JP2008150704A - マグネシウム合金材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】特殊な製造設備およびプロセスを使用することなしに、機械的性質に優れたマグネシウム合金材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥ：１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金材であって、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相を有し、少なくとも一部の長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、分断部を有することを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、マグネシウム合金材およびその製造方法に係り、特に、機械的な強度の高いマグネシウム合金材およびその製造方法に関するものである。

一般に、マグネシウム合金材は、実用化されている合金の中で最も密度が低く軽量で強度も高いため、電気製品の筐体や、自動車のホイールや、足回り部品や、あるいは、エンジン回り部品等への適用が進められている。
特に、自動車に関連する用途の部品においては、高い機械的性質が要求されるため、ＧｄやＺｎ等の元素を添加したマグネシウム合金材として、片ロール法、急速凝固法により特定の形態の材料を製造することが行われている（例えば、特許文献１、特許文献２および非特許文献１）。

しかし、前記したマグネシウム合金材は、特定の製造方法においては、高い機械的性質が得られるものの、特殊な設備が必要であり生産性も低いという問題があり、更に適用できる部材が限られるという問題がある。

そこで、従来、マグネシウム合金材を製造する場合、前記特許文献１、特許文献２および非特許文献１の様な特殊な設備あるいはプロセスを用いずに、生産性の高い通常の溶解鋳造から塑性加工（押出）を実施しても実用上有用な機械的性質が得られるものが提案されている（例えば、特許文献３〜６参照）。特許文献３〜６に開示されているマグネシウム合金材は、組織中に長周期積層構造を有しており、高い機械的性質が得られることが知られている。
特開平０６−０４１７０１号公報 特開２００２−２５６３７０号公報 国際公開第２００５/０５２２０４号パンフレット 国際公開第２００５/０５２２０３号パンフレット 国際公開第２００６/０３６０３３号パンフレット 特開２００６−９７０３７号公報 山崎倫昭、他３名，「高温熱処理法により長周期積層構造が形成する新規Ｍｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金」，軽金属学会第１０８回春期大会講演概要（２００５），社団法人軽金属学会，２００５年，ｐ．４３−４４

しかし、従来のマグネシウム合金材は、以下に示すような改良すべき余地があった。
すなわち、従来のマグネシウム合金材は、軽量化の目的で自動車用への応用を進めるためには、強度をさらに向上させることが要求されていた。

本発明は前記の問題に鑑み創案されたものであり、特殊な製造設備およびプロセスを使用することなしに、機械的性質に優れたマグネシウム合金材およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明は、前記課題を解決するために、つぎのようなマグネシウム合金材として構成した。すなわち、マグネシウム合金材は、必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥ：１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金材であって、前記Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相を有し、少なくとも一部の前記長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、前記長周期積層構造が分断部を有する構成とした。

このように、マグネシウム合金材が、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成され、その合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相を有し、少なくとも一部の長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、長周期積層構造が分断部を有することで、マグネシウム合金材の機械的性質（引張強度、０．２％耐力および伸び）を向上させることができる。なお、長周期積層構造の形成により、マグネシウム合金結晶の双晶変形が防止されるため、マグネシウム合金材の機械的性質が向上する。また、長周期積層構造はマグネシウム合金結晶のＣ軸底面に形成される。したがって、この長周期積層構造が湾曲または屈曲することにより、Ｃ軸底面が湾曲または屈曲することとなる。このようなＣ軸底面の湾曲または屈曲は、変形の際の転位の移動を非常に困難にするため、マグネシウム合金結晶の変形が防止され、マグネシウム合金材の機械的性質が向上する。

また、マグネシウム合金材は、前記Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部に、平均粒径２μｍ以下に微細化されたα−Ｍｇが形成された構成とした。
このように、マグネシウム合金材が、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造の分断部）に、微細化されたα−Ｍｇが形成されることで、マグネシウム合金材の機械的性質をさらに向上させることができる。

また、マグネシウム合金材は、前記ＲＥがＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上からなる構成とした。
このように、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を構成するＲＥを特定の元素とすることで、マグネシウム合金材の引張強度、０．２％耐力、伸びをより一層向上させることができる。

また、マグネシウム合金材は、前記ＲＥがＧｄ、Ｔｂの少なくもと１種以上からなる構成とした。
このように、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を構成するＲＥを特定の元素とすることで、マグネシウム合金材の引張強度、０．２％耐力、伸びをより一層向上させることができる。

また、マグネシウム合金材の製造方法は、必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥとしてＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むこととした。

このようなマグネシウム合金材の製造方法により、鋳造時にＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相が生じ、そのラメラ相に高温下で所定量の歪みが与えられることで、ラメラ相が微細化し、少なくとも一部の長周期積層構造に湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方が形成され、かつ、分断部が形成される。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造の分断部）に、微細化したα−Ｍｇが形成される。これにより優れた引張強度、耐力、伸びを有するマグネシウム合金材が得られる。

また、マグネシウム合金材の製造方法は、必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、前記鋳造材を４８０℃〜５５０℃で熱処理する熱処理工程と、熱処理された前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むこととした。

このようなマグネシウム合金材の製造方法により、鋳造時にＭｇ-Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相が生じ、鋳造後の熱処理によりラメラ相の形成が制御される。そのラメラ相に高温下で所定量の歪みが与えられることで、ラメラ相が微細化し、少なくとも一部の長周期積層構造に湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方が形成され、かつ、分断部が形成される。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造の分断部）に、微細化したα−Ｍｇが形成される。これにより優れた引張強度、耐力、伸びを有するマグネシウム合金材が得られる。

さらに、マグネシウム合金材の製造方法は、前記熱間塑性加工が、押出加工または鍛造加工であることとした。
このようなマグネシウム合金材の製造方法により、長周期積層構造への湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方の形成が促進され、かつ、分断部の形成が促進される。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なく一部（例えば、長周期積層構造の分断部）におけるα−Ｍｇの微細化が促進される。これにより優れた引張強度、耐力、伸びを有するマグネシウム合金材が得られる。

本発明に係るマグネシウム合金材は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相を有し、少なくとも一部の長周期構造に湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を形成し、かつ、分断部を形成することで、従来の長周期積層構造を有する合金材と比較して、引張強度、耐力、伸び（機械的性質）を向上させることができる。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造の分断部）に微細化したα−Ｍｇを形成することで、マグネシウム合金材の引張強度、耐力、伸びをさらに向上させることができる。
そのため、本発明に係るマグネシウム合金材は、例えば、自動車用部品、特に、ピストンなど機械的性質の条件が厳しい部分においても使用することが可能となる。

また、本発明のマグネシウム合金材の製造方法は、従来のものと比較して機械的性質が向上したマグネシウム合金材を、一般的な製造設備あるいはプロセスにより、効率よく製造することが可能となる。

以下、本発明を実施するための最良の形態について図面を参照して説明する。
図１は、本発明に係るマグネシウム合金材の合金組織を模式的に説明する説明図、図２は鋳造材の合金組織を示す光学顕微鏡写真、図３は加工材の加工組織（合金組織）を示す光学顕微鏡写真、図４〜図６は加工材の合金組織を示す光学顕微鏡写真、図７は図６の分断部の一部を拡大して示すＳＥＭ写真、図８は加工材の相当歪み分布を示す縦断面図である。

マグネシウム合金材は、高温雰囲気で使用される部品、例えば、自動車用部品、特に、内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット等に使用される。なお、マグネシウム合金材の形状は、例えば、板状、棒状等であって、使用される部品の形状によって適宜選択される。

マグネシウム合金材は、必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥ：１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されている。以下に各成分について詳細に説明する。

[合金成分]
（Ｚｎ）
Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金は、必須成分としてＺｎを０．５〜３原子％の範囲において含有している。Ｚｎは、０．５原子％未満であると、Ｍｇ−ＲＥ系金属間化合物（例えば、Ｍｇ_３Ｇｄ）を得ることができず、マグネシウム合金材の引張強度、０．２％耐力が低下する。また、Ｚｎは、３原子％を超えると、ラメラ相の長周期積層構造の形態が、湾曲部または屈曲部が形成されない、かつ、分断部も形成されない直線状（連続形態）のままとなる。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部のα−Ｍｇが微細化しない（微細α−Ｍｇが形成されない）。そのため、マグネシウム合金材の添加量に見合った引張強度、０．２％耐力の向上が得られず、伸びが低下する（脆化する）。

（ＲＥ：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ）
Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金は、必須成分としてＲＥを１〜５原子％の範囲において含有している。ＲＥは、Ｚｎと共に特定の量を添加することにより、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造を形成させ、その長周期積層構造とα−Ｍｇとでラメラ相を生じさせることができる。ここで、ＲＥは、１原子％未満であると、Ｍｇ−ＲＥ系金属間化合物（例えば、Ｍｇ_３Ｇｄ）を得ることができず、マグネシウム合金材の引張強度、０．２％耐力が低下する。また、ＲＥは、５原子％を超えると、ラメラ相の長周期積層構造の形態が、湾曲部または屈曲部が形成されない、かつ、分断部も形成されない直線状（連続形態）のままとなる。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部のα−Ｍｇが微細化しない。そのため、マグネシウム合金材の添加量に見合った引張強度、０．２％耐力向上が得られず、伸びが低下する（脆化する）。そして、ここでいうＲＥは、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種からなるタイプ１のＲＥ、または、Ｇｄ、Ｔｂの少なくとも１種からなるタイプ２のＲＥである。なお、タイプ１のＲＥにおいて、Ｙは溶解、リサイクルにおいて問題が生じる場合があるため、ＲＥはＤｙ、Ｈｏ、Ｅｒの少なくとも１種が好ましい。

（不可避的不純物）
なお、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金は、前記した成分以外にも、不可避的不純物の範囲で他の成分を添加することができ、例えば、微細化に寄与するＺｒを２原子％以下の範囲で含んでいても構わない。前記範囲内であれば、本発明に係るマグネシウム合金材の効果に影響を与えない。また、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｉ等を各々０．２質量％以下、含んでいても構わない。

マグネシウム合金材は、図１に示すように、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に長周期積層構造（ＬＰＳＯ）２とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相Ｌを有し、少なくとも一部の長周期積層構造２が、湾曲部２ａおよび屈曲部２ｂのうちの少なくとも一方を有し、かつ、長周期積層構造２が分断部２ｃを有する。また、マグネシウム合金材は、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造２の分断部２ｃ）には平均粒径２μｍ以下の微細化されたα−Ｍｇが形成される。

[α−Ｍｇ]
図１に示すように、溶解鋳造工程（鋳造材）において、α−Ｍｇは、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金のセル構造（平均粒径５０μｍ以上）内で、後記する長周期積層構造２とでラメラ相Ｌを形成する。そして、高温雰囲気下（熱間）で行われる塑性加工工程において、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（長周期積層構造２の分断部２ｃ）で、平均粒径２μｍ以下に微細化する（微細α−Ｍｇが析出する）ことが好ましい。

[長周期積層構造]
図１、図２に示すように、長周期積層構造２は、溶解鋳造工程、または溶解、鋳造後の熱処理工程において、鋳造材（Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金）の合金組織、すなわち、セル構造１内で、α−Ｍｇと共に、層状組織粒であるラメラ相Ｌを形成する。そして、長周期積層構造２は直線状に形成され、その形成方向は、同一セル構造１内では同一方向に形成され、セル構造１同士では互いに異なる方向に形成される。図１において、長周期積層構造２は細線で記載し、太線は長周期積層構造２が高密度に集合した状態を表す。

長周期積層構造２とは、例えば、規則格子が複数個並び、逆位相のずれを介して、再び規則格子が複数個並び、元の格子の数倍から１０数倍の単位の構造が作られ、その周期が長い構造のものをいう。そして、長周期積層構造は、規則相と不規則相との間のわずかな温度範囲に出現し、電子回折した図には規則相の反射が分裂して、数倍から１０数倍の周期に対応する位置に回折斑点が現れる。

この長周期積層構造が形成されたままの状態では、マグネシウム合金材の機械的性質が不十分で、高い引張強度および０．２％耐力を維持しながら、高い伸びを得ることができない。そのため、図１に示すように、形成された長周期積層構造（ＬＰＳＯ）２、２・・・の少なくとも１部の長周期積層構造（ＬＰＳＯ）２に湾曲部２ａおよび屈曲部２ｂのうちの少なくとも一方を形成させ、かつ、規則格子の並びが壊された分断部２ｃを形成させる。なお、このような長周期積層構造（ＬＰＳＯ）２への湾曲部２ａ、屈曲部２ｂ、分断部２ｃの形成は、鋳造材、または、熱処理された鋳造材を熱間塑性加工する塑性加工工程を行うことによって達成される。そして、前記したように、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造２の分断部２ｃ）における平均粒径２μｍ以下に微細化された微細α−Ｍｇの析出も、前記塑性加工工程を行うことによって達成される。また、熱間塑性加工によって鋳造時に形成されたセル構造１は消失する（図１の加工材において、セル構造１の消失を点線で記載した）。

なお、湾曲部２ａ、屈曲部２ｂおよび分断部２ｃ（分断部２ｃに形成された微細α−Ｍｇを含む）を有する長周期積層構造２は、加工材に形成された長周期積層構造２、すなわち、鋳造時（鋳造後の熱処理を含む）に形成された全ての長周期積層構造２の１０％以上であることが好ましい。そして、図３に示すように、湾曲部２ａ、屈曲部２ｂおよび分断部２ｃ（分断部２ｃに形成された微細α−Ｍｇを含む）を有する長周期積層構造２は、加工材の光学顕微鏡（倍率５０倍）下での観察において、加工度の高い高加工組織３（太線枠内）として観察される。そして、高加工組織３以外の部分は、加工度の低い、鋳造組織に近い形態の低加工組織４として観察される。

本発明において、湾曲部２ａ、屈曲部２ｂ、分断部２ｃとは、加工材の合金組織を顕微鏡（倍率は１００倍以上、好ましく４００〜５００倍）で観察した際、以下の状態で観察される部分を言う。すなわち、図４に示すように、長周期積層構造２が直線状でなく湾曲して観察される部分を湾曲部２ａと言う。図５に示すように、長周期積層構造が直線状でなく屈曲して観察される部分を屈曲部２ｂと言う。図６、図７に示すように、直線状、湾曲状または屈曲状の長周期積層構造２の途中が分断して観察される部分、例えば、分断されたラメラ相と隣接するラメラ相の間の部分を分断部２ｃと言う。なお、図６、図７では観察されないが、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、分断部２ｃ）には平均粒径２μｍ以下に微細化された微細α−Ｍｇが析出する。

次に、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法について説明する。
マグネシウム合金材の製造方法は、マグネシウム合金材を構成するＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金のタイプによって異なる。すなわち、ＲＥがＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上からなるタイプ１のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を使用する場合（第１の製造方法）と、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂの少なくとも１種以上からなるタイプ２のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を使用する場合（第２の製造方法）の２つの製造方法をとる。

[第１の製造方法]
第１の製造方法は、溶解鋳造工程と、塑性加工工程とを含むものである。以下、各工程について説明する。
（溶解鋳造工程）
Ｚｎを０．５〜３原子％と、ＲＥとしてＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金（タイプ１）を溶解、鋳造して鋳造材とする。このタイプ１のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金からなる鋳造材においては、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金がセル構造形態をとり、このセル構造１内で、長周期積層構造２とα−Ｍｇとでラメラ相Ｌを形成する（図１、図２参照）。なお、溶解、鋳造方法は常法に従って行う。また、溶湯からの酸化物除去のために、溶解はフラックス精錬が好ましい。

（塑性加工工程）
前記工程で製造された鋳造材に熱間塑性加工を施す。熱間塑性加工は、鋳造により生じたラメラ相Ｌを微細化すると共に、少なくとも一部の長周期積層構造２に、湾曲部２ａおよび屈曲部２ｂのうちの少なくとも一方を形成させ、かつ、分断部２ｃを形成させるのに必要十分な歪みを与える必要がある。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部（例えば、長周期積層構造２の分断部２ｃ）に、微細化されたα−Ｍｇを形成するのに必要十分な歪みを与えることが好ましい。なお、この熱間塑性加工によって、鋳造時に形成されたセル構造１は消失する（図１参照）。そのため、図８に示すように、熱間塑性加工により製造された加工材１０が、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分１０Ａを有するようにする。そして、加工材を自動車用部品等に使用する際、高い機械的性質を要求される部分を、相当歪み１．５以上の部分１０Ａで構成するようにする。したがって、相当歪み１．５未満の部分１０Ｂ、１０Ｃが形成されないように、加工材１０の全ての部分で相当歪み１．５以上となるように熱間塑性加工を施すことが好ましい。また、微細α−Ｍｇは、分断部２ｃでは、分断部２ｃの幅が１μｍ以上で発生する。

相当歪みとは、Ｖｏｎ Ｍｉｅｓｅｓの降伏応力に対応する相当歪みで、下式（１）で計算される歪みをいう。なお、下式（１）において、相当歪みを（ε）、長さ方向の真歪みを（ε₁）、幅方向の真歪みを（ε₂）、厚さ方向の真歪みを（ε₃）で示す。

ここで与える歪み（相当歪み）が１．５未満であると、長周期積層構造に湾曲部、屈曲部、分断部が形成されにくくなる。また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中のα−Ｍｇ（例えば、分断部のα−Ｍｇ）も平均粒径２μｍ以下に微細化されにくくなる。そのため、マグネシウム合金材の引張強度および耐力が低くなることは勿論、伸びも低い値となってしまう。なお、相当歪みの上限値は特に制限はないが、付与する相当歪みが高すぎると、マグネシウム合金材の引張強度、０．２％耐力、伸びが減少してくるため、２．３未満とすることが好ましい。１．５〜２．０がさらに好ましい。

また、熱間塑性加工を行うときの加工温度については３００〜５００℃の範囲で鋳造材の加工性に応じて適宜選択することができる。

熱間塑性加工が押出加工であるときには、押出温度３００〜５００℃で押出比５〜９．９の範囲、より好ましくは、６〜９の範囲で行うと良好な機械的性質のマグネシウム合金材を得ることができる。

熱間塑性加工が鍛造加工であるときには、下式（２）の条件で行うと、鋳造材の割れを防止しつつ、結晶粒の微細化を図ることができるためより好ましい。

なお、式（２）において、Ｔ（℃）は、鍛造終了温度であり、Ｘ（％）は加工率である。

鍛造加工で鋳造材に相当歪みを与える場合、所定の条件を満たすように鍛造加工を行うことにより、鍛造加工における加工終了温度と加工率とが適切になり、鍛造加工時に割れを生じることがない。つまり、鍛造終了温度（Ｔ）が２倍の加工率（Ｘ）に２１０を加えて算出される値の温度に達しない場合には、鍛造割れが発生しやすくなり不適切である。また、鍛造終了温度（Ｔ）が高すぎる場合には、塑性加工により発生した微細な亜結晶粒が、動的再結晶により成長して、マグネシウム合金材の機械的性質が低下しやすくなる。したがって、鍛造終了温度（Ｔ）の上限値は、２倍の加工率（Ｘ）に３１０を加えて算出される値の温度とすることが好ましい。

[第２の製造方法]
第２の製造方法は、溶解鋳造工程と、熱処理工程と、塑性加工工程とを含むものである。以下、各工程について説明する。
（溶解鋳造工程）
Ｚｎを０．５〜３原子％と、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金（タイプ２）を使用すること以外は、第１の製造方法と同様である。

（熱処理工程）
前記工程で製造された鋳造材に、４８０〜５５０℃で熱処理を施して、長周期積層構造の形成を制御する。熱処理温度条件が、４８０℃未満または１時間未満であると、鋳造材に長周期積層構造が十分形成されない。また、５５０℃を超えると、鋳造材が局部的に溶融する等の不具合が発生する。なお、熱処理方法は、公知の熱処理設備を用いて、常法で行う。さらに、熱処理時間は、鋳造材の大きさにより異なるが、例えば、外径２９ｍｍ×長さ７５ｍｍの鋳造材で１時間以上、外径１００ｍｍ×長さ１８０ｍｍで２４時間以上が好ましい。なお、熱処理後、平均粒径１０〜２０μｍのα−Ｍｇが形成される場合もある。

（塑性加工工程）
前記工程で熱処理された鋳造材に、第１の製造方法と同様にして、熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分を有する加工材を製造する。

本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、第１または第２の製造方法における塑性加工工程を行った後に、マグネシウム合金材（加工材）の寸法安定化のために、２００〜３００℃で１０時間以上保持する安定化処理工程を加えてもよい。特に、タイプ２のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を使用した場合には、前記した安定化処理工程を加えることにより、寸法安定性が向上し、内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット等、熱の影響を受けながら使用される製品への適用が可能になり、好都合である。

また、塑性加工工程が鍛造加工であったときには、前記した寸法安定化のための安定化処理工程の後に、必要に応じて内燃機関用ピストン、バルブ、リフター、タペット、スプロケット等の所定の形状に加工材を切削加工する切削工程を行ってもよい。

つぎに、本発明の実施例について説明する。
（実施例１〜１２）
表１に示す組成のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。つづいて、加熱溶解した溶湯を金型で鋳造して外径２９ｍｍ×長さ６０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを押出温度３７５℃で相当歪みが０.７〜２．２となるように押出比を変化させて押出加工を行い、実施例１〜１２のマグネシウム合金材を製造した。

得られた実施例１〜１２のマグネシウム合金材の表面を、１２０〜１０００番のサンドペーパで研磨後、アルミナ等でバフ研磨して鏡面化し、鏡面化された表面を酢酸グリコール水溶液等でエッチングして組織観察面とした。この組織観察面を、倍率４００倍の光学顕微鏡で観察し、長周期積層構造（ＬＰＳＯ）の状態を観察した。また、この組織観察面を、ＴＥＭ（倍率４０００倍）で観察し、平均粒径２μｍ以下の微細α−Ｍｇの有無を確認した。また、得られた実施例１〜１２のマグネシウム合金材からＪＩＳ規定の試験片を切り出し、常温で引張試験を行い、引張強さ（引張強度）、０.２％耐力、伸びを測定した。それらの結果を表１に示す。なお、引張強さおよび０．２％耐力は、２７０ＭＰａ以上のとき「高い」、２７０ＭＰａ未満のとき「低い」と判断した。また、伸び（延性）は、３％以上のとき「高い」、３％未満のとき「低い」と判断した。

（比較例１〜５）
比較例１、２はＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金のＺｎ、ＲＥの含有量を、比較例３〜５は押出加工における相当歪みを、本発明の特許請求の範囲から外したこと以外は、実施例１〜８と同様にして、比較例１〜５のマグネシウム合金材を製造した。そして、実施例１〜８と同様にして、比較例１〜５のマグネシウム合金材の長周期積層構造（ＬＰＳＯ）の状態、平均粒径２μｍ以下の微細α-Ｍｇの有無を確認すると共に、引張強さ（引張強度）、０.２％耐力、伸びを測定した。それらの結果を表１に示す。

表１に記載の通り、本発明の特許請求の範囲を満たす実施例１〜１２のマグネシウム合金材は、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力、伸びに優れ、ピストン部品等の材料として要求される高い強度と延性を有している。なお、実施例１〜８、１１、１２の微細α−Ｍｇは、分断されたラメラ相と隣接するラメラ相の間（長周期積層構造の分断部）に形成されていた。また、実施例９の微細α−Ｍｇは、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の分断されたラメラ相と隣接するラメラ相の間以外の部分である、合金組織中に形成されていた。

一方、比較例１のマグネシウム合金材は、Ｚn、Ｙの含有量が下限値未満であるため、相当歪みを１．６付与しても、伸びはある程度でるものの、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力が低かった。比較例２のマグネシウム合金材は、Ｚn、Ｙの含有量が上限値を超えるため、引張強さ（引張強度）と０．２％耐力が高くなるものの、伸びが０．６％と著しく低く、延性に欠けた。比較例３〜５のマグネシウム合金材は、Ｚn、Ｙの含有量は本発明の特許請求の範囲にあるものの、相当歪みが１．５よりも低いため、伸びが殆どでなかった。また、比較例３、４は引張強さも低かった。

（実施例１３〜２０）
表２に示す組成のＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。つづいて、加熱溶解した溶湯を金型で鋳造して外径２９ｍｍ×長さ６０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを５１０℃で２時間熱処理を行った後、円柱直交方向より相当歪み０．７〜２．２となるように据え込み比を変動させて鍛造温度３５０℃で据え込み鍛造を行い、実施例１３〜２０のマグネシウム合金材を製造した。

得られた実施例１３〜２０のマグネシウム合金材の金属組織を光学顕微鏡およびＴＥＭにより観察し、長周期積層構造（ＬＰＳＯ）の状態、平均粒径２μｍ以下の微細α−Ｍｇの有無を確認した。また、得られた実施例１３〜２０のマグネシウム合金材からＪＩＳ規定の試験片を切り出し、常温で引張試験を行い、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力、伸びを測定した。それらの結果を表２に示す。

（比較例６〜１０）
比較例６、７はＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金のＺｎ、ＲＥの含有量を、比較例８〜１０は据え込み鍛造における相当歪みを、本発明の特許請求の範囲から外したこと以外は、実施例９〜１５と同様にして、比較例６〜１０のマグネシウム合金材を製造した。そして、実施例９〜１５と同様にして、比較例６〜１０のマグネシウム合金材の長周期積層構造（ＬＰＳＯ）の状態、平均粒径２μｍ以下の微細α-Ｍｇの有無を確認すると共に、引張強さ（引張強度）、０.２％耐力、伸びを測定した。それらの結果を表２に示す。

（比較例１１）
インゴットの熱処理および据え込み鍛造を行わずに（相当歪み０を意味する）、インゴットをマグネシウム合金材として使用したこと以外は、比較例１０と同様にして、比較例１１のマグネシウム合金材を製造した。そして、比較例１０と同様にして、比較例１１のマグネシウム合金材の長周期積層構造（ＬＰＳＯ）の状態、平均粒径２μｍ以下の微細α−Ｍｇの有無を確認すると共に、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力、伸びを測定した。その結果を表２に示す。

表２に記載の通り、本発明の特許請求の範囲を満たす実施例１３〜２０のマグネシウム合金材は、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力、伸びに優れ、ピストン部品等の材料として要求される高い強度と延性を有している。なお、実施例１３〜１８の微細α−Ｍｇは、分断されたラメラ相と隣接するラメラ相の間（長周期積層構造の分断部）に形成されていた。また、実施例１９の微細α−Ｍｇは、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の分断されたラメラ相と隣接するラメラ相の間以外の部分である、合金組織中に形成されていた。

一方、比較例６のマグネシウム合金材は、Ｚｎ、Ｇｄの含有量が下限値未満であるため、相当歪みを１．６付与しても、伸びはある程度でるものの、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力が低かった。比較例７のマグネシウム合金材は、Ｚｎ、Ｇｄの含有量が上限値を超えるため、引張強さ（引張強度）と０．２％耐力が高くなるものの、伸びが０．６％と著しく低く、延性に欠けた。比較例８〜１０のマグネシウム合金材は、Ｚｎ、Ｇｄの含有量は本発明の特許請求の範囲にあるものの、相当歪みが１．５よりも低いため、伸びが殆どでなかった。また、比較例８、９は引張強さも低かった。比較例１１のマグネシウム合金材は、熱処理および据え込み鍛造を行わなかったため、引張強さ（引張強度）、０．２％耐力および伸びが低かった。

本発明に係るマグネシウム合金材の合金組織を模式的に説明する説明図である。 本発明に係るマグネシウム合金材における鋳造材の合金組織を示す光学顕微鏡写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材（加工材）の加工組織（合金組織）を示す光学顕微鏡写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材（加工材）の合金組織を示す光学顕微鏡写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材（加工材）の合金組織を示す光学顕微鏡写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材（加工材）の合金組織を示す光学顕微鏡写真である。 図６の分断部の一部を拡大して示すＳＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材（加工材）の相当歪み分布を示す縦断面図である。

符号の説明

１ セル構造
２ 長周期積層構造（ＬＰＳＯ）
２ａ 湾曲部
２ｂ 屈曲部
２ｃ 分断部
３ 高加工組織
４ 低加工組織
Ｌ ラメラ相

Claims (7)

1. 必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥ：１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金から構成されるマグネシウム合金材であって、
   前記Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、長周期積層構造とα−Ｍｇとで形成されるラメラ相を有し、
   少なくとも一部の前記長周期積層構造が、湾曲部および屈曲部のうちの少なくとも一方を有し、かつ、分断部を有することを特徴とするマグネシウム合金材。
2. 前記Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中の少なくとも一部に、平均粒径２μｍ以下に微細化されたα−Ｍｇが形成されたことを特徴とする請求項１に記載のマグネシウム合金材。
3. 前記ＲＥがＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上からなる請求項１または請求項２に記載のマグネシウム合金材。
4. 前記ＲＥがＧｄ、Ｔｂの少なくもと１種以上からなる請求項１または請求項２に記載のマグネシウム合金材。
5. 必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥとしてＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、
   前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。
6. 必須成分としてＺｎ：０．５〜３原子％、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂの少なくとも１種以上を１〜５原子％の範囲で含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を、溶解、鋳造して鋳造材を得る溶解鋳造工程と、
   前記鋳造材を４８０℃〜５５０℃で熱処理する熱処理工程と、
   熱処理された前記鋳造材に熱間塑性加工を施して、少なくとも一部に相当歪み１．５以上の部分を有する加工材を製造する塑性加工工程と、を含むことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。
7. 前記熱間塑性加工は、押出加工または鍛造加工であることを特徴とする請求項５または請求項６に記載のマグネシウム合金材の製造方法。