５７】
（鋳造材の腐食速度測定結果）
図５に、サンプル１であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。
【００５８】
この浸漬腐食試験は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液浸漬試験であり、２９８Ｋの温度、大気雰囲気の０．１７Ｍ ＮａＣｌ水溶液にサンプル１を浸漬させることにより行った。
図５に示すように、Ａｌ添加量の増大とともに腐食速度は低下する傾向を示した。
【００５９】
次に、上記のサンプル１に熱処理を行った熱処理材のサンプル２を作製した。詳細には、７９３Ｋの温度で２時間の溶体化処理を行った後に、７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を行ったサンプル２を作製した。
【００６０】
（熱処理材の組織写真）
図６および図７には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）のＳＥＭ像を示す。
【００６１】
図６および図７に示すように、７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を施すことで、LPSO相が大量に形成された。また、Ｘ＝０．５のＭｇ９７Ｚｎ０．５Ａｌ０．５Ｇｄ２合金熱処理材では、LPSO相は、母相と大きな電位差をもつＭｇ３Ｇｄ型化合物を包み込む形で析出してくるため、ガルバニック腐食発生を低減させる効果をもつ。
【００６２】
（熱処理材の表面電位測定結果）
図８には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の表面電位分布図を示す。７７３Ｋの温度で１０時間の熱処理を施す事で、母相と化合物相との間の電位差も小さくなる。
【００６３】
図９には、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の母相と第二相との電位差のＡｌ添加量依存性をグラフにして示す。
【００６４】
つまり、図９は、Ａｌ添加量と電位差の関係を示すものであり、Ａｌ添加量の増大とともに電位差は小さくなる。
【００６５】
（熱処理材の腐食速度測定結果）
図１０は、サンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の浸漬腐食試験結果として腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。この浸漬腐食試験は、図５と同様である。
【００６６】
Ａｌ０．５％（Ｘ＝０．５）の熱処理材が最も優れた耐食性を示し、その腐食速度は、１ｗｔ％ＮａＣｌ中性水溶液浸漬試験において１ｍｍ／ｙｅａｒ以下であった。
【００６７】
図１１は、サンプル１のＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金鋳造材とサンプル２のＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(原子％)合金熱処理材の浸漬腐食試験結果としての腐食速度のＡｌ添加量依存性を示す。サンプル２の熱処理材の方がサンプル１の鋳造材より優れた耐食性を示した。
【００６８】
図１２は、８時間塩水に浸漬させた後の合金表面を示す写真であり、詳細にはサンプル２であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の腐食表面の光学顕微鏡写真を示す。Ａｌ添加量の増大とともに局部腐食（糸状腐食）が抑制されている様子が観察された。
【００６９】
次に、上記のサンプル２に延性重視の押出条件で押出加工を行った熱処理後押出材のサンプル３を作製した。延性重視の押出条件は、押出温度350℃、押出比10以上、押出ラム速度2.5 mm/s以上である。
【００７０】
（押出材の引張試験）
図１３は、サンプル３であるＭｇ９７Ｚｎ１−ＸＡｌＸＧｄ２(ａｔ％)合金熱処理後押出材（Ｘ＝０，０．１，０．５，１．０）の機械的性質（引張特性）を示す。延性重視の押出条件により作製したサンプル３の押出材であっても、Ｍｇ-（Ｚｎ／Ａｌ）-Ｇｄ合金系は、耐力で３００ＭＰａを越える強度を示すことがわかった。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、
前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【請求項２】
請求項１において、
前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、
前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項４】
請求項３において、
前記熱処理は、４５０Ｋ〜７７３Ｋの温度範囲で２〜１００時間の条件で行われることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２において、
前記マグネシウム合金に溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１乃至６のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作製し、
前記切削物をせん断が付加されるようにして固化することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項８】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金であって、
長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を具備することを特徴とするマグネシウム合金。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【請求項９】
請求項８において、
前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなることを特徴とするマグネシウム合金。
【請求項１】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金を製造するマグネシウム合金の製造方法であって、
前記マグネシウム合金は長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相を有する結晶組織を備えていることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【請求項２】
請求項１において、
前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、
前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項４】
請求項３において、
前記熱処理は、４５０Ｋ〜７７３Ｋの温度範囲で２〜１００時間の条件で行われることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２において、
前記マグネシウム合金に溶体化処理を行った後に、前記マグネシウム合金に熱処理を行うことにより長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相をさらに析出させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１乃至６のいずれか一項において、
前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作製し、
前記切削物をせん断が付加されるようにして固化することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項８】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ａｌをｂ原子％含有し、Ｇｄをｃ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂとｃは下記式（１）〜（４）を満たすマグネシウム合金であって、
長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相およびｈｃｐ構造マグネシウム相を有する結晶組織を具備することを特徴とするマグネシウム合金。
（１）０．０１≦ａ＋ｂ≦２．０
（２）０．２≦ｃ≦５．０
（３）０≦ａ
（４）０＜ｂ
【請求項９】
請求項８において、
前記長周期積層構造または最密原子面積層欠陥を含む相はＭｇ８２Ａｌ８Ｇｄ１０からなることを特徴とするマグネシウム合金。
【図４】
【図５】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１３】
【図１】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図１２】
【図５】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１３】
【図１】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図１２】
【公開番号】特開２０１３−７９４３６（Ｐ２０１３−７９４３６Ａ）
【公開日】平成２５年５月２日（２０１３．５．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２２１３３０（Ｐ２０１１−２２１３３０）
【出願日】平成２３年１０月５日（２０１１．１０．５）
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）平成２０年度、独立行政法人科学技術振興機構、熊本県地域結集型研究開発プログラム、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願
【出願人】（５０４１５９２３５）国立大学法人 熊本大学 (314)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月２日（２０１３．５．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１０月５日（２０１１．１０．５）
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）平成２０年度、独立行政法人科学技術振興機構、熊本県地域結集型研究開発プログラム、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願
【出願人】（５０４１５９２３５）国立大学法人 熊本大学 (314)
【Ｆターム（参考）】
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