(57)【要約】【課題】優れた成形性を有する易成形性マグネシウム合金板材及びその製造方法を提供する。【解決手段】規定量の軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、Ｚｎ、及び必要により、Ｍｎ、Ｚｒを添加したマグネシウム合金、もしくは規定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要により、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加したマグネシウム合金を、特定の条件で、熱間・温間圧延し、特定の条件で、焼鈍することにより、（０００２）面集合組織の板幅方向に極が現れ、それに起因して、常温におけるエリクセン値が８．０以上である、易成形性マグネシウム合金板材の製造方法、その易成形性マグネシウム合金板材及びその製品。【効果】デジタルカメラ、ノートパソコン、ＰＤＡ等の家電製品プレス成形体に積極的に適用することが可能な、易成形性マグネシウム合金板材及びその製品を提供することができる。【選択図】図１
2010013725.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が０．０１〜１．０質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行うことにより、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有するマグネシウム合金板材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項２】
Ｙ及び／又はＳｃの総量が、０．５質量％以下である、請求項１に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項３】
軽希土類元素の総量が、０．０１〜０．７質量％である、請求項１又は２に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項４】
軽希土類元素として、軽希土類元素を主成分とする希土類元素混合物（ミッシュメタル：Ｍｍ）を使用する、請求項１〜３のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項５】
軽希土類元素に代わるＣａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行うことにより、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有するマグネシウム合金板材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項６】
Ｃａの総量が、０．０１〜０．３質量％である、請求項５に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項７】
更に、総量が０．０１〜２．０質量％であるＡｌを添加する、請求項５又は６に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項８】
更に、総量が０．０１〜０．８質量％であるＭｎ及び／又はＺｒを添加する、請求項１から７のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項９】
Ｍｎ及び／又はＺｒの総量が、０．０１〜０．５質量％である、請求項８に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１０】
試料温度を４００℃〜５００℃で熱間圧延する、請求項１〜９のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１１】
総圧下率３０％以上の熱間・温間圧延を行う、請求項１〜１０のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１２】
熱間・温間圧延した後に、熱処理による焼鈍を行う、請求項１から１１のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１３】
熱処理による焼鈍により、粒界の新しい配列を伴う再結晶を起こす、請求項１２に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１４】
焼鈍時の試料温度が、２６０℃〜４５０℃、保持時間が、１０分〜３時間である、請求項１２又は１３に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１５】
焼鈍時の試料温度が、３００℃〜４００℃、保持時間が１０分〜３時間である、請求項１２〜１４のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１６】
Ｌｉの含有量が０．１質量％未満であり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項１７】
軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が、０．０１〜１．０質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金からなり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項１８】
Ｙ及び／又はＳｃの総量が、０．５質量％以下である、請求項１７に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項１９】
軽希土類元素の総量が、０．０１〜０．７質量％である、請求項１７〜１８のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２０】
軽希土類元素として、軽希土類元素を主成分とする希土類元素混合物（ミッシュメタル：Ｍｍ）を使用したことを特徴とする、請求項１７〜１９のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２１】
軽希土類元素に代わるＣａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％であり、Ｚｎの総量が、０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金をからなり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２２】
Ｃａの総量が、０．０１〜０．３質量％である、請求項２１記載の易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２３】
更に、総量が０．０１〜２．０質量％であるＡｌが添加されている、請求項２１又は２２に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２４】
更に、総量が０．０１〜０．８質量％であるＭｎ及び／又はＺｒが添加されている、請求項１７から２３のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項２５】
Ｍｎ及び／又はＺｒの総量が、０．０１〜０．５質量％である、請求項２４に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
【請求項２６】
常温（３０℃）で、エリクセン値が少なくとも８．０以上である、請求項１６〜２５のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
【請求項２７】
請求項１６〜２６のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製プレス成形体。
【請求項２８】
板幅方向に（０００２）面の極を有する集合組織を示す、請求項２７に記載のマグネシウム合金製プレス成形体。
【請求項２９】
請求項２７又は２８に記載のマグネシウム合金製プレス成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、易成形性マグネシウム合金の製造方法、そのマグネシウム合金板材、マグネシウム合金製プレス成形体及びマグネシウム合金製部材に関するものであり、更に詳しくは、軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）、及びＺｎを含み、Ｍｎ、Ｚｒを特定量添加したマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、焼鈍を行うことで、集合組織を改質し、常温においても、５０００系もしくは６０００系アルミニウム合金並の成形性を有することを可能とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法、マグネシウム合金板材、そのプレス成形体及び部材に関するものである。
【０００２】
更に、本発明は、上記軽希土類元素の代わるＣａ、及びＺｎを含み、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを特定量添加したマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、焼鈍を行うことで、集合組織を改質し、常温においても、５０００系もしくは６０００系アルミニウム合金並の成形性を有することを可能とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法、マグネシウム合金板材、そのプレス成形体及び部材に関するものである。本発明は、宇宙・航空材料、電子機器材料、自動車部材等の幅広い分野で利用することが可能な易成形性マグネシウム合金板材、そのプレス成形体及び筐体等のマグネシウム合金製部材を提供するものである。
【背景技術】
【０００３】
マグネシウムは、実用構造金属材料中、最も低密度（＝１．７ｇ／ｃｍ３）であり、金属材料特有の易リサイクル性を有し、資源も豊富に存在することから、次世代の構造用軽量材料として注目されている。現在、日本におけるマグネシウム製品の多くは、ダイキャスト等の鋳造法により作製されている。これらの手法により、薄肉成形が可能となったことが、マグネシウム合金の工業化を助長した最大の要因である。
【０００４】
特に、家電製品では、パソコン、携帯電話、デジタルカメラ等の家電製品筐体に、マグネシウム合金鋳造材が利用されている。しかし、現状の鋳造法による生産法には、鋳造欠陥を補うための後処理が必要であること、歩留りが低いこと、部材の強度・剛性に問題があること、等の問題が存在する。
【０００５】
一般的に、プレス成形は、歩留まりが高く、成形と同時に高強度・高靭性化を図ることができることから、需要拡大の有効な手段と言える。マグネシウム合金製板材から、プレス成形により成形体を作製できる場合、薄肉、かつ高強度な成形体を、安価なプロセスで、作製することができ、家電製品筐体等の分野で、多くの需要が予測できる。
【０００６】
金属の塑性変形の基本となる転位の運動性は、すべり面間隔／原子間距離の比に影響されることが知られている。したがって、最密六方構造（ＨＣＰ構造）であるマグネシウム合金の場合、ａ軸長さとｃ軸長さの比（ｃ／ａ比）が大きく（ｃ／ａ＝１．６２３６）、底面すべりと非底面すべりでは、転位の運動性に大きな違いが生じる。
【０００７】
そのため、マグネシウム合金の非底面すべりの臨界分解せん断応力（ＣＲＳＳ）は、常温において、他のすべり系と比較して、非常に大きく、常温成形性は、必然的に低い。更に、マグネシウム合金板材には、（０００２）面が、板面に対して、平行に配向する集合組織が形成されるため、塑性変形時の板厚方向の歪みが期待できず、そのことが、常温成形性を妨げる一因となっている。
【０００８】
成形性に乏しいマグネシウム合金の、常温成形性を向上させる手法としては、規定量のリチウムを添加したマグネシウム合金板材を利用する手法が知られている（特許文献１，２）。この方法は、具体的には、マグネシウム（合金）に、８質量％以上のＬｉを添加し、ＨＣＰ構造を有するマグネシウム中に、体心立方晶（β相）を晶出させ、成形性を著しく向上させるものである。更に、Ｌｉの添加により、ｃ／ａ比を低め（非特許文献１）、相乗的に成形性を向上させるものである。一方、Ｌｉの添加は、マグネシウムの腐食特性を著しく劣化させるため、実用的ではない。それゆえに、Ｌｉを添加せずに、成形性を向上させる技術が望まれている。
【０００９】
Ｌｉを添加せずに、マグネシウム合金の常温成形性を改善する手段としては、異周速圧延（非特許文献２参照）、クロス圧延法（特許文献３参照）を利用して、（０００２）面の集合組織形成を弱めた圧延材を作製する方法が挙げられる。本手法を利用すると、油性潤滑剤が十分利用可能な、１５０〜２３０℃の温度でも、高い成形性（エリクセン値：約１３）を確保することができる。しかし、本手法により作製されたマグネシウム合金の、常温（３０℃）における成形性は、低いものであり、せいぜい、エリクセン値で、６程度である（非特許文献３参照）。
【００１０】
更に、低温（１５０℃以下）で、プレス成形を実現する手段としては、適当な熱処理を経た、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ等の軽希土類元素を、適当量添加したマグネシウム合金板材を利用することが挙げられる（特許文献４参照）。この手法は、軽希土類元素を、適当量添加して、マグネシウムのｃ／ａ比を低め、マグネシウムの塑性異方性を軽減するものである。しかし、この手法により作製されたマグネシウム合金の、常温（３０℃）における成形性は、エリクセン値で、せいぜい４〜５程度である。
【００１１】
現在、幅広い分野で利用されているアルミニウム合金の常温成形性（エリクセン値）は、上記のマグネシウム合金よりも著しく高く、５０００系合金では、８．３（５０８３−Ｏ材）、６０００系合金では、９．２（６０６１−Ｔ４材）、１０００系合金では、１１．０（１１００−Ｏ材）である（非参考文献４参照）。
【００１２】
したがって、マグネシウム合金に関しても、今後、マグネシウム合金板材の著しい需要増加を見込むためには、アルミニウム合金板材に準ずる、もしくは匹敵する常温成形性（常温でのエリクセン値が８．０以上）を付与することが必要であり、当技術分野においては、優れた易成形性を有する新しいマグネシウム合金板材の製造技術及びその製品を開発することが強く要請されていた。
【００１３】
【特許文献１】特開２００４−１５６０８９号公報
【特許文献２】特開平４−３２５３５号公報
【特許文献３】特開２００４−１０９５９号公報
【特許文献４】特願２００８−１４８５３８号
【非特許文献１】Ｒ．Ｓ．Ｂｕｓｋ，Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ  ＡＩＭＥ，Ｖｏｌ．１８８（１９５０）１４６０−１４６４
【非特許文献２】Ｙ．Ｃｈｉｎｏ  ｅｔ  ａｌ．：Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．，Ｖｏｌ．４３（２００２），ｐｐ．２５５４−２５６０
【非特許文献３】千野靖正：金属，Ｖｏｌ．７８（２００８），ｐｐ．３２７−３３２
【非特許文献４】アルミニウムハンドブック（第４版），軽金属協会編（軽金属協会発行，東京，１９８９），ｐ．９８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
このような状況の中で、本発明者らは、上記従来技術に鑑みて、アルミニウム合金板材に準ずる、もしくは匹敵する常温成形性、すなわち、常温でのエリクセン値が８．０以上の成形性を有する優れた易成形性マグネシウム合金板材を製造することを目標として鋭意研究を重ねた結果、マグネシウムに、特定量の軽希土類元素類（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、Ｚｎ、及び必要により、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な熱処理に供することにより、集合組織を改質し、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する、優れた易成形性を有するマグネシウム合金板材を作製することに成功した。
【００１５】
また、マグネシウムに、特定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要により、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な熱処理に供することにより、集合組織を改質し、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する、優れた易成形性を有するマグネシウム合金板材を作製することに成功し、本発明を完成するに至った。
【００１６】
本発明は、優れた成形性を有する易成形性マグネシウム合金板材の製造方法を提供することを目的とするものである。また、本発明は、該マグネシウム合金板材を成形して、複雑形状を有するマグネシウム合金製プレス成形体及びマグネシウム合金製部材を常温で作製する当該マグネシウム合金製プレス成形体等の製造方法を提供することを目的とするものである。更に、本発明は、上記手法により作製されたマグネシウム合金板材、マグネシウム合金製プレス成形体及びマグネシウム合金製部材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】
【００１７】
（１）軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が０．０１〜１．０質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行うことにより、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有するマグネシウム合金板材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（２）Ｙ及び／又はＳｃの総量が、０．５質量％以下である、前記（１）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（３）軽希土類元素の総量が、０．０１〜０．７質量％である、前記（１）又は（２）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（４）軽希土類元素として、軽希土類元素を主成分とする希土類元素混合物（ミッシュメタル：Ｍｍ）を使用する、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（５）軽希土類元素に代わるＣａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、熱間・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行うことにより、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有するマグネシウム合金板材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（６）Ｃａの総量が、０．０１〜０．３質量％である、前記（５）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（７）更に、総量が０．０１〜２．０質量％であるＡｌを添加する、前記（５）又は（６）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（８）更に、総量が０．０１〜０．８質量％であるＭｎ及び／又はＺｒを添加する、前記（１）から（７）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（９）Ｍｎ及び／又はＺｒの総量が、０．０１〜０．５質量％である、前記（８）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１０）試料温度を４００℃〜５００℃で熱間圧延する、前記（１）〜記（９）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１１）総圧下率３０％以上の熱間・温間圧延を行う、前記（１）〜（１０）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１２）熱間・温間圧延した後に、熱処理による焼鈍を行う、前記（１）から（１１）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１３）熱処理による焼鈍により、粒界の新しい配列を伴う再結晶を起こす、前記（１２）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１４）焼鈍時の試料温度が、２６０℃〜４５０℃、保持時間が、１０分〜３時間である、前記（１２）又は（１３）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１５）焼鈍時の試料温度が、３００℃〜４００℃、保持時間が１０分〜３時間である、前記（１２）〜（１４）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１６）Ｌｉの含有量が０．１質量％未満であり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
（１７）軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が０．０１〜１．０質量％であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金からなり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
（１８）Ｙ及び／又はＳｃの総量が、０．５質量％以下である、前記（１７）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（１９）軽希土類元素の総量が、０．０１〜０．７質量％である、前記（１７）〜（１８）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（２０）軽希土類元素として、軽希土類元素を主成分とする希土類元素混合物（ミッシュメタル：Ｍｍ）を使用したことを特徴とする、前記（１７）〜（１９）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（２１）軽希土類元素に代わるＣａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％であり、Ｚｎの総量が、０．４〜２．６質量％であり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金をからなり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
（２２）Ｃａの総量が、０．０１〜０．３質量％である、前記（２１）記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（２３）更に、総量が０．０１〜２．０質量％であるＡｌが添加されている、前記（２１）又は（２２）に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（２４）更に、総量が０．０１〜０．８質量％であるＭｎ及び／又はＺｒが添加されている、前記（１７）から（２３）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（２５）Ｍｎ及び／又はＺｒの総量が、０．０１〜０．５質量％である、前記（２４）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（２６）常温（３０℃）で、エリクセン値が少なくとも８．０以上である、前記（１６）〜（２５）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（２７）前記（１６）〜（２６）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製プレス成形体。
（２８）板幅方向に（０００２）面の極を有する集合組織を示す、前記（２７）に記載のマグネシウム合金製プレス成形体。
（２９）前記（２７）又は（２８）に記載のマグネシウム合金製プレス成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製部材。
【００１８】
次に、本発明について更に詳細に説明する。
本発明は、常温（３０℃）で、エリクセン値が８．０以上の優れた成形性を有する易成形性マグネシウム合金板材を製造する方法であって、軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が０．０１〜１．０質量％、好ましくは０．０１〜０．７質量％の範囲であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％の範囲であり、適宜、０．０１〜０．８質量％、好ましくは０．０１〜０．５質量％の範囲のＭｎ及び／又はＺｒを含むものであり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、適当な条件で熱処理に供することを特徴とするものである。本発明において、エリクセン値が８．０以上とは、エリクセン値が少なくても８．０の値であることを意味する。
【００１９】
また、本発明は、常温（３０℃）で、エリクセン値が８．０以上の優れた成形性を有する易成形性マグネシウム合金板材を製造する方法であって、Ｃａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％、好ましくは０．０１〜０．３質量％の範囲、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％の範囲であり、必要に応じて、Ｍｎ及び／又はＺｒを０．０１〜０．８質量％、好ましくは０．０１〜０．５質量％の範囲、Ａｌを０．０１〜２．０質量％の範囲含み、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、適当な条件で焼鈍することを特徴とするものである。
【００２０】
また、本発明は、上記製造方法で作製した易成形性マグネシウム合金板材であって、軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、及びＺｎを含み、軽希土類元素の総量が０．０１〜１．０質量％、好ましくは０．０１〜０．７質量％の範囲であり、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％の範囲であり、適宜、０．０１〜０．８質量％、好ましくは０．０１〜０．５質量％の範囲のＭｎ及び／又はＺｒを含むものであり、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金からなり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有し、常温（３０℃）で、エリクセン値が少なくとも８．０の成形性を示すことを特徴とするものである。
【００２１】
また、本発明は、上記製造方法で作製した易成形性マグネシウム合金板材であって、Ｃａ、及びＺｎを含み、Ｃａの総量が０．０１〜０．６質量％、好ましくは０．０１〜０．３質量％の範囲、Ｚｎの総量が０．４〜２．６質量％の範囲であり、必要に応じて、Ｍｎ及び／又はＺｒを０．０１〜０．８質量％、好ましくは０．０１〜０．５質量％の範囲、Ａｌを０．０１〜２．０質量％の範囲含み、他に不可避に混入する不純物を含むことにより構成されるマグネシウム合金板材であり、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有し、常温（３０℃）で、エリクセン値が少なくとも８．０の成形性を示すことを特徴とするものである。
【００２２】
また、本発明は、上記製造方法で作製した易成形性マグネシウム合金板材の成形体であって、板幅方向に（０００２）面の極を有する集合組織を示すマグネシウム合金製プレス成形体、及び該マグネシウム合金製プレス成形体からなるマグネシウム合金部材の点に特徴を有するものである。
【００２３】
本発明者らは、以前の研究において、マグネシウム合金プレス成形体を、従来のプレス成形法よりも、低温で作製するための手段として、マグネシウムに、微量の軽希土類元素（Ｃｅ、Ｙ）を添加して、マグネシウムの成形性を向上させることを着想した。マグネシウムへの軽希土類元素の添加は、底面すべりと非底面すべりのＣＲＳＳの差を低減させ、結果として、圧延材の塑性異方性を低減し、圧延材に優れた成形性をもたらした。しかしながら、これらの合金のエリクセン値は、せいぜい４〜５程度であり、アルミニウム合金と比較して、低いものであった。
【００２４】
そこで、本発明者らは、上記マグネシウム合金の成形性を更に改善する手段として、Ｚｎを適当量添加し、更に、当該合金を、適当な条件で熱間・温間圧延することを着想し、詳細かつ系統的な実験を試みた。その結果の一つとして、図１に、後記する実施例で用いるＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．２質量％Ｃｅ合金圧延材の（０００２）面集合組織を示す。
【００２５】
３９０℃で圧延した試料には、焼鈍の有無にかかわらず、商用マグネシウム合金圧延材（ＡＺ３１Ｂ圧延材等）に特有の集合組織が現れた。すなわち、ＮＤ方向（垂直方向）からＲＤ方向（圧延方向）に、約３０°回転した付近に、（０００２）面の極が現れ、ＲＤ方向に、（０００２）面が傾いた分布を示した。
【００２６】
それに対して、４５０℃で圧延し、更に、３５０℃（９０分）で焼鈍した試料の集合組織には、ＮＤ方向からＴＤ方向（板幅方向）に約３０°回転した付近に、（０００２）面の極が現れ、ＲＤ方向よりもＴＤ方向に、（０００２）面が傾いた分布を示した。ＴＤ方向に広がりを持った集合組織を示すＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．２質量％Ｃｅ合金圧延材（４５０℃圧延材）は、商用マグネシウム合金よりも、ランダムな集合組織を有するため、成形性は、著しく向上した。
【００２７】
軽希土類元素と亜鉛を添加したマグネシウム合金を、熱間圧延すると、商用マグネシウム合金とは全く異なる集合組織が現れる原因の一つとして、ｃ／ａ比の変化が挙げられる。図１の４５０℃圧延材の焼鈍後の集合組織は、Ｍｇ−Ｌｉ合金の（０００２）面集合組織と酷似している（文献：Ｈ．Ｔａｋｕｄａ  ｅｔ  ａｌ．：Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ａ  Ｖｏｌ．２７１（１９９９）２５１−２５６）。
【００２８】
Ｍｇ−１８ａｔ％Ｌｉ合金のｃ／ａ比（常温）は、１．６０８６であり、純Ｍｇ（１．６２３６）よりも著しく低い値を取る（非特許文献１）。それゆえに、軽希土類元素類とＺｎの添加が、マグネシウム合金のｃ／ａ比に影響を及ぼし、結果として、図１に示す集合組織が発現すると考えることができる。
【００２９】
結果的に、本発明者らは、マグネシウムに、規定量の軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、Ｚｎ、及び必要により、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な熱処理に供することにより、板材の（０００２）面集合組織に板幅方向に極を発現させ、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する成形性及び延性を有する易成形性マグネシウム合金板材及びその加工材を作製することに成功した。
【００３０】
すなわち、本発明者らは、具体的には、Ｌｉを利用せずに、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する、優れた成形性、すなわち、エリクセン値が８．０以上の成形性を有する易成形性マグネシウム合金板材を作製することに成功した。
【００３１】
本発明者らは、更なる詳細かつ系統的な実験を試みた結果、規定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要により、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な条件で熱処理を行うことにより、希土類元素を添加した合金とほぼ同じ集合組織が形成され、優れた常温成形性が発現することを発見した。
【００３２】
その結果の一つとして、図２（ｄ）に、後記する実施例で用いるＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の（０００２）面集合組織を示す。本試料は、厚み５ｍｍの試料を、試料温度４５０℃で、１ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の結果である。
【００３３】
Ｍｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の集合組織には、ＮＤ方向からＴＤ方向（板幅方向）に約３０°回転した付近に、（０００２）面の極が現れ、ＲＤ方向よりもＴＤ方向に、（０００２）面が傾いた分布を示した。ＴＤ方向の広がりを持った集合組織を示すＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材は、商用マグネシウム合金よりもランダムな集合組織を有するため、成形性は、著しく向上した。
【００３４】
その結果、本発明者らは、マグネシウムに、規定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要により、Ｍｎ、Ｚｒ，Ａｌを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な条件で熱処理を行うことにより、板材の（０００２）面集合組織に、板幅方向に極を発現させ、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に匹敵する成形性及び延性を有するマグネシウム合金板材を作製することに成功した。
【００３５】
すなわち、本発明者らは、具体的には、Ｌｉや軽希土類元素を利用せずに、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に匹敵する易成形性、すなわち、エリクセン値が８．０以上の成形性を有するマグネシウム合金板材を作製することに成功した。
【００３６】
次に、本発明を発現させるために必要な合金組成について詳細に説明する。はじめに、軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上を添加したマグネシウム合金の合金組成について説明する。本発明において、軽希土類元素の１種以上とは、上記元素の１種又は２種以上であることを意味する。
【００３７】
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍは、マグネシウムに常温で殆ど固溶せず（文献：Ｌ．Ｌ．Ｒｏｋｈｌｉｎ：“Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ  Ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ  Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌｓ”，（Ｔａｙｌｏｒ  ＆  Ｆｒａｎｃｉｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，２００３）ｐｐ．１８−６７）、固溶硬化の影響は少ない。
【００３８】
一方、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍの１種以上を１．０質量％以上添加すると、軽希土類元素が析出し、成形性・延性を低下させるため、本発明では、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍの１種以上の添加量は、１．０質量％以下、好ましくは０．７質量％以下に設定すべきである。
【００３９】
Ｙ、Ｓｃは、マグネシウムに、常温で２質量％以上固溶する（文献：Ｌ．Ｌ．Ｒｏｋｈｋｉｎ：“Ｍａｇｎｅｉｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ  Ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ  Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌｓ”，（Ｔａｙｌｏｒ  ＆  Ｆｒａｎｃｉｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，２００３）ｐｐ．１８−６７）。しかし、Ｙ及び／又はＳｃを、０．５質量％よりも多く添加すると、固溶硬化の影響が強くなり、成形性及び延性に悪影響を及ぼす。それゆえに、本発明では、Ｙ及び／又はＳｃの添加量は、０．５質量％以下に設定すべきである。
【００４０】
なお、軽希土類元素単体と比較して、入手が容易であるミッシュメタル（Ｍｍ：軽希土類元素を主成分とする希土類元素群）を代用品として利用しても、同様の効果が発現することを実験により確認している。本発明では、該ミッシュメタル（Ｍｍ）を、「Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｙ、Ｓｃのいずれかを主成分とする希土類元素群」として、それらと同等のものとして取り扱うこととする。
【００４１】
前述の通り、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍは、常温で、Ｍｇに固溶せず、その１種以上を１．０質量％以上添加すると、析出物として、素材の成形性に悪影響を及ぼす。一方、Ｙ、Ｓｃは、常温で、Ｍｇに固溶するが、その１種以上を０．５質量％以上添加すると、固溶硬化の影響が無視できず、素材の成形性に悪影響を及ぼす。なお、それぞれの添加元素が素材の成形性に及ぼす因子は、独立しており、軽希土類元素群を合わせて、添加することができる。
【００４２】
Ｚｎは、マグネシウムに、常温で、２〜３質量％固溶する（文献：Ｂｉｎａｒｙ  ａｌｌｏｙ  ｐｈａｓｅ  ｄｉａｇｒａｍｓ，Ｔ．Ｂ．Ｍａｓｓａｌｓｋｉ（ｅｄ．）（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ  Ｐａｒｋ，Ｏｈｉｏ，１９８６），ｐｐ．２５７１−２５７２）。
【００４３】
３質量％程度のＺｎを添加すると、析出物が形成され、成形性・延性が低下するため、添加量は、２．６質量％以下と設定すべきである。また、Ｚｎ添加の影響を顕在化させるためには、０．４質量％以上の添加が必要である。
【００４４】
Ｍｎ、Ｚｒの添加は、マグネシウム合金板材の結晶粒径を微細にするため、材料強化に有効である。一方、Ｍｎ、Ｚｒを一定以上添加すると、粗大なＭｎ、Ｚｒ相、もしくはＭｎ、Ｚｒ基金属間化合物相が内部に形成され、材料の成形性及び延性が劣化する。それゆえに、本発明では、Ｍｎ、Ｚｒの添加量は、０．０１〜０．８質量％、より好ましくは０．０１〜０．５質量％に設定することが好ましい。
【００４５】
次に、軽希土類元素の代わりに、Ｃａを添加したマグネシウム合金の合金組成について説明する。Ｃａは、マグネシウムに、常温で、殆ど固溶せず［文献：Ｂｉｎａｒｙ  ａｌｌｏｙ  ｐｈａｓｅ  ｄｉａｇｒａｍｓ，Ｔ．Ｂ．Ｍａｓｓａｌｓｋｉ（ｅｄ．）（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ  Ｐａｒｋ，Ｏｈｉｏ，１９８６），ｐｐ．９２５−９２８］、固溶硬化の影響は少ない。
【００４６】
一方、０．６質量％以上（あるいは０．３質量％以上）のＣａを添加すると、金属間化合物のＭｇ２Ｃａ等が析出し、圧延性、成形性、延性を低下させるため、Ｃａの添加量は、０．６質量％以下、好ましくは０．３質量％以下と設定すべきである。また、Ｃａ添加の影響を顕在化させるためには、０．０１質量％以上の添加が必要である。
【００４７】
Ｚｎは、マグネシウムに、常温で、２〜３質量％固溶する［文献：Ｂｉｎａｒｙ  ａｌｌｏｙ  ｐｈａｓｅ  ｄｉａｇｒａｍｓ，Ｔ．Ｂ．Ｍａｓｓａｌｓｋｉ（ｅｄ．）（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ  Ｐａｒｋ，Ｏｈｉｏ，１９８６），ｐｐ．２５７１−２５７２］。
【００４８】
３質量％程度のＺｎを添加すると、析出物が形成され、成形性・延性が低下するため、Ｚｎの添加量は、２．６質量％以下と設定すべきである。また、Ｚｎ添加の影響を顕在化させるためには、０．４質量％以上の添加が必要である。
【００４９】
Ｍｎ、Ｚｒの添加は、マグネシウム合金板材の結晶粒径を微細にするため、材料強化に有効である。一方、Ｍｎ、Ｚｒを一定以上添加すると、粗大なＭｎ、Ｚｒ相、もしくはＭｎ、Ｚｒ基金属間化合物相が内部に形成され、材料の成形性及び延性が劣化する。それゆえに、本発明では、Ｍｎ，Ｚｒの添加量は、０．０１〜０．８質量％、より好ましくは０．０１〜０．５質量％に設定することが好ましい。
【００５０】
Ａｌは、マグネシウムに、常温で、１〜２質量％固溶し［文献：Ｂｉｎａｒｙ  ａｌｌｏｙ  ｐｈａｓｅ  ｄｉａｇｒａｍｓ，Ｔ．Ｂ．Ｍａｓｓａｌｓｋｉ（ｅｄ．）（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ  Ｐａｒｋ，Ｏｈｉｏ，１９８６），ｐｐ．１６９−１７１］、固溶強化を手段とした材料強化に有効である。
【００５１】
しかし、Ａｌを一定以上添加すると、Ｃａ、Ｚｎ添加の効果が無くなり、板材の（０００２）面集合組織に、板幅方向の極が発現しなくなるため、Ａｌの添加量は、２．０質量％以下と設定すべきである。なお、軽希土類元素を添加した合金にＡｌを添加すると、Ａｌ−ＲＥ（希土類元素）系金属間化合物が形成し、常温成形性が劣化する。そのため、軽希土類元素を添加した合金へのＡｌの添加は、避けるべきである。
【００５２】
次に、上記組成により構成されるマグネシウム合金の圧延条件及び焼鈍条件について説明する。上記組成により構成されるマグネシウム合金板材の成形性を向上させるためには、試料を、熱間・温間圧延等の熱間・温間加工に供し、更に、焼鈍を行うことにより、板幅方向に（０００２）面の極が現れる集合組織を作り込む必要がある。板幅方向に（０００２）面の極が現れる集合組織を作り込むために必要とされる加工条件は、添加する元素（軽希土類元素、Ｃａ）の種類により異なる。
【００５３】
図１に示す通り、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ系合金においては、試料を、高温（４５０℃程度）に加熱した上で、熱間・温間圧延を行い、更に、焼鈍を行うと、板幅方向に（０００２）面の極が現れる集合組織が発現する。一方、試料温度３９０℃で、圧延を実施すると、焼鈍を行っても、板幅方向に（０００２）面の極は現れず、成形性は、改善されない。なお、この現象は、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｌａ系合金においても確認されている（後記する、実施例１７、比較例６を参照）。
【００５４】
このように、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ系合金及びＭｇ−Ｚｎ−Ｌａ系合金の（０００２）面集合組織に、板幅方向の極を発現させるためには、４００℃以上の試料温度で、熱間・温間加工を行う必要がある。なお、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ系合金及びＭｇ−Ｚｎ−Ｌａ系合金に好適な試料温度は、ロール加熱機構の有無により若干異なる。ロールに、加熱機構があり、ロール表面を、２００℃程度に加熱できる場合は、圧延時の試料温度を、低く設定することができる。具体的には、試料温度を４００〜４３０℃程度に設定すると良い。
【００５５】
ロールに、加熱機構が無く、ロール表面温度が、常温〜１００℃である場合は、圧延前の試料温度を４３０〜４８０℃程度に設定する必要がある。なお、圧延前の試料温度を、５００℃以上に設定すると、加熱時に、結晶粒の異常粒成長が起こり、圧延後の試料組織が不均一となるため、避けるべきである。
【００５６】
一方、他の軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ）の１種以上を添加したマグネシウム合金の（０００２）面集合組織には、比較的低温（４００℃未満）で、温間加工を行っても、板幅方向に（０００２）面の極が現れる。また、軽希土類元素の代わりに、Ｃａを添加したマグネシウム合金に関しても、比較的低温（４００℃未満）で、温間加工を行っても、板幅方向に（０００２）面の極が現れる。
【００５７】
そのため、Ｃｅ、Ｌａ以外の軽希土類元素を主に添加したマグネシウム合金、及び、Ｃａを添加したマグネシウム合金に関しては、圧延温度の制約は無く、熱間・温間圧延を実施することにより、成形性の改善に資する集合組織を作り込むことができる。
【００５８】
上記組成により構成されるマグネシウム合金板材の（０００２）面集合組織に、板幅方向の極を発現させるためには、一定以上の加工を行い、十分な歪みエネルギーを試料に投入する必要がある。図２に、後記するＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の（０００２）面集合組織を示す。
【００５９】
本試料は、厚み５ｍｍの試料を、試料温度４５０℃もしくは３５０℃で、厚み４ｍｍ（圧下率２０％）もしくは１ｍｍ（圧下率８０％）まで圧延し、３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の結果である。圧下率２０％の圧延を行った試料の（０００２）面集合組織には、試料温度に関係無く、板幅方向に明確な極は現れない。
【００６０】
一方、圧下率の高い圧延（圧下率８０％）を行った試料には、板幅方向に明確な極が発現する。このように、集合組織を改質するためには、少なくとも圧下率３０％以上の圧延、より好ましくは５０％以上の圧延を行い、試料に十分な歪みエネルギーを投入する必要がある。
【００６１】
上記組成により構成されるマグネシウム合金板材の（０００２）面集合組織に、板幅方向の極を発現させるためには、上記条件で熱間・温間圧延を行った試料に、適当な条件の熱処理を行うことが不可欠である。図３に、後記するＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の熱処理前後の（０００２）面集合組織を示す。図３に示す通り、焼鈍前の試料には、圧延温度（３９０℃及び４５０℃）に関係なく、板幅方向に、（０００２）面の極は現れない。
【００６２】
また、低温（２５０℃）で焼鈍を行っても、板幅方向に、（０００２）面の極は現れない。すなわち、適当な条件、２６０℃、１０分以上、好ましくは３００℃以上、１０分以上で焼鈍を行い、粒界の新しい配列を伴う再結晶を起こさないと、板幅方向に、（０００２）面の極は現れず、優れた常温成形性は発現しない。しかし、４５０℃を越える温度で３時間以上の焼鈍を行うと、焼鈍中に異常粒成長が起こり、常温成形性は劣化する。そのため、焼鈍条件は、４５０℃以下、３時間未満に設定すべきである。
【００６３】
なお、粒界の新しい配列を伴う再結晶とは、焼鈍中に新たな大傾角粒界の発生を伴う再結晶を指し、大傾角粒界の発生を伴わない再結晶（いわゆる回復）とは区別される。一般的に、大傾角粒界の発生を伴う再結晶は、加工した金属を融点の約１／２以上の温度に加熱すると発現する。マグネシウムの融点は、６５０℃であるので、焼鈍中の粒成長を抑制しつつ、粒界の新しい配列を伴う再結晶を起こすためには、３００℃〜４００℃で、焼鈍を行うことが最も好ましい。
【００６４】
上記本発明の要素を駆使して作製されたマグネシウム合金板材は、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に匹敵する常温成形性、すなわち、エリクセン値が８．０以上の成形性を示す。ここでは、マグネシウム合金板材の成形性を表す指標として、エリクセン値を採用した。また、エリクセン試験は、ＪＩＳ  Ｂ７７２９及びＪＩＳ  Ｚ２２７４に準ずる試験を指す。
【発明の効果】
【００６５】
本発明により、次のような効果が奏される。
（１）マグネシウムに、規定量の軽希土類元素、Ｚｎ、及び必要によりＭｎ、Ｚｒを添加した合金を、熱間・温間圧延に供し、更に、適当な熱処理に供することにより、易成形性マグネシウム合金板材を作製することができる。
（２）マグネシウムに、規定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要によりＡｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、適当な条件で熱間・温間圧延に供し、更に、適当な条件で熱処理に供することにより、易成形性マグネシウム合金板材を作製することができる。
（３）得られた板材の（０００２）面集合組織には、板幅方向に極が現れ、Ｌｉを利用せずに、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する優れた成形性（常温でエリクセン値が８．０以上）が付与される。
（４）上記易成形性マグネシウム合金板材を成形してなるマグネシウム合金製プレス成形体を作製し、提供することができる。
（５）上記マグネシウム合金製プレス成形体からなる筐体等のマグネシウム合金製部材を作製し、提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００６６】
次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明は、これらの実施例によって何ら限定されるものではない。
【実施例】
【００６７】
実施例１〜３９及び比較例１〜１４
（１）軽希土類元素を含むマグネシウム合金板材の製造
高周波炉を用いて、純マグネシウムインゴットを溶解した後、軽希土類元素（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）、ミッシュメタル（Ｍｍ）、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｚｒを適宜添加することにより、Ｍｇ合金を作製した。利用したＭｍの組成を表１に示す。
【００６８】
また、後記する表２に、Ｍｇ合金材料の組成を示す。上記マグネシウム合金（５０×３０×５０ｍｍ３）を、熱間押出し（押出し温度６７３Ｋ、押出し速度３ｍｍ／ｍｉｎ、押出し比６）に供し、押出し板材（断面積：５０×５ｍｍ２）を作製した。この押出し板材より、６０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を切出し、それらの試験片を圧延に供した。
【００６９】
圧延時の試料温度は、３５０℃〜４５０℃とし、圧延速度を５ｍ／ｍｉｎ、１パス毎の圧下率を１５〜２０％に設定し、厚み５ｍｍの試料を１ｍｍまで圧延した。最後に、圧延材を、３５０℃で、９０分の熱処理に供し、マグネシウム合金板材を製造した。ロール直径は、１５２ｍｍであり、ロール温度は、８０℃とした。ロールと試料の潤滑剤として、エステル系熱間圧延用潤滑剤を用いた。
【００７０】
【表１】
2010013725.tif 000003
【００７１】
比較材として、商用マグネシウム合金（ＡＺ３１Ｂ：Ｍｇ−３ｍａｓｓ％Ａｌ−１ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．５ｍａｓｓ％Ｍｎ）の圧延材を作製した。市販の押出し材より、６０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を切り出して、圧延を行った。圧延条件は、他の試験片と同じとした。
【００７２】
（２）Ｃａを含むマグネシウム合金板材の製造
高周波炉を用いて、純マグネシウムを溶解後、所定量のＣａ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加することにより、Ｍｇ合金を作製した。後記する表３に、Ｍｇ合金材料の組成を示す。上記Ｍｇ合金（５０×３０×５０ｍｍ３）を、熱間押出し（押出し温度６７３Ｋ、押出し速度３ｍｍ／ｍｉｎ、押出し比６）に供し、押出し板材（断面積：５０×５ｍｍ２）を作製した。
【００７３】
押出し板材より、６０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を切出し、それらの試験片を、圧延に供した。圧延時の試料温度は、３５０℃〜４５０℃とし、圧延速度を５ｍ／ｍｉｎで、厚み５ｍｍの試料を、４ｍｍもしくは１ｍｍまで圧延した。１パス毎の圧下率を１５〜２０％に設定した。最後に、圧延材を、２５０℃もしくは３５０℃で、９０分の焼鈍に供した。ロール直径は、１５２ｍｍであり、ロール温度は、８０℃以上とした。
【００７４】
（３）マグネシウム合金板材の特性評価
上記マグネシウム合金板材の成形性を評価するために、エリクセン試験を実施した。エリクセン試験は、ＪＩＳ  Ｂ７７２９及びＪＩＳ  Ｚ２２４７に準拠した。なお、ブランク形状は、板材形状の都合上、φ６０ｍｍ（厚み１ｍｍ）とした。成形速度は、５ｍｍ／ｍｉｎとし、しわ押さえ力は、１０ｋＮとした。潤滑剤には、グラファイトグリスを利用した。
【００７５】
上記マグネシウム合金板材の（０００２）面集合組織を、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）により測定し、（０００２）面のＴＤ方向への極の有無を調査した。測定に際しては、圧延材より、２０ｍｍ×２０ｍｍ×１ｍｍの板材を切り出し、厚み０．５ｍｍまで面削した上で、＃４０００のＳｉＣ研磨紙で表面研磨を実施した試料を利用した。
【００７６】
表２に、軽希土類元素を添加したマグネシウム合金板材のエリクセン試験及び集合組織測定の結果であるエリクセン値及びＴＤ方向の極の有無について、まとめて示す。試験番号４〜７、１０〜２５、２７〜３２は、実施例、試料番号１〜３、８、９、２６は、比較例である。試料番号３〜８（比較例３、４、実施例１〜４）までは、Ｃｅ量を０．２質量％と固定し、Ｚｎ量を変化させた際の結果である。
【００７７】
Ｚｎを規定値（０．１質量％〜３．０質量％）に設定し、圧延温度を４５０℃に設定すると、集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値は、８．０以上の値を示した。表２の結果より、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ合金の成形性は、ＡＺ３１Ｂ（試験番号１、２：比較例１、２）と比較して、著しく優れていることが分かる。
【００７８】
表２中の試験番号６、９（実施例３、比較例５）は、Ｚｎを１．５質量％とし、Ｃｅを０．２質量％とした合金を、４５０℃又は３９０℃で圧延した試料のエリクセン試験結果である。Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｅ合金に関しては、圧延温度を４５０℃に設定すると、（０００２）面集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値８．０以上の成形性が発現した。
【００７９】
表２中の試験番号１０（実施例５）は、Ｚｎを１．５質量％とし、Ｃｅを０．５質量％とした合金を、４５０℃で圧延した試料のエリクセン試験結果である。Ｃｅ添加量を規定量内で変化させても、エリクセン値８．０以上の成形性が発現した。
【００８０】
表２中の試験番号１１、１２（実施例６、７）は、Ｍｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．２質量％Ｃｅに、０．１質量％Ｍｎもしくは０．３質量％Ｚｒを添加した板材のエリクセン試験結果である。Ｍｎ及びＺｒを添加しても、集合組織は、改質され、高い成形性が確保されることが分かる。
【００８１】
表２中の試験番号１３〜１６（実施例８〜１１）は、Ｚｎを１．５質量％添加し、Ｙを０．２〜０．４質量％添加した合金を、試料温度３５０℃〜４５０℃で圧延した試料のエリクセン試験結果である。ＣｅをＹに代替しても、また、いずれの圧延温度においても、集合組織は、改質され、板材は、８．０以上のエリクセン値を示すことが分かる。
【００８２】
表２中の試験番号１７〜１９（実施例１２〜１４）は、Ｚｎを１．５質量％添加し、Ｓｃを０．１〜０．３質量％添加した合金を、試料温度３９０℃で圧延した試料のエリクセン試験結果である。ＹをＳｃに代替しても、集合組織は、改質され、板材は、８．０以上のエリクセン値を示すことが分かる。
【００８３】
表２中の試験番号２０、２１（実施例１５、１６）は、Ｚｎを１．５質量％添加し、Ｙ又はＳｃを０．２質量％添加し、Ｃｅを０．２質量％添加した合金を、試料温度３９０℃で圧延した試料のエリクセン試験結果である。ＣｅとＹ、又はＣｅとＳｃを合わせて添加しても、集合組織は、改質され、板材は、８．０以上のエリクセン値を示すことが分かる。
【００８４】
表２中の試験番号２２〜２５（実施例１７〜２０）は、Ｚｎを１．５質量％とし、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを０．２質量％添加した合金を、試料温度４５０℃圧延した試料のエリクセン試験結果である。すべての試料のエリクセン値は、８．０以上の値を示すことが分かる。
【００８５】
表２中の試験番号２６〜２９（実施例２１〜２３、比較例６）は、Ｚｎを１．５質量％とし、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを０．２質量％添加した合金を、試料温度３９０℃圧延した試料のエリクセン試験結果である。Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを添加した試料は、エリクセン値８．０以上の値を示す。一方、Ｌａを添加した試料のエリクセン値は、８．０未満である。
【００８６】
表２中の試験番号３０〜３２（実施例２４〜２６）は、Ｚｎを１．０〜１．５質量％とし、Ｍｍを０．２〜０．５質量％添加した合金のエリクセン試験結果である。軽希土類元素の混合物を利用しても、エリクセン値８．０以上の成形性を示す。
【００８７】
【表２】
2010013725.tif 000004
【００８８】
表３に、Ｃａを添加したマグネシウム合金板材のエリクセン試験及びＴＤ方向の極について、まとめて示す。試料番号３３，４７〜５３は、比較例、試料番号３４〜４６は、実施例である。試料番号３３〜試料番号３６までは、Ｚｎ量を１．５質量％と固定し、Ｃａ量を変化させ、試料温度４５０℃で１ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）で熱処理に供した際の結果である。
【００８９】
Ｃａ量を、適正な値に設定すると、集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値は、８．０以上の値を示した。表３の結果より、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金の成形性は、Ｍｇ−Ｚｎ系合金（試料番号３３）と比較して、著しく優れていることが分かる。
【００９０】
表３中の試験番号３５、３７、３８は、Ｃａ量を０．０８質量％とし、Ｚｎ量を変化させ、試料温度４５０℃で１ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）で熱処理に供した際の結果である。Ｚｎを既定値に設定することにより、集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値は、８．０以上の値を示した。
【００９１】
表３中の試験番号３９〜４２は、Ｃａ量を０．０８質量％、Ｚｎ量を１．５質量％とし、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｌを添加した合金を、試料温度４５０℃で１ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）で熱処理に供した際の結果である。Ｚｒ、Ｍｎ、Ａｌを添加しても、集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値は、８．０以上の値を示した。
【００９２】
表３中の試験番号４３〜４６は、Ｚｎ量を１．５質量％とし、Ｃａ量を０．０４質量％〜０．１２質量％とし、試料温度３５０℃もしくは３９０℃で１ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）で熱処理に供した際の結果である。マグネシウム合金の組成を既定値に設定すると、圧延温度にかかわらず、集合組織にＴＤ方向の極が現れ、エリクセン値は８．０以上の値を示した。
【００９３】
表３中の試験番号４７、４８は、Ｚｎ量を１．５質量％とし、Ｃａ量を０．０８質量％とし、試料温度３５０℃もしくは４５０℃で４ｍｍまで圧延し、３５０℃（９０分）で熱処理に供した際の結果である。規定された値よりも低い圧下率の圧延を行うと、熱処理を行っても、集合組織にＴＤ方向の極は現れない。
【００９４】
表３中の試験番号４９〜５３は、Ｚｎ量を１．５質量％とし、Ｃａ量を０．０８質量％とし、試料温度３５０℃〜４５０℃で１ｍｍまで圧延した試料の結果である。熱処理を行わない試料（試験番号５０、５２）の集合組織には、ＴＤ方向の極が現れなかった。
【００９５】
また、２５０℃（９０分）の熱処理に供した試料（試験番号５１、５３）の集合組織にも、ＴＤ方向の極は現れず、エリクセン値は、８．０未満である。すなわち、マグネシウム合金の組成を既定値に設定しても、適当な条件で熱処理を行わないと、集合組織は、改質されず、アルミニウム合金並の成形性が発現しないことが示された。
【００９６】
図１に、実施例で利用したＭｇ−１．５質量％−０．２質量％Ｃｅ合金圧延材の（０００２）面集合組織を示す。これは、所定の試料温度で、厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表すものである。
【００９７】
図中、（ａ）は、試料温度３９０℃で圧延を実施した試料の焼鈍前の集合組織を表し、（ｂ）は、試料温度３９０℃で圧延を実施した試料の焼鈍後の集合組織を表し、（ｃ）は、試料温度４５０℃で圧延を実施した試料の焼鈍前の集合組織を表し、（ｄ）は、試料温度４５０℃で圧延を実施した試料の焼鈍後の集合組織を表す。なお、（ｂ）は、試験番号９の試料の集合組織を示し、（ｄ）は、試験番号６の試料の集合組織を示す。
【００９８】
図２に、実施例で利用した、異なる圧下率で圧延を行った、Ｍｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の、（０００２）面集合組織を示す。これは、試料温度３５０℃又は４５０℃で、厚さ５ｍｍから４ｍｍまで、もしくは厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表すものである。
【００９９】
図中、（ａ）は、３５０℃で４ｍｍまで圧延した試料の集合組織を（試験番号４７）、（ｂ）は、３５０℃で１ｍｍまで圧延した試料の集合組織を（試験番号４３）、（ｃ）は、４５０℃で４ｍｍまで圧延した試料の集合組織を（試験番号４８）、（ｄ）は、４５０℃で１ｍｍまで圧延した試料の集合組織を示す（試験番号３５）。
【０１００】
図３に、実施例で利用したＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の熱処理前後の、（０００２）面集合組織を示す。これは、試料温度３９０℃又は４５０℃で、厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、一部の試料について、２５０℃又は３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表すものである。
【０１０１】
図中、（ａ）は、３９０℃で圧延した熱処理前の試料の集合組織を（試験番号５０）、（ｂ）は、３９０℃で圧延した試料を２５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を（試験番号５１）、（ｃ）は、３９０℃で圧延した試料を３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を（試験番号４５）示す。
【０１０２】
更に、（ｄ）は、４５０℃で圧延した熱処理前の試料の集合組織を（試験番号５２）、（ｅ）は、４５０℃で圧延した試料を２５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を（試験番号５３）、（ｆ）は、４５０℃で圧延した試料を３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を（試験番号３５）、示す。
【０１０３】
【表３】
2010013725.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【０１０４】
以上詳述したように、本発明は、易成形性マグネシウム合金板材及びその製造方法に係わるものであり、マグネシウムに特定量の軽希土類元素類（Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）の１種以上、Ｚｎ、及び必要によりＭｎ、Ｚｒを添加した合金を、熱間・温間圧延に供し、更に、適当な熱処理に供することにより、Ｌｉを利用せずに、易成形性マグネシウム合金板材を作製することができる。
【０１０５】
また、本発明は、マグネシウムに特定量のＣａ、Ｚｎ、及び必要によりＡｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加した合金を、熱間・温間圧延に供し、更に、適当な熱処理に供することにより、Ｌｉを利用せずに、易成形性マグネシウム合金板材を作製することができる。作製されたマグネシウム合金板材の（０００２）面集合組織には、板幅方向に（０００２）面の極が現れ、集合組織の改質により、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に準ずる、もしくは匹敵する優れた成形性が発現する。
【０１０６】
本発明は、デジタルカメラ、ノートパソコン、ＰＤＡ等、主に家電製品のプレス成形体を中心として積極的に適用することが可能な易成形性マグネシウム合金板材、そのプレス成形体及び筐体等の部材を提供するものとして有用である。
【図面の簡単な説明】
【０１０７】
【図１】実施例で利用したＭｇ−１．５質量％−０．２質量％Ｃｅ合金圧延材の（０００２）面集合組織を示したものであり、所定の試料温度で、厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表す。図中、（ａ）は、試料温度３９０℃で圧延を実施した試料の焼鈍前の集合組織を表し、（ｂ）は、試料温度３９０℃で圧延を実施した試料の焼鈍後の集合組織を表し、（ｃ）は、試料温度４５０℃で圧延を実施した試料の焼鈍前の集合組織を表し、（ｄ）は、試料温度４５０℃で圧延を実施した試料の焼鈍後の集合組織を表す。
【図２】実施例で作製した、異なる圧下率で圧延を行った、Ｍｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の、（０００２）面集合組織を示したものであり、試料温度３５０℃又は４５０℃で、厚さ５ｍｍから４ｍｍまで、もしくは厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表す。図中、（ａ）は、３５０℃で４ｍｍまで圧延した試料の集合組織を、（ｂ）は、３５０℃で１ｍｍまで圧延した試料の集合組織を、（ｃ）は、４５０℃で４ｍｍまで圧延した試料の集合組織を、（ｄ）は、４５０℃で１ｍｍまで圧延した試料の集合組織を示す。
【図３】実施例で作製したＭｇ−１．５質量％Ｚｎ−０．０８質量％Ｃａ合金圧延材の、熱処理前後の（０００２）面集合組織を示したものであり、試料温度３９０℃又は４５０℃で、厚さ５ｍｍから１ｍｍまで圧延を実施し、更に、一部の試料について、２５０℃又は３５０℃で９０分の焼鈍に供した試料の集合組織を表すものである。図中、（ａ）は、３９０℃で圧延した熱処理前の試料の集合組織を、（ｂ）は、３９０℃で圧延した試料を２５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を、（ｃ）は、３９０℃で圧延した試料を３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を、（ｄ）は、４５０℃で圧延した熱処理前の試料の集合組織を、（ｅ）は、４５０℃で圧延した試料を２５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を、（ｆ）は、４５０℃で圧延した試料を３５０℃（９０分）の熱処理に供した試料の集合組織を示す。
【図１】
2010013725.tif 000006
【図２】
2010013725.tif 000007
【図３】
2010013725.tif 000008