高強度マグネシウム合金およびその製造方法
【課題】高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い高強度マグネシウム合金を提供する。
【解決手段】本発明のマグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、１６％以上３４％以下のＺｎと、０．３％以上２％以下のＳｉと、０．１％以上０．５％以下のＭｎ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とを特徴とする。
【解決手段】本発明のマグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、１６％以上３４％以下のＺｎと、０．３％以上２％以下のＳｉと、０．１％以上０．５％以下のＭｎ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とを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱処理により強度が向上した高強度マグネシウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金よりも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、用途によっては要求される特性が十分に発揮されないため、さらなる特性の向上が求められている。
【０００３】
たとえば、ＡＺ９１Ｄ（ＡＳＴＭ記号）などのマグネシウム合金は、比較的高強度を示すが、摩耗に弱いという欠点がある。耐摩耗性を向上させる手段としては、合金組成を変更してマグネシウム合金自体の硬さを向上させる、熱処理によりマグネシウム合金を硬化させる、耐摩耗性に富む粒子を分散させてマグネシウム合金と複合化させる、などの手法が考えられる。
【０００４】
たとえば、特許文献１には、亜鉛（Ｚｎ）を６．１重量％、珪素（Ｓｉ）を１．０重量％、マンガン（Ｍｎ）を０．３０重量％含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）からなる合金鋳物に、熱処理として溶体化処理および時効処理を施したマグネシウム合金が開示されている（実施例１３）。このマグネシウム合金は、常温および１５０℃において高い引張強度を示す。また、Ｚｎを６．１重量％、Ｓｉを１．０重量％含みＭｎを含まない実施例３のマグネシウム合金は、実施例１３よりもさらに高い引張強度を示す。一方、Ｚｎを２０重量％、Ｓｉを１．０重量％含み、残部がＭｇからなる合金鋳物に、溶体化処理および時効処理を施した比較例３のマグネシウム合金は、常温での引張強度が１７１ＭＰａであり、実施例１３の引張強度（２２４ＭＰａ）よりも低い。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５−２５５７９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
引用文献１では、時効処理を施したマグネシウム合金の引張強度を評価している。しかしながら、マグネシウム合金の硬さに関しては評価されていない。また、引用文献１にも記載されているように、Ｚｎを過剰に含むと脆くなり、引張強度が減少することが記載されている。そのため、マグネシウム合金におけるＺｎ含有量の増加は、これまでほとんど行われていなかった。
【０００７】
本発明は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い高強度マグネシウム合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｍｎ合金において、従来よりもＺｎ含有量を多く添加することで、マグネシウム合金が硬くなるという新たな知見を得た。さらに、鋳放し材ではＺｎ含有量の増加に伴い引張強度が低下するが、Ｚｎ、ＳｉおよびＭｎの含有量が適切な範囲であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられることが新たにわかった。
【０００９】
すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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。
【００１０】
また、本発明の高強度マグネシウム合金は、製造方法として捉えることも可能である。すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金の製造方法は、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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を時効処理することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の高強度マグネシウム合金は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する引張強さを示すグラフである。
【図２】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する０．２％耐力を示すグラフである。
【図３】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する硬さを示すグラフである。
【図４】Ｍｇ−６．１Ｚｎ−０．３Ｓｉ−０．５Ｍｎ合金のＥＰＭＡ（エレクトロンプローブマイクロアナライザ）反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図５】Ｍｇ−１４Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図６】Ｍｇ−３１Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図７】Ｍｇ−５１Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図８】Ｍｇ−１７Ｚｎ−１．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図９】Ｍｇ−２１Ｚｎ−１．５Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図１０】Ｍｇ−３５Ｚｎ−２．０Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
発明の実施形態を挙げて本発明をより詳しく説明する。
【００１４】
本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、Ｚｎと、Ｓｉと、Ｍｎ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。
【００１５】
Ｚｎは、α−マグネシウム結晶粒（α相）に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。また、Ｚｎ含有量が通常よりも多い本発明のマグネシウム合金では、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇＺｎ２のようなＺｎ系晶出物が三次元網目状に晶出する。そのため、Ｚｎ含有量が多いほど、マグネシウム合金は硬くなる。しかし、Ｚｎの含有量が多いほど、熱処理前のマグネシウム合金の引張強さは低下する傾向にある。Ｚｎ含有量が１６％以上であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられる。好ましいＺｎ含有量は、１７％以上、１８％以上さらに好ましくは２０％以上であり、Ｚｎ含有量が少なく硬さが低いマグネシウム合金と同程度の引張強さおよび耐力が得られる。しかし、Ｚｎが過多であると、粗大なＭｇＺｎ２が結晶粒界に晶出して網目構造が分断されて、延性が大きく低下する。そのため、Ｚｎ含有量は３４％以下とする。好ましくは、３２％以下、３１％以下、さらに好ましくは３０％以下である。
【００１６】
Ｓｉは、Ｚｎ含有量が少ないマグネシウム合金において、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇ２Ｓｉとして晶出して機械的強度を向上させる。本発明のマグネシウム合金では、Ｓｉとともに多量のＺｎが存在するため、ＳｉはＺｎ系晶出物とともに引張強さおよび硬さの向上に寄与する。Ｓｉ含有量は０．３％以上とする。しかし、Ｓｉが過多であると、Ｍｇ２Ｓｉが粗大な初晶として晶出して機械的強度を低下させる。また、Ｓｉ量の増加とともに液相温度が上昇し、鋳造の際の湯流れが悪くなる。そのため、Ｓｉ含有量は２％以下とする。好ましくは、１．８％以下さらに好ましくは１．６％以下である。
【００１７】
Ｍｎは、Ｚｎと同様にα相に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が従来よりも多い本発明のマグネシウム合金は、Ｍｎの存在により、時効処理による強度の向上効果が大きくなると推測される。しかし、Ｍｎが過多であると、粒界に粗大な塊状の化合物が晶出して延性が低下する。そのため、望ましいＭｎ含有量は０．１％以上０．５％以下である。
【００１８】
本発明のマグネシウム合金に含まれる不可避不純物としては、たとえば、Ａｌ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｂｅ等が挙げられる。これらの各不可避不純物は、０．０２％以下さらには０．０１％以下とするのが好ましい。
【００１９】
また、本発明のマグネシウム合金は、金属組織、耐酸化性、耐腐食性、電気的特性等、種々の特性を改善するための改質元素を添加してもよい。つまり、本発明のマグネシウム合金に対して、公知の改質元素の添加を妨げるものではない。改質元素としては、たとえば、Ｓｒ、Ｙ、Ｚｒ等が挙げられる。これら各元素の含有量は、マグネシウム合金に要求される特性によって適宜調整される。コストや基本組成への影響等の観点から、改質元素は含有総量で１％以下、０．８％以下さらには０．６％以下程度が好ましい。
【００２０】
本発明のマグネシウム合金は、高強度で硬質である。具体的に規定するのであれば、本発明のマグネシウム合金の引張強さは、１８０ＭＰａ以上、１９０ＭＰａ以上さらには２００ＭＰａ以上であるとよい。本発明のマグネシウム合金の硬さは、ビッカース硬さで７０以上、７５以上、８０以上、８５以上さらには１００以上であるとよい。なお、引張強さの測定には、ＪＩＳに規定の引張試験を行うとよい。
【００２１】
マグネシウム合金は、上述した組成を有するものであれば、溶製材でも焼結材でもよい。溶製または焼結中のマグネシウム合金の酸化を防止するために、酸化防止雰囲気さらには真空雰囲気で鋳造または焼結されてもよい。また、マグネシウム合金を鋳造する場合、その冷却速度に特に限定はなく、たとえば、大気中で徐冷するとよい。また、砂型、金型のいずれを使用して鋳造を行ってもよい。
【００２２】
マグネシウム合金に施す熱処理は、時効処理である。Ｚｎ、ＳｉおよびＭｎを含みＺｎ含有量が比較的多い本発明のマグネシウム合金では、少なくとも時効処理を行うことで、微細な析出物が効果的に生成されて引張強さが向上すると推測される。鋳造などにより得られた上記の範囲に含まれる組成をもつマグネシウム合金に対し、１５０℃以上３００℃以下さらには１８０℃以上２５０℃以下で時効処理を行うのが好ましい。なお、処理時間は、適切な時間を選定すればよく限定はないが、３０分以上８時間以下が好適である。なお、熱処理は、時効処理のみ（いわゆるＴ５処理）を行ってもよいが、時効処理の前に溶体化処理を行ってから時効処理（いわゆるＴ６処理）を行ってもよい。溶体化処理は、概ね３００℃以上４００℃以下で行うのが好ましい。
【００２３】
本発明のマグネシウム合金は、高強度で、硬質であることから耐摩耗性に優れる。そのため、自動車エンジン用シリンダブロック、ベッドプレート、オイルパン、コンプレッサ用ハウジング、シリンダ等に使用されるのが好適である。
【００２４】
以上、本発明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。
【実施例】
【００２５】
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
【００２６】
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、それらの特性の評価および金属組織の観察を行った。
【００２７】
〔試験片＃０１〜＃０５および＃１１〜＃２１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Ｓｉおよび純Ｍｎ、必要に応じて純Ｚｎを投入して７５０℃で溶解した。この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、７００℃でしばらく沈静保持した。こうして得た各種の合金溶湯を所定の形状の鉄製鋳型に流し込み、大気中で空冷して凝固させて、各試験片（マグネシウム合金鋳物）を鋳造した。なお、得られた試験片は、２０ｍｍ×３０ｍｍ×２００ｍｍであった。
【００２８】
各試験片の化学組成を表１に示した。表１の「分析組成」は、蛍光Ｘ線（ＸＲＦ）分析による元素分析により測定した。また、市販のＡＺ９１Ｄから同様の試験片（＃００）を作製した。
【００２９】
表１に示した各試験片に、大気中、２００℃で１〜８時間の時効処理（Ｔ５処理）を施した。時効処理後の各試験片（熱処理材）に対して、以下の手順で、引張り試験およびビッカース硬さ測定を行った。また、参考例として、熱処理前の鋳放し材について、引張試験およびビッカース硬さ測定に加え、熱伝導率の測定および応力緩和試験を行った。
【００３０】
〔引張り試験〕
表１に示した各試験片（鋳放し材および熱処理材）のそれぞれから、ＪＩＳＺ２２０１の１４号引張試験片を作製し、室温においてＪＩＳＺ２２４１の引張試験を行い、引張強さ、伸び、０．２％耐力およびヤング率を求めた。結果を表１に示した。また、Ｚｎ含有量に対する引張強さを図１に、０．２％耐力を図２に、それぞれ示した。
【００３１】
〔ビッカース硬さ測定〕
表１に示した各試験片（鋳放し材および熱処理材）について、室温においてビッカース硬さ測定を行った。ビッカース硬さ測定は、試験片中央部の断面に対して、ビッカース硬さ計を用いて測定荷重１０ｋｇｆで行った。測定結果を表１および図３に示した。
【００３２】
〔熱伝導率の測定〕
上記の手順で作製した各試験片（鋳放し材）について、レーザフラッシュ法により熱伝導率を求めた。試験結果を表１に示した。
【００３３】
〔応力緩和試験〕
表１に示した各試験片（鋳放し材）について、応力緩和試験を行い、マグネシウム合金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した。具体的には、１５０℃の大気雰囲気中において、試験片に１００ＭＰａ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４０時間後の圧縮応力の値を、初期の値に対する割合（応力保持率）として表１に示した。
【００３４】
【表１】
なお、図１〜図３のグラフに示したＡＺ９１Ｄの引張強さ等は、比較のための参考値であって、Ｚｎ量に依存する値ではない。
【００３５】
〔金属組織の観察〕
表１に示した試験片のうち、熱処理前の＃０１〜＃０４および熱処理後の＃１９〜＃２１の金属組織を観察した。各試験片から切り出された断面からＥＰＭＡ（エレクトロンプローブマイクロアナライザ）の反射電子像（組成像）を得た。観察結果を図４〜図１０に示した。また、同じ表面を、ＥＰＭＡにより面分析した（図示せず）。なお、組織観察結果もＥＰＭＡによる面分析の結果も、同じ試験片であれば、熱処理前後で大きな差は生じないことを確認した。
【００３６】
〔鋳放し材の測定結果について〕
ビッカース硬さは、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった（図３）。また、引張強さは、Ｚｎ含有量が０〜４％の範囲では、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい上昇したが、４〜１０％ではＺｎ含有量の増加とともに低下し、１０％を越えるとさらに低下した（図１）。０．２％耐力については、Ｚｎ含有量が多い方が高い値を示す傾向にあった（図２）。
【００３７】
また、Ｚｎ含有量が３０％以下であれば、ＡＺ９１Ｄと同等あるいはそれ以上の熱伝導率および耐クリープ性を有することがわかった。したがって、熱処理材についても、鋳放し材と同様な特性が期待される。
【００３８】
図４および図５は、それぞれ、ビッカース硬さが不十分である＃０１および＃０２のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す。ＥＰＭＡによる分析より、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇＺｎ２およびＭｇ２Ｓｉが晶出していることがわかった。しかし、これらの晶出物は、網目状ではなく分断されて粒界に存在していることがわかった。一方、＃１９、＃２０および＃０３では、α−Ｍｇ結晶粒の粒界に三次元網目状に生成された晶出物が観察された（図６、図８および図９）。ＥＰＭＡによる分析より、粒界に晶出している化合物は、ほとんどがＭｇＺｎ２であることがわかった。さらにＺｎ含有量が多い＃２１では、合金中の粒界晶出物が占める割合が多くなった。Ｚｎ含有量が５０％の＃０４では、結晶粒界に粗大なＭｇＺｎ２が見られた（図７）。
【００３９】
〔熱処理材の測定結果について〕
いずれの試験片も、熱処理によりビッカース硬さは向上した。また、熱処理後においても、ビッカース硬さは、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった（図３）。Ｚｎを１６％以上含む試験片のビッカース硬さはＨｖ１００以上であった。Ｚｎ含有量が３５％以上である＃２１および＃０４は、非常に硬質であったが、伸びがほとんど０の脆い材料であった。
【００４０】
引張強さは、図１より、Ｚｎ含有量が５％以上であれば、時効処理により引張強さが向上することがわかった。さらに、Ｚｎ含有量が１６％以上であると、熱処理後の試験片では、熱処理前の試験片の引張強さに対して約５０％以上の引張強さの向上（熱処理前後で約６５ＭＰａ以上の差）が見られた。しかし、Ｚｎ含有量が３４％を越えると、Ｚｎ含有量の増加に伴う引張強さの低下が顕著に表れた。
【００４１】
０．２％耐力についても、引張強さと同様の傾向であった。特に、熱処理により引張強さが大きく向上した＃１３は、熱処理後の０．２％耐力が低下した。その値は、鋳放しのＡＺ９１Ｄと同等であった。つまり、熱処理後に十分な機械的特性を満足するには、Ｚｎ含有量を１６〜３４％さらには１７〜３１％とするとよいことがわかった。この場合の特に好ましいＳｉ含有量は、０．４〜１．５％であった。また、延性を考慮すると、Ｚｎ含有量は、１６〜２０％さらには１６〜１８％であるのが好ましい。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱処理により強度が向上した高強度マグネシウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金よりも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、用途によっては要求される特性が十分に発揮されないため、さらなる特性の向上が求められている。
【０００３】
たとえば、ＡＺ９１Ｄ（ＡＳＴＭ記号）などのマグネシウム合金は、比較的高強度を示すが、摩耗に弱いという欠点がある。耐摩耗性を向上させる手段としては、合金組成を変更してマグネシウム合金自体の硬さを向上させる、熱処理によりマグネシウム合金を硬化させる、耐摩耗性に富む粒子を分散させてマグネシウム合金と複合化させる、などの手法が考えられる。
【０００４】
たとえば、特許文献１には、亜鉛（Ｚｎ）を６．１重量％、珪素（Ｓｉ）を１．０重量％、マンガン（Ｍｎ）を０．３０重量％含み、残部がマグネシウム（Ｍｇ）からなる合金鋳物に、熱処理として溶体化処理および時効処理を施したマグネシウム合金が開示されている（実施例１３）。このマグネシウム合金は、常温および１５０℃において高い引張強度を示す。また、Ｚｎを６．１重量％、Ｓｉを１．０重量％含みＭｎを含まない実施例３のマグネシウム合金は、実施例１３よりもさらに高い引張強度を示す。一方、Ｚｎを２０重量％、Ｓｉを１．０重量％含み、残部がＭｇからなる合金鋳物に、溶体化処理および時効処理を施した比較例３のマグネシウム合金は、常温での引張強度が１７１ＭＰａであり、実施例１３の引張強度（２２４ＭＰａ）よりも低い。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５−２５５７９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
引用文献１では、時効処理を施したマグネシウム合金の引張強度を評価している。しかしながら、マグネシウム合金の硬さに関しては評価されていない。また、引用文献１にも記載されているように、Ｚｎを過剰に含むと脆くなり、引張強度が減少することが記載されている。そのため、マグネシウム合金におけるＺｎ含有量の増加は、これまでほとんど行われていなかった。
【０００７】
本発明は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い高強度マグネシウム合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｍｎ合金において、従来よりもＺｎ含有量を多く添加することで、マグネシウム合金が硬くなるという新たな知見を得た。さらに、鋳放し材ではＺｎ含有量の増加に伴い引張強度が低下するが、Ｚｎ、ＳｉおよびＭｎの含有量が適切な範囲であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられることが新たにわかった。
【０００９】
すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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。
【００１０】
また、本発明の高強度マグネシウム合金は、製造方法として捉えることも可能である。すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金の製造方法は、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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を時効処理することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の高強度マグネシウム合金は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する引張強さを示すグラフである。
【図２】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する０．２％耐力を示すグラフである。
【図３】種々のマグネシウム合金のＺｎ含有量に対する硬さを示すグラフである。
【図４】Ｍｇ−６．１Ｚｎ−０．３Ｓｉ−０．５Ｍｎ合金のＥＰＭＡ（エレクトロンプローブマイクロアナライザ）反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図５】Ｍｇ−１４Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図６】Ｍｇ−３１Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図７】Ｍｇ−５１Ｚｎ−０．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図８】Ｍｇ−１７Ｚｎ−１．４Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図９】Ｍｇ−２１Ｚｎ−１．５Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【図１０】Ｍｇ−３５Ｚｎ−２．０Ｓｉ−０．２Ｍｎ合金のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す図面代用写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
発明の実施形態を挙げて本発明をより詳しく説明する。
【００１４】
本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、Ｚｎと、Ｓｉと、Ｍｎ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。
【００１５】
Ｚｎは、α−マグネシウム結晶粒（α相）に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。また、Ｚｎ含有量が通常よりも多い本発明のマグネシウム合金では、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇＺｎ２のようなＺｎ系晶出物が三次元網目状に晶出する。そのため、Ｚｎ含有量が多いほど、マグネシウム合金は硬くなる。しかし、Ｚｎの含有量が多いほど、熱処理前のマグネシウム合金の引張強さは低下する傾向にある。Ｚｎ含有量が１６％以上であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられる。好ましいＺｎ含有量は、１７％以上、１８％以上さらに好ましくは２０％以上であり、Ｚｎ含有量が少なく硬さが低いマグネシウム合金と同程度の引張強さおよび耐力が得られる。しかし、Ｚｎが過多であると、粗大なＭｇＺｎ２が結晶粒界に晶出して網目構造が分断されて、延性が大きく低下する。そのため、Ｚｎ含有量は３４％以下とする。好ましくは、３２％以下、３１％以下、さらに好ましくは３０％以下である。
【００１６】
Ｓｉは、Ｚｎ含有量が少ないマグネシウム合金において、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇ２Ｓｉとして晶出して機械的強度を向上させる。本発明のマグネシウム合金では、Ｓｉとともに多量のＺｎが存在するため、ＳｉはＺｎ系晶出物とともに引張強さおよび硬さの向上に寄与する。Ｓｉ含有量は０．３％以上とする。しかし、Ｓｉが過多であると、Ｍｇ２Ｓｉが粗大な初晶として晶出して機械的強度を低下させる。また、Ｓｉ量の増加とともに液相温度が上昇し、鋳造の際の湯流れが悪くなる。そのため、Ｓｉ含有量は２％以下とする。好ましくは、１．８％以下さらに好ましくは１．６％以下である。
【００１７】
Ｍｎは、Ｚｎと同様にα相に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が従来よりも多い本発明のマグネシウム合金は、Ｍｎの存在により、時効処理による強度の向上効果が大きくなると推測される。しかし、Ｍｎが過多であると、粒界に粗大な塊状の化合物が晶出して延性が低下する。そのため、望ましいＭｎ含有量は０．１％以上０．５％以下である。
【００１８】
本発明のマグネシウム合金に含まれる不可避不純物としては、たとえば、Ａｌ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｌ、Ｃａ、Ｋ、Ｂｅ等が挙げられる。これらの各不可避不純物は、０．０２％以下さらには０．０１％以下とするのが好ましい。
【００１９】
また、本発明のマグネシウム合金は、金属組織、耐酸化性、耐腐食性、電気的特性等、種々の特性を改善するための改質元素を添加してもよい。つまり、本発明のマグネシウム合金に対して、公知の改質元素の添加を妨げるものではない。改質元素としては、たとえば、Ｓｒ、Ｙ、Ｚｒ等が挙げられる。これら各元素の含有量は、マグネシウム合金に要求される特性によって適宜調整される。コストや基本組成への影響等の観点から、改質元素は含有総量で１％以下、０．８％以下さらには０．６％以下程度が好ましい。
【００２０】
本発明のマグネシウム合金は、高強度で硬質である。具体的に規定するのであれば、本発明のマグネシウム合金の引張強さは、１８０ＭＰａ以上、１９０ＭＰａ以上さらには２００ＭＰａ以上であるとよい。本発明のマグネシウム合金の硬さは、ビッカース硬さで７０以上、７５以上、８０以上、８５以上さらには１００以上であるとよい。なお、引張強さの測定には、ＪＩＳに規定の引張試験を行うとよい。
【００２１】
マグネシウム合金は、上述した組成を有するものであれば、溶製材でも焼結材でもよい。溶製または焼結中のマグネシウム合金の酸化を防止するために、酸化防止雰囲気さらには真空雰囲気で鋳造または焼結されてもよい。また、マグネシウム合金を鋳造する場合、その冷却速度に特に限定はなく、たとえば、大気中で徐冷するとよい。また、砂型、金型のいずれを使用して鋳造を行ってもよい。
【００２２】
マグネシウム合金に施す熱処理は、時効処理である。Ｚｎ、ＳｉおよびＭｎを含みＺｎ含有量が比較的多い本発明のマグネシウム合金では、少なくとも時効処理を行うことで、微細な析出物が効果的に生成されて引張強さが向上すると推測される。鋳造などにより得られた上記の範囲に含まれる組成をもつマグネシウム合金に対し、１５０℃以上３００℃以下さらには１８０℃以上２５０℃以下で時効処理を行うのが好ましい。なお、処理時間は、適切な時間を選定すればよく限定はないが、３０分以上８時間以下が好適である。なお、熱処理は、時効処理のみ（いわゆるＴ５処理）を行ってもよいが、時効処理の前に溶体化処理を行ってから時効処理（いわゆるＴ６処理）を行ってもよい。溶体化処理は、概ね３００℃以上４００℃以下で行うのが好ましい。
【００２３】
本発明のマグネシウム合金は、高強度で、硬質であることから耐摩耗性に優れる。そのため、自動車エンジン用シリンダブロック、ベッドプレート、オイルパン、コンプレッサ用ハウジング、シリンダ等に使用されるのが好適である。
【００２４】
以上、本発明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。
【実施例】
【００２５】
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
【００２６】
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、それらの特性の評価および金属組織の観察を行った。
【００２７】
〔試験片＃０１〜＃０５および＃１１〜＃２１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Ｓｉおよび純Ｍｎ、必要に応じて純Ｚｎを投入して７５０℃で溶解した。この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、７００℃でしばらく沈静保持した。こうして得た各種の合金溶湯を所定の形状の鉄製鋳型に流し込み、大気中で空冷して凝固させて、各試験片（マグネシウム合金鋳物）を鋳造した。なお、得られた試験片は、２０ｍｍ×３０ｍｍ×２００ｍｍであった。
【００２８】
各試験片の化学組成を表１に示した。表１の「分析組成」は、蛍光Ｘ線（ＸＲＦ）分析による元素分析により測定した。また、市販のＡＺ９１Ｄから同様の試験片（＃００）を作製した。
【００２９】
表１に示した各試験片に、大気中、２００℃で１〜８時間の時効処理（Ｔ５処理）を施した。時効処理後の各試験片（熱処理材）に対して、以下の手順で、引張り試験およびビッカース硬さ測定を行った。また、参考例として、熱処理前の鋳放し材について、引張試験およびビッカース硬さ測定に加え、熱伝導率の測定および応力緩和試験を行った。
【００３０】
〔引張り試験〕
表１に示した各試験片（鋳放し材および熱処理材）のそれぞれから、ＪＩＳＺ２２０１の１４号引張試験片を作製し、室温においてＪＩＳＺ２２４１の引張試験を行い、引張強さ、伸び、０．２％耐力およびヤング率を求めた。結果を表１に示した。また、Ｚｎ含有量に対する引張強さを図１に、０．２％耐力を図２に、それぞれ示した。
【００３１】
〔ビッカース硬さ測定〕
表１に示した各試験片（鋳放し材および熱処理材）について、室温においてビッカース硬さ測定を行った。ビッカース硬さ測定は、試験片中央部の断面に対して、ビッカース硬さ計を用いて測定荷重１０ｋｇｆで行った。測定結果を表１および図３に示した。
【００３２】
〔熱伝導率の測定〕
上記の手順で作製した各試験片（鋳放し材）について、レーザフラッシュ法により熱伝導率を求めた。試験結果を表１に示した。
【００３３】
〔応力緩和試験〕
表１に示した各試験片（鋳放し材）について、応力緩和試験を行い、マグネシウム合金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した。具体的には、１５０℃の大気雰囲気中において、試験片に１００ＭＰａ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４０時間後の圧縮応力の値を、初期の値に対する割合（応力保持率）として表１に示した。
【００３４】
【表１】
なお、図１〜図３のグラフに示したＡＺ９１Ｄの引張強さ等は、比較のための参考値であって、Ｚｎ量に依存する値ではない。
【００３５】
〔金属組織の観察〕
表１に示した試験片のうち、熱処理前の＃０１〜＃０４および熱処理後の＃１９〜＃２１の金属組織を観察した。各試験片から切り出された断面からＥＰＭＡ（エレクトロンプローブマイクロアナライザ）の反射電子像（組成像）を得た。観察結果を図４〜図１０に示した。また、同じ表面を、ＥＰＭＡにより面分析した（図示せず）。なお、組織観察結果もＥＰＭＡによる面分析の結果も、同じ試験片であれば、熱処理前後で大きな差は生じないことを確認した。
【００３６】
〔鋳放し材の測定結果について〕
ビッカース硬さは、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった（図３）。また、引張強さは、Ｚｎ含有量が０〜４％の範囲では、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい上昇したが、４〜１０％ではＺｎ含有量の増加とともに低下し、１０％を越えるとさらに低下した（図１）。０．２％耐力については、Ｚｎ含有量が多い方が高い値を示す傾向にあった（図２）。
【００３７】
また、Ｚｎ含有量が３０％以下であれば、ＡＺ９１Ｄと同等あるいはそれ以上の熱伝導率および耐クリープ性を有することがわかった。したがって、熱処理材についても、鋳放し材と同様な特性が期待される。
【００３８】
図４および図５は、それぞれ、ビッカース硬さが不十分である＃０１および＃０２のＥＰＭＡ反射電子像（組成像）を示す。ＥＰＭＡによる分析より、α−Ｍｇ結晶粒の粒界にＭｇＺｎ２およびＭｇ２Ｓｉが晶出していることがわかった。しかし、これらの晶出物は、網目状ではなく分断されて粒界に存在していることがわかった。一方、＃１９、＃２０および＃０３では、α−Ｍｇ結晶粒の粒界に三次元網目状に生成された晶出物が観察された（図６、図８および図９）。ＥＰＭＡによる分析より、粒界に晶出している化合物は、ほとんどがＭｇＺｎ２であることがわかった。さらにＺｎ含有量が多い＃２１では、合金中の粒界晶出物が占める割合が多くなった。Ｚｎ含有量が５０％の＃０４では、結晶粒界に粗大なＭｇＺｎ２が見られた（図７）。
【００３９】
〔熱処理材の測定結果について〕
いずれの試験片も、熱処理によりビッカース硬さは向上した。また、熱処理後においても、ビッカース硬さは、Ｚｎ含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった（図３）。Ｚｎを１６％以上含む試験片のビッカース硬さはＨｖ１００以上であった。Ｚｎ含有量が３５％以上である＃２１および＃０４は、非常に硬質であったが、伸びがほとんど０の脆い材料であった。
【００４０】
引張強さは、図１より、Ｚｎ含有量が５％以上であれば、時効処理により引張強さが向上することがわかった。さらに、Ｚｎ含有量が１６％以上であると、熱処理後の試験片では、熱処理前の試験片の引張強さに対して約５０％以上の引張強さの向上（熱処理前後で約６５ＭＰａ以上の差）が見られた。しかし、Ｚｎ含有量が３４％を越えると、Ｚｎ含有量の増加に伴う引張強さの低下が顕著に表れた。
【００４１】
０．２％耐力についても、引張強さと同様の傾向であった。特に、熱処理により引張強さが大きく向上した＃１３は、熱処理後の０．２％耐力が低下した。その値は、鋳放しのＡＺ９１Ｄと同等であった。つまり、熱処理後に十分な機械的特性を満足するには、Ｚｎ含有量を１６〜３４％さらには１７〜３１％とするとよいことがわかった。この場合の特に好ましいＳｉ含有量は、０．４〜１．５％であった。また、延性を考慮すると、Ｚｎ含有量は、１６〜２０％さらには１６〜１８％であるのが好ましい。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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高強度マグネシウム合金。
【請求項２】
Ｚｎを３２％以下含む請求項１記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項３】
Ｚｎを１７％以上含む請求項１または２に記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項４】
引張強さが１８０ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項５】
ビッカース硬さがＨｖ７０以上である請求項１〜４のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項６】
全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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を時効処理することを特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。
【請求項７】
前記時効処理は、１５０℃以上３００℃以下で行う請求項６記載の高強度マグネシウム合金の製造方法。
【請求項１】
時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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高強度マグネシウム合金。
【請求項２】
Ｚｎを３２％以下含む請求項１記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項３】
Ｚｎを１７％以上含む請求項１または２に記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項４】
引張強さが１８０ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項５】
ビッカース硬さがＨｖ７０以上である請求項１〜４のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。
【請求項６】
全体を１００質量％としたときに（以下単に「％」という。）、
１６％以上３４％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、
０．３％以上２％以下の珪素（Ｓｉ）と、
０．１％以上０．５％以下のマンガン（Ｍｎ）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を時効処理することを特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。
【請求項７】
前記時効処理は、１５０℃以上３００℃以下で行う請求項６記載の高強度マグネシウム合金の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【公開番号】特開２０１２−１９７４９１（Ｐ２０１２−１９７４９１Ａ）
【公開日】平成２４年１０月１８日（２０１２．１０．１８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−６２７８７（Ｐ２０１１−６２７８７）
【出願日】平成２３年３月２２日（２０１１．３．２２）
【出願人】（０００００３２１８）株式会社豊田自動織機 (4,162)
【公開日】平成２４年１０月１８日（２０１２．１０．１８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月２２日（２０１１．３．２２）
【出願人】（０００００３２１８）株式会社豊田自動織機 (4,162)
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