JP2005029871A

JP2005029871A - マグネシウム合金板材およびその製造法

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Publication number: JP2005029871A
Application number: JP2003273288A
Authority: JP
Inventors: Akira Takara; 晃宝; Yukio Nishikawa; 幸男西川; Koichi Yamazaki; 幸一山崎; Kenji Azuma; 健司東
Original assignee: Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Current assignee: Panasonic Holdings Corp
Priority date: 2003-07-11
Filing date: 2003-07-11
Publication date: 2005-02-03

Abstract

【課題】安価で耐食性に富む鋳造用マグネシウム合金から塑性加工性に富むマグネシウム合金板材を得る。
【解決手段】マグネシウム合金からなる長尺形状の薄板材であって、前記マグネシウム合金は、アルミニウムの含有率が８．５〜９．５重量％であり、亜鉛の含有率が０．５〜１．５重量％であり、不可避な不純物成分を除く残部がマグネシウムからなり、前記マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下である、マグネシウム合金板材。
【選択図】図６

Description

本発明は、主に塑性加工に用いられるマグネシウム合金板材およびその製造法に関する。

マグネシウム合金は、実用化されている構造材料用金属のうち、最も軽量であり、比強度（耐力または引張強度の比重に対する比）が大きいという特性を有する。そのため、同じ強度の部品を設計すると、他の材料を用いる場合よりも軽量になることから、自動車、航空・宇宙機器、携帯家電製品、その他の機械類の部品等に広く利用されている。

従来、マグネシウム合金からなる部品の多くは、完全に溶融した合金を金型内に高速で流し込み、高圧で型内に凝固させるダイカスト法により製造されている。近年は、半溶融状態の合金にせん断力を付与するとともに金型内に射出するチクソモールディング法も実用化され、家電製品や携帯機器用部品の製造法として採用されつつある。

鋳造用マグネシウム合金のうち、最もよく用いられる合金の一つであるＡＺ９１合金（ＡＳＴＭ規格）は、アルミニウムの含有量が８．５〜９．５重量％（亜鉛の含有率は０．５〜１．５重量％）と比較的多く、耐食性や鋳造性に優れている。さらに、展伸用マグネシウムと比べて原材料の価格が非常に安く、ダイカスト用アルミニウム合金、難燃性プラスチック材料、強化プラスチック材料等とあまり変わらない価格で入手できる。

さらに、鋳造法の特長として、成形形状の自由度が高い点が挙げられる。鋳造法は、溶融した金属を型内に流し込むため、表面の鋳造欠陥を厳しく問うことのない部品であれば、かなり複雑な形状のものでも、塑性加工に比べて比較的簡単に成形できる。そこで、近年では、マグネシウム合金からなる部品が、ノートパソコンや携帯電話の部品として多量に使用されている。

これらの部品の製造工程においては、鋳造時に、湯道や湯口などで形成される不要部分、製造時の不良品、切削または研削作業で発生する切粉などが多量に排出される。マグネシウム合金は、他の金属と比較して、比熱や潜熱が小さいため、再溶解するエネルギーが少なくて済み、リサイクルに適した材料と言える。これらのリサイクル材は、より安価な鋳造用マグネシウム合金として再生されるため、展伸用マグネシウム合金と鋳造用マグネシウム合金の価格差は広がっている。

しかしながら、ダイカスト法やチクソモールディング法を行うための生産設備は高価である。また、湯口、湯道、湯溜りといった不要部分が大量に発生することから、材料歩留まりが悪いという問題がある。また、溶融金属を金型内で凝固させ、成形品を金型外へ取り出すまでの冷却時間が長くかかり、生産タクトは射出重量１００ｇ程度のものでも２０秒ぐらいまで縮めるのが限界である。

また、鋳造法では、成形時に気泡が合金内に混入して内部に巣が発生したり、溶融合金の合流点である湯境において成形品表面に亀裂が生じたりするなどの欠陥が生じやすい。外装部品などに用いる合金部品の場合、これらの欠陥が外観品質を損ない、製品歩留まりが低くなるという問題を抱えている。また、鋳造材は、圧延、押出、鍛造のように内部組織を改変するような大きな力が加えられることなく製造されるものであり、内部欠陥も多いため、一般に引張強度や降伏応力などの機械的特性が展伸材に比べて劣る。

さらに、鋳造法では、金型内のキャビティに溶融金属が流し込まれるが、金属の凝固時間が成形品の板厚の２乗に比例するため、薄肉な成形品の場合、数ミリ秒という短時間で充填を完了しなければならない。そのため、０．５ｍｍ以下の薄肉成形品を得ることは非常に難しい。特に、板厚に対する流動長の比が１５０を超えるような鋳造では、安定して成形品を得ることができない。例えば板厚０．５ｍｍの成形品の場合、流動長は７５ｍｍ程度が限界である。

一方、これら鋳造法に替わるマグネシウム合金部品の製造法として、展伸用板材に温間または熱間で塑性加工を施す方法がある（特許文献１参照）。平板形状のマグネシウム合金素材を立体形状に成形する場合、主に、プレス機による曲げ、絞り、鍛造などの塑性加工が行われる。しかし、マグネシウム合金は、アルミニウム合金や鉄系合金に比べ、常温における延性が極めて乏しい。そのため、曲げ、せん断力、引張を加えると比較的簡単に破断してしまう。従って、マグネシウム合金を用いる場合、塑性加工品の量産は困難である。

金属の延性を示す物性値である「伸び」の数値を比較した場合、アルミニウム合金では３５％以上を示すものもあるが、マグネシウム合金では、代表的な展伸材であるＡＺ３１合金（ＡＳＴＭ規格）でさえ、１１〜２０％である。鋳造材であるＡＺ９１合金（ＡＳＴＭ規格）では、わずか３％の伸びしかない。４００℃まで温度を上げた場合、その伸びはＡＺ３１合金では２００％以上となるが、ＡＺ９１合金では、５０％程度である。このように、市販されている鋳造用マグネシウム合金を、塑性加工品の原料として用いることは困難である。

一方、展伸用マグネシウム合金（ＡＺ３１合金やＡＺ２１合金）は、アルミニウムの含有量が少ないため、ＡＺ９１合金に比べると、耐食性がかなり乏しい。マグネシウム合金を用いた外装部品では、しばしば製品表面に金属感を持たせるために、ヘアライン加工、サーキュラ加工などの切削もしくは研削加工が施されるが、展伸用マグネシウム合金の成形品では、その表面に塗装面のような耐食性を持たせることが困難である。また、展伸用マグネシウム合金は、ビレットが非常に高価であり、単位重量当たりの市場価格は鋳造用マグネシウム合金の１０倍以上にもなる。

展伸用マグネシウム合金のビレットが高価な理由は、その需要量が鋳造用マグネシムに比べ非常に少ないこと、ビレットの圧延工程では、その内部欠陥を修復できないため、内部に空洞を持たない高品質が求められること、マグネシウムが酸化燃焼しやすく、ビレットの鋳造に特殊な設備が必要であること、マグネシウムが密度の低い金属であるため、不純物成分を取り除くための浮遊または沈殿による分離が容易でないことなどが考えられる。

以上のような理由から、安価で耐食性に富む鋳造用マグネシウム合金を塑性加工品の原料として用いることが望まれるが、既述のように、鋳造用マグネシウム合金の伸びは、展伸材に比べてかなり低いため、通常は塑性加工に適用できるものではない。耐力や伸びなどの機械的性質を、展伸用マグネシウムと同等にすることが必要である。そこで、超塑性を発現するマグネシウム合金が注目されている。

超塑性とは、ある温度域で、ある歪速度域で歪を与えられた材料が、通常の数倍から数十倍にも及ぶ非常に大きな伸びを示す現象である。マグネシウム合金においてはアルミニウムと亜鉛を含むＡＺ系、亜鉛とジルコニアを含むＺＫ系などの合金で、超塑性現象の発現が確認されている。また、超塑性を発現させるための合金組織の微細化工程として、加熱しながら合金に歪みを与える動的再結晶が検討されている（非特許文献２〜７参照）。微細な結晶組織を持つ素材の方が大きな伸びを示す傾向にある（非特許文献７参照）。図７に、マグネシウム合金の平均結晶粒径と、高温低歪速度での引張における最大破断伸びとの関係を示す。

なお、ＡＺ３１などの展伸用マグネシウム合金からの板材の製造法は、鉄系板材やアルミニウム板材と同様であり、ビレットまたはスラブの圧延を繰り返して、徐々に板厚を薄くしていくとともに、表面の仕上げがなされていく方法である。鋳造用マグネシウム合金からの板材の製造法も、従来の展伸材からの製造法と同様であることが必要とされる。

しかしながら、鋳造用マグネシウム合金を圧延する場合、４００℃の高温においても伸びが小さいため、大きな圧下率で加工すると、亀裂が発生してしまう。これを防ぐには、圧下率を５％以下にし、圧延回数を非常に多くするとともに、圧延と圧延との合間に数回の熱処理工程を入れなければならない。従って、通常の展伸用マグネシウム合金の圧延に比べて非常に手間がかかる上、途中の熱処理の影響を受けるため、得られる板材の結晶粒径は比較的大きくなる。

市販されている板材の結晶粒径は、細かいものでも７〜１０μｍ程度であり、通常は２０μｍ程度のものが多い。平均結晶粒径２０μｍの素材に超塑性を発現させる歪速度は、３００℃であれば１０^-5ｓ^-1以下であり、４５０℃では１０^-4ｓ^-1以下である。従って、いずれも加工時間がかかりすぎてしまい、実用上は使えない。１０^-2ｓ^-1程度の高歪速度域において超塑性現象を発現させるには、平均結晶粒径を５μｍ以下に小さくする必要がある。
特開２００２−１２６８０６号公報（００１１、図１） Materials Transactions, JIM,Vol.36(1995),pp1249-1254 軽金属,Vol.42(1992),pp345-351 Materials Science and Engineering,A134(1991),pp1201-1203 粉体および粉末冶金,Vol.43(1996),pp1350-1353 Materials Transactions,Vol.43(2002),pp78-80 Materials Transactions,Vol.42(2001),pp1182-1189 Metallurgy Material Transaction A,32,pp923-929（Fig.3）

上記を鑑み、本発明は、高歪速度域において超塑性現象を発現させることのできる微細組織を有する長尺形状のマグネシウム合金板材を、安価で耐食性に富む鋳造用マグネシウム合金から得ることを目的とする。

本発明は、マグネシウム合金からなる長尺形状の薄板材であって、前記マグネシウム合金は、アルミニウムの含有率が８．５〜９．５重量％であり、亜鉛の含有率が０．５〜１．５重量％であり、不可避な不純物成分を除く残部がマグネシウムからなり、前記マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下であるマグネシウム合金板材に関する。マグネシウム合金の平均結晶粒径は、小さい方が好ましい。また、マグネシウム合金板材の板厚は０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下であり、板厚に対する板幅の比は２０以上であることが好ましい。

本発明のマグネシウム合金板材は、平均結晶粒径５μｍ以下という微細組織からなることから、特定の温度域、例えば２８０℃以上で、超塑性現象を発現させることができ、塑性加工性に富んでいる。超塑性現象を発現させるには、上記温度域で、歪速度１０^-2ｓ^-1以下で、マグネシウム合金板材に歪みを印加することが好ましい。
本発明のマグネシウム合金板材を温度３００℃で、歪速度１０^-3ｓ^-1の条件で塑性加工するとき、合金の流動応力は、例えば２０ＭＰａ以下となる。
本発明のマグネシウム合金板材は、ボスおよび／またはリブを形成する鍛造加工用に好適である。
本発明のマグネシウム合金板材は、前記ボスおよび／またはリブの高さが２ｍｍ以上である鍛造加工用に特に好適である。
本発明のマグネシウム合金板材によれば、前記ボスおよび／またはリブの高さの、鍛造加工後の板厚に対する比が、５以上である鍛造加工が可能である。

本発明は、また、上記のような微細組織からなる長尺形状の薄板材の製造法に関し、具体的には、アルミニウムの含有率が８．５〜９．５重量％であり、亜鉛の含有率が０．５〜１．５重量％であり、不可避な不純物成分を除く残部がマグネシウムからなるマグネシウム合金鋳造材を溶体化処理する工程、前記溶体化処理された合金を、温度２３０〜２７０℃で、アスペクト比２０以上の押出口から、押出比４０以上および歪速度０．１ｓ^-1以上となるように押出加工することにより、平均結晶粒径が５μｍ以下で、板厚に対する板幅の比が２０以上である長尺形状の薄板材を得る工程、からなるマグネシウム合金板材の製造法に関する。

ここで、溶体化処理とは、鋳造材の組織に特有の、結晶粒界における析出物を結晶粒内に溶かし込む処理をいう。このような処理は、マグネシウム合金鋳造材を、３８０〜４３５℃で、１０〜４８時間加熱することにより行うことができる。

上記製造法では、例えば板厚が０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下であり、板厚に対する板幅の比が２０以上のマグネシウム合金板材を得ることが好ましい。なお、板幅とは、長尺形状の板材の短手方向における長さをいい、板厚に対する板幅の比は、押出加工で用いる押出ダイの押出口の開口形状に依存する。板厚に対する板幅の比は、押出口のアスペクト比に相当する。

本発明によれば、高歪速度域において超塑性現象を発現させることのできる微細組織を有するマグネシウム合金板材を、安価で耐食性に富む鋳造用マグネシウム合金から得ることができる。

まず、超塑性を発現する金属組織について説明する。一般に、塑性変形において、応力と歪速度との間には、式（１）：
σ＝Ｋ（ｄε/ｄｔ）^m
の関係が成立する。

ここで、ｄε/ｄｔはひずみ速度、Ｋは材料定数、σは流動応力、ｍは歪速度感受性指数（０≦ｍ≦１）である。通常の塑性変形の場合、ｍはせいぜい０．１〜０．２であるが、超塑性変形ではｍが約０．５となり、流動応力σに対する歪速度の影響度合いが高くなる。アルミニウムと亜鉛を含有するＡＺ系マグネシウム合金（ＡＳＴＭ規格）に関しても、通常の塑性変形の場合と、超塑性変形の場合とで、材料定数Ｋと歪速度感受性指数ｍとが実験的に求められている。

ここで、式（１）を、塑性変形および超塑性変形の各々の場合に係数Ｋおよびｍを分けて表現すると、通常の塑性変形は、式（２）：
ｄε/ｄｔ＝Ａ・（ｂ/ｄ）⁰・（σ/Ｇ）⁵・Ｄ
で表され、超塑性変形は、式（３）：
ｄε/ｄｔ＝Ａ’・（ｂ/ｄ）²・（σ/Ｇ）²・Ｄ’
で表される。

ここで、ｄは合金組織の平均結晶粒径、ｂはバーガース・ベクトルの大きさ（定数）、Ｇは剛性率、ＡおよびＡ’は定数、ＤおよびＤ’は振動数項である。実験的に求められた結果によれば、通常の塑性変形では、平均結晶粒径ｄの依存性は見られないが、超塑性変形では、流動応力σは、平均結晶粒径ｄに比例して小さくなる。また、超塑性変形では、通常の塑性変形に比べ、流動応力σの歪速度（ｄε/ｄｔ）による影響も大きい。

図１に、平均結晶粒径が５μｍのマグネシウム合金の３００℃における式（２）および式（３）で表される歪速度と流動応力との関係を示す。マグネシウム合金の変形は、両関係式のうち、応力の低い方のメカニズムに従うと考えられる。したがって、３００℃においては、両直線の交点に対応する約１０^-2ｓ^-1の歪速度よりも低い歪速度域で、流動応力の歪速度依存性が大きくなり、超塑性が発現すると考えられる。

後述する製造法で得られた、合金組織の平均結晶粒径が５μｍであり、板幅３０ｍｍ、板厚み１．４ｍｍである長尺形状のＡＺ９１合金板の引張試験を、温度３００℃で各種の歪速度で行ったときの応力値を図２にプロットで示す。図２において、実線は、図１から予測される歪速度と応力との関係を表している。図２では、プロットと実線とがよく一致しており、式（２）および式（３）によってＡＺ系マグネシウム合金の変形特性を予測できることが理解できる。また、この引張試験から、合金組織の平均結晶粒径が５μｍのＡＺ９１合金の流動応力の歪速度に対する依存性が、３００℃では、１０^-2ｓ^-1以下の歪速度域において高くなり、実際に超塑性を発現することも確認された。このような領域では、引張試験において、合金は２００％を超える良好な伸びを示す。

上記より、平均結晶粒径が５μｍのマグネシウム合金は、温度３００℃で、１０^-2ｓ^-1以下の歪速度で超塑性を発現することが確認されたが、これより高温域になれば、さらに高い歪速度でも超塑性を発現させることが可能である。また、平均結晶粒径が５μｍよりも小さい場合には、温度域をより低くしたり（例えば２８０℃）、歪速度をより高くしたりすることが可能である。なお、このような超塑性を発現する材料においては、例えば３００℃で歪速度１０^-3ｓ^-1で塑性加工するときの流動応力が、２０ＭＰａ以下となる。
従って、本発明のマグネシウム合金板材は、ボスおよび／またはリブを形成する鍛造加工用に好適であり、ボスおよび／またはリブの高さの、鍛造加工後の板厚に対する比が５以上となるような鍛造加工も可能となる。

次に、超塑性を発現させるための合金組織の微細化工程の一例について説明する。ここでは、加熱しながら鋳造用マグネシウム合金に歪みを与えた時に発現する動的再結晶について説明する。動的再結晶によれば、合金組織の結晶粒径を変化させ、微細化することができる。ただし、加熱しながら鋳造用マグネシウム合金に歪みを与える前に、マグネシウム合金を溶体化処理する。溶体化処理では、マグネシウム合金鋳造材を、３８０〜４３５℃で、１０〜４８時間加熱する。加熱温度が高すぎたり、加熱時間が長すぎると、結晶粒の粗大化を招く可能性がある上に、エネルギーロスが大きくなる。逆に、加熱温度が低すぎたり、加熱時間が短すぎると、粒界析出物が残留したままの非常に脆い組織が残ってしまう。

溶体化処理された合金を、例えば押出加工することにより、動的再結晶を効率良く行うことができる。これまでにＡＺ９１合金の押出加工による動的再結晶により、表１に示すような平均結晶粒径を有する合金材料が報告されている。ただし、これらの文献では、いずれも押出加工によって棒状材料が成形されており、長尺形状の板材の成形は行われていない。

文献１：Materials Transactions,JIM,Vol.36(1995),pp1249-1254
文献２：軽金属,Vol.42(1992),pp345-351
文献３：Materials Science and Engineering,A134(1991),pp1201-1203
文献４：粉体および粉末冶金,Vol.43(1996),pp1350-1353
文献５：Materials Transactions,Vol.43(2002),pp78-80
文献６：Materials Transactions,Vol.42(2001),pp1182-1189

表１において、元材径とは、押出加工を行う前の素材ビレットの直径であり、押出径とは、押出加工に用いる押出ダイの開口径である。
表１のデータおよび各文献の記載等から式：
Ｚ＝（ｄε/ｄｔ）ｅｘｐ（Ｑ/ＲＴ）
で表されるZener-Hollomon因子Ｚ（式中、Ｑは活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、Ｒは気体定数（８．３１Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ）、Ｔは絶対温度（Ｋ））を求め、再結晶後の結晶粒径とＺ因子との関係をプロットしたものを図３に示す。

図３から、Ｚ因子の値が１０¹²ｓ^-1以上となる温度と歪速度を与える加工によって、５μｍ以下の平均結晶粒径を有する再結晶組織が得られることが示唆される。Ｚ因子は、歪速度に対しては比例するが、温度に対してはその逆数に指数的に影響されるため、特に組織微細化のための加工温度が重要となる。

押出加工は２３０〜２７０℃で行うことが好ましい。加工温度が２３０℃未満では、押出抵抗が大きくなりすぎて、非常に大きな荷重が必要な上、押出板表面に欠陥が生じやすくなり、２７０℃を超えると、Ｚ因子を１０^-2ｓ^-1以上に設定することが困難になる。

ビレットから薄板を押し出す場合、薄板の板幅（押出ダイの幅）に対し、ビレット直径（長手方向に垂直な断面の直径）は１．５倍以上であることが望ましい。ビレット直径が板幅に対して小さいと、板の両側に与えられる歪と板中央に与えられる歪とに大きな差異が生じ、組織の不均一化を招く。押し出す板幅の１．５倍の直径を有するビレットを用いた場合、板幅／板厚比が２０のアスペクトをもつ板に押し出すときの押出比は、自ずと３５以上となる。また、押出比は４０以上とすることが好ましい。押出加工の際の材料の歪速度は０．１ｓ^-1以上が好適である。ここで、押出比は、（押出前ビレットの長手方向に垂直な断面積）÷（押出ダイの開口面積）で表すことができる。

押し出された板材の形状は、板厚は０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下であることが好ましい。板厚が０．４ｍｍ未満では、材料の流れ抵抗が非常に大きくなり、押出荷重が安定しなかったり、結晶粒径にバラツキが生じたりする。また、板厚が２ｍｍを超えると、得ようとする板厚にもよるが、直径の大きなビレットを押出加工できる大きな押出機が必要となる。また、板厚に対する板幅の比は、携帯電話部品等の小型部品を考慮した場合、２０以上であればよいが、ノートパソコン部品等の中型部品を考慮した場合、４００程度まで得られることが好ましい。この比が小さいと、合金に十分な歪みを与えることができず、動的再結晶での結晶微細化が十分に進行しない。
次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。

本実施例では、元材（素材）として、安価で耐食性に富む市販の鋳造材（ＡＺ９１合金）から、直径４７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒を切り出した。この丸棒を高温炉で４３０℃の状態で４８時間熱処理するによって、鋳造材の溶体化処理を行った。次に、溶体化処理後の丸棒を押出加工することにより、加熱するとともに合金に歪を与えた。押出加工には、図４に示すような最大荷重２００トンの押出機を用いた。ここでは、等速押出加工を行った。

図４に、使用した押出機の断面図を示し、図５にその正面図を示す。この押出機は、円筒状のコンテナ２、素材を所定形状に押出すための押出ダイ６、キャビティの角部にデッドゾーンが形成されるのを防止する補助リング５、コンテナ２の周囲に配設された電気ヒータ４、コンテナ２に埋設された熱電対３、ヒータ４を覆う断熱セラミックス９、および押出機の最外部カバー８からなる。コンテナ２は、ヒータ４によって加熱され、熱電対３によって所定の温度に制御される。押出ダイ６の開口形状は、図５に示すスリット１０と対応している。

溶体化処理された素材丸棒１は、コンテナ２のキャビティに装填した後、均熱化のために約３０分間所定温度で保持した。その後、図示されない油圧装置に連動したステム７で、素材丸棒１を押出した。
本実施例では、図３で求められた、Ｚ因子の値が１０¹²ｓ^-1以上となる温度と歪速度を与える押出条件として、押出温度２５０℃、押出比４４および押出速度０．２ｍｍ/ｓを採用した。また、押し出された板材の板幅は３０ｍｍ、板厚は１．４ｍｍとした。こうして得られた板材の平均結晶粒径は３μｍであった。図６にその断面組織写真を示す。また、実施例１で得られた板材のＺ値と平均結晶粒径との関係を図３にプロットで示す。

より大きなＺ値を満たす条件として、押出温度をより低温にし、より大きな押出比でより薄い板材を押出すことも考えられるが、丸棒を薄板形状に押し出す場合、押し出された板材の断面のアスペクト比（板幅／板厚）が大きいと、材料の流れ抵抗が非常に大きくなり、さらに押出荷重が安定しなかったり、押し出された板材の断面内において結晶粒径にバラツキが生じたりするなどの問題が発生してしまう。本実施例においては、押出温度を２００℃まで低温下した場合、押出機の能力の限界から、押出荷重が不安定になり、得られた板材の組織の不均一化を招いた。

また、図３に示される関係を確認するため、比較例として、加工温度を３５０℃に上げて押出加工を行い、得られる平均結晶粒径について調べた。このときのＺ値は約１０¹⁰ｓ^-1であった。その結果、押出温度が３５０℃の場合には、平均結晶粒径は２２μｍとなった。また、比較例で得られた板材のＺ値と平均結晶粒径との関係を図３にプロットで示す。

次に、実施例１で作製された材板の流動応力の歪速度依存性を調べた。その結果、図２にプロットで示したように、３００℃では、１０^-2ｓ^-1以下の歪速度域において歪速度依存性が高くなり、超塑性が発現することが確認された。このことから、実施例１の板材が、塑性加工性に富むことが確認された。

実施例１で作製された材板を、１８ｍｍφに打ち抜き、１５トンの荷重で２８０℃で鍛造加工することにより、高さ１０ｍｍの円柱状のボス（φ３ｍｍ）を板材の片面に形成させた。得られた鍛造加工材の表面に欠陥はなく、ボスの形状も設計通りであった。

本発明のマグネシウム合金板材は、低荷重で高さ２ｍｍ以上のボスおよび／またはリブを形成する鍛造加工用に特に好適である。

マグネシウム合金の流動応力と歪速度との関係図である。超塑性の発現を示す本発明のマグネシウム合金板材の引張試験結果を示す図である。本発明のマグネシウム合金板材を得るための条件を導くための図である。本発明のマグネシウム合金板材を製造するための押出機の一例の断面概念図である。本発明のマグネシウム合金板材を製造するための押出機の一例の正面図である。本発明のマグネシウム合金板材の一例の金属組織写真である。マグネシウム合金における結晶粒径と伸びとの関係図である。

符号の説明

１素材丸棒
２コンテナ
３熱電対
４電気ヒータ
５補助リング
６押出ダイ
７ステム
８押出機カバー
９断熱セラミックス
１０スリット

Claims

マグネシウム合金からなる長尺形状の薄板材であって、
前記マグネシウム合金は、アルミニウムの含有率が８．５〜９．５重量％であり、亜鉛の含有率が０．５〜１．５重量％であり、不可避な不純物成分を除く残部がマグネシウムからなり、前記マグネシウム合金の平均結晶粒径が５μｍ以下である、マグネシウム合金板材。
板厚が０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下であり、板厚に対する板幅の比が２０以上である請求項１記載のマグネシウム合金板材。
温度２８０℃以上で、歪速度１０^-2ｓ^-1以下の条件で歪みを印加したときに超塑性を発現する、ボスおよび／またはリブを形成する鍛造加工用の請求項１記載のマグネシウム合金板材。
前記ボスおよび／またはリブの高さが２ｍｍ以上である請求項３記載のマグネシウム合金板材。
前記ボスおよび／またはリブの高さの、鍛造加工後の板厚に対する比が、５以上である請求項３記載のマグネシウム合金板材。
温度３００℃で、歪速度１０^-3ｓ^-1の条件で塑性加工を施したときに、合金の流動応力が２０ＭＰａ以下である請求項３記載のマグネシウム合金板材。
アルミニウムの含有率が８．５〜９．５重量％であり、亜鉛の含有率が０．５〜１．５重量％であり、不可避な不純物成分を除く残部がマグネシウムからなるマグネシウム合金鋳造材を溶体化処理する工程、
前記溶体化処理された合金を、温度２３０〜２７０℃で、アスペクト比２０以上の押出口から、押出比４０以上および歪速度０．１ｓ^-1以上となるように押出加工することにより、平均結晶粒径が５μｍ以下で、板厚に対する板幅の比が２０以上である長尺形状の薄板材を得る工程、を有するマグネシウム合金板材の製造法。