JP4686690B2 - マグネシウム基複合粉末、マグネシウム基合金素材およびそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高剛性を有するＭｇ_２ Ｓｉを含むマグネシウム基複合粉末およびマグネシウム基合金素材ならびにそれらの製造方法に関するものである。

マグネシウム合金は、その低比重による軽量化効果を特徴とし、主に携帯電話や携帯音響機器の筐体において広く製品化・実用化されている。製品や部材の設計においては、素材の強度や硬さといった機械的特性の他に、剛性が重要な材料因子となる。

例えば、オートマチックトランスミッション（ＡＴ）用ハウジング（ケース）にマグネシウム合金を適用する際、現在用いられているアルミニウム合金（例えば、ＡＤＣ１２）と同等の引張強さやクリープ強度を有する場合であっても、既存のマグネシウム合金の剛性（ヤング率）はアルミニウム合金の約６０％前後であるため、同じ寸法・肉厚では荷重が付与された場合に撓み・変形が生じる。それゆえに、これまでマグネシウム合金の実用化においては、適用する製品・部材によっては厚肉化設計が必要となり、軽量化効果が得られないという問題があった。

マグネシウム合金をはじめ、金属材料の剛性向上には、その金属材料よりも高い剛性を有する化合物粒子を分散させる方法、いわゆる複合材料の利用が一般に有効である。例えば、マグネシウムシリサイド（Ｍｇ_２ Ｓｉ）はヤング率が１２０ＧＰａであり、一般のマグネシウム合金のヤング率（４３〜４４ＧＰａ）に比べて顕著に大きいことから、その粒子を合金中に分散した複合材料においては剛性向上が期待できる。

しかしながら、溶解・鋳造法によりＭｇ−Ｓｉ系合金を製造する場合、Ｓｉ含有量が重量基準で約１％付近に共晶点が存在するため、１重量％を遥かに超えるＳｉを添加した場合、Ｍｇとの反応によって生成するＭｇ_２ Ｓｉは粗大成長する。このような粗大なＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むマグネシウム合金では、その粒子での応力集中による強度・靭性の低下が生じることや、ＭｇとＳｉとの反応による発熱を伴うことで溶解過程での爆発などの危険性がある。また粗大なＭｇ_２ Ｓｉ粒子が存在することで金型内への鋳込み性能（鋳造性）が低下し、鋳造合金素材内部に多数の欠陥や空孔が存在するといった問題が生じる。それゆえに、ＡＳ２１合金（Ｍｇ−２％Ａｌ−１％Ｓｉ）やＡＳ４１合金（Ｍｇ−４％Ａｌ−１％Ｓｉ）などが溶解・鋳造法によって製造可能なＭｇ_２ Ｓｉ含有マグネシウム合金である。しかしながら、１重量％程度のＳｉを添加した場合、生成するＭｇ_２ Ｓｉ粒子の体積分率が全体の１％程度にも満たないため、マグネシウム合金の剛性を著しく向上させることは困難である。

他方、Ｓ．Ｋ．ＴＨＡＫＵＲら（出典：Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 35A, March 2004, p.1167-1176）は、Ｓｉ粉末を含む３種類の混合粉末を固化したプリフォームを事前に形成し、ここに溶解したマグネシウム合金を加圧しながら浸透させる溶浸（infiltration）法によってＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むマグネシウム合金を製造する方法を提案している。しかしながら、この方法では、溶解したＭｇ合金とＳｉとの反応によって合成するＭｇ_２ Ｓｉは、その反応過程で粒成長を伴い、結果として７０〜１００μｍ程度の粗大なＭｇ_２ Ｓｉ粒子としてマグネシウム合金中に存在する。その結果、上述したような種々の性能上の問題を生じる。
Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 35A, March 2004, p.1167-1176

本願発明者は、特願２００３−２６０２号（２００３年１月８日出願）において、粉末冶金法を用いて、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するマグネシウム基複合材料を製造する技術を開示した。ここでは、機械的結合法あるいはバインダを用いた接着法によって微細なＳｉ粉末またはＳｉＯ_２ 粉末をマグネシウム基合金粉末の表面に付着したマグネシウム複合粉末およびその製造方法を提案している。さらに、このような複合粉末に対して温間塑性加工を施し、その過程でＭｇと、ＳｉまたはＳｉＯ_２ との固相反応を利用してＭｇ_２ Ｓｉ粒子を生成し、最終的に内部にこのＭｇ_２ Ｓｉ粒子を均一に分散させたマグネシウム基複合材料を得ることを提案している。

特願２００３−２６０２号に開示された技術により得られるマグネシウム基複合材料は、高い引張強さを示すが、Ｍｇと、ＳｉまたはＳｉＯ_２ との反応に必要な高温加熱（例えば、４００〜５５０℃程度）が必要である。その際にマグネシウム結晶粒の粗大化を伴う。言い換えると、更なる高強度化を実現するには加熱温度の低温化が有効であるが、上記の固相反応の関係から、例えば、３００℃前後といった低温加熱化は困難である。

本発明の目的は、高温加熱を施さなくても、微細なＭｇ_２ Ｓｉ粒子を多量に含有する高剛性および高強度のマグネシウム合金を得ることである。

本願発明者は、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子を分散させているマグネシウム基複合材料を製造するには、Ｍｇ基粉末の表面および／または素地内部にＭｇ_２ Ｓｉ粒子が存在するマグネシウム基複合粉末を用いることが有効であることを見出した。特願２００３−２６０２号に開示されたようなＳｉ粒子を用いて、Ｍｇ粉体との固相反応によりＭｇ_２ Ｓｉ粒子を合成する方法ではなく、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子を用いることにより、以下の利点が得られることを見出した。

（１）上記のＳｉ−Ｍｇ反応を促進させるために要する、４００〜５５０℃付近までの高温加熱が不要となり、その結果、素地のＭｇ結晶粒の粗大・成長を抑えることでＭｇ基合金の強度低下を抑制できる。

（２）Ｓｉ−Ｍｇ反応過程における発熱現象を回避することでＭｇ_２ Ｓｉ粒子およびＭｇ結晶粒の粗大化を抑制できる。

要するに、上述したようなＭｇとＳｉとの固相反応に必要な高温加熱を施さなくとも、２００〜４００℃程度での温間押出加工によってマグネシウム基合金の製造が可能となる。その結果、微細なＭｇ_２ Ｓｉ粒子を多量に含有する高剛性かつ高強度のマグネシウム基合金を得ることができる。

本発明に従ったマグネシウム基複合粉末は、マグネシウム基粉末と、マグネシウム基粉末の表面にバインダを介して付着しているマグネシウムシリサイド（Ｍｇ_２Ｓｉ）粒子とを備える。

上記のマグネシウム基複合粉末において、Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径は、５０μｍ以下、好ましくは２０μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下である。また、当該マグネシウム基複合粉末に対するＭｇ_２ Ｓｉの含有量は、好ましくは、体積基準で５〜６０％である。

本発明に従ったマグネシウム基合金素材は、上記のマグネシウム基複合粉末を圧粉成形して焼結したものであり、素地中にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を分散させている。

一つの実施形態では、本発明に従ったマグネシウム基複合粉末の製造方法は、次の工程を備える。
ａ） マグネシウム（Ｍｇ）基粉末およびマグネシウムシリサイド（Ｍｇ_２ Ｓｉ）粒子を準備する工程。
ｂ） Ｍｇ基粉末の表面にバインダを塗布する工程。
ｃ） バインダを塗布したＭｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子とを混合・攪拌して、Ｍｇ基粉末の表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を結合させる工程。

本発明に従ったマグネシウム基合金素材の製造方法は、上述したマグネシウム基複合粉末を圧粉成形する工程と、この圧粉成形体を２００〜４００℃の不活性ガス雰囲気または非酸化性ガス雰囲気で加熱する工程と、加熱後直ちに圧粉成形体を押出加工して緻密化する工程とを備える。

本発明の特徴および作用効果については、以下の項に記載する。

（１）マグネシウム基複合粉末
（Ａ）Ｍｇ_２ Ｓｉの含有量
マグネシウム基複合粉末全体を１００％とした場合、体積基準で５〜６０％のＭｇ_２ Ｓｉを含有する。また本複合粉末を固化して得られるマグネシウム基合金の機械加工性（切削性）の観点から、より好ましいＭｇ_２ Ｓｉの含有量は体積基準で２０〜４０％である。Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量が５％未満の場合、十分な剛性を有するマグネシウム合金が得られない。他方、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量が６０％を超える場合、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子を含むマグネシウム基複合粉末においてＭｇ_２ Ｓｉ粒子の偏析・凝集が生じ、このような粉末を固化して得られるマグネシウム基合金において強度や靭性の低下が生じる。アルミニウム合金と同等レベルの剛性を有し、しかも優れた強度と被削性を確保するためのより好ましいＭｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量は体積基準で２０〜４０％である。

（Ｂ）Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径
マグネシウム基複合粉末に含まれるＭｇ_２ Ｓｉの最大粒子径は５０μｍ以下、好ましくは２０μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下である。Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径が５０μｍを超えると、得られるマグネシウム基合金の機械的特性や被削性が低下するといった問題が生じる。その値が２０μｍ以下の場合、４０体積％を超えるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含む場合であっても良好な被削性が維持できる。さらにＭｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径が５μｍ以下の場合には、マグネシウム基合金の被削性が向上すると同時に、微細なＭｇ_２ Ｓｉ粒子の分散によって本合金の引張強さが向上する。

（Ｃ）剛性（ヤング率）
マグネシウム基合金のヤング率は４８〜９０ＧＰａである。ヤング率が４８ＧＰａ未満であれば、既存のマグネシウム合金のヤング率に対する増加率が１０％以下となり、自動車用カバー・ケース関連部品やパソコン・携帯機器などの筐体部品などに適用することは困難である。他方、前記の通り、ヤング率が９０ＧＰａを超える場合には、Ｍｇ_２ Ｓｉの含有量が体積基準で６０％を超えることとなるために合金素材の靭性や被削性が低下する。

（２）マグネシウム基複合粉末の製造方法
（Ａ）バインダによる接着を用いたマグネシウム基複合粉末
図１および図２は、バインダ溶液を用いたＭｇ基複合粉末の製造方法を示し、図３は、これらの方法によって得られたＭｇ基複合粉末の断面構造を模式的に示している。

本方法では、湿式造粒機やスプレードライヤーを用いて複合粉末を製造する。図１に示す方法では、容器１内にＭｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子との混合物２を投入し、温風３を容器１の下部から供給してこの混合物２を浮遊させる。その状態で、バインダ溶液４を上部から混合物２に噴霧して各粒子の表面にバインダを塗布しながら、同時に高温乾燥させる。その結果、図３に示すように、Ｍｇ基粉末７の表面にバインダ９を介してＭｇ_２ Ｓｉ粒子８が付着・結合する。

図２に示す方法では、容器１内に比較的低風量でＭｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子との混合物２を浮遊させた状態で、バインダ溶液４を風流方向に対して垂直に下部から噴霧している。

また、図示していないが、バインダ溶液中にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を混合・攪拌し、このバインダ溶液を、温風によって浮遊したＭｇ基粉末に対して噴霧して塗布することにより、同様にＭｇ基粉末表面にバインダを介してＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着・結合させることができる。

また別の方法として、所定量のＭｇ基粉末を容器に投入し、その中にバインダとなるオレイン酸をＭｇ基粉末に対して重量比率で０．２〜０．５％添加した後、容器全体を振動あるいは回転させることで容器内のＭｇ基粉末表面にオレイン酸を塗布する。その後、容器にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を添加し、再度容器を振動あるいは回転させて、オレイン酸が塗布されたＭｇ基粉末表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着させる。このようにして、図３に示すようなＭｇ基複合粉末が得られる。

（Ｂ）機械的結合によるマグネシウム基複合粉末（本発明例ではない参考例）
一方、機械的に結合させる方法としては、Ｍｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子とを混合した状態でボールミルや混合粉砕ミル、ローラーコンパクタ、圧延機などに投入し、圧縮・せん断加工などを混合粉体に付与することで、Ｍｇ基粉末表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子が機械的に結合・付着したＭｇ基造粒物が得られる。必要に応じて、この造粒物から粉砕・篩粉機によって図４に示すような断面構造を有する所定の寸法・形状を有するＭｇ基複合粉末を得ることができる。図４に示すＭｇ基複合粉末１５では、Ｍｇ基粉末７の表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子８が機械的に結合して付着している。

（Ｃ）Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子分散Ｍｇ基焼結合金を用いたマグネシウム基複合粉末（本発明例ではない参考例）
（ａ）図５に示す方法
出発原料としてＭｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子とを準備し、両者を所定の配合比率で混合・攪拌した後、金型内に充填し、加圧固化することでＭｇ_２ Ｓｉ粒子が分散したＭｇ基圧粉成形体を作製する。

上記の圧粉成形体を不活性ガスあるいは非酸化性ガスあるいは真空中でＭｇ基粉末の融点未満で加熱することで、Ｍｇ基粉末間での固相拡散によってＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金が得られる。

上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金をボールミルやクラッシャーミルなどの粉砕機あるいは切削等の機械加工によって粉体化することにより、図６に示すような断面構造で所定の寸法・形状を有するＭｇ基複合粉末１６が得られる。図６に示すＭｇ基複合粉末１６では、主としてＭｇ基粉末７の素地の内部にＭｇ_２ Ｓｉ粒子が分散している。

なお、上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金において、体積基準でＭｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量が６０％を超える場合、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子の偏析・凝集が生じ、また切削加工における工具寿命の低下といった被削性の問題が生じる。かかる観点から、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量は６０％以下が望ましい。

（ｂ）図７に示す方法
出発原料としてＭｇ基粉末とＳｉ粒子とを準備し、両者を所定の配合比率で混合・攪拌した後、金型内に充填し、加圧固化することでＳｉ粒子が分散したＭｇ基圧粉成形体を作製する。

上記の圧粉成形体を不活性ガスあるいは非酸化性ガスあるいは真空中でＭｇ基粉末の融点未満で加熱することにより、Ｓｉ−Ｍｇ間での固相反応によるＭｇ_２ Ｓｉ合成と同時に、Ｍｇ基粉末間での固相拡散によってＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金を得る。

上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金をボールミルやクラッシャーミルなどの粉砕機あるいは切削等の機械加工によって粉体化することにより、図６に示すような構造で所定の寸法・形状を有するＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むＭｇ基複合粉末が得られる。

（Ｄ）Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子分散Ｍｇ基鋳造合金を用いたマグネシウム基複合粉末（本発明例ではない参考例）
（ａ）図８に示す方法
出発原料として準備したＭｇ_２ Ｓｉ粒子をＭｇ基合金溶湯に投入して攪拌した後に、型内に鋳込む。型から取り出したＭｇ基鋳造合金中には、添加したＭｇ_２ Ｓｉ粒子が均一に分散している。

上記の鋳造合金をボールミルやクラッシャーミルなどの粉砕機あるいは切削等の機械加工によって粉体化することにより、図６に示すような断面構造で所定の寸法・形状を有するＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むＭｇ基複合粉末が得られる。なお、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子を投入した後のＭｇ基合金溶湯の溶解温度は、Ｍｇ−Ｓｉ平衡状態図においてＭｇとＭｇ_２ Ｓｉとの固相線温度未満とする。逆に固相線温度以上に加熱すると、Ｍｇ_２ ＳｉがＭｇ基合金溶湯中に固溶し、鋳込んだ後の凝固過程でＭｇ_２ Ｓｉが粗大・成長するといった問題が生じる。

（ｂ）図９に示す方法
出発原料としてＭｇ基粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子とを準備し、両者を所定の配合比率で混合・攪拌した後、金型内に充填し、加圧固化してＭｇ_２ Ｓｉ粒子が分散したＭｇ基圧粉成形体を作製する。この圧粉成形体をるつぼ内に投入して加熱し、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するＭｇ基合金溶湯を作製する。十分に溶湯を攪拌した後に型内に鋳込む。

型から取り出したＭｇ基鋳造合金中には、添加したＭｇ_２ Ｓｉ粒子が均一に分散しており、この合金をボールミルやクラッシャーミルなどの粉砕機あるいは切削等の機械加工によって粉体化することにより、図６に示すような断面構造で所定の寸法・形状を有するＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むＭｇ基複合粉末が得られる。

（ｃ）図１０に示す方法
出発原料としてＭｇ基粉末とＳｉ粒子とを準備し、両者を所定の配合比率で混合・攪拌した後、金型内に充填し、加圧固化することにより、Ｓｉ粒子が分散したＭｇ基圧粉成形体を作製する。

上記の圧粉成形体を不活性ガスあるいは非酸化性ガスあるいは真空中でＭｇ基粉末の融点未満で加熱することにより、Ｓｉ−Ｍｇ間での固相反応によるＭｇ_２ Ｓｉ合成と同時に、Ｍｇ基粉末間での固相拡散によってＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散型Ｍｇ基焼結合金が得られる。

上記の焼結合金をるつぼ内に投入して加熱し、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するＭｇ基合金溶湯を作製する。十分に溶湯を攪拌した後に型内に鋳込む。型から取り出したＭｇ基鋳造合金中には、添加したＭｇ_２ Ｓｉ粒子が均一に分散しており、この合金をボールミルやクラッシャーミルなどの粉砕機あるいは切削等の機械加工によって粉体化することにより、図６に示すような断面構造で所定の寸法・形状を有するＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むＭｇ基複合粉末が得られる。

なお、切削加工の際に用いた切削油はＭｇ基複合粉末に付着するため、洗浄処理により切削油成分を除去した上で原料として用いる。

（３）マグネシウム基合金素材
上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子を含むＭｇ基複合粉末を出発原料とし、これを成形固化することでＭｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するＭｇ基合金が得られる。

Ｍｇ基複合粉末を圧粉成形した後、これを加熱して押出加工あるいは鍛造加工あるいは圧延加工を施すが、その際の成形体の加熱温度は２００〜４００℃程度が好ましい。２００℃を下回ると、押出加工が困難となる場合が生じる。他方、４００℃を超えると、押出加工速度の高速化に伴い、押出加工後の素材の温度が上昇し、結晶粒の粗大化による強度低下を招く場合もある。

上記のようにして得られたＭｇ基合金の素地中には、微細なＭｇ_２ Ｓｉ粒子が均一に分散している。合金中に分散するＭｇ_２ Ｓｉ粒子の粒子径は、Ｍｇ基複合粉末中の粒子径と同じであることから、Ｍｇ基合金中のＭｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径は５０μｍ以下、好ましくは２０μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下である。またＭｇ基合金におけるＭｇ_２ Ｓｉの含有量は、体積基準で５〜６０％である。その結果、高剛性かつ高強度を有するＭｇ基合金の製造が可能となる。

純Ｍｇ粉末（純度９９．９％，平均粒子径３５０μｍ）とＳｉ粉末（純度９９．９％，平均粒子径２２μｍ）を準備し、両粉末をＭｇ：Ｓｉ＝２：１（モル比）で配合した後、ボールミルを用いて３０分間混合処理を行った。その混合粉末をカーボン製型（内径３５ｍｍφ）に充填した状態で放電プラズマ焼結装置にセットして、真空中で圧力１００ＭＰａ，試料温度６００℃となるように調整して１５分間の焼結を施した。その結果、Ｍｇ_２ Ｓｉからなる外径３５ｍｍφ，厚み１２ｍｍの円盤状試料を得た。

上記の円盤状試料をジェットミル加工機によって粉砕し、最大粒子径が１５μｍ以下となるように微細粉砕・篩粉処理を行うことで出発原料であるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を作製した。他方、Ｍｇ基粉末として直径２ｍｍ程度のＡＺ３１（公称組成Ｍｇ−３Ａｌ−１Ｚｎ／ｍａｓｓ％）合金粉末を出発原料として準備した。

図５に示す方法に基づき、先ずＡＺ３１粉末とＭｇ_２ Ｓｉ粒子とを所定の比率で混合し、直径６０ｍｍφの金型に充填して４００ＭＰａの圧力を付与して圧粉成形体を作製した。この圧粉成形体に対して窒素ガス雰囲気中で５５０℃×１時間の焼結を施すことにより、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散したＡＺ３１焼結合金を得た。そして切削加工によって、この焼結合金から直径０．５〜３ｍｍ程度のＭｇ基複合粉末を作製した。

Ｍｇ基複合粉末全体に対してＭｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量が体積基準で１６％とした場合における複合粉末の断面組識観察結果を図１１に示す。粒子径が１５μｍ以下のＭｇ_２ Ｓｉ粒子は偏析や凝集することなくＡＺ３１素地中に均一に分散しており、本発明によるＭｇ基複合粉末が得られた。

図７に示す方法に基づき、先ず純Ｍｇ粉末（純度９９．９％，平均粒子径３５０μｍ）とＳｉ粉末（純度９９．９％，平均粒子径２２μｍ）を準備し、両粉末を所定の比率で配合した後、ボールミルを用いて３０分間混合処理を行った。その混合粉末を直径６０ｍｍφの金型に充填して４００ＭＰａの圧力を付与して圧粉成形体を作製した。

上記の圧粉成形体を真空中で５９０℃×１時間の加熱処理を施すことにより、ＳｉとＭｇとの固相反応によるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を合成し、同時にＭｇ粉末間での焼結を促進させることでＭｇ_２ Ｓｉ粒子分散Ｍｇ焼結材を得た。そしてボールミルによってこの焼結素材を粉砕して直径０．３〜１ｍｍ程度のＭｇ基複合粉末を作製した。

Ｍｇ基複合粉末全体に対してＭｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量が体積基準で７％とした場合におけるＭｇ基複合粉末のＸ線回折結果を図１２に示す。ＭｇとＭｇ_２ Ｓｉのピークのみが検出されており、出発原料に用いたＳｉのピークはないことから、Ｍｇと完全に反応してＭｇ_２ Ｓｉの合成に消費された。またＭｇＯのピークもないことから焼結過程における酸化も生じていない。

また、光学顕微鏡による組識観察の結果、粉末素地中に分散するＭｇ_２ Ｓｉの平均粒子径は約２４μｍであり、出発原料であるＳｉ粉末の粒子径と同等であることから、上記のＭｇとの反応過程において顕著な粗大粒成長は生じていない。その結果、本発明が規定するＭｇ_２ Ｓｉ粒子が均一に素地中に分散するＭｇ基複合粉末が得られた。

純Ｍｇ粉末（純度９９．９％，平均粒子径３５０μｍ）とＳｉ粉末（純度９９．９％，平均粒子径２２μｍ）を準備し、両粉末をＭｇ：Ｓｉ＝２：１（モル比）で配合した後、ボールミルを用いて３０分間混合処理を行った。その混合粉末をカーボン製型（内径３５ｍｍφ）に充填した状態で放電プラズマ焼結装置にセットして、真空中で圧力１００ＭＰａ、試料温度６００℃となるように調整して３０分間の焼結を施した。その結果、Ｍｇ_２ Ｓｉからなる外径３５ｍｍφ，厚み１８ｍｍの円盤状試料を得た。

上記の円盤状試料をジェットミル加工機によって粉砕し、最大粒子径が１０μｍ以下となるように粉砕・篩粉処理を行い、出発原料であるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を作製した。

図８に示す方法に基づき、先ずカーボン製坩堝にＡＺ６１（公称組成Ｍｇ−６Ａｌ−１Ｚｎ／ｍａｓｓ％）合金溶湯を準備した。溶湯温度を７２０〜７４０℃で管理した状態で上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子を所定の比率で添加して十分に攪拌した後に、金型に鋳込み、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するＡＺ６１鋳造合金素材を作製した。

上記の鋳造合金から、切削加工によって直径０．５〜３ｍｍ程度のＡＺ６１合金からなるＭｇ基複合粉末を作製した。表１に鋳造合金素材全体に対するＭｇ_２ Ｓｉ粒子の含有量（体積基準）を示す。また、得られた複合粉末の断面組識観察の結果と粉末を作製する際の切削加工における超硬製工具の損傷状況を同表に示す。

本発明例である試料Ｎｏ．１〜５では、適正量のＭｇ_２ Ｓｉを含むことでＭｇ基複合粉末においてＭｇ_２ Ｓｉ粒子の偏析や凝集は生じることなく、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子は素地中に均一に分散している。また、切削加工によりＭｇ基複合粉末を作製する際の工具摩耗（損傷状況）に関しても僅かに軽微な擦れ跡が確認されるものの、問題ない状態である。

他方、比較例である試料Ｎｏ．６においては、Ｍｇ_２ Ｓｉ含有量が６５％と多いために、粉末素地においてＭｇ_２ Ｓｉ粒子の凝集が発生し、また切削加工により粉末を作製する際において鋳造合金が硬質のＭｇ_２ Ｓｉを多量に含むために、工具において深い損傷が発生すると同時に、その損傷部分にＭｇが凝着するといった問題が生じる。

純Ｍｇ粉末（純度９９．９％，平均粒子径３５０μｍ）とＳｉ粉末（純度９９．９％，平均粒子径２２μｍ）を準備し、両粉末をＭｇ：Ｓｉ＝２：１（モル比）で配合した後、ボールミルを用いて３０分間混合処理を行った。

上記の混合粉末をカーボン製型（内径３５ｍｍφ）に充填した状態で放電プラズマ焼結装置にセットして、真空中で圧力１００ＭＰａ，試料温度６００℃となるように調整して１５分間の焼結を施した。その結果、Ｍｇ_２ Ｓｉからなる外径３５ｍｍφ，厚み１２ｍｍの円盤状試料を得た。

上記の円盤状試料をジェットミル加工機によって粉砕した。その際に粉砕加工条件を変更することで最大粒子径が異なるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を作製した。

図９に示す方法に基づき、Ｍｇ基粉末として直径３ｍｍのＡＭ６０（公称組成Ｍｇ−６Ａｌ−０．５Ｍｎ／ｍａｓｓ％）合金粉末を出発原料として準備し、これとＭｇ_２ Ｓｉ粒子を所定の比率で混合し、直径６０ｍｍφの金型に充填して４００ＭＰａの圧力を付与して圧粉成形体を作製した。

次に、カーボン製坩堝内のＡＭ６０合金溶湯（溶湯温度；７２０〜７４０℃）に圧粉成形体を投入して十分に攪拌した後に、金型に鋳込み、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が分散するＡＭ６０鋳造合金素材を作製した。そして切削加工によって、この鋳造合金からＡＭ６０合金を素地とするＭｇ基複合粉末（直径；０．５〜３ｍｍ）を作製した。なお、得られたＭｇ基鋳造合金におけるＭｇ_２ Ｓｉの含有量は体積基準で２２％である。

上記のＭｇ基複合粉末素地中に分散するＭｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径を算出すべく、複合粉末の断面構造を光学顕微鏡により観察し、その結果から画像解析によりＭｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径を求めた。その結果を表２に示す。また鋳造合金からＭｇ基複合粉末を作製する際の切削加工における超硬製工具の損傷状況を同表に示す。

本発明例である試料Ｎｏ．７〜１０では、鋳造合金において適正な粒子径を有するＭｇ_２ Ｓｉを含むことで、粉末を切削加工によって作製する際の工具摩耗・損傷は生じることなく、良好な表面性状である。

他方、比較例である試料Ｎｏ．１１〜１２においては、鋳造合金に含まれるＭｇ_２ Ｓｉの最大粒子径が５０μｍを超えて大きいために、切削加工の際に工具において深い損傷が発生すると同時に、その損傷部分にＭｇが凝着するといった問題が生じる。

上記の実施例３および実施例４に記載のＭｇ基複合粉末を出発原料とし、金型成形により各粉末の圧粉体を作製した。各圧粉体を３５０℃に制御した窒素ガス雰囲気中で５分間加熱保持した後、直ちに押出加工（押出比３７）を施して押出素材を作製した。各押出素材から引張試験片を作製し、常温での引張特性（引張強さと破断伸び）を評価すると共に、ヤング率を測定した。その結果を表３に示す。

本発明例である試料Ｎｏ．１〜５および７〜１０においては、優れた強度と靭性を有するマグネシウム基合金が得られており、特に試料Ｎｏ．４および５ではアルミニウム合金に匹敵する高剛性を有する。また、試料Ｎｏ．７および８に示すように合金中に分散するＭｇ_２ Ｓｉ粒子の最大粒子径が５μｍあるいは２０μｍを下回るような微細な場合には、強度に加えて伸びも著しく増加する。

他方、比較例である試料Ｎｏ．６においては、Ｍｇ_２ Ｓｉ含有量が多いためにＭｇ基合金が脆くなり、機械加工による引張試験片の作製が困難となった。また比較例である試料Ｎｏ．１１〜１２においては、Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径が５０μｍを超えて大きいためにＭｇ基合金の靭性が低下し、併せて引張強さも低下した。

純Ｍｇ粉末（純度９９．９％，平均粒子径３５０μｍ）とＳｉ粉末（純度９９．９％，平均粒子径２２μｍ）を準備し、両粉末をＭｇ：Ｓｉ＝２：１（モル比）で配合した後、ボールミルを用いて３０分間混合処理を行った。その混合粉末をカーボン製型（内径３５ｍｍφ）に充填した状態で放電プラズマ焼結装置にセットして、真空中で圧力１００ＭＰａ，試料温度６００℃となるように調整して３０分間の焼結を施した。その結果、Ｍｇ_２ Ｓｉからなる外径３５ｍｍφ，厚み１８ｍｍの円盤状試料を得た。

上記の円盤状試料をジェットミル加工機によって粉砕し、最大粒子径が１０μｍ以下となるように粉砕・篩粉処理を行い、出発原料であるＭｇ_２ Ｓｉ粒子を作製した。

次に、容積３５０ｍｌのビニール製容器に粒子径０．５〜２ｍｍの純Ｍｇ粉末（純度９９％）を２００ｇ投入し、その容器の中に０．６ｇのオレイン酸を添加した状態で振動ミルを用いて容器を１５分間振動させることで、容器内の純Ｍｇ粉末の表面にオレイン酸を均一に塗布した。さらにこの容器の中に上記のＭｇ_２ Ｓｉ粒子を添加（混合粉末全体に対して体積基準で１３％）し、更に１５分間振動を与えて純Ｍｇ粉末表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着させることにより、本発明が規定するＭｇ基複合粉末を作製した。

上記のようにして得られたＭｇ基複合粉末のＸ線回折結果を図１３に示す。投入原料であるＭｇとＭｇ_２ Ｓｉのピークのみが検出されており、また走査型電子顕微鏡観察の結果においても微細なＭｇ_２ Ｓｉ粒子が粗大な純Ｍｇ粉末表面に均一に付着していることが確認された。以上のことから、オレイン酸をバインダとして用いた場合でもＭｇ基複合粉末を作製できることが認められる。

以上、図面を参照してこの発明の実施形態を説明したが、この発明は、図示した実施形態のものに限定されない。図示した実施形態に対して、この発明と同一の範囲内において、あるいは均等の範囲内において、種々の修正や変更を加えることが可能である。

本発明によって得られるマグネシウム基合金は、従来のマグネシウム合金の性能上の課題である低剛性を大幅に向上させることでき、エンジン部品やミッション部品などの自動車用部品や構造用部材といった高剛性が求められる用途に有利に利用され得る。

Ｍｇ基粉末の表面にバインダを用いてＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着させる方法の一例を示す図解図である。 Ｍｇ基粉末の表面にバインダを用いてＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着させる方法の他の例を示す図解図である。 Ｍｇ基粉末の表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着したマグネシウム基複合粉末の一例を示す図解図である。 Ｍｇ基粉末の表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を付着したマグネシウム基複合粉末の他の例を示す図解図である。 マグネシウム基複合粉末を製造する方法の一例を示す図である。 Ｍｇ基粉末の素地中にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を分散させたマグネシウム基複合粉末の一例を示す図解図である。 マグネシウム基複合粉末を製造する方法の他の例を示す図である。 マグネシウム基複合粉末を製造する方法のさらに他の例を示す図である。 マグネシウム基複合粉末を製造する方法のさらに他の例を示す図である。 マグネシウム基複合粉末を製造する方法のさらに他の例を示す図である。 Ｍｇ基合金素地中にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を分散させているマグネシウム基複合粉末の断面組織の一例を示す顕微鏡写真である。 マグネシウム基複合粉末のＸ線回折結果の一例を示す図である。 マグネシウム基複合粉末のＸ線回折結果の他の例を示す図である。

符号の説明

１ 容器、２ 混合物、３ 温風、４ バインダ溶液、７ Ｍｇ基粉末、８ Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子、９ バインダ、１５ マグネシウム基複合粉末、１６ マグネシウム基複合粉末。

Claims (8)

1. マグネシウム基粉末と、前記マグネシウム基粉末の表面にバインダを介して付着しているマグネシウムシリサイド（Ｍｇ_２ Ｓｉ）粒子とを備えた、マグネシウム基複合粉末。
2. 前記Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径が５０μｍ以下である、請求項１に記載のマグネシウム基複合粉末。
3. 前記Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径が２０μｍ以下である、請求項１に記載のマグネシウム基複合粉末。
4. 前記Ｍｇ_２ Ｓｉの最大粒子径が５μｍ以下である、請求項１に記載のマグネシウム基複合粉末。
5. 当該マグネシウム基複合粉末に対する前記Ｍｇ_２ Ｓｉの含有量は、体積基準で５〜６０％である、請求項１に記載のマグネシウム基複合粉末。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム基複合粉末を圧粉成形して焼結し、Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子が素地中に分散している、マグネシウム基合金素材。
7. マグネシウム（Ｍｇ）基粉末およびマグネシウムシリサイド（Ｍｇ_２ Ｓｉ）粒子を準備する工程と、
   前記Ｍｇ基粉末の表面にバインダを塗布する工程と、
   前記バインダを塗布したＭｇ基粉末と前記Ｍｇ_２ Ｓｉ粒子とを混合・攪拌して、Ｍｇ基粉末の表面にＭｇ_２ Ｓｉ粒子を結合させる工程とを備えた、マグネシウム基複合粉末の製造方法。
8. 請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム基複合粉末を圧粉成形する工程と、
   前記圧粉成形体を２００〜４００℃の不活性ガス雰囲気または非酸化性ガス雰囲気で加熱する工程と、
   前記加熱後直ちに前記圧粉成形体を押出加工して緻密化する工程とを備えた、マグネシウム基合金素材の製造方法。