(57)【要約】【課題】マグネシウム合金板の室温成形性を向上させること。【解決手段】マグネシウム合金板を４５０℃以上の形状を保持できる温度で前焼きなましして結晶粒を成長させた後圧延し、再び４５０℃以上の形状を保持できる温度で後焼きなましして迅速に再結晶させ、結晶方位分布をランダム化させることにより、室温成形性に優れたマグネシウム合金板を得ることを特徴とするマグネシウム合金板の処理方法。【選択図】図１
2010070821.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：２．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．２〜１．０重量％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる組成を有し、Ｘ線回折（シュルツの反射法）による[0001]極点図の正規化したピーク強度値で５以下まで結晶方位分布がランダム化した集合組織を有することを特徴とする室温成形性に優れたマグネシウム合金板。
【請求項２】
マグネシウム合金板を４５０℃以上の形状を保持できる温度で前焼きなましして結晶粒を成長させた後圧延し、再び４５０℃以上の形状を保持できる温度で後焼きなましして迅速に再結晶させ、結晶方位分布をランダム化させることにより、室温成形性に優れたマグネシウム合金板を得ることを特徴とするマグネシウム合金板の処理方法。
【請求項３】
前記前焼きなましの時間が３０〜１２０分であり、前記後焼きなましの時間が２０〜６０分である請求項２に記載のマグネシウム合金板の処理方法。
【請求項４】
前記圧延において、前記前焼きなまししたマグネシウム合金板を室温または１２０〜２００℃にロールごと均一加熱して恒温圧延する請求項２または３に記載のマグネシウム合金板の処理方法。
【請求項５】
前記圧延において、前記前焼きなまししたマグネシウム合金板を３５０℃以下の圧延時に割れを生じない温度に予加熱してからロール非加熱の圧延機で圧延する請求項２または３に記載のマグネシウム合金板の処理方法。
【請求項６】
前記前焼きなまししたマグネシウム合金板を圧下率１１〜２２％で圧延する請求項２〜５のいずれか１つに記載のマグネシウム合金板の処理方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金板の室温成形性を向上させる処理方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ＣＯ2削減の観点から輸送機器の軽量化が強く要求されるようになってきており、比強度・比剛性の大きいマグネシウム合金（Ｍｇ合金）の使用が注目されている。
マグネシウム合金からなるシェル構造部材は、生産性や靭性の点で圧延板からのプレス加工が望ましく、携帯用電子機器の筐体では、従来のダイカストやチクソモールディングに変って250℃以上の加熱プレス成形が実用化している。しかし、自動車のシェル構造部品で鋼板やアルミニウム合金板に取って代わるには、室温でプレス成形できることがコスト面で不可欠とされている。室温でプレス成形が可能なマグネシウム合金としてMg-Li合金があるが、通常の展伸用マグネシウム合金AZ31に比べ高価で、強度、耐食性、耐燃性に劣る（例えば、特許文献１参照）。
一方、AZ31合金の板材への加工工程を工夫することで、より低温でのプレス成形性を向上させる試みもなされているが、特殊な装置を必要とする上、室温でのプレス成形には至っていない（例えば、特許文献２参照）。
【特許文献１】特許公開2003−226929、マグネシウム合金材の冷間プレス成形方法、出願人 : 株式会社カサタニ、発明者 : 矢野 正之 外１名
【特許文献２】特許公開2007−083261、マグネシウム合金大クロス圧延材によるプレス成形体、出願人 : 独立行政法人産業技術総合研究所、発明者 : 千野 靖正 外２名
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
これらの既存技術に対し、本発明は、通常の展伸用マグネシウム合金を用い、通常の圧延機による圧延と熱処理の組合せのみで、圧延板の集合組織（結晶方位分布）を制御し室温成形が可能な板の量産を実現しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
かくして、本発明によれば、Ａｌ：２．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．２〜１．０重量％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる組成を有し、Ｘ線回折（シュルツの反射法）による[0001]極点図の正規化したピーク強度値で５以下まで結晶方位分布がランダム化した集合組織を有する室温成形性に優れたマグネシウム合金板が提供される。
また、本発明の別の観点によれば、マグネシウム合金板を４５０℃以上の形状を保持できる温度で前焼きなましして結晶粒を成長させた後圧延し、再び４５０℃以上の形状を保持できる温度で後焼きなましして迅速に再結晶させ、結晶方位分布をランダム化させることにより、室温成形性に優れたマグネシウム合金板を得るマグネシウム合金板の処理方法が提供される。
【発明の効果】
【０００５】
本発明によれば、前記一連の工程により、マグネシウム合金板の集合組織（結晶方位分布）がランダム化し、これにより、例えばＶ曲げでの最小曲げ半径が小さく（AZ31合金板の場合は通常の1/2程度）、優れた低温成形性を有するマグネシウム合金板を創製することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００６】
本発明者は、マグネシウム合金板の２００℃以下の低温成形性について研究を重ねたところ、圧延集合組織が低温成形性に大きく影響し、特に、圧延の前後の焼きなまし温度で後焼きなまし後の集合組織が大きく変化することを突き止め、本発明を見出した。
すなわち、本発明のマグネシウム合金板の処理方法は、最終圧延パスの前にマグネシウム合金板を４５０℃以上の形状が保持できる範囲の高温で前焼きなましして結晶粒を粗大化させることで変形双晶や変形帯を多く含む圧延加工組織を形成させた後、再び４５０℃以上の形状が保持できる範囲の高温で後焼きなましして迅速に再結晶させるものである。本発明は、この一連の処理方法により集合組織（結晶方位分布）がランダム化する現象を利用して、室温成形性に優れたマグネシウム合金板を得ることを特徴とする。
なお、４５０℃以上の高温焼きなましにおいては、安全上、不活性ガス雰囲気下で行うなどの燃焼防止措置を講じる必要がある。
【０００７】
（前焼きなまし）
図１は、恒温圧延の前後に高温焼きなましする本発明の実施例１の工程（右列）と、通常の低温前焼きなましの後、恒温圧延および恒温後焼きなましする比較例１の工程（左列）の各段階におけるミクロ組織を示している。
前焼きなましでは、通常の圧延工程で得られたマグネシウム合金元板を４５０℃以上の形状が保持できる範囲の高温で処理することにより、図１右上に示すように、その結晶粒径を３０μｍ以上に粗大化させる。このとき、この図のように、異常成長した粒があっても差し支えない。
なお、前焼きなましの温度が４５０℃未満であると、結晶粒の成長が不十分で最終工程の後焼きなまし後に十分な室温成形性が得られなかったり、成長に多大な時間を要したりするため好ましくない。また、高温焼きなましでは、安全上、不活性ガス雰囲気下で行うなどのマグネシウム合金の発火を回避する措置が必要である。
また、３０μｍ以上の結晶粒径まで粒成長させるための前焼きなましの処理条件（加熱温度および時間）は、結晶粒の成長速度は化学組成、特にAZ31合金ではマンガン量に依存するため画一的なものではなく、要は、３０μｍ以上の粒径まで粗大化させることができればよい。
【０００８】
図２は、実施例１および比較例の各段階における集合組織（結晶方位分布）をＸ線回折（シュルツの反射法）で求めた[0001]極点図、およびその極点図のＲＤ方向（圧延方向）断面である。
前焼きなまし後の集合組織（結晶方位分布）を[0001]極点図で示すと、図２右上のように供試材と同様の同心円のまま、すなわち、六方晶の軸（C軸）が圧延面に垂直な方向（円の中心）に配向している。この場合の[0001]面（六方晶の底面）からのX線の回折ピーク強度（配向の強さに対応）は、供試材よりむしろ強まる傾向にあり、異常成長した粒の影響で極端に高い値を示すこともある。
【０００９】
（圧延）
圧延では、前焼きなましで結晶粒を粗大化させたマグネシウム合金板を所定の圧下率で圧延することにより、図１右中に示すようにマグネシウム合金板のミクロ組織に多数の変形双晶や変形帯を導入する。一方、高温の前焼きなましを行わず、加工ひずみ除去のための低温焼きなまし（３００℃、３０分）のみで、結晶粒が微細なまま圧延した場合には、図１左中に示すように双晶は少なく、２００℃以上での圧延では１０％を超える程度の圧下率から極めて微細な動的再結晶粒が出現する。
【００１０】
圧延を行った段階での集合組織（結晶方位分布）は、高温後焼きなまし後にランダム化する高温前焼きなましした試料でも、図２右中に示すようにまだランダム化していない。図２右中では、高圧下率圧延の特徴である圧延方向の前後ピーク位置が分かれて傾くダブルピーク集合組織を示しているが、同心円のままの１１％圧延の場合（図示省略）でも高温後焼きなましでランダム化する。また逆に、高温前焼きなまし無しの高圧下率圧延で得た明確なダブルピーク材（図示省略）は、高温後焼きなましでランダム化しない。これらのことから、集合組織のダブルピーク化は高温後焼きなまし後のランダム化とは関係ないようである。
【００１１】
マグネシウム合金板の圧延時の圧下率としては１１〜２２％が適当であり、圧下率に応じて割れを生じることなく圧延できる温度に加熱されている必要がある。なお、高温前焼きなましした試料の１１％圧延では、室温（３０℃）でも割れを生じなかった。恒温圧延による基礎実験でのこの温度としては室温（３０℃）〜２００℃程度が適当である。なお、マグネシウム合金板の圧延中の温度が前記温度範囲にあれば、ロール加熱を行わない通常の圧延機で圧延前にマグネシウム合金板を予加熱して圧延を行ってもよく、この予加熱の温度としては、圧延速度１００ｍｍ／ｓの圧延機で圧下率２０％で圧延する場合には、３５０℃が好ましく、４００℃では通常の底面配向の強い結晶方位分布となる。
この場合、圧延速度は圧延時の温度変化に大きく影響し、遅い場合には温度低下が大きいので高目の温度に予加熱する必要があるが、少なくとも温度変化がこの範囲に収まるような速度でなければならない。また、圧延速度が速い場合には、加工発熱により逆に圧延時に温度上昇する場合もある。
【００１２】
（後焼きなまし）
後焼きなましでは、４５０℃以上の高温で、かつマグネシウム合金板が形状を保持できる範囲の温度で、前記高温前焼きなまし後に圧延したマグネシウム合金板を処理して迅速に再結晶させることにより、図２右下のように、この再結晶過程でマグネシウム合金板の集合組織（結晶方位分布）がランダム化する。つまり、集合組織における特定方位への配向が極端に弱まる。なお、後焼きなましの温度が４５０℃未満であると、ランダム化が不十分で、十分な室温成形性が得られないため好ましくない。一方、通常の低温焼きなまし（３００℃、３０分）のみで圧延した試料では、圧延条件にかかわらず高温後焼きなましを行っても図２左下に示すように六方晶の軸（Ｃ軸）が圧延面に垂直に強く配向した底面集合組織になる。
【００１３】
後焼きなましの処理時間としては、２０〜６０分程度が適当である。なお、この処理時間は、低めの温度４５０℃では、長めに設定する必要があり、必ずしも２０〜６０分に限定されるものではない。
高温後焼きなまし後のミクロ組織は、図１下に示すように、前記高温前焼きなましを行った場合と行わなかった場合で差がなく、ともに平均粒径３０μｍ程度の均一な等軸粒からなるが、室温成形性は大きく異なる。一般に、六方晶マグネシウム合金の成形性には結晶粒の微細化が有効とされているが、室温成形性に関しては、粗大粒でも（少なくとも３０μｍ程度なら）問題なく、集合組織のみが影響すると言える。
【実施例】
【００１４】
＜実施例１＞
（供試材と試料）
供試材として、化学組成が、Al：3.5重量％、Zn：0.9重量％、Mn：0.64重量％、Si：0.01重量％、Cu：0.01重量％、Fe：0.002重量％、Ni：0.001重量％、Ca：0.01重量％、Mg：残部で、厚さが1.6mmの市販ＡＺ３１マグネシウム合金圧延板を用いた。なお、Si、Cu、FeおよびCaは不可避不純物である。
そのＡＺ３１マグネシウム合金圧延板から圧延方向を長手方向として200mm×20mmの試料を切り出し、前記前焼きなまし、圧延、後焼きなましの一連の工程を順次行った。なお、図１および図２で説明した一連の工程にもこの試料が用いられている。
【００１５】
（実験方法−圧延）
ここでの圧延は、恒温での基礎データを得るため、ロールを試料とともに均一加熱でき、１パスで圧下率が連続的に変化した板が得られる偏心ロール引抜きによる模擬圧延とした。その原理は、図３に示すように、軸が偏心した一組のロール間に試料を図３（Ａ）のようにセットし、100mm/sの高速引張試験機で引き抜くというものであり、幾何学的な計算では、板厚1.6mmの場合、ロールが半回転する間に圧下率は０から５０％まで連続的に変化することになる。しかしながら、実際にはそれまでに試料が破断するため、データとしては圧下率の上限を３２％（破断位置から10mm以上手前での値）とした。
なお、圧延温度が低い場合には、圧下率の上限がこれより低くなることもある。このロール引抜きでは、ロールと軸の間にベアリングが組み込まれており、ロールの駆動シャフトがないので、ロールを素板とともに炉で囲って均一加熱することができる。ロール、素板間は二硫化モリブデンで潤滑を行った。以下、このロール引抜きによる模擬圧延を恒温圧延と称する。
【００１６】
（実験方法−集合組織測定）
集合組織は、40kV、100mAの銅Ｘ線管球を用いたシュルツの反射法により求めた[0001]面（六方晶の底面）の極点図として示した（図２参照）。この極点図は、Ｃ軸（六方晶の軸）が圧延面に垂直な方位を中心（０°）として各方向へ９０°傾いた方位を外周円とする極座標上に[0001]面で反射した回折Ｘ線の強度を等強度線で描いたものである。そしてこれは、六方晶の軸方位分布、すなわち、六方晶の底面が圧延面から種々の方向に種々の角度傾いた結晶の量的な分布と対応している（あくまで回折Ｘ線の強度分布であり、結晶の量の分布そのものではない）。なお、回折Ｘ線強度はランダム方位の粉体試料に対する値を１として正規化されており、７５°（内側の円）以上は測定できない。ここでは、すべての極点図において等強度線の間隔を0.13に統一した。
【００１７】
通常、マグネシウム合金圧延板では、等強度線は０°方向をピークとする同心円状になり、ピーク強度が大きく等強度線の間隔が密なほど底面配向が強いことを示す。逆に、等強度線が拡がり疎になれば、集合組織（結晶方位分布）がランダム化したことになる。
集合組織測定用試料は、前記恒温圧延した圧下率が連続的に変化した試料から圧下率４％、１１％、２２％、３２％の各部分がそれぞれ中心に来るように２０ｍｍ角に切り出した。なお、圧延温度が１２０℃の場合には、破断のため２２％まで、室温（３０℃）の場合には１１％までしか取れない。
【００１８】
（実権方法−成形性評価）
室温成形性の指標としての９０°室温Ｖ曲げ試験を行った。パンチ先端の曲率半径Ｒは4.8、3.8、3.0、2.4、2.0、1.7、1.5、1.25、1.0 mmの9種類とした。試験片寸法は、圧延方向に長さ20mm、幅12mmとし、厚さｔは均一に0.90mmまで研磨した。試験片はその長さ中心で圧延方向に曲げ、曲げ位置が前記集合組織測定試料と同様に圧下率４％、１１％、２２％、３２％の各部分に対応するようにした。
試験手順としては、緩衝用ゴム板上のＶブロックの上に試験片をセットし、パンチ速度10mm/sでＶ溝に押し込んで曲げ、パンチ-工具間の隙間が小さくなって荷重が定常値の５倍以上に上昇したところで除荷して試験片の割れの有無を確認する。そして、この一連の作業を、前記パンチ曲率半径の範囲で割れずに曲げることができる臨界Ｒ／ｔ値が確定するまで繰返し行った。この臨界値の判定基準は、曲げの外側表面に微小クラックや肌荒れすらない健全な状態で曲げることができた最小のＲ／ｔ値とした。曲げ性はＲ／ｔ値が小さいほどよいことになる。
【００１９】
前記圧延と焼きなましを組み合わせた一連の工程の中での集合組織変化とその室温成形性（Ｖ曲げで検証）との対応については、すでに述べているので、ここでは、個々の工程における試験条件がこの一連の工程で最終的に得られた試料の集合組織に及ぼす影響、および一部の代表的な試料の室温成形性を示す。
恒温圧延の前後の焼きなまし温度が４５０℃以上の高温の場合について、種々の試験条件の組合せにおける極点図のピーク強度と室温Ｖ曲げ試験におけるＲ／ｔ値（一部の試料のみ）を表１に示した。さらに、比較例として、恒温圧延前後の少なくとも一方の焼きなましを４５０℃未満の低温で行った場合の同様のデータを表２に示した。なお、図１および図２の右列は表１のNo.10に対応し、図１および図２の左列は表２のNo.12に対応する。
【００２０】
表１および表２から、極点図のピーク強度を下げる、すなわち、集合組織（結晶方位分布）のランダム化には、前焼きなまし、後焼きなましともに高温焼きなましが不可欠である。特に、前焼きなましは、高温で長時間かけて結晶粒を十分粗大化させるのに有効であり、後焼きなましは、高温短時間で迅速に再結晶させるのに有効である。また、圧延の圧下率は１１〜２２％が適切であり、少なくとも室温（３０℃）〜２００℃の範囲ではランダム化に対する圧延温度の影響はほとんどないことがわかる。そして、ピーク強度４前後までランダム化した場合の前記室温Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ値（２以下）は、ピーク強度６以上の通常の底面配向した集合組織の場合の半分程度になっており、集合組織（結晶方位分布）のランダム化が室温成形性向上にいかに有効であるかがわかる。
【００２１】
【表１】
2010070821.tif 000003
【００２２】
【表２】
2010070821.tif 000004
【００２３】
図４は、500℃、60分の前焼きなまし後、200℃で圧延した後焼きなまし条件のみが異なる試料（表１のNo.7〜10）に対する圧下率−ピーク強度図を示す。後焼きなましでは、450℃でも６０分保持すれば、22%以上の高圧下率側で極点図ピーク強度5以下まで結晶包囲がランダム化している。500℃の場合、11〜22%の中間圧下率でピーク強度は５以下までランダム化が進み、特に短時間の20分(△、No.9)では、４以下のきわめて低いピーク強度となる。
全体として、圧下率4%と32%では底面配向の傾向が強く、11〜22％の圧下率が適当と言える。以上の結果から、以下、後焼きなまし条件は最もランダム化が進む500℃、20分とした。なお、データは載せていないが、500℃、10分ではランダム化がやや不十分であった。
【００２４】
図５は、200℃の圧延後、500℃、20分で後焼きなましする条件で、圧延前の前焼きなまし条件のみが異なる試料（表１のNo.1〜3および9）に対する後焼きなまし後の圧下率−ピーク強度図を示す。前焼きなましは、温度が高いほど、また、時間が長いほど最終工程でのランダム化が進んだ。高温焼きなましの効果として、粒界に偏析したAlの拡散とそれに伴う粒界析出物Mg17Al12の固溶が挙げられ、これには450℃、30分の焼きなましで十分である。それにもかかわらず、各圧下率でのピーク強度は高く、強い底面配向を示すこと、そして、高温、長時間で焼きなますほどピーク強度が低下していることから、後工程でのランダム化には圧延前の素板の結晶粒を粗大化させることが必要条件といえる。以下、圧延前の焼きなまし条件は、最もランダム化が進む500℃、60分とした。
【００２５】
図６は、500℃、60分と500℃、20分でそれぞれ前焼きなましと後焼きなましを行う条件で、圧延温度のみが異なる試料（表１のNo.5、6および9）に対する後焼きなまし後の圧下率−ピーク強度図を示す。なお、プロットが錯綜するので室温（３０℃）圧延のデータ（表１のNo.4）は省いた。
いずれの圧延温度でも中間圧下率の11、22%で最終的にランダム化が進んでいる。この中間圧下率でランダム化が進む傾向は、前述の前後の焼きなまし条件を振った場合と同様である。しかしながら、圧延温度に関しては、この圧下率の範囲でのピーク強度への影響は小さく、有意差は認められなかった。このことから、圧延中に板の温度が大きく変化する通常圧延（ロール非加熱）でも、同様のプロセスでランダム方位の板材の製造が可能ではないかと考えられる。なお、120℃圧延と室温圧延（30℃）のデータは、破断のためそれぞれ圧下率22%と11%までしか得られていない。
【００２６】
＜実施例２＞
実施例２では、実施例１と同じ供試材、同じ寸法の圧延用試料を用い、実施例１で総合的に良好な結果が得られた圧延前後の焼きなまし条件、すなわち前焼きなましは500℃で60分、後焼きなましは500℃で20分の条件下で、圧延だけを偏心ロール引抜きによる恒温模擬圧延から非加熱ロールで試料のみを予加熱して行う通常圧延に置き換えた実験を行った。さらに、後焼きなましを圧延直後の集合組織が保持される２００℃、５分のひずみ取り焼きなましに置き換えた実験も行った。圧延速度は実施例１と同じ１００ｍｍ／ｓで生産ラインの実機に比べると遅く温度の低下も大きいが、これで割れずに圧延できる条件下で集合組織（結晶方位分布）が十分ランダム化すれば、工業的に十分実施可能であるといえる。圧下率は１５％、１７．５％および２０％とし、３５０℃または４００℃に予加熱した試料を炉から取り出して直ちに（５秒以内）圧延した。そして、実施例１と同様に、この通常圧延による一連の工程で得られた試料の極点図ピーク強度および室温Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ値を表３に示した。
【００２７】
【表３】
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【００２８】
２００℃、５分の低温、短時間の後焼きなましでは強い底面配向となることが、表３、No.15とNo.17の高いピーク強度よりわかる。そして、これらの試料ではＲ／ｔ値も高い。
前焼きなまし５００℃、６０分、後焼きなまし５００℃、２０分の実施例１で確認した適正焼きなまし条件に対し、通常圧延での予加熱温度３５０℃において、少なくともここで行った１５〜２０％の圧下率では４前後の低いピーク強度とＲ／ｔ値が２以下の良好な室温成形性（Ｖ曲げ特性）が得られた。一方、予加熱温度４００℃においては、Ｖ曲げ特性はやや劣る程度であったが、ピーク強度は高く、底面配向が強まっている。
【００２９】
以上の結果より、非加熱ロールの圧延機で素板のみを予加熱して行う通常圧延での製造工程においても、最終パスの前後で５００℃、１時間の前焼きなましと５００℃、２０分の後焼きなましにより、基礎実験と同様のランダム化した集合組織の板を製造することが十分可能であると言える。その際、予加熱温度が高過ぎると六方晶マグネシウム合金の非底面のすべり系が活動しやすくなるため、高温前焼鈍で得た粗大粒材の圧延に特徴的な双晶や変形帯を多く含んだ組織が形成されにくく、集合組織のランダム化が阻害される。この温度の上限は圧延条件（特に圧延速度）に依存するので一概に言えないが、エネルギー効率の点からも割れが生じない範囲で低めの予加熱温度に設定するのが望ましい。
【産業上の利用可能性】
【００３０】
本発明は、合金組成を変更するのではなく、展伸用マグネシウム合金として唯一ＪＩＳで規格化され、携帯用電子機器の筐体として実績のあるAZ31合金を、特殊な加工を施すことなく、通常の圧延工程の最終パスの前後に高温焼きなましを行うだけで、結晶方位分布がランダム化した底面配向のきわめて弱い集合組織にすることができ、その結果、室温成形性が飛躍的に向上することを特徴とする。本発明により、室温プレス成形できることが不可欠とされた自動車のシェル構造部品において、軽量化のためのマグネシウム合金の利用に大きな一歩を踏み出したと言える。なにより、既にマグネシウム合金の圧延ラインを有する工場であれば設備投資なしですぐにでも実施でき、わずかなランニングコストのアップでマグネシウム合金のネックであった低温、特に室温での成形性を改善できることのメリットは大きく、すでに加熱プレス成形で量産されている分野にも利用が拡がるものと期待できる。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】恒温圧延の前後に高温焼きなましする本発明の実施例１中の表１、No.10の工程（右列）と、通常の低温前焼きなましの後、同様に恒温圧延および高温後焼きなましする表２、No.12（比較例）の工程（左列）の各段階におけるミクロ組織である。
【図２】図１と同じ二通りの工程の各段階における集合組織（結晶方位分布）を示すＸ線回折（シュルツの反射法）で求めた[0001]極点図、およびその極点図のＲＤ方向（圧延方向）断面である。
【図３】本発明のマグネシウム合金板の処理方法の実施例１で用いられた偏心ロール引抜きによる模擬圧延装置の原理図である。
【図４】実施例１（No.7,8,9,10）の最終段階での極点図のピーク強度に及ぼす前焼きなまし条件と圧下率の影響を示すグラフである。
【図５】実施例１（No.1,2,3,9）の最終段階での極点図のピーク強度に及ぼす圧延温度と圧下率の影響を示すグラフである。
【図６】実施例１（No.5,6,9）の最終段階での極点図のピーク強度に及ぼす前焼きなまし条件と圧下率の影響を示すグラフである。
【符号の説明】
【００３２】
１  偏心ロール
２  チャック
Ｔ  試料
【図２】
2010070821.tif 000006
【図３】
2010070821.tif 000007
【図４】
2010070821.tif 000008
【図５】
2010070821.tif 000009
【図６】
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【図１】
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