(57)【要約】【課題】マグネシウム合金箔とその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ａｌ：１〜１１．０％、Ｚｎ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１５〜０．５％を含有し、さらに所望によりＣａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなり、その不可避不純物中のＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕを５０ｐｐｍ未満、Ｃｌを２０ｐｐｍ未満に規制した組成を有するマグネシウム合金溶湯を、好適には連続鋳造圧延にして、帯状のマグネシウム合金板材に加工したものを基板とし、圧延等の塑性加工により箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満まで薄肉化したマグネシウム合金箔として、好適にはＡｌ−Ｍｎ化合物のサイズが１０μｍ未満である、マグネシウム合金箔を得る。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
箔厚が０．０２〜０．２ｍｍ未満のマグネシウム合金箔であって、質量％で、Ａｌ：１〜１１％、Ｍｎ：０．１５〜０．５％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするマグネシウム合金箔。
【請求項２】
前記組成に、さらに質量％で、Ｚｎ：０．１〜２．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載のマグネシウム合金箔。
【請求項３】
前記組成に、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のマグネシウム合金箔。
【請求項４】
前記組成の不可避不純物中、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕをそれぞれ５０ｐｐｍ未満、Ｃｌを２０ｐｐｍ未満に規制することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のマグネシウム合金箔。
【請求項５】
Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが１０μｍ未満であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のマグネシウム合金箔。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載のマグネシウム合金箔を製造する方法であって、マグネシウム合金溶湯より双ロール法によりマグネシウム合金板を製造する際、前記溶湯の温度を常に６５０〜８００℃に保持した状態とし、６５０〜８００℃の溶湯温度で該溶湯をロール間に送り込み、前記ロールによる冷却速度が１００〜６００℃／秒となるようにマグネシウム合金板を連続鋳造することを特徴とするマグネシウム合金箔の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、マグネシウム合金箔とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
マグネシウムは比重がアルミニウム合金の２／３、鉄の１／４と小さく、しかも比強度が高く、リサイクル性にも優れることから、構造用製品の軽量化に効果的である。最近では、マグネシウム熱伝導性、減衰性能、電磁波シールドを生かし、マグネシウム合金箔材が音響効果用の部品として使用されている。減衰性能とは物体に衝撃が加わったときに、材料内部でその衝撃を減衰させる性質のことで、スピーカーの振動板の場合は減衰率が大きいと広帯域で残響が少なく良質な音質が得られる。
ただし、既存のマグネシウム製品の多くはダイカストやチクソなどの鋳造法により製造されたものが大部分であり、鋳造法の場合、複雑形状の物を容易に得ることができるものの、表面品質に問題があり、製品表面に研磨やパテ埋めなどを施すための補修工程が必要となると共に、製品の薄肉化や大型化への対応が困難である。それに対し、マグネシウム合金展伸材を使用した場合は、表面性状に優れ、歩留り向上や薄肉化、大型化への適用が可能となることが期待される。
一般に普及しているマグネシウム合金箔は、強度向上、耐食性向上などのためにＡｌ、Ｍｎを適量含有する組成に調整されたマグネシウム合金を用いて、スラブ、押出材を板に圧延して得ているのが通常である。この他に、双ロール法で直接薄肉の板材を作製し、それを同様に圧延し合金板とする方法も知られている（例えば特許文献１、２参照）。
これらのマグネシウム合金箔は、製造時の歩留りやプレス成形性が十分なものとは言えず、耐食性にも難があり表面処理を施すことが必要とされている。
【特許文献１】特開２００６−１４４０４３号公報
【特許文献２】特開２００６−１４４０５９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
従来のスラブ、押出材を基板に圧延した箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満のマグネシウム合金箔には点状の穴（ピンホール）が観察されやすい他、プレス成形時に割れが発生しやすく、結果、製品歩留りを下げてしまうという問題点がある。
【０００４】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、ピンホールが観察されず、プレス成形時に割れ等の不具合を生じにくいため、製品歩留りを向上できるマグネシウム合金箔を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本願発明者らは、マグネシウム合金箔に観察されるピンホールやプレス成形時における不具合について調査研究したところ、マグネシウム合金箔中に形成されている粗大なＡｌ−Ｍｎ化合物が、抜け落ちることでピンホールが発生しており、さらにプレス成形時に破断の起点となっているという現象を見出した。
【０００６】
一般に普及しているＡＺ系（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ）、ＡＭ系（Ｍｇ−Ａｌ）などのマグネシウム合金箔はスラブや押出材を基板に圧延したものであり、その場合、圧延板のミクロ組織中にはサイズにして１０μｍを超える粗大なサイズのＡｌ−Ｍｎ化合物が点在している。それら、化合物は箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満まで薄肉化された材料の表面性状やプレス成形性に悪影響を及ぼす。
【０００７】
すなわち、ファセット状に粗大化したＡｌ−Ｍｎ系化合物は、箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満と薄肉化された材料において粗大な化合物の占める体積が大きいため、表層に顔を出しやすく、その結果、粗大な化合物が抜け落ちてしまうとその部分が空洞になりピンホールとなってしまう。さらにプレス成形時には割れ発生の起点となり、最悪の場合、化合物を起点に割れが伝播し、破断に至る。Ａｌ−Ｍｎ化合物は硬度が高く、圧延等で破砕し微細化することは不可能であるため、薄肉化しても材料中に残留する。
【０００８】
一方で、Ｍｎは熱処理時の粒成長を抑制する効果があるとともに、材料に耐食性を付与する上で、悪影響を及ぼすＦｅ量を低減するために必要不可欠な添加元素である。従って、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物を生じさせない方法が必要となるが、その方法として双ロール法が挙げられる。双ロール法で鋳造圧延したものは、連続鋳造圧延時のロールへの抜熱による急冷凝固のためにＡｌ−Ｍｎ化合物の晶出、成長を抑制でき、分散微細化することができる。
【０００９】
ここでいう双ロール法とは、装置の原理図を図１に示すように、溶解炉１から桶２を通してノズル３から供給されたマグネシウム合金の溶湯５が、上下に配置された鋳造ロール４Ａ、４Ｂからなる双ロール４の間に導入され、水冷されている双ロール４の間で凝固したのち圧延されて鋳造圧延板５ａとする製造方法である。こうして得られた鋳造圧延板５ａは、シャーにより一定長さに切断してシート状とするか、コイルとして巻き取られる。
【００１０】
しかし、双ロール法においても、鋳造時の溶解炉内の溶湯温度が６５０℃未満になるとＡｌ−Ｍｎ化合物が晶出し始め、その低温のまま保持されると晶出した化合物が凝集成長し粗大化してしまう。さらに、溶解炉からロールに供給される過程においても同様に、溶湯温度が６５０℃を下回るとＡｌ−Ｍｎ化合物が晶出、粗大化する。連続鋳造圧延時にそれら粗大な化合物が鋳造板中に混入すると、圧延等により箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満まで薄肉化した際に上述のようにピンホールを形成し、外観上の欠陥となりやすい。プレス成形時においても、プレス中に粗大なＡｌ−Ｍｎ化合物が割れの起点となって破断を生じることがある。鋳造時に発生した１０μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ化合物は、後工程の圧延においても破砕できないため、鋳造時に１０μｍ未満に制御する必要がある。そこで本願発明者らは、Ａｌ−Ｍｎ化合物のサイズを１０μｍ未満に抑制することによりピンホールの発生を抑制でき、プレス成形時にも割れを発生しにくいマグネシウム箔を得ることができるとの知見を得て、本発明を完成するに至ったのである。
【００１１】
すなわち、本発明のうち、第１の本発明のマグネシウム合金箔は、箔厚が０．０２〜０．２ｍｍ未満であって、質量％でＡｌ：１〜１１％、Ｍｎ：０．１５〜０．５％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１２】
第２の本発明のマグネシウム合金箔は、前記第１の本発明において、前記組成に、さらに質量％でＺｎ：０．１〜２．０％を含有することを特徴とする。
【００１３】
第３の本発明のマグネシウム合金箔は、前記第１または第２の本発明において、前記組成に、さたに質量％で、Ｃａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％を含有することを特徴とする。
【００１４】
第４の本発明のマグネシウム合金箔は、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、前記組成の不可避不純物中、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕをそれぞれ５０ｐｐｍ未満、Ｃｌを２０ｐｐｍ未満に規制することを特徴とする。より好ましくはＦｅ＜４０ｐｐｍ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｌ＜２０ｐｐｍに規制されていることが望ましい。
【００１５】
第５の本発明のマグネシウム合金箔は、前記第１〜第４の本発明のいずれかにおいて、Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが１０μｍ未満であることを特徴とする。
【００１６】
第６の本発明のマグネシウム合金箔を得るための製造方法は、前記第１〜第５の本発明のいずれかのマグネシウム合金箔を製造する方法であって、双ロール法で板を製造する際、炉からロールまでの間において溶湯温度を常に６５０〜８００℃に保持した状態とし、６５０〜８００℃の溶湯温度で該溶湯をロール間に送り込み、ロールによる板材の冷却速度が１００〜６００℃／秒となるように連続鋳造することを特徴とする。より好ましくは６８０〜７８０℃が望ましい。
【００１７】
尚、鋳造前のマグネシウム合金溶湯のアルゴンガスによる脱ガス処理において、１ｋｇのマグネシウム合金溶湯に対するアルゴンガス総吹込み量（ｇ）を０．５〜３．０とし、その後５分間以上の溶湯沈静化を行い、溶湯表面に発生したドロスを除去した溶湯を用いて鋳造することが好ましい。
【００１８】
尚、素材の耐食性の面からＡｌ−Ｍｎ化合物の占有面積率が１．０％以上になると、Ａｌ−Ｍｎ化合物のサイズが粗大でなくてもＡｌ−Ｍｎ化合物とマトリックスとの間で局部電池を形成する絶対量が増加するため、腐食が進行し、糸錆を発生し易くなる。このため、板厚表層部におけるＡｌ−Ｍｎ化合物の占有面積率は１．０％未満であるのが望ましい。なお、板厚表層部のＡｌ−Ｍｎ化合物の占有面積率は、Ａｌ−Ｍｎ化合物が占有する領域の単位面積あたりの割合、具体的にはマグネシウム合金板材の表層断面部をＥＰＭＡ面分析したときにＡｌ、Ｍｎ元素が検出される領域の単位面積あたりの割合を測定することにより評価できる。
【００１９】
以下に、本発明で規定する組成や製造方法等について説明する。なお、以下の成分量はいずれも質量％で示される。
【００２０】
Ａｌ：１〜１１％
Ａｌは、鋳造性、強度等の機械的性質および耐食性の向上を目的として添加される。ただし、Ａｌ添加量が１％未満では、十分な鋳造性、強度および耐食性が得られない。一方、Ａｌの添加量が１１％を超えると、強度増加は飽和する。また、Ａｌ添加量が６％を超えると圧延工程における加工性が徐々に低下し、１１％を超えると圧延が困難になる。これらの理由によりＡｌの含有量範囲を上記に定める。なお、強度増加の目的では、下限を３％とするのが望ましく、加工性の点から上限を９％とするのが望ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．１５〜０．５％
Ｍｎは耐食性を低下させる元素の影響を緩和する効果を有するものであるので、積極的に添加する。すなわち、Ｍｎを添加することによって、耐食性を低下させる不純物元素であるＦｅの影響を緩和することができる。０．１５％以上の含有により、この効果を効果的に得ることができる。ただし、０．５％を超えて含有すると製造時に粗大な金属間化合物が生成し、圧延性が悪化するので、Ｍｎの含有量を０．１５〜０．５％に定める。  
【００２２】
Ｚｎ：０．１〜２．０％
Ｚｎは、Ａｌと同様に、鋳造性と強度等の機械的性質の向上に寄与するので、所望により含有させる。０．１％以上の含有により、この効果を得ることができる。但し、０．１％未満を不純物として含み得る。Ｚｎの添加量が２．０％を超えると、鋳造性が低下するので上限を２．０％とする。
【００２３】
所望によりＣａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％を含有しても良い：
Ｃａ、Ｓｒ、ＲＥは難燃性、耐熱性の向上に寄与するので、所望により１種類以上を含有させることができる。各元素はそれぞれ０．０５〜２％の含有により、この効果を得ることができる。ＲＥ（希土類元素）としては、例えばイットリウム、ネオジウム、ランタン、セリウム、ミッシュメタル（例えば、Ｌａ：１５％、Ｃｅ：６０％、Ｎｄ：１５％、Ｐｒ＋Ｓｍ：１０％）などを用いることができる。
【００２４】
不可避不純物中のＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ＜各５０ｐｐｍ未満、Ｃｌ＜２０ｐｐｍ未満
マグネシウム合金の耐食性にはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｌが悪影響を及ぼす。従って、これらの元素を耐食性に害がないとされる濃度に規制するのが望ましい。Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕは５０ｐｐｍ未満に、Ｃｌは２０ｐｐｍ未満に規制するのが望ましい。より好ましくはＦｅ＜４０ｐｐｍ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｌ＜各２０ｐｐｍに規制されていることが望ましい。
【００２５】
Ａｌ−Ｍｎ化合物：最大サイズ１０μｍ未満
最大サイズ１０μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ化合物が形成されていると、ピンホールが発生し、表面性状が低下し、またプレス成形時に割れの起点になりやすいため、Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズを１０μｍ未満に規制するのが望ましい。好適には５μｍ未満が望ましい。なお、Ａｌ−Ｍｎ化合物のサイズは、光学顕微鏡での板厚方向断面部のミクロ組織観察により評価することができる。
【００２６】
双ロール法で板を製造する際、炉からロールまでの間において溶湯温度を常に６５０〜８００℃に保持した状態とし、６５０〜８００℃の溶湯温度で溶湯をロール間に送り込む：
双ロール法においても、鋳造時の溶解炉内の溶湯温度が６５０℃未満になるとＡｌ−Ｍｎ化合物が晶出し始め、その低温のまま保持されると晶出した化合物が凝集成長し粗大化してしまう。さらに、溶解炉からロールに供給される過程においても同様に、溶湯温度が６５０℃を下回るとＡｌ−Ｍｎ化合物が晶出し、凝集粗大化する。溶湯温度が８００℃を超えると鋳造時に湯漏れを生じてしまい、健全な鋳造圧延板を得ることができない。より好ましくは６８０〜７８０℃が望ましい。
【００２７】
ロールによる板材の冷却速度：１００〜６００℃／秒：
上記記載の溶湯温度を保持したまま、溶湯がロールに供給される際、ロールによる板材の冷却速度が１００℃／秒を下回ると溶湯が凝固完了するまでの時間が長くなり、Ａｌ−Ｍｎ化合物が粗大化してしまう。また、冷却速度の上限は特に規定しないが、現状の設備や実際の製造条件を考慮すると６００℃／秒を上回る冷却速度を得ることは難しい。好適には３００〜６００℃／秒とする。なお、冷却速度は連続鋳造圧延で作製した板材の板厚方向表層断面部の二次デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）から算出した。二次デンドライトアーム間隔ｄ（μｍ）と推定冷却速度Ｖ（℃／ｓ）との関係は次式（１）で表される。
ｄ＝３５．５Ｖ−０．３１    …（１）
【００２８】
鋳造前のマグネシウム合金溶湯のアルゴンガスによる脱ガス処理において、１ｋｇの溶湯に対するアルゴンガス総吹込み量（ｇ）を０．５〜３．０とし、その後５分間以上の溶湯沈静化を行い、溶湯表面に発生したドロスを除去した溶湯を用いて鋳造する：
鋳造前のマグネシウム合金溶湯のアルゴンガスによる脱ガス処理は、介在物を除去し、溶湯を清浄化する作用を有する。１ｋｇのマグネシウム合金溶湯に対するアルゴンガス総吹込み量が０．５以上でその効果が現れ、３．０より大きくなるとその効果が飽和する。アルゴンガス吹込み後は５分間以上の溶湯沈静化を行うが、５分未満では溶湯が沈静化しておらず、介在物の除去効果が小さくなってしまうため、５分以上の沈静化を行い介在物が溶湯表面に浮上するのを待つ。溶湯表面に浮上したドロス（介在物）は、予め乾燥させた柄杓等の治具により除去する。
【発明の効果】
【００２９】
以上説明したように、本発明のマグネシウム合金箔は、質量％で、Ａｌ：１〜１１％、Ｍｎ：０．１５〜０．５％、Ｚｎ：０．１〜２．０％を含有し、さらに所望によりＣａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなる組成を有するので、箔厚０．０２〜０．２ｍｍ未満まで薄肉化した際に１０μｍを超える粗大なＡｌ−Ｍｎ化合物に起因するピンホールの発生やプレス成形時の不具合が回避される効果が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
質量％で、Ａｌ：１〜１１％、Ｍｎ：０．１５〜０．５％を含有し、所望によりＺｎ：０．０１〜２．０％を含有し、さらに所望によりＣａ、Ｓｒ、ＲＥの１種類以上を０．０５〜２％を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物からなるマグネシウム合金を用意し、該マグネシウム合金を溶解し、好適には冷却速度３００℃／ｓ以上の連続鋳造圧延によりマグネシウム合金板を製造する。双ロール法などの連続鋳造圧延によって作製したマグネシウム合金板は、ロールへの抜熱などによる急冷凝固のためにＡｌ−Ｍｎ化合物の成長を抑制できる。そのため、ピンホールの発生やプレス成形時の不具合等の悪影響を抑制することが可能となる。さらに、連続鋳造圧延の際、炉からロールまでの間においても溶湯温度を管理する必要があり、Ａｌ−Ｍｎ化合物が晶出し始めない６５０℃以上の溶湯温度で溶湯をロール間に送り込むことで、Ａｌ−Ｍｎ化合物が晶出、凝集粗大化を抑制することが可能となる。
【００３１】
上記マグネシウム合金板材は、さらに圧延工程により製品箔厚にまで圧延することができる。該製品箔厚としては、０．０２ｍｍ〜０．２ｍｍ未満の箔材が想定される。なお、製品箔厚とする加工法は、圧延工程に限定されず、その他の塑性加工によるものであってもよい。上記連続鋳造圧延板を基板に圧延工程などによって薄肉化したマグネシウム合金箔は、Ａｌ−Ｍｎ化合物のサイズを１０μｍ未満にすることができる。
上記圧延工程前または圧延工程における熱間圧延後、温間圧延前に、均質化処理を行うことができる。均質化処理は、例えば３７０〜４７０℃で１時間以上加熱することにより行うことができる。該均質化処理により、急冷凝固されたマグネシウム合金板材における溶質元素のデンドライト・セル境界および板厚中心部での高濃度の偏析を解消することができ、その後の圧延性に優れたマグネシウム合金箔材を得ることができる。
【００３２】
圧延工程は、温間圧延または、熱間圧延と温間圧延とを行う工程により行うことができる。上記圧延工程では、中間焼鈍を介在させることができる。該中間焼鈍は、熱間圧延工程と温間圧延工程の間で行ったり、温間圧延の途中に行ったりすることができ、温間圧延の途中で行う場合には温間圧延の圧下率が８０％を超える場合に、好ましく設けられる。
中間焼鈍は、例えば２００〜３５０℃、１時間の加熱により行うことができる。
【００３３】
最終箔厚のマグネシウム合金箔は、プレコートなどの表面処理を行うことができる。なお、本発明としては表面処理などの条件が特に制限されるものではなく、既知の条件によって行うこともできる。
【実施例１】
【００３４】
以下に、本発明の実施例を比較例と比較しつつ説明する。
表１に示す組成（残部Ｍｇおよび不可避不純物）のマグネシウム合金を溶解して、双ロール法による連続鋳造圧延をして、鋳造圧延板（基板）を得た。この圧延板に、４００℃×２０時間の均質化処理を実施した後、熱間圧延、温間圧延により厚さ０．０５ｍｍ（５０μｍ））の箔とし、発明材および比較材を得た。尚、発明材および比較材は鋳造前のマグネシウム合金溶湯において、アルゴンガスによる脱ガス処理を行なった。脱ガス処理は１ｋｇのマグネシウム合金溶湯に対するアルゴンガス総吹込み量（ｇ）を０．５〜３．０とし、その後１０分間の溶湯沈静化を行い、溶湯表面に発生したドロスを除去した。
【００３５】
なお、各供試材の上記連続鋳造時にロールまでの間の溶湯温度を測定し、その結果を表１に示した。ロール間に送り込む溶湯温度はノズル先端部から９０ｍｍ後方の位置でノズル内を流れる溶湯温度を測定し、その値とした。
【００３６】
得られた各供試材のミクロ組織観察を行った。板断面の板厚表層部を、光学顕微鏡を用いて観察したＡｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズを評価した。その結果を表１に示すが、不純物元素であるＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕが５０ｐｐｍ未満、Ｃｌが２０ｐｐｍ未満に規制されている比較材２０でＡｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが１２．２μｍであるのに対して、本発明材は、Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが５μｍ以下であった。比較材２１に関してはＡｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズは２．５μｍであるが、不純物元素Ｆｅが５０ｐｐｍを超えている。
【００３７】
また、上記各供試材に対し、２００ｍｍ角の箔に観察されたピンホールの数を測定した。ピンホールの数の測定は、試料を暗室内に設置した状態で赤外線を材料表面に照射し、貫通した光の数で評価した。Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが５μｍ未満の試料では５個以内であるが、１０μｍを超える比較材Ｎｏ．２０ではその発生数が多くなっていた。
【００３８】
次に、各供試材の成形性評価を行った。成形性評価は温間プレスによるマグネシウム合金箔の深絞り後、張出し成形という二段階プロセスにより成形した。成形試験結果を表１に示す。尚、表中の記号は、○：良好、△：たまに割れ発生、×：頻繁に割れ発生、を示す。Ａｌ−Ｍｎ化合物の最大サイズが５μｍ未満の試料では良好な成形結果が得られている。
【００３９】
さらに各供試材に対し、５％ＮａＣｌ溶液による２４時間の塩水噴射試験を行い、腐食速度を測定し、その結果を表１に示した。本発明材は腐食速度が小さく耐食性に優れていた。一方、比較材は腐食速度が大きく耐食性に劣っていた。
【００４０】
次に、各供試材のＥＰＭＡ面分析による観察面１視野（１９５μｍ×１９５μｍ）におけるＭｎの占有面積率の評価を行った。ＭｎはＡｌとのみ化合物を形成するため、Ｍｎの占有面積率の分析により、Ａｌ−Ｍｎ化合物の占有面積率が同面積率であると推定される。分析箇所は板厚方向断面部から１５０μｍの範囲内でランダムに行った。評価結果を表１に示した。発明材は、いずれも１．０％未満の占有面積率であった。発明材Ｎｏ．１６〜１９は、比較材よりは耐食性に優れているが、発明材の中では耐食性が低くなっていた。
【００４１】
【表１】
2009120883.tif 000002
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】双ロール法の原理を示す図である。
【符号の説明】
【００４３】
１    溶解炉
２    桶
３    ノズル
４    双ロール
５    マグネシウム合金の溶湯
５ａ  鋳造圧延板
【図１】
2009120883.tif 000003