(57)【要約】【課題】特殊な製造設備及びプロセスを使用することなく、機械的特性に優れたマグネシウム合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】必須成分としてＺｎ、及び、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金の合金組織中に、β'相若しくはβ１相の少なくとも一方を有すると共に、キンク変形した長周期積層構造を有する構成とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
必須成分としてＺｎ、及び、希土類元素（ＲＥ）としてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、
Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、β'相若しくはその一部がβ１相に変化したもの若しくはＧＰ帯と、キンク変形した長周期積層構造とを有する
マグネシウム合金。
【請求項２】
前記Ｚｎは成分範囲が０．０５〜３原子％であり、
前記希土類元素は成分範囲が１〜５原子％である
請求項１に記載のマグネシウム合金。
【請求項３】
必須成分としてＺｎ、及び、希土類元素（ＲＥ）としてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、
前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、
前記溶体化した鋳造材に３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第１の熱処理工程と、
該第１の熱処理工程により熱処理を施した鋳造材に塑性加工を行なう塑性加工工程と、
該塑性加工工程により塑性加工を施した鋳造材に１５０℃以上３００℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第２の熱処理工程とを備えるマグネシウム合金の製造方法であって、
熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、
前記第１の熱処理工程は、
−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５＜ｙ＜５２７で、かつ、０．５＜ｘ≦３００
に示す範囲の条件で行ない、
前記第２の熱処理工程は、
−１８［ｌｎ（ｘ）］＋２４０＜ｙ＜−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５で、かつ、２＜ｘ＜３００
に示す範囲の条件で行なう
マグネシウム合金の製造方法。
【請求項４】
前記塑性加工工程における塑性加工は、押出加工若しくは鍛造加工若しくは圧延加工若しくは引抜加工である
請求項３に記載のマグネシウム合金の製造方法。
【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及びその製造方法に関する。詳しくは、機械的な強度の高いマグネシウム合金及びその製造方法に係るものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、マグネシウム合金は、実用化されている合金の中で最も密度が低く軽量で強度も高いため、電気製品の筺体や、自動車のホイール、足回り部品、エンジン回り部品等への適用が進められている。
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的性質が要求されるため、ＧｄやＺｎ等の元素を添加したマグネシウム合金として、片ロール法、急速凝固法により特定の形態の材料を製造することが行なわれている（例えば、特許文献１、特許文献２、非特許文献１参照。）。
【０００３】
しかし、上記したマグネシウム合金は、特定の製造方法においては高い機械的性質が得られるものの、特定の製造方法を実現するためには特殊な設備が必要であり、しかも、生産性が低いといった問題があり、更には、適用できる部材も限られるといった問題がある。
【０００４】
そこで、従来、マグネシウム合金を製造する場合、上記した特許文献の様な特殊な設備あるいはプロセスを用いずに、生産性の高い通常の溶解鋳造から塑性加工（押出）を実施しても実用上有用な機械的性質が得られる技術が提案されている（例えば、特許文献３、特許文献４参照）。なお、特許文献３や特許文献４に開示されているマグネシウム合金は、高い機械的性質が得られることが知られている。
【０００５】
【特許文献１】特開平６−４１７０１号公報
【特許文献２】特開２００２−２５６３７０号公報
【特許文献３】国際公開第２００５／５２２０３号パンフレット
【特許文献４】国際公開第２００５／５２２０４号パンフレット
【非特許文献１】軽金属学会第１０８回大会講演概要（２００５）ｐ４２−４５
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、従来のマグネシウム合金は、軽量化の目的で自動車用への応用を進めるためには強度を更に向上させることが要求されていた。
【０００７】
本発明は、上記の点に鑑みて創案されたものであって、特殊な製造設備及びプロセスを使用することなく、機械的性質に優れたマグネシウム合金及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金では、必須成分としてＺｎ、及び、希土類元素（ＲＥ）としてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金であって、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、β'相若しくはその一部がβ１相に変化したもの若しくはＧＰ帯と、キンク変形した長周期積層構造とを有している。
【０００９】
ここで、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、β'相若しくはその一部がβ１相に変化したもの若しくはＧＰ帯と、キンク変形した長周期積層構造（以下、「ＬＰＳＯ：Ｌｏｎｇ  Ｐｅｒｉｏｄ  Ｓｔａｃｋｉｎｇ  Ｏｒｄｅｒ」と称する。）とを有することによって、マグネシウム合金の機械的特性が全体的に向上することとなる。具体的には、β'相若しくはその一部がβ１相に変化したもの若しくはＧＰ帯（以下、「β'相群」と称する。）と、キンク変形したＬＰＳＯとが共存して素材を析出強化させることによって、β'相群のみ、あるいは、ＬＰＳＯのみを有するものに比較して、引張強さ、０．２％耐力、伸び（伸び率）等の機械的特性が全体的に向上することとなる。
【００１０】
なお、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中でβ相とＬＰＳＯが共存したとしても機械的特性の向上が期待できない。これは、β相がβ'相群と比較して粗大だからである。従って、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中にβ相を極力出現させることなく、β'相群を出現させることで、β'相群とＬＰＳＯの共存が実現し、マグネシウム合金の機械的特性が全体的に向上することとなるのである。
【００１１】
また、β'相群は、針状析出物または板状析出物であり、例えば、ＲＥとしてＧｄを含有する場合には、この針状析出物または板状析出物は、Ｍｇ５Ｇｄ若しくはＭｇ７Ｇｄの少なくとも一方である。更に、マグネシウム合金が、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち１つ以上を含有することにより、例えば、Ｍｇ３Ｇｄ（Ｍｇ３Ｚｎ３Ｔｂ２あるいはＭｇ２４Ｔｍ５）の晶出物を形成し、β'相群である針状析出物または板状析出物と併せて、引張強さ、０．２％耐力、伸び等の機械的特性を全体的に向上させることとなる。また、β'相群である針状析出物または板状析出物は、７μｍ以下であることが好ましい。
【００１２】
また、マグネシウム合金において、Ｚｎは成分範囲が０．０５〜３原子％であり、希土類元素は成分範囲が１〜５原子％であることが好ましい。この様な成分範囲とすることによって、強度向上に寄与するβ'相群とＬＰＳＯとが析出し易くなるからである。
【００１３】
また、上記の目的を達成するために、本発明のマグネシウム合金の製造方法では、必須成分としてＺｎ、及び、希土類元素（ＲＥ）としてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、前記溶体化した鋳造材に３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第１の熱処理工程と、該第１の熱処理工程により熱処理を施した鋳造材に塑性加工を行なう塑性加工工程と、該塑性加工工程により塑性加工を施した鋳造材に１５０℃以上３００℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第２の熱処理工程とを備えるマグネシウム合金の製造方法であって、熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、前記第１の熱処理工程は、−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５＜ｙ＜５２７で、かつ、０．５＜ｘ≦３００に示す範囲の条件で行ない、前記第２の熱処理工程は、−１８［ｌｎ（ｘ）］＋２４０＜ｙ＜−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５で、かつ、２＜ｘ＜３００に示す範囲の条件で行なう。
【００１４】
ここで、溶体化した鋳造材に３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第１の熱処理工程を、熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５＜ｙ＜５２７で、かつ、０．５＜ｘ≦３００に示す範囲の条件で行なうことによって、マグネシウム合金にβ'相、β１相及びβ相を出現させることなく、ＬＰＳＯを形成することができる。
【００１５】
なお、第１の熱処理工程において、β'相やβ１相が出現した場合には、その後の塑性加工工程において、β'相やβ１相がβ相に替わってしまい、最終的に得られるマグネシウム合金にβ相のみが出現するという結果を招いてしまう。従って、最終的に得られるマグネシウム合金にβ相が極力出現しない様に、本発明のマグネシウム合金の製造方法では、第１の熱処理工程において、β相は勿論のこと、β'相及びβ１相も出現することの無い様な条件下でＬＰＳＯを形成している。
【００１６】
また、第１の熱処理工程により熱処理を施した鋳造材に塑性加工（例えば、押出加工、鍛造加工、圧延加工、引抜加工）を行なう塑性加工工程によって、α−Ｍｇ（母相）の微細化及びＬＰＳＯにキンク変形を導入することができる。なお、キンク変形（キンキング）とは、強加工されたＬＰＳＯが特に方位を持たずに、相内で折れ曲がり（ｂｅｎｔ）を生じることを意味しており、キンク変形が導入されることによって、機械的特性の向上が実現することとなる。
【００１７】
また、塑性加工工程により塑性加工を施した鋳造材に１５０℃以上３００℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第２の熱処理工程を、熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１８［ｌｎ（ｘ）］＋２４０＜ｙ＜−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５で、かつ、２＜ｘ＜３００に示す範囲の条件で行なうことによって、α−Ｍｇ（母相）中にβ'相やβ１相若しくはＧＰ帯を出現させることができる。
【００１８】
ところで、本発明のマグネシウム合金の製造方法では、第２の熱処理工程に先立って塑性加工工程を行なっているために、塑性加工工程によってβ'相やβ１相がβ相に替わってしまうことを回避することができる。
即ち、第２の熱処理工程後に塑性加工工程を行なった場合には、第２の熱処理工程によってβ'相やβ１相が出現したとしても、その後の塑性加工工程によってβ相へと替わってしまうこととなる。従って、塑性加工工程の後に、β'相やβ１相を出現させる第２の熱処理工程を行ない、β'相やβ１相が出現した後には塑性加工を行なわないことによって、最終的に得られるマグネシウム合金にβ相のみが出現してしまうことを回避することができるのである。
【発明の効果】
【００１９】
本発明を適用したマグネシウム合金は、β'相若しくはＧＰ帯とＬＰＳＯとを有しているため、引張強さ、伸び、０．２％耐力等の機械的特性に優れている。
【００２０】
また、本発明を適用したマグネシウム合金の製造方法では、β'相群とＬＰＳＯとを有したマグネシウム合金を一般的な製造設備あるいはプロセスにより、効率よく製造することができる。即ち、引張強さ、伸び、０．２％耐力等の機械的特性に優れたマグネシウム合金を効率よく製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
以下、本発明の実施の形態について図面を参照しながら説明し、本発明の理解に供する。
図１はＰタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで６０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真、図２はＳＨタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで４０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真、図３はＳＨタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで６０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真である。
【００２２】
ここで、本発明のマグネシウム合金は、必須成分としてＺｎ、及び、希土類元素（ＲＥ）として、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であるが、以下では、その一例として、Ｇｄを含有する場合を例に挙げて説明を行なう。なお、図１〜図３に示す様に、マグネシウム合金１は、合金組織中に、針状析出物または板状析出物（Ｍｇ５Ｇｄ若しくはＭｇ７Ｇｄの少なくとも一方）であるβ'相群（β'相とその一部がβ１相に変化したもの）（以下、適宜、便宜上、長尺析出物２と称する。）と、ＬＰＳＯ３とを有している。
【００２３】
［β'相、β１相について］
先ず、本発明のマグネシウム合金は、β'相とその一部がβ１相に変化したもの（β'相）を有している。
ここで、マグネシウム合金においてβ'相群とは、針状析出物または板状析出物（長尺状析出物）のことであり、所定の温度条件下で析出する析出物である。そして、このβ'相群の出現により機械的特性（引張強さ、伸び、０．２％耐力）が向上することとなる。また、β'相群（長尺析出物）は、細長い微細な針状または板状の析出物であり、小さ過ぎると機械的特性の向上に寄与せず、大き過ぎると析出物が破壊の起点となって伸びの低下につながってしまう。そのため、長尺析出物は、その大きさ（長さ）が０．０１〜２０μｍの範囲であることが好ましく、また、０．１〜１０μｍの範囲であることがより好ましく、そして、０．３〜７μｍの範囲であることが更に好ましい。なお、長尺析出物は、縦横比が２対１より細長い状態となっている。
【００２４】
また、長尺析出物は、温度条件及び温度時間により出現する相の状態がβ'相からβ１相に、更に、β１相からβ相に替わることが分かっている。そして、β相は粗大であるために、β相の出現により機械的特性（引張強度、０．２％耐力、伸び）の向上が期待できなくなってしまう。従って、本発明のマグネシウム合金では、長尺析出物をβ'相若しくはβ１相の状態で存在させ、換言すると、長尺析出物がβ相の状態でのみ存在することを回避することによって、機械的特性の向上を実現している。
【００２５】
なお、β１相とβ相とは、その構造が異なるために区別されている。
【００２６】
［ＬＰＳＯについて］
また、本発明のマグネシウム合金は、ＬＰＳＯを有している。
ここで、ＬＰＳＯとは、マグネシウム合金の粒内及び粒界に析出する析出物であって、ＨＣＰ構造における底面原子層の並びが底面法線方向に長周期規則をもって繰り返される構造、即ち、長周期積層構造をいう。このＬＰＳＯの析出によって、マグネシウム合金の機械的特性（引張強さ並びに０．２％耐力）が向上することとなる。
【００２７】
［合金組成について］
Ｚｎ：０．０５〜３原子（ａｔ）％
Ｚｎは、０．０５ａｔ％未満であると、ＬＰＳＯを得ることができずに強度が低下してしまう。一方、３．０ａｔ％を越えると添加量に見合った強度向上が得られずに伸びが低下してしまう（脆化してしまう）。従って、Ｚｎは、０．０５〜３．０ａｔ％の範囲であることが好ましい。
【００２８】
ＲＥ：１〜５原子（ａｔ）％
Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍは、鋳造のみでは、長尺状析出物またはＬＰＳＯを出現させることはないが、鋳造後に所定の条件で固溶体化及び熱処理を行なうことで長尺状析出物及びＬＰＳＯを析出することとなる。マグネシウム合金では、熱処理の条件でＬＰＳＯが析出して強度の向上を図ることができるが、より高い強度を得るためには、Ｍｇ３Ｇｄ（Ｍｇ３Ｚｎ３Ｔｂ２あるいはＭｇ２４Ｔｍ５）のα相への固溶体化及び熱処理により、長尺状析出物を析出させ、または、Ｍｇ３Ｇｄ（Ｍｇ３Ｚｎ３Ｔｂ２あるいはＭｇ２４Ｔｍ５）の固溶体化及び熱処理により、長尺状析出物を析出させると共に、晶出するＭｇ３Ｇｄ（Ｍｇ３Ｚｎ３Ｔｂ２あるいはＭｇ２４Ｔｍ５）を混在させることが重要となる。
そのために、マグネシウム合金においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種からなるＲＥは、所定量を必要とする。ここで、マグネシウム合金においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種は、総量で１ａｔ％未満であると、ＬＰＳＯを析出することができない。一方、総量で５ａｔ％を越えると添加量に見合った強度向上が得られず伸びが低下してしまう（脆化してしまう。）。従って、マグネシウム合金においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種からなるＲＥは、総量で１〜５ａｔ％の範囲であることが好ましい。
【００２９】
従って、マグネシウム合金は、合金組成において、原子％による組成は、０．０５≦ａ≦３、１≦ｂ≦５とすると、組成式Ｍｇ（１００−ａ−ｂ）ＺｎａＲＥｂで示される範囲であることが望ましい。なお、本発明において、上記した成分以外にも、本発明のマグネシウム合金の効果に影響を与えない範囲において他の成分を不可避的不純物の範囲で添加することができ、例えば、微細化に寄与するＺｒを０．０５〜０．５ａｔ％程度含んでいても構わない。
【００３０】
以下、本発明のマグネシウム合金の製造方法について説明する。
図４はマグネシウム合金の製造方法を説明するためのフローチャートであり、図５はマグネシウム合金の熱処理及び押出加工の温度を模式的に示すグラフである。
【００３１】
図４で示す様に、マグネシウム合金１は、先ず、鋳造工程Ｓ１により鋳造される。ここで、マグネシウム合金として、組成式Ｍｇ（１００−ａ−ｂ）ＺｎａＲＥｂで示され、ＲＥがＧｄであるものを用いている。そして、鋳造された鋳造材は、溶体化工程Ｓ２において溶体化処理（ＲＥが固溶体化）される。このときの溶体化処理温度は、一例として５２０℃（７８３Ｋ）で２時間行なったものとする（図５参照。）。鋳造材は、溶体化処理により鋳造で生じたＭｇとＧｄ（Ｔｂ、Ｔｍ）の化合物がマトリックス中に溶け込み固溶体化する。なお、溶体化処理は、５００℃以上で２時間以上保持することが好ましい。
【００３２】
次に、溶体化処理をした鋳造材を３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第１の熱処理工程Ｓ３を行なう。この第１の熱処理工程Ｓ３を行なうことで、ＬＰＳＯが析出することとなる。なお、ＬＰＳＯと共に、晶出物のＭｇ３Ｇｄ（Ｍｇ３Ｚｎ３Ｔｂ２あるいはＭｇ２４Ｔｍ５）、Ｍｇ３Ｚｎ３Ｇｄ２が混在する場合がある。
【００３３】
ここで、第１の熱処理工程Ｓ３は、熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５＜ｙ＜５２７で、かつ、０．５＜ｘ≦３００に示す範囲の条件（第１の熱処理条件）で行なうものとする。この様な条件下で第１の熱処理工程Ｓ３を行うことで、β'相、β１相及びβ相が析出することなく、ＬＰＳＯが析出することとなる。以下、この点について説明する。
【００３４】
即ち、図６は、熱処理温度と熱処理時間における金属組織に析出する析出物の区域を示すグラフであるが、図６で示す様に、ＬＰＳＯが析出する範囲は、高温条件である上記した第１の熱処理条件の範囲である。従って、第１の熱処理工程Ｓ３を第１の熱処理条件で行なうことによって、β'相、β１相及びβ相が析出することなく、ＬＰＳＯが析出することとなる。
【００３５】
なお、図６中実線で囲まれた範囲は、第１の熱処理条件のおよその範囲を示したものにすぎず、種々の析出物の析出する区域を示す曲線もおよその区域を示したものである。即ち、種々の析出物の析出する範囲（区域）は、温度条件によって厳密に規定されるわけではないため、ここでは、便宜上、およその範囲としてこれらの範囲を図示している。
【００３６】
次に、第１の熱処理工程Ｓ３を終えた鋳造物に、塑性加工工程Ｓ４を行なう。この塑性加工工程Ｓ４の塑性加工は、例えば、押出加工あるいは鍛造加工等であり、塑性加工された塑性加工物は、引張強さ、伸び、０．２％耐力が著しく向上することとなる。
【００３７】
続いて、塑性加工された塑性加工物を１５０℃以上３００℃未満の温度範囲で熱処理を行なう第２の熱処理工程Ｓ５を行なう。この第２の熱処理工程Ｓ５を行なうことで、β'相群が析出することとなる。
【００３８】
第２の熱処理工程Ｓ５は、熱処理温度（℃）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１８［ｌｎ（ｘ）］＋２４０＜ｙ＜−１２［ｌｎ（ｘ）］＋３７５で、かつ、２＜ｘ＜３００に示す範囲の条件（第２の熱処理条件）で行なうものとする。この様な条件下で第２の熱処理工程Ｓ５を行うことで、β'相群が析出することとなる。以下、この点について説明する。
【００３９】
即ち、図６で示す様に、β'相群が析出する範囲は、低温条件である上記した第２の熱処理条件の範囲である。従って、第２の熱処理工程Ｓ５を第２の熱処理条件で行なうことによって、β'相群が析出することとなる。
【００４０】
なお、図６中実線で囲まれた範囲は、第２の熱処理条件のおよその範囲を示したものにすぎず、種々の析出物の析出する区域を示す曲線もおよその区域を示したものである。即ち、種々の析出物の析出する範囲（区域）は、温度条件によって厳密に規定されるわけではないため、ここでは、便宜上、およその範囲としてこれらを図示している。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明の実施例について説明する。なお、ここで示す実施例は一例であり本発明を限定するものではない。
【００４２】
先ず、本発明の実施例のマグネシウム合金として、Ｚｎを１ａｔ％、Ｇｄを２ａｔ％とし、残部をＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行なった。次に、加熱溶解した材料を、図７（ａ）で示す様に、金型で鋳造し（Ｓ１）、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成し、更に、鋳造したインゴットを５２０℃で２時間おいて溶体化処理を行った（Ｓ２）。また、３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲、かつ、第１の熱処理条件で第１の熱処理（Ｓ３）を行ない、続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）（Ｓ４）を行ない、その後、１５０℃以上３００℃未満の温度範囲、かつ、第２の熱処理条件で第２の熱処理（Ｓ５）を行なったものを製造した。
【００４３】
また、比較データとして、Ｚｎを１ａｔ％、Ｇｄを２ａｔ％とし、残部をＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行なった。次に、加熱溶解した材料を、図７（ｂ）で示す様に、金型で鋳造し（Ｓ１）、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作成し、更に、鋳造したインゴットを５２０℃で２時間おいて溶体化処理を行った（Ｓ２）。また、３５０℃以上５２０℃未満の温度範囲、かつ、第１の熱処理条件で第１の熱処理（Ｓ３）を行ない、続いて、押出温度３５０℃において押出比１０として塑性加工（押出加工）（Ｓ４）を行なったものを製造した。
【００４４】
上記の様にして得られたそれぞれのマグネシウム合金を室温にて引張試験を行なった結果を表１に示す。なお、表１中"実施例１"及び"比較例１"は押出加工前の組織分類がＢタイプに属するものであり、表１中"実施例２"及び"比較例２"は押出加工前の組織分類がＰタイプに属するものであり、表１中"実施例３"及び"比較例３"は押出加工前の組織分類がＳＨタイプに属するものを示している（図６参照。）。また、引張試験におけるひずみ速度は、ε＝５．０×１０−４ｍｍ／ｓである。
【００４５】
【表１】
2010070824.tif 000003
【００４６】
表１から明らかな様に、押出加工前の組織分類が、Ｂタイプ、Ｐタイプ、ＳＨタイプのいずれの場合であっても、実施例は比較例と比較して、０．２％耐力、引張強さ、伸び等の機械的特性が全体的に向上していることが分かる。
【００４７】
また、図８に実施例１〜実施例３のマグネシウム合金の１０００時間熱処理後の降伏強度と延性との関係のグラフを示しているが、図８から明らかな様に、実施例１〜実施例３のいずれのマグネシウム合金も、２００℃（４７３Ｋ）程度までであれば、１０００時間の熱処理後であっても、極めて高い引張強さと伸びを示すことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】Ｐタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで６０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真である。
【図２】ＳＨタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで４０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真である。
【図３】ＳＨタイプの押出材に時効処理を施すことでマグネシウム合金の金属組織中にβ'相とＬＰＳＯが出現している状態（４７３Ｋで６０時間の時効処理を施したもの）を示すＴＥＭ写真である。
【図４】マグネシウム合金の製造方法を説明するためのフローチャートである。
【図５】マグネシウム合金の熱処理及び押出加工の温度を模式的に示すグラフである。
【図６】熱処理温度と熱処理時間における金属組織に析出する析出物の区域を示すグラフである。
【図７】本発明の実施例及び比較例に対しての機械的特性の評価を行なうための各工程を説明するためのブロック図である。
【図８】実施例１〜実施例３のマグネシウム合金の１０００時間熱処理後の降伏強度と延性との関係のグラフである。
【符号の説明】
【００４９】
１    マグネシウム合金
２    長尺状析出物（β'相群＝β'相若しくはその一部がβ１相に変化したもの若しくはＧＰ帯）
３    長周期積層構造（ＬＰＳＯ）
【図１】
2010070824.tif 000004
【図２】
2010070824.tif 000005
【図３】
2010070824.tif 000006
【図４】
2010070824.tif 000007
【図５】
2010070824.tif 000008
【図６】
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【図７】
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【図８】
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