(57)【要約】【課題】軽量で、高強度と高延性を兼ね備えたＭｇ基合金が求められている。【構成】合金全体の平均組成が原子％による組成式Ｍｇ１００−ａ−ｂＬｎａＺｎｂ（式中、Ｌｎは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４、及び１．５≦ａ＋ｂ≦７である）であり、母相の結晶が平均粒径５μｍ以下の六方晶構造を有するＭｇから形成され、該結晶中の一部に濃度変調が存在し、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加していることを特徴とするマグネシウム基合金。急速凝固法により製造する。【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金全体の平均組成が原子％による組成式Ｍｇ１００−ａ−ｂＬｎａＺｎｂ（式中、Ｌｎは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４、及び１．５≦ａ＋ｂ≦７である）であり、母相の結晶が平均粒径５μｍ以下の六方晶構造を有するＭｇから形成され、該結晶中の一部に濃度変調が存在し、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加していることを特徴とするマグネシウム基合金。
【請求項２】
濃度変調を生じている部分の一部が長周期六方構造を有していることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム基合金。
【請求項３】
合金全体の平均組成が原子％による組成式Ｍｇ１００−ａ−ｂＬｎａＺｎｂ（式中、Ｌｎは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４、及び１．５≦ａ＋ｂ≦７である）のマグネシウム合金を溶融状態から１０４Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で急速凝固を行ない、母相の結晶が平均粒径５μｍ以下の六方晶構造を有するＭｇから形成される合金を作製した後に、１５０〜４００℃の温度において熱処理を行ない、結晶中の一部に濃度変調を生じさせるとともに、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加させることを特徴とするマグネシウム基合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度及び伸びに優れ、産業上の種々の分野に利用可能なマグネシウム基合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融状態の合金を急冷することにより種々の組成において、非晶質合金又は非常に微細な結晶を有する合金が得られることが知られている。これらの合金は急速凝固合金と呼ばれ、特にナノメートルサイズの微細な結晶からなる合金は、高い冷却速度が容易に実現できる単ロール法によって製造される場合が多く、Ｆｅ系、Ａｌ系、又はＭｇ系合金について数多くの急速凝固合金材料が得られている。なかでも、Ｍｇ系急速凝固合金は他の急速凝固合金に比べて低比重で軽量であり、種々の分野への応用が期待されている。このようなＭｇ系急速凝固合金としてＭｇ−Ａｌ−Ｍ（ＭはＧａ、Ｓｒ、Ｂａから選ばれる少なくとも１種以上）系急速凝固合金がある（特許文献１）。
【０００３】
しかし、単ロール法によって作製できるＭｇ系急速凝固合金の形状は薄帯に限られており、薄帯形状のままでは応用範囲が限定されるため、棒状などの種々の形状が可能である急速凝固合金材料を開発することが求められている。そのため、アトマイズ法を用いて、粉末形状の急速凝固合金を作製し、ホットプレスや押出し成型等により目的形状に固化成型が容易な合金が開発されている（特許文献２、３）。
本発明者らは、Ｍｇ基合金の組成と、その結晶構造を限定し、長周期六方構造を出現させることにより高強度と高延性を兼ね備えたＭｇ基合金が得られることを見出し、特願２００１−６０９７８号として出願するとともに、論文として報告した（非特許文献１）。
【０００４】
【特許文献１】
特開平５−１７１３３１号公報
【特許文献２】
特開平７−３３７５号公報
【特許文献３】
特開平７−９０４６２号公報
【０００５】
【非特許文献１】
Ａｋｉｈｉｓａ　Ｉｎｏｕｅ　ｅｔ　ａｌ．，「Ｎｏｖｅｌ　ｈｅｘａｇｏｎａｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｕｌｔｒａｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｏｆ　ｍａｇｎｅｓｉｕｍ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｉｎ　ｔｈｅ　Ｍｇ−Ｚｎ−Ｙ　ｓｙｓｔｅｍ」，．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｓｏｃｉｅｔｙ，Ｊｕｌｙ　２００１，Ｖｏｌ．１６，Ｎｏ．７，ｐ．１８９４−１９００
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
特開平７−３３７５号公報や特開平７−９０４６２号公報に開示されているＭｇ系急速凝固合金は５５０ＭＰａ前後の高い引張強度を有しているが、室温に保持した状態で脆化する現象が見られ、また、伸びも２．５％程度であり、従来のマグネシウム合金に比較して延性が良好であるとは言えなかった。そのため、構造材料としての応用範囲が狭く、実用化の観点から、粉末冶金の手法を用いた場合で５００ＭＰａ以上程度の引張強度を有し、延性が良好なＭｇ基合金が強く求められていた。
【０００７】
さらに、特開平７−９０４６２号公報に開示されているようなＭｇ基急速凝固合金は、通常、Ｍｇが９５原子％未満であるために比重が高く、Ｍｇの軽量という特性を阻害しており、Ｍｇを９３原子％以上、より好ましくは９６原子％以上含有し、軽量で、高強度と高延性を兼ね備えたＭｇ基合金が求められている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、これらの課題に鑑みて、Ｍｇ含有量が９３原子％以上であり、高強度、高延性のＭｇ基急速凝固合金材料を提供することを目的として、先の発明（特願２００１−６０９７８号）の合金について更に鋭意検討を行なったところ、長周期六方構造を生じなくとも、前記のＭｇ基合金と同等以上の強度を有する場合があることを見出し、その高強度が得られる条件についてさらに詳細に検討を行った。
【０００９】
その結果、マグネシウム基合金において、マグネシウムに希土類元素及びＺｎを加えて、その組成を特定し、さらに、母相の結晶である六方晶構造のＭｇ中に希土類元素及びＺｎの濃度変調部分を生じさせることにより高強度と高延性を兼ね備えたマグネシウム基合金が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１０】
すなわち、本発明は、合金全体の平均組成が原子％による組成式Ｍｇ１００−ａ−ｂＬｎａＺｎｂ（式中、Ｌｎは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４、及び１．５≦ａ＋ｂ≦７である）であり、母相の結晶が平均粒径５μｍ以下の六方晶構造を有するＭｇから形成され、該結晶中の一部に濃度変調が存在し、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加していることを特徴とするマグネシウム基合金である。
【００１１】
本発明のマグネシウム基合金において、その合金全体の平均の組成において、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素の含有量は０．５原子％以上５原子％以下、好ましくは１．０原子％以上３原子％以下である。
【００１２】
本発明において、ミッシュメタル（Ｍｍ）とはＣｅを主成分とする希土類金属の混合体を意味し、安価に希土類金属を用いることができる。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素が０．５原子％未満であると所望の濃度変調を得ることができず強度が低下し実用に供せない。また、５原子％を超えると、材料の脆化がみられるとともに比強度が低下してしまう。
【００１３】
Ｚｎは０．２原子％以上４原子％以下であり、好ましくは０．５原子％以上２原子％以下である。０．２原子％未満であるとＺｎの添加効果が見られず強度が低い。４原子％を超えると伸びが低下する。
【００１４】
ＬｎとＺｎの総和は１．５原子％以上７原子％以下であり、好ましくは２原子％以上４．５原子％以下、さらに好ましくは２．５原子％以上４原子％以下である。１．５原子％未満であると、濃度変調を得ることができずに強度が低下してしまい、７原子％を超えると脆化が認められるために実用に供せない。
【００１５】
本発明において、形成されるマグネシウム基合金の母相の結晶粒径は５μｍ以下の六方晶構造を有するＭｇから形成されている必要がある。母相の結晶粒径が５μｍを超えて粗大化していると強度の低下が顕著であり従来のマグネシウム合金に比べて顕著な強度増加がなくなる。なお、結晶粒径はどのような測定法を用いても構わないが、１μｍ以上であれば偏光光学顕微鏡により観察を行い、また、１μｍ未満であれば透過型電子顕微鏡により結晶粒径を観察することにより求めることが可能である。平均の結晶粒径は、各々の結晶が球であると仮定した場合の平均値である。本件明細書において、結晶粒径は、かかる測定法によるものである。
【００１６】
さらに、本発明においては、母相の結晶中の一部に濃度変調が存在し、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加している必要がある。好ましくは、合金全体の平均の組成に比べてＬｎの合計が１原子％以上６原子％以下及び／又はＺｎが１原子％以上６原子％以下の増加であり、濃度変調している部位の溶質組成がＬｎの合計で２原子％以上８原子％以下かつＺｎが１原子％以上８原子％以下、残部Ｍｇである。
【００１７】
本発明で、濃度変調とは、新たな化合物を析出することなしに結晶粒内で濃度変化することを意味する。この濃度変調の領域は母相の結晶中の一部に存在する必要があるが、本発明において領域の大きさは、通常、体積割合で母相結晶中の１０％から５０％の領域である。この濃度変調の部分において、Ｌｎの濃度が平均の組成と比べて２原子％未満の増加及びＺｎの濃度が平均の組成と比べて２原子％未満の増加である場合、この濃度変調による強度増加が顕著でなく、従来のマグネシウム合金に比べて大きな強度増加が得られない。また、Ｌｎの合計が６原子％を超えた増加及び／又はＺｎが６原子％を超えて増加した部位が存在する場合は、伸びが急激に低下するため実用に供せない。
【００１８】
本発明の上記の濃度変調の部分において好ましい結晶構造は、濃度変調を生じている部分の一部が長周期六方構造を有していることである。長周期六方構造を有している領域は、体積割合で濃度変調の部分の５０％〜９０％の範囲で存在することが好ましい。濃度変調の部分において長周期六方構造を有することにより、濃度変調の領域が安定して存在し、高強度と高延性を兼ね備えたマグネシウム合金となる。この長周期六方構造とは、マグネシウム単位胞ｃ軸長さ（０．５２ｎｍ）の整数倍を１周期として構造をなすものをいう。通常、その周期は３から７の範囲である。
【００１９】
さらに好ましい結晶構造は、上記長周期六方構造において、その長周期の中に原子層レベルで濃度変調が存在することである。例えば、長周期が７周期である場合には、Ｚｎ及び／又はＬｎが多い周期が２周期存在し、その他の５周期はＺｎ及び／又はＬｎが多くない周期となっている。合金の結晶中の濃度変調は、一般に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）又は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により試料を観察し、顕微鏡付属のＥＤＳなどの分析装置によって測定を行ない、観察することが可能である。
【００２０】
例えば、透過型電子顕微鏡で試料を観察する場合は、合金より１ｍｍ程度の破片をサンプリングした後、ＴＥＭに供する観察試料を作製し、明視野像により観察を行ない、その視野の中にある結晶粒から任意に１つを選択し、さらに分析モードで結晶粒全体の成分をＥＤＳにより測定し、さらに結晶粒内の任意の点についても３０ｎｍφ程度の測定スポットにより測定を行なう。結晶粒内の任意の点については、濃度変調がある部位には積層欠陥が生じ易いという特徴を利用し、明視野で観察される積層欠陥の付近を分析することにより、濃度変調がある部位について測定が行ない易くなる。
【００２１】
好ましい結晶形態としての長周期六方構造を観察する場合は、上記明視野観察した際に電子回折図形を得た後に、結晶格子のｃ軸が晶帯軸と直交する、つまり、電子線入射軸方向と直交する方位となるよう結晶粒を試料傾斜装置を用いて傾斜させる。さらに、得られた回折図形から結晶格子の（０００１）面に対応する回折斑点を見出し、回折図形中心と（０００１）回折斑点との間において、これを何等分かに内分する位置に回折斑点があれば、ｃ軸方向に長周期構造を持っていると判断できる。また、その周期の長さは、マグネシウム単位胞のｃ軸長さと内分の積である。
【００２２】
本発明のマグネシウム基合金は、急速凝固又は成形や加工などにより目的形状にした後に、結晶粒径及び濃度変調が上述の要件を満たしていれば、延性の改善や強度の上昇のために、熱処理や鍛造などの追加の加工を行なうことが可能であり、従来のＭｇ合金と同等に成型及び加工ができることから、本発明のマグネシウム基合金は工業的に有益である。
【００２３】
また、本発明のマグネシウム基合金は、急速凝固時に化合物を生じない程度にＮｉ，Ｃｏ，Ｇａ，Ｃｕ，又はＡｇの元素を１原子％以下の範囲で添加し、強度や延性をさらに向上させた材料を提供することができる。
【００２４】
本発明のマグネシウム基合金を作製する際の急速凝固の方法は、１０２Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固さえ行えれば特に限定されず、例えば、単ロール法によりリボン状の急速凝固合金を作製し、粉砕機により粉末形状の合金にした後、該合金を加工しながら成型することにより作製することが可能であり、また、金型鋳造を用いて溶融状態から急速に凝固させてバルク形状の急速凝固合金を作製し、該合金を目的形状に加工することにより作製することも可能である。また、ガスアトマイズ法を用いて、粉末形状の急速凝固合金を作製しても構わない。
【００２５】
例えば、代表的な単ロール法においては、孔径０．３〜２ｍｍの黒鉛製ノズルを用い、合金をノズル中で、アルゴン雰囲気下で溶融した後、アルゴン雰囲気中で、２００ｒｐｍから２０００ｒｐｍで回転している直径２０ｃｍ程度の銅ロールの回転面上に噴出圧０．５〜２．０ｋｇ／ｃｍ２で噴出し、急速凝固させることによりリボン状の合金を得ることができる。さらに、リボン状の合金はローターミルなどの粉砕機により粉体状の合金にする。粉砕中は、粉砕による発熱を防ぐために液体窒素などにより冷却を行ないながら粉砕することが望ましい。粉末状の合金は、最終製品にするための固化成型を容易に行なうために、平均粉末粒径を３０μｍ程度にすることが望ましい。
【００２６】
さらに、粉末形状の合金を押出し容器に充填した後、加熱を行ないながら押出し比３〜２０の押出し成型を行なうことにより容易に本発明のマグネシウム基合金からなる成型材を作製することができる。押出し比が３未満であると熱間で成型しても粉末が固化されず、押出し比が２０を超えると押出し容器の破壊などにより成型が困難になるので好ましくない。
【００２７】
さらに、本発明のマグネシウム基合金は製造方法に特に限定されず、前記以外の液体急冷法である双ロール法、溶融抽出法などを用いて、薄帯状やフィラメント状などの目的形状に近い製造方法を選択し、さらに、加工及び熱処理を施すことにより、種々の形状を有する本発明のマグネシウム基合金が容易に得られる。
【００２８】
さらに、本発明においては熱処理によっても母相の結晶中の一部に濃度変調を生じさせ、本発明のマグネシウム基合金を作製することができる。すなわち、合金全体の平均組成が原子％による組成式Ｍｇ１００−ａ−ｂＬｎａＺｎｂ（式中、Ｌｎは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、又はミッシュメタルから選ばれる１種以上の希土類元素、０．５≦ａ≦５、０．２≦ｂ≦４、及び１．５≦ａ＋ｂ≦７である）のマグネシウム合金を溶融状態から１０４Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で急速凝固を行ない、母相の結晶が平均粒径５μｍ下の六方晶構造を有するＭｇから形成される合金を作製した後に、１５０〜４００℃の温度において熱処理を行ない、結晶中の一部に濃度変調を生じさせるとともに、その濃度変調が合金全体の平均組成と比べて、Ｌｎの合計が１原子％以上６原子％以下又はＺｎが１原子％以上６原子％以下増加にすることを特徴とするマグネシウム基合金の製造方法である。
【００２９】
本発明の組成を有する合金を急速凝固を行なう際に冷却速度を上げると濃度変調をきたした部位が減少する傾向にあり、上記の温度範囲で熱処理を行なうことにより、濃度変調の部位を増加させることが可能である。熱処理温度が１５０℃未満であると熱処理の効果が見られず、また４００℃以上であると急激に軟化するため高強度のマグネシウム基合金を得ることができない。熱処理の温度の好ましい範囲は、２００℃〜３５０℃である。また、熱処理時間は５分から２４時間が好ましい。熱処理時間が５分未満であると合金の内部と外部の熱処理の効果が異なり中心部分まで熱処理を施すことができなくなる。また、２４時間を超えると化合物が析出し脆化する傾向にある。
【００３０】
【実施例】
次に、実施例及び比較例により本発明をさらに具体的に説明する。
実施例１
Ｍｇ９７Ｙ２Ｚｎ１（原子％）からなる合金を、アルゴン雰囲気中、先端に孔径１ｍｍのオリフィスを有した黒鉛製ノズル中で１０ｇ溶融した後、２０００ｒｐｍのロール回転数で回転している直径２０ｃｍの銅ロールの回転面上に、６５０℃でアルゴン雰囲気下、噴出圧０．５ｋｇ／ｃｍ２でノズルから溶湯を噴出させ、急速凝固させて、幅３ｍｍ厚さ５０μｍの連続した薄帯形状の急速凝固合金を作製した。次に、薄帯形状の急速凝固合金をローターミルにより粉末粒径が平均で５０μｍの粉末状にして押出容器に装入し、押出し成型を行なった。押出しの温度は５７３Ｋ、押出し比１０で成型を行なった。成型後の試料は機械加工により容器部分を削除し成型材とした後に、各種試験及び観察に供した。
【００３１】
引張り試験にはインストロン引張試験機を用い、ひずみ速度５×１０−４ｓ−１で試験し、強度及び伸びを測定した。結晶粒径及び長周期六方構造の測定は、試料中から５ヵ所サンプルを行い観察試料とし、透過型電子顕微鏡（日本電子製ＪＥＭ−３０００Ｆ）を用いて観察を行った。結晶粒径については各々の観察試料から２００００倍の観察において５視野の観察を行い結晶粒径とした。
【００３２】
また、濃度変調においては、合金全体の平均組成を求めるために２万倍の視野でＥＤＸによる組成分析を行った後の観察試料から結晶を任意に選択し、結晶中の積層欠陥が観察される部位の周辺を５点抽出し、ＥＤＸによる組成分析を行なった。測定の結果、平均の結晶粒径は１２０ｎｍであり、組成はＭｇ９７Ｚｎ１Ｙ２（原子％）であった。電子線を２０ｎｍにしてさらにＥＤＸの分析を行なったところ、結晶粒内の積層欠陥が観察される部位でＹ及びＺｎの濃度が一番高い部分はＭｇ８６Ｙ７Ｚｎ７（原子％）であった。その他、Ｍｇ９０Ｙ５Ｚｎ５やＭｇ９３Ｙ３Ｚｎ４の組成を有する部分も観察された。
【００３３】
さらに、ＹとＺｎの濃度が高かった部位について制限視野電子回折図形を得た。この回折図形を見ながら、Ｍｇのｃ軸が電子線入射方向と直交するよう結晶粒を透過電顕の試料傾斜装置を用いて傾斜させた。［０１０］入射となるよう傾斜させ、カメラ定数を１５０ｃｍとして回折図形を撮影した。濃度がＭｇ８６Ｙ７Ｚｎ７及びＭｇ９０Ｙ５Ｚｎ５の組成である部分から得られた回折図形からは、回折図形中心と（００１）Ｍｇ回折斑点との間において、これを３等分に内分する位置に回折斑点が見出された。
【００３４】
これよりＭｇのｃ軸方向に長周期六方構造を持っており、その周期の長さはＭｇ単位胞ｃ軸長さの３倍（１．５６ｎｍ）であることが判った。それ以外の部位については、長周期構造が観察されなかった。以上の試験及び観察より、濃度変調が存在する部位はＹが１〜５ａｔ％、Ｚｎが３〜６ａｔ％の濃度増加を示していた。また、最大の濃度変調があった部位には３周期の長周期六方構造を有しており本発明のマグネシウム基合金であった。引張り試験の結果、実施例１で作製した材料の降伏強度は５９０ＭＰａであり延びは４％であった。
【００３５】
実施例２〜４及び比較例１〜４
実施例１と同様に表１に示す組成について、単ロール法で薄帯を作製し粉砕して粉末状の急速凝固合金を作製した後に、押出し温度５７３Ｋ、押し出し比１０の条件にて押出し加工を行ない成型材を作製し、各種試験及び観察に供した。
【００３６】
【表１】
2004099941.tif 000002
【００３７】
比較例５
実施例１と同様にＭｇ９７Ｙ２Ｚｎ１の組成を有する合金を単ロール法で薄帯を作製し粉砕して粉末状の急速凝固合金を作製した後に、押出し温度４２３Ｋ、押出し比５の条件で押出し加工を行ない成型材を作製し、各種観察及び試験を行なった。比較例５の場合、透過型電子顕微鏡により微小分析を行なったが、顕著な濃度変調が見られなかった。また、降伏強度は３００ＭＰａであり、実施例１と比べて降伏強度が高いとは言えない。
【００３８】
比較例６
市販のマグネシウム合金（ＡＺ９１）を実施例１と同じ工程で成型材を作製し、引張り試験を行なった。降伏強度は２４０ＭＰａ、伸びは３．８％であった。
【００３９】
実施例１〜４及び比較例１〜６から明らかなように、実施例１〜４の成型材は、本発明のマグネシウム基合金であるので、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ３％以上の伸びを有しており、比較例６に示す従来のマグネシウム合金に比べて高強度を有しており、延性も保持している。比較例１〜４は本発明のマグネシウム基合金の組成範囲から逸脱しているため、強度が低く、また、比較例５は、濃度変調が見られず、本発明のマグネシウム基合金ではないため３５０ＭＰａ程度の強度しか得られなかった。
【００４０】
実施例５
Ｍｇ９７Ｚｎ１Ｙ２の組成からなる合金を溶融し、単ロール法により幅１ｍｍ厚さ２５μｍである急冷凝固リボン材を作製した。リボン材を作製する条件は、ロール：Ｃｕ製２００ｍｍφ、ロール回転速度：６０００ｒｐｍ、ノズル孔径：０．５ｍｍφである。
【００４１】
その後、急速凝固リボン材を２００℃、３００℃、４００℃の各温度で２０分の熱処理を行なった後、強度の指標としてビッカース硬度計により硬度（Ｈｖ）を測定した。また、密着曲げ試験により延性の評価を行なった。密着曲げ試験はリボン材をマイクロメータにＵの字状にはさみこみ、破断するまで間隔を狭めることにより試験を行い、最後まで破断せずに１８０度密着曲げできたものを密着曲げ可と判断した。また、実施例１と同様に濃度変調が最大の部位についてＥＤＸによる分析も行なった。その結果を表２に示す。
【００４２】
【表２】
2004099941.tif 000003
【００４３】
実施例５〜７の合金は硬度（Ｈｖ）１４０以上を有し、高強度とともに延性を兼ね備えていることが分かる。比較例８の合金は、熱処理温度が本発明の製造方法より低いために、急冷材に比べて濃度変調が少なく硬度も低い、また、比較例９の合金は温度が高いために軟化を起こし硬度が低くなる。
【００４４】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明のマグネシウム合金は高強度と高延性を兼ね備えているため、従来のマグネシウム合金では使用が不可能であった部位などにおいても本発明の合金が使用できるとともに、従来、マグネシウム合金を使用していた部位においても小型化が可能になる。