(57)【要約】【課題】  熱間での加工性及び機械的特性に優れた良加工性マグネシウム合金及びその製造方法を提供すること。【解決手段】  Ａｌ：３．６０ｗｔ％以上８．５０ｗｔ％以下、Ｚｎ：０．０５ｗｔ％以上２．５０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１ｗｔ％以上０．８０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．０３ｗｔ％以下、Ｃａ：０．０１ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下、Ｆｅ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：０．００５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．００５ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．００８ｗｔ％以下、Ｃｏ：０．００５ｗｔ％以下、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、マトリックスの平均結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下であり、金属間化合物の平均粒径が２０μｍ以下である良加工性マグネシウム合金及びその製造方法。【選択図】  図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：  ３．６０ｗｔ％以上８．５０ｗｔ％以下、
Ｚｎ：  ０．０５ｗｔ％以上２．５０ｗｔ％以下、
Ｍｎ：  ０．０１ｗｔ％以上０．８０ｗｔ％以下、
Ｓｉ：  ０．０３ｗｔ％以下、
Ｃａ：  ０．０１ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下、
Ｆｅ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｃｕ：  ０．００８ｗｔ％以下、
Ｃｏ：  ０．００５ｗｔ％以下、
残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、
マトリックスの平均結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下であり、金属間化合物の平均粒径が２０μｍ以下である良加工性マグネシウム合金。
【請求項２】
前記金属間化合物の総数ｎ０に対する、粒径が３μｍ以下の前記金属間化合物の数ｎの割合（＝ｎ×１００／ｎ０（％））が、７５％以上である請求項１に記載の良加工性マグネシウム合金。
【請求項３】
前記金属間化合物の面積率が０．１％以上５．０％以下である請求項１又は２に記載の良加工性マグネシウム合金。
【請求項４】
Ａｌのミクロ偏析比（Ａｌの最小濃度（Ｃｍｉｎ）に対するＡｌの最大濃度（Ｃｍａｘ）の比（Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎ）の平均値）が１．８以下である請求項１から３までのいずれかに記載の良加工性マグネシウム合金。
【請求項５】
引張強度が１８０ＭＰａ以上である請求項１から４までのいずれかに記載の良加工性マグネシウム合金。
【請求項６】
請求項１に記載の良加工性マグネシウム合金が得られるように配合された原料を溶解する溶解工程と、
該溶解工程で得られた溶湯を６００℃以上９００℃以下で金型に鋳造する鋳造工程と、
該鋳造工程で得られた鋳塊を、大気中又は不活性雰囲気下において、３５０℃以上５００℃以下で、１時間以上１０００時間以下熱処理する均質化処理工程と
を備えた良加工性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、良加工性マグネシウム合金及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、航空機、自動車、家電品、電動工具等に用いられる良加工性のマグネシウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウム合金は、工業用金属材料の中でも最も軽量であるため、航空機や自動車用の構造材料、ノートパソコン、ＭＤプレーヤー、携帯電話等の情報機器の筐体用材料として注目されている。マグネシウム合金は、一般に、ダイカスト、砂型／金型鋳造、押出し、圧延等の方法を用いて種々の形状に加工されている。また、マグネシウム合金には、目的の材料特性を得るために、各種の合金成分（例えば、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、希土類元素など）が添加される。
ＪＩＳに規定されているマグネシウム合金（ＡＳＴＭ規格）としては、具体的には、
（１）  Ａｌ及びＺｎを主要添加元素として含み、相対的に強度は低いが、加工性に富むＡＺ系合金（例えば、ＡＺ２１Ｘ、ＡＺ３１Ｂ、ＡＺ３１Ｃ、ＡＺ６１Ａ、ＡＺ８０Ａなど）、
（２）  Ｚｒ及びＺｎを主要添加元素として含み、ＡＺ系に比べて加工性に劣るが、高強度が得られるＺＫ系合金（例えば、ＺＫ２１Ａ、ＺＫ４０Ａ、ＺＫ６０Ａなど）、
（３）  Ｚｎ及びＭｎを主要添加元素として含み、加工性に富むＭ１Ａ、
（４）  Ｚｎ及びＣｕを主要添加元素として含むＺＣ７１、
（５）  Ａｌ及びＭｎを主要添加元素として含み、主としてダイカストに用いられるＡＭ系合金（例えば、ＡＭ５０、ＡＭ６０など）、
などがある。
【０００３】
マグネシウム合金は、軽量であることに加えて、（１）比強度、比剛性が鋼やアルミニウムより優れている、（２）振動吸収性が良い、（３）電磁波シールド性が良い、（４）耐くぼみ性（物体が衝突した際に発生するクボミの発生の程度）は、アルミニウムや軟鉄より良好である、（５）再加工時のエネルギーが少なく、リサイクル性が良い、（６）放熱性が良い、（７）寸法安定性が良い、（８）機械的切削性が良い、等の優れた特徴がある。
しかしながら、マグネシウム合金は、最密六方構造であるため、冷間加工性に劣るという問題がある。
【０００４】
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ａｌ：１．０〜１０．０ｗｔ％、Ｚｎ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＭｇ及び不可避的不純物からなり、金属間化合物からなる第２相粒子の大きさが３０μｍ以下であり、金属組織の大部分は微細な等軸晶であってその平均粒径が２００μｍ以下である塑性加工用高強度マグネシウム合金が開示されている。同文献には、金属組織を微細な等軸晶とすることにより機械的性質が改善され、第２相粒子の大きさを限定することにより、塑性加工を行ったときに一様な変形が促される点が記載されている。
【０００５】
また、特許文献２には、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎを主たる合金元素として含有し、Ａｌが６．２〜７．６ｗｔ％の範囲にあり、金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下である塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材が開示されている。同文献には、微細化剤（例えば、ＣａＮＣＮ）を添加し、かつ、冷却速度を速くすることによって、結晶粒を微細化できる点が記載されている。
さらに、特許文献３には、Ａｌ：５．８〜９．２ｗｔ％、Ｍｎ：０．１５ｗｔ％以上、Ｚｎ：０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃａ：０．７ｗｔ％以下、不純物：１．０ｗｔ％以下、残部がＭｇからなる展伸用マグネシウム合金が開示されている。同文献には、展伸用マグネシウム合金にカルシウムを添加すると、メッキ密着性が向上する点が記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開昭６３ー２８２２３２号公報
【特許文献２】特開平７−２２４３４４号公報
【特許文献３】特開昭５４−６７５０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
現在、マグネシウム合金に所定の形状を付与する場合、ダイカストや熱間押出成形を用いるのが主流である。押出成形を熱間で行うのは、一般のマグネシウム合金は、最密六方構造であるために低温において活性となるすべり系が少なく、加工性に劣るためである。加工性を向上させるためには、相対的に高温で塑性変形を行わせ、他のすべり系を活性化させる必要がある。また、結晶粒を微細化し、粒界すべりを増大させることも有効である。
【０００８】
一方、マグネシウム合金を種々の形状を有する構造材に適用するためには、マグネシウム合金の加工方法として圧延を用いるのが有利である。しかしながら、マグネシウム合金は、加工性が低いので、圧延は、熱間において、かつ、数回に分けて行う必要がある。その結果、所定の温度に加熱された材料を複数回に渡って圧延を行うことになるので、材料の温度は、加工中に徐々に低下する。すなわち、加工温度を制御できる押出成形と異なり、圧延は、加工温度範囲が広くなるという欠点がある。
【０００９】
上述した各種マグネシウム合金の中でも、ＡＺ２１Ｘ、ＡＺ３１Ｂ、ＡＺ３１Ｃ等は、加工性に富んでいるので、従来から圧延に供されている。しかしながら、従来の展伸用マグネシウム合金（ＡＺ系合金など）は、鋳造ままの状態では、素材の結晶粒径及び偏析が大きく、また、低融点化合物（β、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物など）が存在するので、３５０℃以上の温度域の加工性が確保できず、鋳造ままでは加工が困難である。
この問題を解決するために、一般に、３５０〜４５０℃の温度域で保持する均質化熱処理が行われる。低融点化合物の固溶は、１時間ほどで完了し、４００℃以下の温度域における加工性は改善される。しかしながら、均質化熱処理の処理時間が相対的に短い場合、４００℃以上の温度域での延性は十分ではない。これは、Ａｌの拡散速度が遅いためにＡｌ濃化部が存在し、このＡｌ濃化部が比較的低い温度（４００℃を超えたあたり）で軟化・溶融するためと考えられる。一方、Ａｌ濃化部を均質化するために、さらに長時間の均質化処理を行うと、結晶粒が粗大化し、かえって延性が低下する。
さらに、マグネシウム合金を各種構造材に適用するためには、単に加工性に優れるだけでなく、機械的特性に優れていることも重要である。
【００１０】
本発明が解決しようとする課題は、熱間での加工性に優れた良加工性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、３５０℃以上の温度域においても良好な加工性を有する良加工性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、機械的特性に優れた良加工性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決するために本発明に係る良加工性マグネシウム合金は、
Ａｌ：  ３．６０ｗｔ％以上８．５０ｗｔ％以下、
Ｚｎ：  ０．０５ｗｔ％以上２．５０ｗｔ％以下、
Ｍｎ：  ０．０１ｗｔ％以上０．８０ｗｔ％以下、
Ｓｉ：  ０．０３ｗｔ％以下、
Ｃａ：  ０．０１ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下、
Ｆｅ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｃｕ：  ０．００８ｗｔ％以下、
Ｃｏ：  ０．００５ｗｔ％以下、
残部がＭｇ及び不可避的不純物からなり、
マトリックスの平均結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下であり、金属間化合物の平均粒径が２０μｍ以下であることを要旨とする。
この場合、Ａｌのミクロ偏析比（Ａｌの最小濃度（Ｃｍｉｎ）に対するＡｌの最大濃度（Ｃｍａｘ）の比（Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎ）の平均値）は、１．８以下が好ましい。
また、本発明に係る良加工性マグネシウム合金の製造方法は、本発明に係る良加工性マグネシウム合金が得られるように配合された原料を溶解する溶解工程と、該溶解工程で得られた溶湯を６００℃以上９００℃以下で金型に鋳造する鋳造工程と、該鋳造工程で得られた鋳塊を、大気中又は不活性雰囲気下において、３５０℃以上５００℃以下で、１時間以上１０００時間以下熱処理する均質化処理工程とを備えていることを要旨とする。
【発明の効果】
【００１２】
Ｃａは、鋳造段階では、マトリックスに比べ、β、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物のような低融点化合物に多く固溶し、均質化熱処理時には、微細な粒状のＭｇ−Ａｌ−Ｃａ系化合物となって粒界に残存する。そのため、所定の組成を有するマグネシウム合金に対して適量のＣａを添加すると、均質化熱処理時における結晶粒の粗大化が抑制され、良好な加工性が得られる。また、Ｃａ系化合物の大きさ及び量が適切であれば、機械的特性を損なうこともない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
本発明に係る良加工性マグネシウム合金は、以下のような添加元素を含み、残部がＭｇ及び不可避的不純物からなる。各添加元素の種類及びその添加量の限定理由は、以下の通りである。
（１）  Ａｌ：  ３．６０ｗｔ％以上８．５０ｗｔ％以下。
Ａｌは、機械的強度と耐食性に影響を及ぼす。一般に、Ａｌの添加量が多くなるほど、機械的強度が向上し、及び／又は、耐食性が向上する。現行のＡＺ３１Ｂ合金よりも高い機械的強度を得るためには、Ａｌ添加量は、３．６０ｗｔ％以上が好ましい。
一方、Ａｌの過剰添加は、低融点化合物であるβ（Ｍｇ17Ａｌ12）化合物の生成量を増加させ、熱間加工性を損なう。従って、Ａｌ添加量は、８．５ｗｔ％以下が好ましい。
（２）  Ｚｎ：  ０．０５ｗｔ％以上２．５０ｗｔ％以下。
Ｚｎは、Ａｌと同様に、機械的強度と耐食性に影響を及ぼす。一般に、Ｚｎの添加量が多くなるほど、機械的強度が向上し、及び／又は、耐食性が向上する。相対的に高い機械的強度を確保するためには、Ｚｎ添加量は、０．０５ｗｔ％以上が好ましい。
一方、Ｚｎの過剰添加は、β化合物よりも低融点なＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物の生成量が増加し、熱間加工時の局部溶融により加工性を損なう。従って、Ｚｎ添加量は、２．５０ｗｔ％以下が好ましい。Ｚｎ添加量は、さらに好ましくは、１．５ｗｔ％以下である。
【００１４】
（３）  Ｍｎ：  ０．０１ｗｔ％以上０．８０ｗｔ％以下。
Ｍｎは、通常、鋳造組織微細化や耐食性改善の目的で添加される。良好な加工性を得るのに十分な微細組織を得るためには、Ｍｎ添加量は、０．０１ｗｔ％以上が好ましい。通常より少ないＭｎ添加量で微細な組織が得られるのは、本発明においては、鋳造温度を極力低下し、過冷度による結晶核生成を促進させているためである。Ｍｎ添加量は、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以上である。
一方、Ｍｎの過剰添加は、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物を生成させ、熱間加工時にボイド形成起点となり得る。従って、Ｍｎ添加量は、０．８ｗｔ％以下が好ましい。Ｍｎ添加量は、さらに好ましくは、０．３ｗｔ％以下である。
（４）  Ｓｉ：  ０．０３ｗｔ％以下。
Ｓｉは、マトリックスにほとんど固溶せず、鋳造時に結晶粒界に粗大なＭｇ２Ｓｉを生成させる。Ｍｇ２Ｓｉは、マトリックスであるＭｇと密着性が悪く、また硬質かつ脆性であるため、加工時にこの化合物自身が脆性破壊したり、マトリックスとの界面剥離によりボイドを形成させる。そのため、加工性を改善するためには、Ｓｉは、極力低減するのが好ましい。しかしながら、いたずらなＳｉ量の低減は、コストの増加を伴う。加工性を改善し、かつ、コストの上昇を抑制するためには、Ｓｉ添加量は、０．０３ｗｔ％以下が好ましい。Ｓｉ添加量は、さらに好ましくは、０．０１ｗｔ％以下である。
【００１５】
（５）  Ｃａ：  ０．０１ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下。
適量のＣａは、鋳造材の結晶粒径にあまり影響を与えないが、均質化熱処理の際の結晶粒成長を抑制する効果がある。これは、Ｃａが、鋳造時にβ化合物、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物のような低融点化合物に固溶し、均質化熱処理の際には、微細な粒状のＭｇ−Ａｌ−Ｃａ系化合物として結晶粒界に残存するためと考えられる。鋳造材の結晶組織を維持するためには、Ｃａ添加量は、０．０１ｗｔ％以上が好ましい。
一方、Ｃａの過剰添加は、鋳造時に、結晶粒界及び／又は粒内に粗大なＭｇ−Ａｌ−Ｃａ系化合物を生成させ、均質化熱処理後もこれが残留して熱間加工性を劣化させる。従って、Ｃａ添加量は、０．５０ｗｔ％以下が好ましい。
【００１６】
（６）  Ｆｅ：  ０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：  ０．００５ｗｔ％以下、Ｃｕ：  ０．００８ｗｔ％以下、
Ｃｏ：  ０．００５ｗｔ％以下、
Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏは、いずれも耐食性に有害な成分であり、極力少ない方が好ましい。一方、これらの元素の必要以上の低減は、コストの増加を招く。従って、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏの含有量は０．００５ｗｔ％以下、Ｃｕの含有量は０．００８ｗｔ％以下が好ましい。
【００１７】
本発明に係る良加工性マグネシウム合金は、添加元素が上述の範囲にあることに加えて、鋳造・熱処理後の組織が以下の条件を満たしているものが好ましい。
第１に、マトリックスの平均結晶粒径は、５０μｍ以上５００μｍ以下が好ましい。ここで、「平均結晶粒径」とは、０．４ｍｍ×０．４ｍｍ×５０視野を写真撮影し、得られた写真から画像解析ソフトにて算出した各結晶粒径の平均値をいう。
一般に、平均結晶粒径が小さくなるほど、加工性が向上する。実用上十分な加工性を得るためには、平均結晶粒径は５００μｍ以下が好ましい。一方、平均結晶粒径がある程度微細化されると、実用上十分な加工性が得られるので、必要以上の微細化は、加工性の向上という点においてあまり実益がない。従って、平均結晶粒径は、５０μｍ以上が好ましい。
【００１８】
第２に、金属間化合物の平均粒径は、２０μｍ以下が好ましい。ここで、「金属間化合物の平均粒径」とは、試料を検鏡面にした後、ＳＥＭにて１０００倍、５０視野組織写真撮影を行い、画像解析ソフトにて導出した円相当径の平均値をいう。
本発明においては、添加元素としてＣａを含むので、鋳造後及び熱処理後に、相対的に融点の高いＣａ系の金属間化合物が生成する。この金属間化合物は、熱処理時における結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。しかしながら、金属間化合物の粒径が大きくなりすぎると、かえって加工性を低下させる。熱処理時に鋳造組織を維持し、かつ、良好な加工性を得るためには、金属間化合物の平均粒径は、２０μｍ以下が好ましい。
【００１９】
第３に、金属間化合物の総数ｎ０に対する、粒径が３μｍ以下の金属間化合物の数ｎの割合（＝ｎ×１００／ｎ０（％））は、７５％以上が好ましい。ここで、「粒径が３μｍ以下の金属間化合物の割合」とは、１０００倍、５０視野に含まれる金属間化合物の総数（ｎ０）に対する、円相当径が３μｍ以下である金属間化合物の数（ｎ）の割合（百分率）をいう。
上述したように、相対的に融点が高く、かつ、適量の金属間化合物は、結晶粒の粗大化を抑制する効果があるが、粗大な金属間化合物は、かえって加工性を低下させる原因となる。従って、粗大な金属間化合物は、極力少ない方が好ましい。熱処理時に鋳造組織を維持し、かつ、良好な加工性を得るためには、粒径が３μｍ以下の金属間化合物の割合は、７５％以上が好ましい。
【００２０】
第４に、金属間化合物の面積率は、０．１％以上５．０％以下が好ましい。ここで、「金属間化合物の面積率」とは、試料を検鏡面にした後、ＳＥＭにて１０００倍、５０視野組織写真撮影を行い、画像解析ソフトにて導出した金属間化合物の面積率（＝金属間化合物の面積の合計×１００／視野面積の合計）をいう。
上述したように、相対的に融点が高く、かつ、適量の金属間化合物は、結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。結晶粒の粗大化を抑制し、良好な加工性を得るためには、金属間化合物の量は、面積率に換算して０．１％以上が好ましい。一方、過剰の金属間化合物は、加工性を低下させ、また、粒界をピン止めする効果がなくなるので、結晶粒の粗大化をまねく。従って、金属間化合物の面積率は、５．０％以下が好ましい。
【００２１】
第５に、Ａｌのミクロ偏析比は、１．８以下が好ましい。ここで、「Ａｌのミクロ偏析比」とは、ＥＰＭＡにより、１ｍｍ×１ｍｍ程度の視野を１０視野面分析し、各視野について測定された、介在物及び金属間化合物を除いた部位でのＡｌの最小濃度（Ｃｍｉｎ）に対するＡｌの最大濃度（Ｃｍａｘ）の比（Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎ）の平均値をいう。
上述したように、相対的に融点が高く、適量かつ適度な大きさの金属間化合物は、加工性を向上させる効果がある。しかしながら、金属間化合物の組成、量及び大きさを最適化しても、４００℃以上の温度域での延性が不十分となる場合がある。これは、Ａｌ濃化部が比較的低い温度で軟化・溶融するためと考えられる。４００℃以上の温度域での延性を確保するためには、Ａｌのミクロ偏析比は、１．８以下が好ましい。
なお、Ａｌのミクロ偏析比を低減するためには、均質化処理を十分に行う必要がある。一方、過度の均質化処理は、一般に、結晶粒を粗大化させ、加工性を低下させる。しかしながら、本発明においては、金属間化合物の種類、量及び大きさが最適化されているので、結晶粒を粗大化させることなく、ミクロ偏析比を低減することができる。
【００２２】
次に、本発明に係る良加工性マグネシウム合金の製造方法について説明する。本発明に係る良加工性マグネシウム合金の製造方法は、溶解工程と、鋳造工程と、均質化処理工程とを備えている。
溶解工程は、本発明に係る良加工性マグネシウム合金が得られるように配合された原料を溶解する工程である。
マグネシウム合金の溶解は、一般に、溶解炉に主原料（例えば、Ｍｇ地金、Ｍｇスクラップなど）及び成分調整用原料（例えば、Ａｌインゴット、粒状Ｚｎ、Ａｌ−Ｍｎ合金インゴットなど）を入れ、所定の温度で溶解する。溶解温度及び溶解時間は、特に限定されるものではなく、合金組成に応じて最適な条件を選択する。通常は、６００〜９００℃で溶解させる。
【００２３】
鋳造工程は、溶解工程で得られた溶湯を６００℃以上９００℃以下で金型鋳造する工程である。
本発明において、鋳型には、金型を用いる。これは、熱伝導率と熱放散性に優れる金型を用いることによって、冷却速度を大きくし、組織が微細で、緻密な鋳塊を得るためである。金型の材質は、特に限定されるものではなく、Ｆｅ、Ｃｕ等、又は、これらの合金を使用することができる。
Ｍｇ合金の融点が６００℃付近であるため、鋳造温度は、６００℃以上が好ましい。一方、鋳造温度が高くなりすぎると、十分な過冷却が得られず、結晶粒が粗大となる。従って、鋳造温度は、９００℃以下が好ましい。
また、一般に、鋳造時の冷却速度が遅くなると、粗大な金属間化合物が生成し、強度及び加工性を低下させる原因となる。強度及び加工性に優れたマグネシウム合金を得るためには、冷却速度は、０．１７℃／ｓｅｃ以上が好ましい。
【００２４】
均質化処理工程は、鋳造工程で得られた鋳塊を、大気中又は不活性雰囲気下において、３５０℃以上５００℃以下で、１時間以上１０００時間以下熱処理する工程である。
均質化熱処理は、（１）低融点化合物を拡散により消滅させること、及び、（２）Ａｌ濃化部を均質化させること、を主目的として行われる。熱処理温度が低すぎると、現実的な処理時間内に元素を十分に拡散させるのが困難となる。従って、熱処理温度は、３５０℃以上が好ましい。一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、熱処理温度は、５００℃以下が好ましい。
加工性を劣化させる低融点化合物は、通常、熱処理温度が適切であれば、相対的に短時間で消滅する。４００℃以下における良好な加工性を得るためには、熱処理時間は、１時間以上が好ましい。さらに、４００℃以上での加工性の改善には、熱処理時間は、４時間以上が好ましい。
一方、必要以上の熱処理は、実益が無い。また、長時間の熱処理は、金属間化合物、あるいは、結晶粒を粗大化させる場合もある。従って、熱処理時間は、１０００時間以下が好ましい。
【００２５】
上述した鋳造条件及び均質化熱処理条件を最適化すると、厚さ２００ｍｍ以下で、平均結晶粒径が５０〜５００μｍである微細な組織を有するマグネシウム合金が得られる。
なお、均質化熱処理が行われた鋳塊は、必要に応じて、圧延及び焼鈍を行っても良い。この時、圧延及び焼鈍条件を最適化すると、組織をさらに微細化することができる。
【００２６】
次に、本発明に係る良加工性マグネシウム合金及びその製造方法の作用について説明する。
従来の展伸用マグネシウム合金は、鋳造ままの状態では、素材の結晶粒径及び偏析が大きく、また、低融点化合物（β、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物など）が存在するので、３５０℃以上の温度域の加工性が確保できず、鋳造ままでは加工が困難である。そのため、一般に、３５０〜４５０℃の温度域で保持する均質化熱処理が行われる。しかしながら、均質化熱処理の処理時間が相対的に短い場合、４００℃以上の温度域での延性が不十分となる。
一方、長時間の均質化処理を行うと、高温側における急激な加工性の低下は抑制できるが、結晶粒が粗大化する。そのため、塑性加工時の動的再結晶面積率が低下し、全温度域において延性が低下する。従って、４００℃を超える温度域においても、良好な加工性を得るためには、低融点化合物及びＡｌ濃化部を消滅又は低減させるだけでなく、結晶粒径の粗大化を抑制する必要がある。
【００２７】
これに対し、マグネシウム合金中にＣａを添加すると、Ｃａは、鋳造段階ではβ、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ系化合物などに固溶し、均質化熱処理時には、結晶粒界に、微細な粒状のＭｇ−Ａｌ−Ｃａ系化合物として残存する。そのため、Ａｌ濃化部を消滅させるために長時間熱処理を行っても、結晶粒の粗大化が抑制され、鋳造時の組織を維持できる。また、これによって、４００℃以下の温度域だけでなく、４００℃を超える温度域においても、良好な加工性を示す。さらに、Ｃａ系化合物は、適量であれば機械的特性に及ぼす悪影響は少ない。そのため、その引張強度は、熱処理後の状態において１８０ＭＰａ以上となる。
【実施例】
【００２８】
（実施例１）
［１．  各種マグネシウム合金の作製］
所定の組成に成分調整された原料をＦｅ製ルツボ中で溶解させ、金型鋳造することにより、種々のマグネシウム合金鋳塊を作製した。マグネシウム合金鋳塊の製造条件は、以下の通りである。
鋳造量  ：  ５０ｋｇ
金型形状：  Ｂ１２０×Ｌ４００ｍｍ
鋳造温度：  ６００〜９００℃（成分に応じて、適宜調整）
冷却速度：  ０．２℃／ｓｅｃ
鋳造後、鋳塊を均質化熱処理した。均質化熱処理条件は、以下の通りである。
加熱温度：  ４００℃
保持時間：  １００ｈｒ（但し、合金１Ｍ〜１Ｏについては、１００００ｈｒ）
冷却    ：  水冷
【００２９】
［２．  試験方法］
得られた均質化熱処理後の鋳塊について、金属間化合物の平均粒径及び平均結晶粒径の測定、並びに、高温高速引張試験を行った。試験方法は、以下の通りである。
（１）  金属間化合物の平均粒径：  試料を検鏡面にした後、ＳＥＭにて組織を撮影した。得られた写真から画像解析ソフトにて各金属間化合物の円相当径を導出し、その平均値を算出した。視野は、１０００倍、５０視野とした。
（２）  平均結晶粒径：  ミクロ研磨後、ピクリン酸エタノール液で腐食し、写真撮影した。得られた写真から画像解析ソフトにて各結晶粒径を定量し、その平均値を導出した。視野は、０．４ｍｍ×０．４ｍｍ×５０視野とした。
（３）  高温高速引張試験：  均質化熱処理後の鋳塊から試験片を切り出し、グリーブル試験（熱間高速引張試験）を行った。さらに、破断後の試験片から限界絞りを測定した。グリーブル試験条件は、以下の通りである。
試験温度                ：  常温〜５００℃
試験温度までの昇温時間  ：  約２００秒
試験温度における保持時間：  ２０秒
クロスヘッドスピード    ：  ５０．８ｍｍ／ｓｅｃ
雰囲気                  ：  不活性ガス
【００３０】
［３．  結果］
表１に、試験に用いた試料の組成、金属間化合物の平均粒径ｄ（μｍ）、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、及び、高温高速引張試験時の限界絞り（％）を示す。
合金１Ｍ〜１Ｏは、成分元素の含有量は適切であったが、均質化処理の保持時間が長いために、金属間化合物の平均粒径ｄが２０μｍを超えた。また、合金１ＰはＣａ添加量が過剰であるために、金属間化合物の平均粒径ｄが２０μｍを超えた。同様に、合金１Ｒ〜１Ｘは、それぞれ、Ｆｅ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、又は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣｏが過剰であるために、金属間化合物の平均粒径ｄが２０μｍを超えた。
【００３１】
また、合金１Ｍ〜１Ｏは、均質化処理の保持時間が長いために、平均結晶粒径が５００μｍを超えた。また、合金１Ｐ、１Ｑ及び１Ｓは、いずれもＣａ添加量が過剰又は過小であるために、平均結晶粒径が５００μｍを超えた。さらに、合金１Ｖは、Ｍｎ添加量が過剰であるために、平均結晶粒径が５００μｍを超えた。
そのため、合金１Ｍ〜１Ｘの限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に低い値であった。
【００３２】
これに対し、合金１Ａ〜１Ｌは、成分元素の範囲が適切であり、かつ、適切な条件下で均質化熱処理が行われているので、いずれも、金属間化合物の平均粒径ｄは２０μｍ以下、平均結晶粒径は５００μｍ以下であった。そのため、限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に高い値であった。
図１に、金属間化合物の平均粒径ｄと限界絞りとの関係を示す。図１より、金属間化合物の平均粒径ｄが２０μｍ以下であると、試験温度によらず４０％以上の限界絞りが安定して得られることがわかる。
【００３３】
【表１】
2007070685.tif 000003
【００３４】
（実施例２）
［１．  各種マグネシウム合金の作製］
所定の組成に成分調整された原料をＦｅ製ルツボ中で溶解させ、金型鋳造することにより、種々のマグネシウム合金鋳塊を作製した。マグネシウム合金鋳塊の製造条件は、以下の通りである。
鋳造量  ：  ５０ｋｇ
金型形状：  Ｂ１２０×Ｌ４００ｍｍ
鋳造温度：  ６００〜９００℃
冷却速度：  ０．２℃／ｓｅｃ（但し、合金２Ｅ、２Ｆについては、０．１℃／ｓｅｃ）
鋳造後、鋳塊を均質化熱処理した。均質化熱処理条件は、以下の通りである。
加熱温度：  ４００℃
保持時間：  １００ｈｒ
冷却    ：  水冷
【００３５】
［２．  試験方法］
得られた各種の均質化熱処理後の鋳塊について、３μｍ以下の金属間化合物の割合（ｎ／ｎ０）を測定した。なお、金属間化合物の粒径には、画像解析ソフトから導出される円相当径を用いた。また、３μｍ以下の金属間化合物の割合（％）は、１０００倍、５０視野に含まれる金属間化合物の総数（ｎ０）に対する、円相当径が３μｍ以下である金属間化合物の数（ｎ）の割合として求めた。
【００３６】
［３．  結果］
表２にその結果を示す。なお、表２には、試験に用いた試料の組成、金属間化合物の平均粒径ｄ（μｍ）、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、及び、高温高速引張試験時の限界絞り（％）も併せて示した。
合金２Ｅ、２Ｆは、それぞれ、合金２Ａ、２Ｂと同一組成であるが、鋳造時の冷却速度が遅いために、合金２Ａ、２Ｂに比べて金属間化合物の平均粒径ｄは若干大きくなり、かつ、３μｍ以下の金属間化合物の割合（ｎ／ｎ０）は７０％以下であった。そのため、その限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に低い値であった。
【００３７】
これに対し、合金２Ａ〜２Ｄは、いずれも、合金元素の成分範囲が適切であり、かつ、適切な条件下で鋳造が行われているので、３μｍ以下の金属間化合物の割合（ｎ／ｎ０）は、いずれも７５％以上であった。そのため、合金２Ａ〜２Ｄの限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に高い値であった。
図２に、３μｍ以下の金属間化合物の割合ｎ／ｎ０と限界絞りとの関係を示す。図２より、３μｍ以下の金属間化合物の割合（ｎ／ｎ０）が７５％以上になると、試験温度によらず６０％以上の限界絞りが安定して得られることがわかる。
【００３８】
【表２】
2007070685.tif 000004
【００３９】
（実施例３）
［１．  各種マグネシウム合金の作製及び試験方法］
実施例１と同一条件下（但し、均質化熱処理の保持時間：  １００ｈｒ）で種々の組成を有するマグネシウム合金鋳塊を作製した。得られた各種の均質化熱処理後の鋳塊について、金属間化合物の面積率を測定した。
金属間化合物の面積率（％）は、試料を検鏡面にした後、ＳＥＭにて組織を撮影し、得られた写真から画像解析ソフトにて各金属間化合物の面積を導出し、その合計（Ａ）を測定視野面積（Ａ０）で割り、１００倍することにより求めた。視野は、１０００倍、５０視野とした。
【００４０】
［２．  結果］
表３にその結果を示す。なお、表３には、試験に用いた試料の組成、金属間化合物の平均粒径ｄ（μｍ）、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、及び、高温高速引張試験時の限界絞り（％）も併せて示した。
合金３Ｋ及び３Ｌは、Ｃａが過剰であるために、金属間化合物及び結晶粒が粗大化し、かつ、金属間化合物の面積率も５％を超えた。また、合金３Ｍ〜３Ｐは、それぞれ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｎ又はＳｉが過剰であるために、金属間化合物が粗大化し、金属間化合物の面積率も５％を超えた。そのため、合金３Ｋ〜３Ｐの限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に低い値であった。
【００４１】
これに対し、合金３Ａ〜３Ｊは、いずれも、合金元素の成分範囲が適切であるので、金属間化合物の平均粒径ｄは２０μｍ以下であり、かつ、金属間化合物の面積率も５％以下であった。そのため、試料Ｎｏ．３Ａ〜３Ｊの限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に高い値であった。
図３に、金属間化合物の面積率Ａ／Ａ０と限界絞りとの関係を示す。図３より、金属間化合物の面積率Ａ／Ａ０が５％以下であると、試験温度によらず５０％以上の限界絞りが安定して得られることがわかる。
【００４２】
【表３】
2007070685.tif 000005
【００４３】
（実施例４）
［１．  各種マグネシウム合金の作製］
所定の組成に成分調整された原料をＦｅ製ルツボ中で溶解させ、金型鋳造することにより、種々のマグネシウム合金鋳塊を作製した。マグネシウム合金鋳塊の製造条件は、以下の通りである。
鋳造量  ：  ５０ｋｇ
金型形状：  Ｂ１２０×Ｌ４００ｍｍ
鋳造温度：  ６００〜９００℃
冷却速度：  ０．２℃／ｓｅｃ
鋳造後、鋳塊を均質化熱処理した。均質化熱処理条件は、以下の通りである。
加熱温度：  ４００℃
保持時間：  １００ｈｒ（但し、合金４Ｅ、４Ｆについては、０．５ｈｒ）
冷却    ：  水冷
【００４４】
［２．  試験方法］
得られた各種の均質化熱処理後の鋳塊について、Ａｌのミクロ偏析比を測定した。ミクロ偏析比は、ＥＰＭＡにより１ｍｍ×１ｍｍ程の視野を１０視野撮影し、各視野について、介在物及び金属間化合物を除いた部位でのＡｌ濃度の最大値（Ｃｍａｘ）と最小値（Ｃｍｉｎ）を求め、Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎの平均値を算出することにより求めた。
【００４５】
［３．  結果］
表４にその結果を示す。なお、表４には、試験に用いた試料の組成、金属間化合物の平均粒径ｄ（μｍ）、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、及び、高温高速引張試験時の限界絞り（％）も併せて示した。
合金４Ｅ、４Ｆは、それぞれ、合金４Ａ、４Ｂと同一組成であるが、均質化熱処理の処理時間が短いために、ミクロ偏析比は２を超えた。そのため、その限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に低い値であった。
これに対し、合金４Ａ〜４Ｄは、いずれも、合金元素の成分範囲が適切であり、かつ、適切な条件下で均質化熱処理が行われているので、Ａｌのミクロ偏析比は、いずれも１．８以下であった。そのため、試料Ｎｏ．４Ａ〜４Ｄの限界絞りは、試験温度３５０℃及び４３０℃のいずれも、相対的に高い値であった。
図４に、Ａｌのミクロ偏析比Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎと限界絞りとの関係を示す。図４より、Ａｌのミクロ偏析比Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎが１．８以下になると、試験温度によらず６０％以上の限界絞りが安定して得られることがわかる。
【００４６】
【表４】
2007070685.tif 000006
【００４７】
（実施例５）
［１．  各種マグネシウム合金の作製］
所定の組成に成分調整された原料をＦｅ製ルツボ中で溶解させ、金型鋳造することにより、種々のマグネシウム合金鋳塊を作製した。マグネシウム合金鋳塊の製造条件は、以下の通りである。
鋳造量  ：  ５０ｋｇ
金型形状：  Ｂ１２０×Ｌ４００ｍｍ
鋳造温度：  ６００〜９００℃
冷却速度：  ０．２℃／ｓｅｃ（但し、合金５Ｅ、５Ｆについては、０．１℃／ｓｅｃ）
鋳造後、鋳塊を均質化熱処理した。均質化熱処理条件は、以下の通りである。
加熱温度：  ４００℃
保持時間：  １００ｈｒ
冷却    ：  水冷
【００４８】
［２．  試験方法］
得られた各種の均質化熱処理後の鋳塊について、引張強度、０．２％耐力及び伸びを測定した。引張強度、０．２％耐力及び伸びの測定は、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（金属引張試験方法）に準拠して行った。また、試験片は、ＪＩＳ  Ｚ２２０１  ５号試験片を用いた。
【００４９】
［３．  結果］
表５にその結果を示す。なお、表５には、試験に用いた試料の組成、金属間化合物の平均粒径ｄ（μｍ）、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、及び、高温高速引張試験時の限界絞り（％）も併せて示した。
合金５Ｅ、５Ｆは、それぞれ、合金５Ａ、５Ｂと同一組成であるが、鋳造時の冷却速度が遅く、金属間化合物の平均粒径が相対的に大きくなったために、引張強度は、１８０ＭＰａ未満であり、伸びは４〜５％であった。また、合金５Ｅ、５Ｆの限界絞りは、相対的に低い値となった。
これに対し、合金５Ａ〜５Ｄは、いずれも、合金元素の成分範囲が適切であり、かつ、適切な条件下で鋳造が行われているので、引張強度は、いずれも１８０ＭＰａ以上であり、伸びは、いずれも１０％以上であった。
【００５０】
【表５】
2007070685.tif 000007
【００５１】
（実施例６）
表１に示す合金１Ｃ（０．０５ｗｔ％Ｃａ）、合金１Ａ（０．４２ｗｔ％Ｃａ）、及び、合金１Ｑ（０ｗｔ％Ｃａ）からなる鋳塊を作製した。鋳造条件は、実施例１と同一とした。次いで、鋳塊に対し、均質化熱処理を行った。均質化熱処理条件は、４００℃×１ｈｒ及び４００℃×１００ｈｒの２水準とした。
得られた鋳造直後の鋳塊及び均質化熱処理後の鋳塊について、高温高速引張試験を行い、限界絞りを測定した。測定条件は、実施例１と同一とした。
【００５２】
図５（ａ）に、合金１Ｑについて測定された試験温度と限界絞りとの関係を示す。また、図５（ｂ）に、合金１Ｃについて測定された試験温度と限界絞りとの関係を示す。
合金１Ｑの場合、鋳造直後の限界絞りは、試験温度によらず、３０％以下であった。これは、鋳造直後の状態では、素材の結晶粒径及び偏析が大きく、また、低融点化合物が存在するためである。
これに対し、合金１Ｑに対して４００℃×１ｈｒの均質化熱処理を行うと、約４００℃以下の温度域における限界絞りが大幅に向上した。これは、均質化熱処理によって低融点化合物が固溶したためと考えられる。しかしながら、試験温度が４００℃を超えると、限界絞りは急激に低下した。これは、熱処理時間が相対的に短いために、Ａｌ濃化部が残存し、試験中にＡｌ濃化部が軟化・溶融したためと考えられる。
【００５３】
さらに、合金１Ｑに対して４００℃×１００ｈｒの均質化熱処理を行うと、４００℃を超える温度域における急激な加工性の低下が抑制された。これは、熱処理時間を長くすることによってＡｌの拡散が促進され、Ａｌ濃化部が消滅又は減少したためと考えられる。しかしながら、４００℃以下の温度域における限界絞りは、４００℃×１ｈｒで熱処理した場合に比べて低下した。これは、熱処理時間を長くすることによって、マトリックスの結晶粒が粗大化したためである。
【００５４】
合金１Ｃの場合、鋳造直後の限界絞り、及び、４００℃×１ｈｒの均質化熱処理後の限界絞りは、合金１Ｑとほぼ同様の傾向を示した。しかしながら、合金１Ｃに対して４００℃×１００ｈｒの均質化熱処理を行うと、４００℃を超える温度域における加工性が改善されるだけでなく、４００℃以下の温度域における加工性の低下も抑制され、その限界絞りは、４００℃×１ｈｒで均質化熱処理を行った場合とほぼ同等の値に維持された。これは、Ｃａを添加することによって結晶粒界に、微細かつ粒状のＣａ系化合物が残存し、これが均質化熱処理時における結晶粒の粗大化を抑制したためと考えられる。
【００５５】
図６に、４００℃×１００ｈｒの均質化熱処理後の合金１Ｑ（０Ｃａ）、合金１Ｃ（０．０５Ｃａ）及び合金１Ａ（０．４Ｃａ）について測定された、試験温度と限界絞りとの関係を示す。図６より、
（１）  合金１Ａ、１Ｃは、いずれも合金１Ｑに比べて、全温度域で加工性が高い、
（２）  合金１Ａは、合金１Ｃに比べて、高温側（２５０℃以上）の延性低下が見られるが、合金１Ａの２５０℃付近の延性は、合金１Ｃとほぼ同等（絞り４０％以上）であり、十分な加工性が得られている、
ことがわかる。
【００５６】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
本発明に係る良加工性マグネシウム合金及びその製造方法は、航空機や自動車用の構造材料、ノートパソコン、ＭＤプレーヤー、携帯電話等の情報機器の筐体用材料及びその製造方法として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】金属間化合物の平均粒径ｄと限界絞りとの関係を示す図である。
【図２】３μｍ以下の金属間化合物の割合ｎ／ｎ０と限界絞りとの関係を示す図である。
【図３】金属間化合物の面積率Ａ／Ａ０と限界絞りとの関係を示す図である。
【図４】Ａｌのミクロ偏析比と限界絞りとの関係を示す図である。
【図５】図５（ａ）は、鋳造直後及び均質化熱処理後（４００℃×１ｈｒ又は４００℃×１００ｈｒ）の合金１Ｑ（０ｗｔ％Ｃａ）の試験温度と限界絞りとの関係を示す図であり、図５（ｂ）は、鋳造直後及び均質化熱処理後（４００℃×１ｈｒ又は４００℃×１００ｈｒ）の合金１Ｃ（０．０５ｗｔ％Ｃａ）の試験温度と限界絞りとの関係を示す図である。
【図６】均質化熱処理後（４００℃×１００ｈｒ）の合金１Ｑ（０ｗｔ％Ｃａ）、合金１Ｃ（０．０５ｗｔ％Ｃａ）及び合金１Ａ（０．４ｗｔ％Ｃａ）の試験温度と限界絞りとの関係を示す図である。
【図１】
2007070685.tif 000008
【図２】
2007070685.tif 000009
【図３】
2007070685.tif 000010
【図４】
2007070685.tif 000011
【図５】
2007070685.tif 000012
【図６】
2007070685.tif 000013