(57)【要約】【課題】耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することである。【解決手段】本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす鋳造物を形成する工程と、前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物に析出物を残存させる工程と、前記析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、を具備し、前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。  （１）０．２≦ａ≦５．０  （２）０．５≦ｂ≦５．０  （３）０．５ａ−０．５≦ｂ【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす鋳造物を形成する工程と、
前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にＭｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を残存させる工程と、
前記少なくとも１種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、
前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、
を具備し、
前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、
前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、
前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦５．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）０．５ａ−０．５≦ｂ
【請求項２】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす鋳造物を形成する工程と、
前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にＭｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を残存させる工程と、
前記少なくとも１種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、
前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、
を具備し、
前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、
前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、
前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）２ａ−３≦ｂ
【請求項３】
請求項１又は２において、
前記鋳造物にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【請求項４】
請求項１又は２において、
前記鋳造物にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（４）０≦ｃ≦２．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【請求項５】
請求項１又は２において、
前記鋳造物にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記式（４）〜（６）を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０≦ｄ≦２．０
（６）０．５≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか一項において、
前記鋳造物を形成する工程は、Ａｌ、Ｔｈ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有する鋳造物を形成する工程であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１乃至６のいずれか一項において、
前記塑性加工は、圧延、押出し、ＥＣＡＥ、引抜加工及び鍛造、これらの繰り返し加工、ＦＳＷ加工のうちの少なくとも一つを行うものであるマグネシウム合金の製造方法。
【請求項８】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦５．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）０．５ａ−０．５≦ｂ
【請求項９】
Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）２ａ−３≦ｂ
【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。
【背景技術】
【０００２】
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金は、鋳造直後の合金材（以下、「鋳造まま材」という。）では長周期積層構造相（以下、「ＬＰＳＯ相」という。）は発現せず、その鋳造まま材に溶体化処理（520℃×2hr）を行い、その後析出処理（400℃で10hr）を行うことでＬＰＳＯ相が析出する。特許文献１に開示されているように、通常はＬＰＳＯ相を析出させた後に押出加工などの塑性加工を行うことで高強度化が達成される。
【０００３】
しかしながら、マグネシウム合金は結晶構造がｈｃｐであることから延性すなわち成形性に乏しく、高強度と高延性を得ることが難しい。広く工業構造材料として利用するには、延性改善と同時に耐熱性、高温強度と高温での延性の発現を実現させることが求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許４１３９８４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の一態様は、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす鋳造物を形成する工程と、
前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にＭｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を残存させる工程と、
前記少なくとも１種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、
前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、
を具備し、
前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、
前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、
前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
（１）０．２≦ａ≦５．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）０．５ａ−０．５≦ｂ
【０００７】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たす鋳造物を形成する工程と、
前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にＭｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物を残存させる工程と、
前記少なくとも１種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、
前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、
を具備し、
前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、
前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、
前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）２ａ−３≦ｂ
【０００８】
上記の本発明の一態様によれば、塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させることができる。これにより、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することができる。
【０００９】
また、本発明の一態様において、前記少なくとも１種類の析出物がＭｇ３Ｇｄ化合物であっても良い。
【００１０】
また、本発明の一態様において、前記鋳造物にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことも可能である。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【００１１】
また、本発明の一態様において、前記鋳造物にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことも可能である。
（４）０≦ｃ≦２．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【００１２】
尚、Ｍｍ（ミッシュメタル）とは、Ｃｅ及びＬａを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるＳｍやＮｄなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存する。
【００１３】
また、本発明の一態様において、前記鋳造物にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記式（４）〜（６）を満たすことも可能である。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０≦ｄ≦２．０
（６）０．５≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
【００１４】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金である。
（１）０．２≦ａ≦５．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）０．５ａ−０．５≦ｂ
【００１５】
本発明の一態様は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇからなり、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金である。
（１）０．２≦ａ≦３．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）２ａ−３≦ｂ
【発明の効果】
【００１６】
本発明の一態様を適用することで、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】試験片１〜８それぞれに室温（Ｒ．Ｔ．）で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。
【図２】試験片１〜８それぞれに２５０℃の温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。
【図３】試験片４（１００時間の熱処理）、試験片６（５００時間の熱処理）及び試験片８（１０００時間の熱処理）それぞれの結晶組織を示す写真である。
【図４】試験片９〜１５、比較片１〜７それぞれに室温（Ｒ．Ｔ．）で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。
【図５】試験片９〜１５、比較片１〜７に２５０℃の温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下では、本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容に限定して解釈されるものではない。
【００１９】
本発明の一態様は、Ｍｇに希土類元素（Ｇｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｌｕ）を添加したマグネシウム合金に、押出加工に代表される塑性加工を施した後に、ＬＰＳＯ相を塊状＋板状（Block+Plate状）もしくは板状（plate状）に現出させることで延性を大幅に改善したものである。
【００２０】
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、３００℃の温度で１０００時間の熱処理を施した後に室温引張試験を行っても顕著な耐力低下は認められず、延性を向上させたものである。このマグネシウム合金は、加工後の組織が再結晶温度以下においても時間経過と共に微細結晶粒へと変化し、集合組織も弱くなる特徴を有する。加えて、このマグネシウム合金は、長時間高温熱処理後も高温において高強度・高延性を示す。熱処理温度を上昇させるとＬＰＳＯ相は塊状→塊状＋板状→板状に変化するが、板状に変化するとＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金とは異なりα−Ｍｇ相が著しい結晶粒成長を示し、顕著な強度低下を示す。一方で延性はＭｇ−Ｚｎ−Ｙ合金のように２０％を達成することが難しい。
【００２１】
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、熱処理を施しても室温および高温で耐熱性を有し、高強度を維持しつつ延性（成形性）を改善するものである。ＬＰＳＯ相の観点からは高強度を示す塊状、α−Ｍｇ相の観点からは極端な結晶粒成長を示さず、長時間熱処理しても結晶粒は粗大化せずに加工組織が微細粒に変化したものである。成形性改善のみに着目すると塊状＋板状のＬＰＳＯ相は強度低下が少なくて良いが、板状のＬＰＳＯ相は強度の著しい低下が生じてしまう。本発明の一態様は、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善し、成形性を付与することで２次加工の効率化と金型などへの負荷軽減を目指したものである。成形性を付与するということは、複雑形状の加工が従来の合金に比べてより容易に行え、使用用途を拡大させることができるということである。
【００２２】
なお、本発明の一態様の産業状の利用分野としては、従来Ｍｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金押出材と同一箇所に適用が可能である。本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、耐熱性と強度および延性を有しているため、車両部材・内外装品に用いることは構造設計の観点からも軽量化が期待できる。さらに、成形性が改善されているため加工に要するエネルギーセーブ、金型などへの負荷低下、軽量かつ耐熱高強度を必要とする複雑形状を有する福祉部材への適用も期待できる。エネルギー効率の向上とＣＯ２抑制が可能であるため、自動車や鉄道車両といった我が国の基幹産業はもちろん、福祉分野といった民生部品へ適用が期待できる。
【００２３】
（実施の形態１）
本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Ｍｇ、Ｚｎ及びＧｄ又はＴｂ又はＴｍ又はＬｕを含む３元以上の合金である。このマグネシウム合金はＺｎをａ原子％含有し、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、残部がＭｇから成り、ａとｂは下記式（１）〜（３）を満たすような組成範囲を有する。また、ａとｂは下記式（１'）〜（３'）を満たすような組成範囲を有することがより好ましい。
（１）０．２≦ａ≦５．０
（２）０．５≦ｂ≦５．０
（３）０．５ａ−０．５≦ｂ
（１'）０．２≦ａ≦３．０
（２'）０．５≦ｂ≦５．０
（３'）２ａ−３≦ｂ
【００２４】
尚、Ｇｄのさらに好ましい上限含有量は、経済性及び比重の増加を考慮すると、３原子％未満である。
また、前記マグネシウム合金におけるＧｄの含有量とＺｎの含有量の比は、２：１又はそれに近い比であることが特に好ましい。このような含有量の比にすることより高強度高靭性を特に向上させることができる。
【００２５】
また、前記マグネシウム合金にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【００２６】
また、前記マグネシウム合金にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、ｃは下記式（４）及び（５）を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。
（４）０≦ｃ≦２．０
（５）０．５≦ｂ＋ｃ≦６．０
【００２７】
また、前記マグネシウム合金にＹｂ、Ｓｍ及びＮｄからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｃ原子％含有し、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｄ原子％含有し、ｃ及びｄは下記式（４）〜（６）を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。
（４）０≦ｃ≦３．０
（５）０≦ｄ≦２．０
（６）０．５≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦６．０
【００２８】
また、前記マグネシウム合金にＤｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超１．５原子％以下含有することも可能である。また、前記マグネシウム合金にＹを合計で０原子％超１．０原子％以下含有することも可能である。これらの希土類元素を含有させることにより、長周期積層構造相の形成を促進させることができる。
【００２９】
また、前記マグネシウム合金にＡｌ、Ｔｈ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｂ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０原子％超２．５原子％以下含有することも可能である。これらの元素を含有することにより、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。
【００３０】
上記の組成からなるマグネシウム合金を溶解して鋳造し、マグネシウム合金鋳造物を作る。鋳造時の冷却速度は１０００Ｋ／秒以下であり、より好ましくは１００Ｋ／秒以下である。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。このマグネシウム合金鋳造物には、Ｍｇと希土類元素の化合物、ＭｇとＺｎの化合物、Ｚｎと希土類元素の化合物及びＭｇとＺｎと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも１種類の析出物が析出されている。なお、このマグネシウム合金には長周期積層構造相が形成されていない。
【００３１】
次いで、マグネシウム合金鋳造物に溶体化処理を施す。この溶体化処理では、上記の少なくとも１種類の析出物を残存させる。また、この溶体化処理ではマグネシウム合金に長周期積層構造相が形成されない。
【００３２】
次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物に塊状の長周期積層構造相を析出させる。この塑性加工の方法としては、例えば押出し、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）加工法、圧延、引抜及び鍛造、これらの繰り返し加工、ＦＳＷ（摩擦攪拌溶接）などの塑性変形を伴う加工を用いる。また、前記塑性加工は、圧延、押出し、ＥＣＡＥ、引抜加工及び鍛造のうち単独でも組み合わせでも可能である。
【００３３】
また、上記の塑性加工は、例えば押出し温度が２５０℃以上５００℃以下、押出しによる断面減少率が５％以上である押出加工、例えば圧延温度が２５０℃以上５００℃以下、圧下率が５％以上である圧延加工、例えば温度が２５０℃以上５００℃以下、ＥＣＡＥのパス回数が１パス以上であるＥＣＡＥ、例えば温度が２５０℃以上５００℃以下、断面減少率が５％以上である引抜加工、例えば２５０℃以上５００℃以下、加工率が５％以上である鍛造加工であっても良い。
【００３４】
次に、上記の塑性加工を行った塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させる。この結果、この熱処理後の塑性加工物は、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することが好ましい。
【００３５】
また、前述したＹｂ、Ｓｍ及びＮｄそれぞれは、それらとＭｇとＺｎの３元合金では、鋳造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限があるものである。
【００３６】
また、前述したＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ及びＭｍそれぞれは、それらとＭｇとＺｎの３元合金では、前記マグネシウム合金鋳造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限が殆ど無いものである。
【００３７】
本実施の形態によれば、鋳造物に溶体化処理を施すことにより上記の少なくとも１種類の析出物を残存させ、この少なくとも１種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行っている。このため、塑性加工を行う工程で鋳造物に長周期積層構造相を析出させることができ、且つ長周期積層構造相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させることができる。
【００３８】
つまり、上記のように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてα−Ｍｇ相及び少なくとも一部が湾曲又は屈曲した長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。
【００３９】
また、本実施の形態によれば、塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させ、その結果、この熱処理後の塑性加工物は、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有している。これにより、α−Ｍｇ相が著しい結晶粒成長を示さず、顕著な強度低下を示すこともないため、耐熱性と高強度を有したまま延性及び成形性を改善することができる。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
まず、本発明の実施例によるマグネシウム合金の試験片を作製した。
【００４１】
図１は、試験片１〜８それぞれに室温（Ｒ．Ｔ．）で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図２は、試験片１〜８それぞれに２５０℃の温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図１、図２に示す「ＵＴＳ」は引張強さであり、「ＹＳ」は降伏応力であり、「Ｅｌ．」は伸びである。試験片および比較片それぞれの製造方法は下記のとおりである。
【００４２】
（試験片１〜８）
Ｚｎを１原子％、Ｇｄを２原子％含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作製した。次に、インゴットに５２０℃の温度で２時間の溶体化処理を行った。次に、押出温度３５０℃において押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／秒として塑性加工（押出加工）を行った。次に、試験片１〜８の押出材に３００℃の温度で０〜１０００時間熱処理を行った後に引張試験を行った。
【００４３】
図１及び図２において、参照符号１６Ｕは試験片１〜８の引張強さを示すグラフであり、参照符号１６Ｙは試験片１〜８の降伏応力を示すグラフであり、参照符号１６Ｅは試験片１〜８の伸びを示すグラフである。
【００４４】
図１及び図２に示すように、押出加工によってＬＰＳＯ相を析出させ且つＬＰＳＯ相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させた試験片１〜８では、３００℃で１０００時間まで熱処理を行っても極端な強度低下を示さずに延性を改善させることができた。
【００４５】
図１に示す室温での引張試験では、試験片１によって得られる加工材の降伏応力が３９２ＭＰａ、伸びが６．７％であるが、例えば３００℃で１０００時間の熱処理を施した試験片８によって得られる熱処理材の降伏応力が３５５ＭＰａ、延性が１３．７％であり、熱処理を施しても強度の顕著な低下が無く、延性が１０％以上まで向上している。
【００４６】
図２に示す２５０℃の試験温度では、試験片１によって得られる加工材の降伏応力が３０９ＭＰａ、伸びが２０．６％を示し、例えば３００℃で１０００時間の熱処理を施した試験片８によって得られる熱処理材の降伏応力は２６４ＭＰａ、伸びは４０％を示す。３００℃で１０００時間の熱処理後も降伏応力が顕著に低下せず延性は２倍にまで向上していることからも耐熱性に優れた高成形性合金に変化したことが分かる。つまり、室温と高温（２５０℃）に於ける熱処理前後の強度に大きな変化が無く、延性が改善していることから、耐熱性を有する複雑形状Ｍｇ合金素材の加工が容易となる。
【００４７】
図３は、試験片４（１００時間の熱処理）、試験片６（５００時間の熱処理）及び試験片８（１０００時間の熱処理）それぞれの結晶組織を示す写真である。
【００４８】
（実施例２）
まず、本発明の実施例によるマグネシウム合金の試験片および比較片を作製した。
【００４９】
図４は、試験片９〜１５、比較片１〜７それぞれに室温（Ｒ．Ｔ．）で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図５は、試験片９〜１５、比較片１〜７に２５０℃の温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図４、図５に示す「Ｙ．Ｓ．」は降伏応力であり、「Ｅｌ．」は伸びである。試験片および比較片それぞれの製造方法は下記のとおりである。
【００５０】
（試験片９〜１５）
Ｚｎを１原子％、Ｇｄを２原子％含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作製した。次に、インゴットに５２０℃の温度で２時間の溶体化処理を行った。次に、押出温度３５０℃において押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／秒として塑性加工（押出加工）を行った。次に、試験片９〜１５の押出材に３００℃の温度で０．１〜１０００時間熱処理を施した後に引張試験を行った。
【００５１】
（比較片１〜７）
Ｚｎを２原子％、Ｙを２原子％含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴット（鋳造材）を作製した。次に、インゴットに５２０℃の温度で２時間の溶体化処理を行った。次に、インゴットに４００℃で１０時間の熱処理を行うことにより、インゴットにＬＰＳＯ相を析出させた。次に、押出温度３５０℃において押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／秒として塑性加工（押出加工）を行った。次に、比較片１〜７の押出材に３００℃の温度で０．１〜１０００時間熱処理を施した後に引張試験を行った。
【００５２】
図４及び図５において、参照符号１９Ｙは試験片９〜１５の降伏応力を示すグラフであり、参照符号１９Ｅは試験片９〜１５の伸びを示すグラフであり、参照符号２０Ｙは比較片１〜７の降伏応力を示すグラフであり、参照符号２０Ｅは比較片１〜７の伸びを示すグラフである。
【００５３】
図４に示すように、室温引張試験では、試験片９〜１５及び比較片１〜７の押出材の熱的安定性が同じ傾向にあった。
【００５４】
図５に示すように、高温引張試験（２５０℃）では、熱処理時間の増加に伴う機械的特性の低下が試験片９〜１５及び比較片１〜７の押出材で同じ傾向にあったが、降伏応力は試験片９〜１５の押出材のほうが高かった。
【符号の説明】
【００５５】
１６Ｕ  試験片１〜８の引張強さ
１６Ｙ  試験片１〜８の降伏応力
１６Ｅ  試験片１〜８の伸び
１９Ｙ  試験片９〜１５の降伏応力
１９Ｅ  試験片９〜１５の伸び
２０Ｙ  比較片１〜７の降伏応力
２０Ｅ  比較片１〜７の伸び
【図１】
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【図２】
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【図４】
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【図５】
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【図３】
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