(57)【要約】  本発明は、合金成分の制御を通じて、中心偏析や逆偏析のような鋳造欠陷を著しく減少可能であるだけでなく、従来の常用マグネシウム合金板材に比べて成形性にも優れた非熱処理型マグネシウム合金板材に関するものである。  本発明にかかるマグネシウム合金板材は、Ａｌ：１〜３重量％、Ｓｎ：０.５〜３重量％を含み、残りマグネシウムからなり、中心偏析及び逆偏析によるビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値のバラツキが、最大１０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：１〜３重量％、Ｓｎ：０.５〜３重量％を含み、残りマグネシウムからなり、中心偏析及び逆偏析によるビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値のバラツキが、最大１０Ｈｖ以下であることを特徴とする非熱処理型マグネシウム合金板材。
【請求項２】
前記マグネシウム合金板材は、薄板鋳造したものであって、その微細組織は、Ｍｇ２Ｓｎ２次相を含むことを特徴とする、請求項１に記載の非熱処理型マグネシウム合金板材。
【請求項３】
前記Ｍｇ２Ｓｎ２次相の体積分率は、５％以下であることを特徴とする、請求項２に記載の非熱処理型マグネシウム合金板材。
【請求項４】
前記マグネシウム合金板材は、降伏強度が２００ＭＰａ以上であり、限界ドームの高さ（ＬＤＨ）が５ｍｍ以上であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の非熱処理型マグネシウム合金板材。
【請求項５】
前記マグネシウム合金板材は、降伏強度が２００ＭＰａ以上であり、限界ドームの高さ（ＬＤＨ）が６ｍｍ以上であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の非熱処理型マグネシウム合金板材。
【請求項６】
前記マグネシウム合金板材は、成形後母粒子（ｐａｒｅｎｔｓ ｇｒａｉｎ）に８５〜９０°傾斜した引張双晶（ｔｅｎｓｉｏｎ ｔｗｉｎ）の分率が５％以上であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の非熱処理型マグネシウム合金板材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、薄板鋳造したマグネシウム合金板材に関し、より具体的には、合金成分の調節を通じて、中心偏析や逆偏析のような鋳造欠陷を著しく減少可能であるだけでなく、圧延過程において形成される析出相を介して、後続の熱処理過程における結晶粒の成長を抑制することにより、常温成形性を向上した非熱処理型マグネシウム合金板材に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム合金は、低比重、優れた比強度及び剛性を有する構造材料用の合金であって、最近、携帯電話、ノート型パソコンのような軽量化が要求される携帯電子器機用の素材として、また燃費向上のための自動車用の素材として、その需要が増大しつつある。ところで、マグネシウム合金の研究は、主に鋳造用部品に限定されており、とりわけ自動車エンジンやギアー部品への適用のための高温物性の向上に関心が集中されてきたが、一方、板材のように、より多様な分野に適用することができる加工用マグネシウム合金に関する研究はもの足りないのが実情であった。
【０００３】
最近、マグネシウム合金のより多様な適用のために、加工用マグネシウム製品に対する要求が高くなっており、このために多い研究機関において加工用マグネシウム合金に関する研究が行われている。特に、薄板鋳造法で製造されるマグネシウム板材は、加工用合金の中でも活用度が大きいだけに、多数の研究が行われてきて、常用化されるにまで至った。
【０００４】
しかし、最近のマグネシウム合金の開発動向は、高強度・高成形性合金の開発を目標として多くの合金元素を添加するか、或いは高価の稀土類元素を用いているため、価格競争力が劣るのが実情である。このため、これまでは、薄板鋳造により製造される加工用のマグネシウム板材は、ＡＺ３１合金が唯一であり、この合金は、産業市場において最も普遍的に使用され得る機械的特性を有している。
【０００５】
一方、板材状のアルミニウム合金もまた、機械的強度が２００ＭＰａ以下の降伏強度を有する製品が、自動車産業やその他の外装材産業において多様に使われていることに鑑みると、マグネシウム合金板材の早期商用化および価格競争力の確保のためには、薄板鋳造用の非熱処理型合金の開発が至急であると言える。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、従来の薄板鋳造用マグネシウム合金が有する鋳造組織の欠陷と、低い機械的強度、また常温成形性を改善及び解決しようとする課題のために研究開発されたものであって、マグネシウム合金の組成の調節を通じて偏析のような鋳造欠陷を減少し、微細組織の制御を通じて高価の稀土類元素を含まなくても、相当な機械的強度とともに良好な常温成形性を得ることができる非熱処理型マグネシウム合金板材を提供することを、解決しようとする課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記のような課題を解決するために、本発明はＡｌ：１〜３重量％、Ｓｎ：０.５〜３重量％を含み、残りマグネシウムからなり、中心偏析及び逆偏析によるビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値のバラツキが、最大１０Ｈｖ以下であることを特徴とする非熱処理型マグネシウム合金板材を提供する。
【０００８】
また、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、薄板鋳造したものであって、その微細組織は、Ｍｇ２Ｓｎ２次相を含んでいてもよい。
【０００９】
また、本発明にかかるマグネシウム合金板材において、前記Ｍｇ２Ｓｎ２次相の体積分率は、５％以下であることを特徴とする。
【００１０】
また、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、降伏強度が２００ＭＰａ以上であり、限界ドームの高さ（ＬＤＨ）が５ｍｍ以上、より好ましくは、６ｍｍ以上であることを特徴とする。
【００１１】
さらに、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、成形後母粒子（ｐａｒｅｎｔｓ ｇｒａｉｎ）に８５〜９０°傾斜した引張双晶（ｔｅｎｓｉｏｎ ｔｗｉｎ）の分率が５％以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明にかかるマグネシウム合金板材は、添加合金元素による凝固区間の変化によって、薄板鋳造工程で製造された合金において生じる逆偏析及び中心偏析の欠陷を大きく改善し、高成形性のための熱処理工程を経た後でも、機械的強度が、従来の非熱処理型の薄板鋳造マグネシウム合金に比べて優れたマグネシウム合金板材を提供することができる。
【００１３】
さらに、本発明において提供するマグネシウム合金板材は、従来の高成形性及び高強度特性のために添加されていた高価の稀土類元素を添加しなくとも優れた成形性を示しており、他の軽量構造材料に対する市場競争力を上げることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、本発明の実施例において用いたマグネシウム合金板材を製造するための薄板鋳造装置の概路図である。
【図２】図２は、本発明にかかるマグネシウム合金板材と常用ＡＺ３１合金とから任意採取した合金板材を５等分し、それぞれ厚さ方向に硬度値の分布を示した図である。
【図３】図３は、本発明にかかるマグネシウム合金板材と常用ＡＺ３１合金とで鋳造組織の断面の組成分布を、ＥＰＭＡを通じて示したものである。
【図４】図４は、本発明にかかるマグネシウム合金板材のＸ線回折試験の結果である。
【図５】図５は、本発明にかかるマグネシウム合金板材の限界ドームの高さの評価方法を示した概路図である。
【図６】図６は、本発明にかかるマグネシウム合金板材（ａ）と常用ＡＺ３１合金（ｂ）の常温限界ドームの高さ（ＬＤＨ）実験を行った後の形状を示したものである。
【図７】図７は、限界ドームの高さ実験を行った試片を分析するための切断面を示したものである。
【図８】図８は、図７に示した部分において、本発明にかかるマグネシウム合金（ａ）と常用ＡＺ３１合金（ｂ）の結晶粒の変化をグラフで示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明の実施例を説明するために用いられる単数の形態は、文句がこれとは明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態をも含む意味である。そして、‘含む'の意味は、特定の特性、領域、定数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、定数、段階、動作、要素、成分及び／または群の存在や付加を除外するものではない。
【００１６】
別途に定義してはいないが、ここに用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が、一般的に理解する意味と同一の意味である。また、一般的に用いられる辞書に定義された用語は、関連の技術文献と現在開示された内容に符合する辞書に定義された用語は、関連の技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り、理想的であるか若しくは非常に公式的な意味と解釈してはいけない。
【００１７】
以下、添付の図面を参照しながら、マグネシウム合金板材の製造方法及びこれを用いて製造されたマグネシウム合金板材に関する実施例を詳細に説明するが、本発明は、下記の実施例に制限されるものではない。したがって、当該分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の技術的思想から逸脱しない範囲内で本発明を多様に変更することができるのは自明なことである。
【００１８】
本発明にかかるマグネシウム合金板材は、Ａｌ：１〜３重量％、Ｓｎ：０.５〜３重量％を含み、残りマグネシウムからなり、中心偏析及び逆偏析によるビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値のバラツキが最大１０Ｈｖ以下であり、非熱処理型であることを特徴とする。
【００１９】
薄板鋳造工程において、材料の凝固区間が、鋳造材の偏析及びその程度に大きく影響を与える。薄板鋳造中、溶湯がロールのセットバック距離（ｓｅｔｂａｃｋ ｄｉｓｔａｎｃｅ）区間を通る過程において凝固が起きる場合、板材の内部の固液共存の液相領域は、２つのロールによる圧搾により、中心部から表面部にスクィージングされ、結果的に表面部において組成密度の高い偏析帯が形成されるが、これを逆偏析と称し、このような逆偏析は、特に凝固区間が長い合金であればあるほど、深刻に発達するようになる。凝固区間が相対的に狭いアルミニウム合金の場合は、凝固区間の長いマグネシウム合金に比べて逆偏析の傾向が少ない方であり、マグネシウム合金であっても、合金元素によって凝固区間の差がある場合は、偏析される程度に差が生じる。このような逆偏析は、鋳造材の微細組織の制御を困難とするだけではなく、高温で長期間の均質化処理をしなければならず、機械的物性はもちろん、表面処理にも悪影響を与える。
【００２０】
本発明者は、上記のような逆偏析の問題点を解決するために、機械的物性を阻害しない範囲内で薄板鋳造に用いられるマグネシウム合金の凝固区間を調節したが、本発明にかかるマグネシウム合金のように、マグネシウムに１〜３重量％のＡｌと、０.５〜３重量％のＳｎを添加した合金系の場合、Ｆａｃｔｓａｇｅ Ｖ６.２で計算された平衡状態図において３０〜５０Ｋの凝固区間を有することとなり、これは、従来の薄板鋳造用合金系であるＡＺ３１が約８０〜９０Ｋの凝固区間を有することに比べて、半分程度に当たる。これにより、本発明より提供する合金は、凝固区間がアルミニウム合金と類似した５０Ｋ以下の凝固区間を形成して、逆偏析を大きく減少させることができる。
【００２１】
このような逆偏析の傾向性は、合金組成の分布で確認することが可能であるが、凝固区間が長い合金の場合、中心偏析及び逆偏析が発達するため、鋳造組織において、合金組成の分布が中心と板材縁とで高く現われるが、本発明にかかるマグネシウム合金は、厚さ方向への組成のバラツキが大きなものにはならない。板材の厚さ方向における全体の組成分布のバラツキが、常用ＡＺ３１薄板鋳造材の場合、平均的に３０〜５０％を有することに対し、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、組成のバラツキが１０％以下である。
【００２２】
一方、一般的に鋳造材において組成の分布の差が大きい場合、部分的な硬度の差を示すようになる。これは、逆偏析や中心偏析のような高濃度の偏析帯や共晶相（ｅｕｔｅｃｔｉｃ ｐｈａｓｅ）で構成された２次相が密集している場合、周りに比べて高硬度値を示すようになる。このような硬度差を用いて偏析帯の傾向性を数値化することが可能であり、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、板材の厚さ方向へのビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値のバラツキが、最大１０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
【００２３】
また、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、Ｍｇ２Ｓｎ２次相の形成により、従来の常用ＡＺ３１に比べて優れた機械的物性を示す。非熱処理型合金の場合、微細組織の制御のための熱処理工程を用いていないため、機械的強度を高くするために使用可能な強化メカニズムは制限的である。本発明にかかるマグネシウム合金板材は、イメージプロプラス６.０プログラムを用いて光学イメージを測定した場合、Ｍｇ２Ｓｎ２次相の体積分率は、５％以下である。
【００２４】
特に、ＡＺ３１のように合金元素の含有量が少ない場合、主な強化メカニズムは、圧延のような後続の加工熱処理であるしかないが、圧延後アニールによる結晶粒の成長とともに、内部歪み（ｓｔｒａｉｎ）の焼鈍しによりアニール時間が経つにつれ機械的強度が急激に落ちる現象を見せ、これは、アニール温度が上がれば上がるほど、さらに顕著となる。
【００２５】
本発明にかかるマグネシウム合金は、鋳造後の均質化処理過程において２次相の体積分率が大きく減少するものの、圧延過程において動的析出過程を経て再び組織の内部に微細に分布するようになり、このような２次相の分布は、アニール過程において結晶粒の成長を抑制し、長時間熱処理を行っても、機械的強度が大幅に下落することを抑えることができる。
【００２６】
前記マグネシウム合金の組成を上記のように限定した理由は、Ａｌの含有量を１重量％未満とする場合、鋳造時の流動性の改善効果及び強度向上の効果が不十分となり、３重量％を超えて添加する場合、凝固区間が広くなってしまい、偏析制御の効果が不十分であるからである。
【００２７】
また、Ｓｎの含有量を０.５重量％未満とする場合、Ｍｇ２Ｓｎ２次相の体積分率が少なく、機械的物性の向上に寄与する程度が微弱であり、３重量％を超えて添加される場合、均質化処理の温度及び時間が長くなり、圧延過程において形成される２次相が局所的に多量分布するようになり、成形及び延伸率の向上に悪影響を及ぼす。
【００２８】
一般的なマグネシウムは、常温でスリップ系（ｓｌｉｐ ｓｙｓｔｅｍ）の不在により成形性が良くないが、このようなスリップ系を代替する変形因子として双晶（ｔｗｉｎ）の挙動が重要であると知られている。
【００２９】
本発明にかかるマグネシウム合金板材は、このような双晶のうち、母粒子（ｐａｒｅｎｔｓ ｇｒａｉｎ）と８５〜９０゜の角を成す引張双晶（ｔｅｎｓｉｏｎ  ｔｗｉｎ）の発達により、従来のＡＺ３１合金とは異なる、優れた常温成形性を備えた合金を提供する。
【００３０】
以下では、本発明の好ましい実施例に基づいて、本発明をより詳細に説明する。
【００３１】
［マグネシウム合金板材の製造］
先ず、純Ｍｇ（９９.９％）と純Ａｌ（９９.９％）、及び純Ｓｎ（９９.９％）の原料を、図１に示された双ロ−ル式の薄板鋳造工程装備の溶解炉１０を通じて、ＣＯ２とＳＦ６との混合ガスの雰囲気下で溶解した後、溶湯をノズル２０を用いて２つの冷却ロール３０の間に注入して、板材を製造した。このとき、両方の冷却ロール間の間隔は約２ｍｍに維持されるようにし、溶湯の注入時、冷却ロールの回転速度を約４ｍ／ｍｉｎに維持したが、このような条件下で、溶湯の冷却速度は２００〜３００Ｋ／ｓとなるように鋳造し、このような鋳造方法を通じて、長さが約５ｍ、幅が約７０ｍｍ、及び厚さが約２ｍｍであるマグネシウム合金板材を得た。
【００３２】
先ず、凝固区間による偏析の傾向性を確認するために、ＥＰＭＡ分析とともに、部位別硬度の測定を行った。
【００３３】
図２は、ＰＯＳＣＯ社より薄板鋳造法で製造したＡＺ３１（比較例）板材とＡＴ３３（実施例２）マグネシウム合金板材とから５０ｃｍの長さに任意選定した試片を５等分し、１０ｃｍの長さの試片で任意の部分に対する厚さ方向への硬度を測定して示したのである。この時、ビッカース硬度は、１００ｇｆ荷重、維持時間５秒の条件で測定を行った。
【００３４】
図２から見られるように、ＡＺ３１の場合、中心部と表面部で局所的に高い硬度値を示しており、全体的に不均一な傾向性を示している。これに比べて、ＡＴ３３（実施例２）の場合、部分的に偏析による硬度差をある程度示しているが、平均してバラツキ値が１０Ｈｖ以内であって、これに対し、ＡＺ３１合金の場合、平均的に１０〜２０Ｈｖ以上のバラツキを示しており、ＡＺ３１に比べて全体的に均一な値を示している。
【００３５】
図３のＥＰＭＡ分析を通じて確認された結果からも、ＡＴ３１合金（実施例１）の場合、中心偏析と逆偏析の傾向性がＡＺ３１に比して相当減少したことが確認でき、マッピング結果から組成の分布図を確認してみると、ＡＺ３１の場合、中心部と表面部に行くにつれ組成の分布が増加することが確認されるが、ＡＴ３１の場合、板材の厚さ別の組成分布の差がほぼ認められないことを確認することができる。これは、相対的に凝固区間の狭い合金で薄板鋳造をした時、逆偏析及び中心偏析の傾向性が大きく減少することを示している。
【００３６】
［加工熱処理］
以上のとおり鋳造された板材を、次のような後続の加工熱処理を行った。先ず、鋳造された板材を、４００℃で３時間、溶体化処理を行った。次いで、溶体化処理した板材を２００℃に予熱し、２００℃に加熱された圧延ロールで熱間圧延を行った。
【００３７】
熱間圧延時、パス当たり１０％ずつの圧下率を与えながら、５パスで最終圧下率５０％で圧延を行い、最終の厚さが約１〜０.７ｍｍである板材を得た。
【００３８】
［機械的特性の評価］
以上のように薄板鋳造及び加工熱処理した板材を、下記表１に示されているようにアニール処理をした後、機械的物性及び成形性の評価を行った。
【００３９】
マグネシウム合金板材の引張特性を評価するために、ゲージ長１２.６ｍｍ、ゲージ幅５ｍｍ、厚さ１ｍｍを有する引張試片を作製し、６.４×１０-４ｓ-１の変形率速度で引張試験を行った。
【００４０】
また、製造したマグネシウム合金板材のプレス成形性を評価するために、限界ドームの高さ（ＬＤＨ）試験を行った。図２は、本発明の実施例によるマグネシウム合金板材の限界ドームの高さ（ＬＤＨ）を評価した方法を示す概略図である。限界ドームの高さ試験は、直径５０ｍｍ、厚さ０.７ｍｍのディスク状試験片を製作した後、上部ダイと下部ダイとの間に試験片を挿入した後、５ｋＮの力で試片を固定し、潤滑油は、公知のプレス油を用いた。そして、２７.５ｍｍの直径を有する球形パンチを用い、０.１ｍｍ／ｓｅｃの速度で変形を加え、ディスク状試片の破断時までパンチを挿入した後、破断時の変形の高さを測定する方式で行った。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
非熱処理型合金にて提供される前記合金は、代表的な非熱処理型合金であるＡＺ３１と同様に、アニール時間が経つにつれ、またアニール温度が高くなることにより機械的強度が減少する傾向を示しており、これと同時に延伸率が増加し、さらに成形性、すなわちＬＤＨ値が増加する傾向を見せている。
【００４３】
一般的に、引張延伸率を成形性との代替項目として用いているが、上記の表から明らかなように、延伸率と成形性を示すＬＤＨ値とが絶対的に比例するものではない。したがって、成形性を示す指標として一軸の引張の延伸率よりは、実際に成形過程を伴うテストを行う方が、より好適であると言える。
【００４４】
ＡＺ３１と比べた時、類似した降伏強度値を有する条件で、成形性はＡＴ合金の方がより優れていることが分かり、また、類似したＬＤＨ値を有するＡＴ合金のうち、Ｓｎがさらに添加されたＡＴ３３合金の降伏強度値がより高いということが分かる。全体的に、降伏強度とＬＤＨ値とが反比例の関系を示しているが、全体的な機械的特性の性向は、従来の常用ＡＺ３１合金に比べて優れた機械的物性とＬＤＨ値とを有する。
【００４５】
図３は、常用ＡＺ３１とＡＴ合金のＬＤＨ評価後の試片の様子を示し、図４は、図３で示されている試片において、断面部で最も変みのひどいｔｏｐ部分と、変形を受けていない縁との組織変化を、図４のように板材のｎｏｒｍａｌ方向と、これに対してマグネシウム六方晶（０００２）のｂａｓａｌ面の方向との間で結晶角の差をグラフで示した。このグラフで、結晶角の差の小さい部分の分率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）が高いほど、（０００２）面の集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）が発達することを示す。また、全体的に分率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）が分散されるほど、ランダムな組織を有することを意味する。
【００４６】
上記の発明合金の場合、常用ＡＺ３１に比べて変形後高角において多くの分率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）を示しているが、これは、変形過程において形成される引張双晶（ｔｅｎｓｉｏｎ ｔｗｉｎ）によるものである。このような引張双晶は、スリップ系が足りないマグネシウムにおいて成形性を向上するのに大きく寄与する。
【００４７】
本発明は、凝固区間が狭い合金元素の制御を通じて鋳造組織を一様にさせ、偏析による欠陷を大きく改善するだけでなく、高価格の稀土類元素を用いることなくても、優れた機械的強度と成形性を有するマグネシウム合金板材を提供する。また、本発明にかかるマグネシウム合金板材は、非熱処理型合金であり、アニール時間によって降伏強度とＬＤＨ値が線形的あ変化を示すため、多様な適用分野に符合するように用いることができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６（ａ）】
2014535005.tif 000009
【図６（ｂ）】
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【図７】
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【図８】
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【手続補正書】
【提出日】平成26年4月23日(2014.4.23)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４０】
また、製造したマグネシウム合金板材のプレス成形性を評価するために、限界ドームの高さ（ＬＤＨ）試験を行った。図５は、本発明の実施例によるマグネシウム合金板材の限界ドームの高さ（ＬＤＨ）を評価した方法を示す概略図である。限界ドームの高さ試験は、直径５０ｍｍ、厚さ０.７ｍｍのディスク状試験片を製作した後、上部ダイと下部ダイとの間に試験片を挿入した後、５ｋＮの力で試片を固定し、潤滑油は、公知のプレス油を用いた。そして、２７.５ｍｍの直径を有する球形パンチを用い、０.１ｍｍ／ｓｅｃの速度で変形を加え、ディスク状試片の破断時までパンチを挿入した後、破断時の変形の高さを測定する方式で行った。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
【表１】
2014535005.tif 000013
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４５】
図６は、常用ＡＺ３１とＡＴ合金のＬＤＨ評価後の試片の様子を示し、図４は、図６で示されている試片において、断面部で最も変みのひどいｔｏｐ部分と、変形を受けていない縁との組織変化を、図８のように板材のｎｏｒｍａｌ方向と、これに対してマグネシウム六方晶（０００２）のｂａｓａｌ面の方向との間で結晶角の差をグラフで示した。このグラフで、結晶角の差の小さい部分の分率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）が高いほど、（０００２）面の集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）が発達することを示す。また、全体的に分率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）が分散されるほど、ランダムな組織を有することを意味する。
【国際調査報告】
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2014535005.tif 000015
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