JPH0533096A

JPH0533096A - 耐熱マグネシウム合金

Info

Publication number: JPH0533096A
Application number: JP3210305A
Authority: JP
Inventors: Hidenori Iba; 英紀射場
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1991-07-26
Filing date: 1991-07-26
Publication date: 1993-02-09

Abstract

(57)【要約】【構成】重量比でＡｌ；１．０〜６．０％、Ｚｎ；
１．０〜６．０％、Ｃｅを主成分とするミッシュメタル
（以下Ｒ．Ｅ．と称する。）；０．２〜３．０％を含有
し、残部がＭｇおよび不純物元素からなる。【効果】ＡｌおよびＺｎの添加により、鋳造性特にダ
イカスト性が改善されると共に、従来材の晶出物に比較
して脆性が改善されたＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結
晶粒内に均一に分散し、室温強度を改善することができ
た。また、Ｒ．Ｅ．を添加することにより、従来材の晶
出物に比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−
Ｒ．Ｅ．系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温
強度が向上した。そのため、本発明の耐熱マグネシウム
合金は、鋳造性にすぐれダイカストが可能であると共
に、室温での引張強さが高く、高温特性およびクリープ
特性が優れた耐熱マグネシウム合金である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は耐熱マグネシウム合金に
関する。

【０００２】

【従来の技術】マグネシウムの比重は１．７４で、工業
用金属材料中最も軽量である上、機械的性質もアルミニ
ウム合金に比較して見劣りしないので、主として航空機
あるいは自動車材料、特に軽量化や低燃費化に対応する
材料として注目されてきた。

【０００３】従来のマグネシウム合金のうちＭｇ−Ａｌ
系合金（ＡＳＴＭ規格−ＡＭ６０Ｂ、ＡＭ５０Ａ、ＡＭ
２０Ａ等）は、２〜１２％のＡｌを含み、これに少量の
Ｍｎが添加されたもので、Ｍｇ側はα−Ｍｇ固溶体とβ
−Ｍｇ₁₇Ａｌ₁₂化合物の共晶系で、熱処理によってＭｇ
₁₇Ａｌ₁₂の中間相の析出による時効硬化が生ずる。ま
た、溶体化によって強さと靱性が向上する。

【０００４】また、Ａｌを５〜１０％、Ｚｎを１〜３％
含有するＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系（ＡＳＴＭ規格−ＡＺ９１
Ｄ等）では、Ｍｇ側に広いα−固溶体領域があり、Ｍｇ
−Ａｌ−Ｚｎ系化合物が晶出する。鋳造のままでも強靱
で耐食性に優れているが、時効熱処理によって機械的性
質が改善され、また焼入れ焼戻しにより粒界に化合物相
がパーライト状に析出する。

【０００５】Ｍｇ−Ｚｎ系合金においては、Ｍｇに２％
のＺｎを添加した場合に、鋳造のままで最高の強度と伸
びがえられるが、鋳造性を良くし健全な鋳物を得るため
に、さらに多量にＺｎが添加される。Ｍｇ−６％Ｚｎ合
金は鋳造のままでは引張強さが１７ｋｇ／ｍｍ²台であ
り、Ｔ６処理により改善されるがＭｇ−Ａｌ系に比べる
とかなり劣っている。Ｍｇ−Ｚｎ系としては、例えばＺ
ＣＭ６３０Ａ（Ｍｇ−６％Ｚｎ−３％Ｃｕ−０．２Ｍ
ｎ）がある。

【０００６】一方、耐熱性が優れ高温における使用に適
するマグネシウム合金が探究され、希土類元素を添加し
た合金が、常温における機械的性質はアルミニウム合金
に多少劣るが、２５０〜３００℃までの高温においてア
ルミニウム合金に比肩する性質が得られることが見出さ
れている。例えば、Ｒ．Ｅ．を含む実用合金として、Ｚ
ｎを含まないＥＫ３０Ａ合金（２．５〜４％Ｒ．Ｅ．−
０．２％Ｚｒ）、Ｚｎを含むものとしてＺＥ４１Ａ合金
（１％Ｒ．Ｅ，−２．０％Ｚｎ−０．６％Ｚｒ）などが
実用化されている。さらに、希土類元素を含む耐熱マグ
ネシウム合金としては、Ａｇを含有するＱＥ２２Ａ（２
％Ａｇ−２％Ｎｄ−０．６％Ｚｒ）、Ｙを含有するもの
としてＷＥ５４Ａ（５％Ｙ−４％Ｎｄ−０．６％Ｎｄ）
がある。

【０００７】Ｍｇ−Ｒ．Ｅ．−ＺｒおよびＭｇ−Ｒ．
Ｅ．−Ｚｎ−Ｚｒ系合金が耐熱合金として２５０℃まで
の温度範囲で使用されるが、さらに高温クリープ限が高
く、疲労強度の大きいマグネシウム合金が望まれ、Ｍｇ
−Ｔｈ系合金が高温クリープ性が優秀で３５０℃近辺ま
で使用に耐えることが見出された。例えば、Ｍｇ−Ｔｈ
−Ｚｒ系、Ｍｇ−Ｔｈ−Ｚｎ−Ｚｒ系の合金は、鋳鍛両
用に使用され、鋳造のまま、押出後Ｔ６処理を行ったも
のは、いずれもクリープ強度が優秀である。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】前記マグネシウム合金
のうち、Ｍｇ−Ａｌ系あるいはＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の合
金は、コストも安く、ダイカストが可能であるので、せ
いぜい６０℃以下の低温度で使用される部材に採用され
つつあるが、Ｍｇ−Ａｌ化合物は融点が低く、高温で不
安定であるため、高温での強度低下、耐クリープ性の低
下が大きい。

【０００９】例えば、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の合金である
ＡＺ９１Ｃについて、室温〜２５０℃の間の引張強さを
測定した結果を図１に示すが、温度の上昇と共に引張強
さが低下し、１００℃において２５ｋｇ／ｍｍ²を割
り、２５０℃においては僅かに１０ｋｇ／ｍｍ²までに
低下する。また、１５０℃炉内、荷重６．５ｋｇ／ｍｍ
²におけるクリープ変形量は、図２に示すように鋳造の
ままで１００時間で約１．０％、Ｔ６処理したものでも
０．６％に達する。

【００１０】また、ボルトゆるみ試験における軸力保持
率は、図４に示すように、１５０℃炉内放置、面圧６．
５ｋｇ／ｍｍ²、１００時間において、アルミニウム合
金が９８％、希土類元素添加の耐熱合金（ＥＱ２１Ａ）
が８０％であるのに対して、ＡＺ９１Ｃは４０％に低下
している。なお、軸力保持率とは、円筒状のテストピー
スをボルトナットで締め付け、１５０℃の炉内に放置し
た後、ボルトの伸びを測定し、軸力を直接測定するもの
で、材料のクリープの簡易的な尺度である。

【００１１】Ｍｇ−Ｚｎ系合金も、同様にコストが安く
ダイカストが可能であるが、耐食性に劣り、常温での強
度がＭｇ−Ａｌ系に劣ることは前述の通りであり、この
ことは図１の常温での強度からも明らかである。高温で
の強度は図１に示したように１５０℃で前記ＡＺ９１Ｃ
と同じになり、２５０℃では前記ＡＺ９１Ｃより僅かに
上回る程度である。一方、１５０℃炉内、荷重６．５ｋ
ｇ／ｍｍ²におけるクリープ変形量は、図２に示すよう
にＡＺ９１Ｃよりやや優るが、１００時間で約０．４％
程度であって、耐熱性に劣ることが明らかである。

【００１２】希土類元素を添加した合金が、２５０〜３
００℃までの高温においてアルミニウム合金に比肩する
性質が得られるが、希土類元素の添加により、常温にお
ける強度が低下することは、前記した通りである。この
ことは図１に示したようにＺＥ４１Ａ合金の室温強度が
２０ｋｇ／ｍｍ²程度であることからも明らかである。

【００１３】そのため、前記のＥＱ２１Ａ合金またはＷ
Ｅ５４Ａ合金においては、高温における強度と並んで室
温における強度を向上するために、ＡｇあるいはＹを添
加しているが、これら添加元素は高価であり、鋳造性を
低下させる。

【００１４】また、希土類元素を添加したマグネシウム
合金では、ミクロ・シュリンケージを生じ不良の原因と
なるので、このミクロ・シュリンケージを共晶組織で満
たし、完全な鋳塊とするため、Ｍｇ−Ｒ．Ｅ．合金には
必ずＺｒが添加される。しかし、Ｚｒの添加はダイカス
ト鋳造において鋳造割れの原因となるので、これら合金
はダイカスト鋳造には不向きである。

【００１５】一方、Ｍｇ−Ｔｈ系合金が高温クリープ性
が優秀で３５０℃近辺まで使用に耐えることは、前記の
通りであるが、Ｔｈは放射性元素であり、国内で使用す
ることはできない。

【００１６】このように、従来のマグネシウム合金で
は、高温特性およびクリープ特性に優れ、ダイカスト可
能であって、かつコストのあまり高くない合金は見当た
らないのである。本発明の目的は、１５０℃までの温度
にさらされるエンジン部品あるいはドライブトレーン部
品としても使用可能な程度に高温特性およびクリープ特
性が優れ、ダイカスト鋳造によって量産が可能であっ
て、かつ熱処理を必要とせず低コストの耐熱マグネシウ
ム合金を提供することである。

【００１７】

【課題を解決するための手段】発明者は前記の問題点を
解決するため、従来の重力鋳造マグネシウム合金の試験
データをもとに各元素の添加効果について検討し、いか
なる元素を含む合金系を採用すべきかについて、鋭意研
究を重ねた。その結果、Ａｇは室温強度および耐クリー
プ性については効果的であるが耐食性およびコストの点
で悪影響があり、Ｙは室温強度および耐クリープ性につ
いては効果的であるがダイカスト性およびコストの点で
悪影響があり、Ｃｕは耐食性の点で悪影響があり、Ｚｒ
は室温強度および耐クリープ性については効果的である
がダイカスト性およびコストの点で悪影響があり、これ
ら元素は添加しない方が良いことが判明した。

【００１８】さらに、残された３つの元素Ａｌ、Ｒ．
Ｅ．およびＺｎについて検討を重ねたところ、Ａｌは耐
クリープ性に悪影響はあるものの、室温強度とダイカス
ト性を確保するために必要であり、Ｒ．Ｅ．は室温強度
を低下しダイカスト性およびコストの点で悪影響はある
が、高温特性および耐クリープ性を向上させるための基
本的な元素であり、Ｚｎは耐クリープ性およびダイカス
ト性に多少の難点はあるものの、室温強度を保持し低コ
スト化を図る上で必要であることを突き止めた。その結
果、前記問題点を解決するためには、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ
−Ｒ．Ｅ．系が効果的であるとの結論に達した。

【００１９】また、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系合金
の鋳造組織について調べたところ、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系
の網目状晶出物が結晶粒内に均一に分散しており、これ
が室温強度を向上し、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系の
板状晶出物が結晶粒界に存在し、これが高温強度を向上
させていることを新たに知見した。なお、図８はＭｇ−
Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系のマグネシウム合金の金属組織
を表す顕微鏡写真であり、図９は図８の部分拡大模写図
である。図８および図９よりＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の網目
状晶出物が結晶粒内に均一に分散しており、Ｍｇ−Ａｌ
−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系の板状晶出物が結晶粒界に存在して
いる様子が良くわかる。

【００２０】そこで、このＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
系について、軸力保持率が最高になる最適成分を探索す
ることにし、これら３元素の最高添加可能量から各元素
の添加水準を決定し、各元素の濃度を要因とした組み合
わせにより作製したテストピースから軸力保持率を測定
し、このデータを直交表に割り付け、軸力保持率を分散
分析し、各元素の効果を推定した。その結果、Ｒ．Ｅ．
２％、Ａｌ４％、Ｚｎ２％が最適成分であることが判明
した。

【００２１】次いで、前記の最適成分の結果を基にし
て、これら３元素の組成範囲を決定することにした。そ
こで、３元素のうち２元素を最適組成に固定し、残りの
２元素の量を変化させて、室温における強度と１５０℃
における強度を測定した。得られた結果は図５にＡｌの
含有量を変化させたもの、図６にＺｎ含有量を変化させ
たもの、図７にＲ．Ｅ．含有量を変化させたものをそれ
ぞれ示した。図５〜図７より、目標性能を室温で引張強
さ２４０ＭＰａ、１５０℃で引張強さ２００ＭＰａと設
定し、これに適合する範囲を組成範囲とした結果、Ａ
ｌ；１．０〜６．０％、Ｚｎ；１．０〜６．０％、Ｒ．
Ｅ．；０．２〜３．０％が得られて本発明を完成するこ
とができた。

【００２２】本発明の耐熱マグネシウム合金は、重量比
でＡｌ；１．０〜６．０％、Ｚｎ；１．０〜６．０％、
Ｃｅを主成分とするミッシュメタル（以下Ｒ．Ｅ．と称
する。）；０．２〜３．０％を含有し、残部がＭｇおよ
び不純物元素からなり、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が
結晶粒内に均一に分散し、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．
系晶出物が結晶粒界に存在した金属組織を有することを
要旨とする。

【００２３】

【作用】本発明の耐熱マグネシウム合金は、Ａｌ；１．
０〜６．０％、Ｚｎ；１．０〜６．０％を含有させたの
で、鋳造性特にダイカスト性が改善されると共に、希土
類元素を添加したマグネシウム合金において、従来材の
晶出物に比較して脆性が改善されたＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系
の晶出物が結晶粒内に均一に分散し、室温強度を改善す
ることができる。

【００２４】さらに、ＡｌとＺｎに併せてＲ．Ｅ．を
０．２〜３．０％添加することにより、従来材の晶出物
に比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。そのため、本発明の耐熱マグネシウム合金
は、鋳造性にすぐれダイカストが可能であると共に、室
温での引張強さが高く、高温特性およびクリープ特性が
優れた耐熱マグネシウム合金である。

【００２５】次に、本発明の耐熱マグネシウム合金の成
分範囲を限定した理由について説明する。Ａｌ；１．０〜６．０％Ａｌを添加するとマグネシウム合金の室温強度を向上す
ると共に鋳造性を向上させる。前記効果を得るために
は、少なくとも１．０％以上を含有させる必要がある。
しかし、多量に含有させると高温特性が低下するので、
上限を６．０％とした。

【００２６】Ｚｎ；１．０〜６．０％Ｚｎはマグネシウム合金の室温強度を向上すると共に鋳
造性を向上させる。前記効果を得るためには、少なくと
も１．０％以上を含有させる必要がある。しかし、多量
に含有させると高温特性が低下し、鋳造割れを起こし易
くなるので、上限を６．０％とした。

【００２７】Ｒ．Ｅ．；０．２〜３．０％Ｒ．Ｅ．はマグネシウム合金の高温強度と耐クリープ性
を向上させる元素である。前記効果を得るためには少な
くとも０．２％以上含有させる必要がある。しかし、多
量に含有されると鋳造性を低下させ、コストアップとな
るので、上限を３．０％とした。

【００２８】

【実施例】本発明の実施例を従来例と比較し説明し、本
発明の効果を明らかにする。（実施例１）本発明の実施例として本発明合金の組成範
囲内にあるＡｌ４．２％、Ｚｎ３．９％、Ｒ．Ｅ．１．
９％を含むマグネシウム合金を溶製し、鋳造温度６９０
℃、金型温度８０〜１２０℃、鋳造圧力３００ｋｇｆ／
ｃｍ²で、ホットチャンバー機を用いて、テストピース
をダイカスト鋳造した。

【００２９】得られたテストピースについて、高温引張
試験と引張クリープ試験を行った。なお、高温引張試験
は室温から２５０℃までの各温度における引張強さを測
定したものであり、引張クリープ試験は、１５０℃炉
内、荷重６．５ｋｇ／ｍｍ²における１００時間までの
クリープ変形量を測定したものである。得られた結果
は、従来合金について測定した結果と共に、図１および
図２に示した。

【００３０】図１は本発明合金と従来合金の高温引張試
験の結果を示す線図であるが、図１から明らかなよう
に、本発明合金は室温における強度はＺＣＭ６３０Ａよ
り高く、２７ｋｇ／ｍｍ²であって、室温において充分
な強度を示す。本発明合金は、温度の上昇と共に緩やか
に強度が低下するので、室温において強度の高かったＷ
Ｅ５４Ａ、ＱＥ２２Ａ、ＡＺ９１Ｃと１００℃前後にお
いてほぼ同じ強度となる。１００〜１５０℃の間も同様
に緩やかに強度が低下するので、従来合金であるＷＥ５
４Ａ、ＱＥ２２Ａ、ＡＺ９１Ｃよりもはるかに高い強度
を示し、１５０℃での引張強度は約２４ｋｇ／ｍｍ²で
あって、本発明の目的とする効果が得られていることが
確認された。

【００３１】図２は本発明合金と従来合金の引張クリー
プ試験の結果を示す線図であるが、本発明合金は従来合
金であるＺＣＭ６３０ＡおよびＺＥ４１Ａに比べてクリ
ープ変形量が少なく、１００時間で０．２％程度であっ
て、この結果本発明合金を用いれば７０〜８０％のボル
ト軸力保持率の得られることが推定され、本発明の効果
が確認できた。

【００３２】次に、本発明合金と従来合金とのダイカス
ト性を比較するため、同一の鋳造条件でテストピースを
ダイカストし、発生した鋳造割れの割合を測定した。得
られた結果は図３にまとめて示した。

【００３３】図３から明らかなように、Ｚｒを含有した
従来合金であるＥＱ２１ＡあるいはＺＥ４１Ａが鋳造割
れ発生率が４０〜８０％であるのに対して、本発明合金
は４〜１０％であって、Ｚｒを含有しないＡＺ９１Ｄの
２〜５％よりやや劣るものの、ダイカスト性に優れた耐
熱マグネシウム合金であることが判明した。

【００３４】（実施例２）表１および表２に示す化学成
分のＡｌ、ＺｎおよびＲ．Ｅ．％を含むマグネシウム合
金を溶製し、鋳造温度６９０℃、金型温度８０〜１２０
℃、鋳造圧力３００ｋｇｆ／ｃｍ²で、ホットチャンバ
ー機を用いて、テストピースをダイカスト鋳造した。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】なお、表１および表２において、番号１〜
５はＺｎ含有量を４％、Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定
し、Ａｌ含有量を変えたものであって、番号１〜３はＡ
ｌ含有量が本発明の組成範囲内にある発明例、番号４は
Ａｌを含有しない比較例、番号５はＡｌを本発明の組成
範囲以上に含有する比較例である。

【００３８】番号６〜１０はＡｌ含有量を４％、Ｒ．
Ｅ．含有量を２％に固定し、Ｚｎ含有量を変えたもので
あって、番号６〜８はＺｎ含有量が本発明の組成範囲内
にある発明例、番号９はＺｎを含有しない比較例、番号
１０はＺｎを本発明の組成範囲以上に含有する比較例で
ある。

【００３９】番号１１〜１４はＡｌ含有量を４％、Ｚｎ
含有量を４％に固定し、Ｒ．Ｅ．含有量を変えたもので
あって、番号１１〜１２はＲ．Ｅ．含有量が本発明の組
成範囲内にある発明例、番号１３はＲ．Ｅ．を含有しな
い比較例、番号１４はＲ．Ｅ．を本発明の組成範囲以上
に含有する比較例である。

【００４０】得られたテストピースについて、室温およ
び１５０℃における引張強さを測定し、結果はＡｌの含
有量を変化させた番号１〜５については図５に、Ｚｎ含
有量を変化させた番号６〜１０については図６に、Ｒ．
Ｅ．含有量を変化させた番号１１〜１４については図７
にそれぞれ示した。

【００４１】図５に示したように、Ｚｎ含有量を４％、
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＡｌ含有量の増加と共に増大し、Ａｌ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ａｌ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ａｌ
含有量４％で最大となり、さらにＡｌ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ａｌ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ａｌ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２４０ＭＰａ以上となる
ことが確認された。

【００４２】図６に示したように、Ａｌ含有量を４％、
Ｒ．Ｅ．含有量を２％に固定した場合に、室温における
引張強さはＺｎ含有量の増加と共に増大し、Ｚｎ１％で
２４０ＭＰａを越える。また、１５０℃における引張強
さは、Ｚｎ含有量１．０％で２００ＭＰａを越え、Ｚｎ
含有量４％で最大となり、さらにＺｎ含有量の増大と共
に引張強さが低下し、Ｚｎ含有量６％を越えると２００
ＭＰａ以下となる。その結果、Ｚｎ含有量１．０〜６．
０％において、室温における引張強さが２４０ＭＰａ以
上、１５０℃おける引張強さが２４０ＭＰａ以上となる
ことが確認された。

【００４３】図７に示したように、Ａｌ含有量を４％、
Ｚｎ含有量を４％に固定した場合に、室温における引張
強さはＲ．Ｅ．含有量の増加と共に低下し、Ｒ．Ｅ．含
有量３％を越えると２４０ＭＰａ以下となる。また、１
５０℃における引張強さは、Ｒ．Ｅ．含有量０．８％ま
では急激に高くなるが、さらにＲ．Ｅ．含有量の増大と
共に引張強さが漸減し、Ｒ．Ｅ．含有量３％を越えると
２００ＭＰａ以下となる。その結果、Ｒ．Ｅ．含有量
０．３〜３．０％において、室温における引張強さが２
４０ＭＰａ以上、１５０℃おける引張強さが２４０ＭＰ
ａ以上となることが確認された。

【００４４】（実施例３）実施例２で本発明例とした溶
製した番号１の合金を、鋳造温度６９０℃、金型温度８
０〜１２０℃、鋳造圧力３００ｋｇｆ／ｃｍ²で、ホッ
トチャンバー機を用いてダイカスト鋳造し、円筒状のテ
ストピース得た。この円筒状テストピースをボルトナッ
トで締め付け、１５０℃の炉内に１００時間保持し、ボ
ルトの伸びを測定することにより、軸力保持率を測定し
た。得られた軸力保持率は８０％であって、本発明合金
は優れた軸力保持率の得られることが判明した。

【００４５】

【発明の効果】本発明の耐熱マグネシウム合金は以上詳
述したように、重量比でＡｌ；１．０〜６．０％、Ｚ
ｎ；１．０〜６．０％、Ｃｅを主成分とするミッシュメ
タル（以下Ｒ．Ｅ．と称する。）；０．２〜３．０％を
含有し、残部がＭｇおよび不純物元素からなるものであ
って、ＡｌおよびＺｎの添加により、鋳造性特にダイカ
スト性が改善されると共に、従来材の晶出物に比較して
脆性が改善されたＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒
内に均一に分散し、室温強度を改善することができた。
また、Ｒ．Ｅ．を添加することにより、従来材の晶出物
に比べ融点が高く軟化しにくいＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．
Ｅ．系晶出物が結晶粒界に晶出せしめたので、高温強度
が向上した。そのため、本発明の耐熱マグネシウム合金
は、鋳造性にすぐれダイカストが可能であると共に、室
温での引張強さが高く、高温特性およびクリープ特性が
優れた耐熱マグネシウム合金である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金と従来合金の高温引張試験の結果を
示す線図である。

【図２】本発明合金と従来合金の引張クリープ試験の結
果を示す線図である。

【図３】本発明合金と従来合金のダイカスト鋳造割れの
試験結果を示す図である。

【図４】従来合金のボルト緩み試験結果を示す線図であ
る。

【図５】室温および１５０℃における引張強さとＡｌ含
有量の関係を示す線図である。

【図６】室温および１５０℃における引張強さとＺｎ含
有量の関係を示す線図である。

【図７】室温および１５０℃における引張強さとＲ．
Ｅ．含有量の関係を示す線図である。

【図８】本発明合金の金属組織を表す顕微鏡写真であ
る。

【図９】図８の金属組織を表す顕微鏡写真の部分拡大模
写図である。

Claims

【特許請求の範囲】【請求項１】重量比でＡｌ；１．０〜６．０％、Ｚ
ｎ；１．０〜６．０％、Ｃｅを主成分とするミッシュメ
タル（以下Ｒ．Ｅ．と称する。）；０．２〜３．０％を
含有し、残部がＭｇおよび不純物元素からなり、Ｍｇ−
Ａｌ−Ｚｎ系の晶出物が結晶粒内に均一に分散し、Ｍｇ
−Ａｌ−Ｚｎ−Ｒ．Ｅ．系晶出物が結晶粒界に存在した
金属組織を有することを特徴とする耐熱マグネシウム合
金。