JP2009074112A - 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く、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】マグネシウム合金材１は、必須成分としてＺｎ、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であり、当該Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、前記Ｚｎおよび前記ＲＥが二原子層濃化した積層欠陥２を有する構成とした。
マグネシウム合金材の製造方法は、鋳造工程と、溶体化工程と、熱処理工程と、を含み、前記熱処理工程は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うこととした。
【選択図】図１

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、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、特許文献４）。特許文献３、４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 軽金属学会第１０８回大会講演概要（２００５）Ｐ４２−４５

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く、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、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であり、当該Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、前記Ｚｎおよび前記ＲＥが二原子層濃化した積層欠陥が形成できているものである。

このように構成したことにより、マグネシウム合金材は、積層欠陥が形成されていることで、長周期積層構造（ＬＰＯ）を備えるものに比較して、引張強さ、０．２％耐力、伸び（伸び率）が向上する。

また、前記マグネシウム合金材において、前記Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に再結晶粒を有し、当該再結晶粒の平均結晶粒径が５μｍ以下で、かつ、当該再結晶粒の前記合金組織に対する面積率が３５％以上である構成とした。
このように構成したことにより、合金組織中（母相中）の微細再結晶粒が機械的性質を向上させ、引張強さ、０．２％耐力、伸びが向上する。

また、前記マグネシウム合金材において、前記Ｚｎは、成分範囲が０．５〜３原子％、前記ＲＥは、成分範囲が１〜５原子％とすることが好ましい。
このように構成したことにより、マグネシウム合金材は、ＺｎおよびＲＥ（Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍ）の成分を所定の範囲にすることで、強度を向上させる積層欠陥が形成しやすいものとなる。

さらに、前記課題を解決するために、マグネシウム合金材の製造方法は、必須成分としてＺｎ、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ-Ｚｎ-ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、前記溶体化した鋳造材に所定条件で熱処理を行う熱処理工程と、を含み、前記熱処理工程は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うこととした。

このような手順によるマグネシウム合金材の製造方法では、ＭｇとＲＥの析出物が溶体化処理により溶体化した状態となり、さらに、熱処理工程での熱処理条件を所定の範囲で行うことにより、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中（母相中）に、ＺｎおよびＲＥが二原子層濃化した積層欠陥が形成され、引張強さ、０．２％耐力、伸びが向上する。

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、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ-Ｚｎ-ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、前記溶体化した鋳造材に所定条件で熱処理を行う熱処理工程と、前記熱処理した鋳造材に塑性加工を施す塑性加工工程と、を含み、前記熱処理工程は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うこととした。また、前記マグネシウム合金材の製造方法において塑性加工工程は、押出加工または鍛造加工であることとした。

このような手順によるマグネシウム合金材の製造方法では、ＭｇとＲＥの析出物が溶体化処理により溶体化した状態となり、さらに、熱処理条件を所定の範囲で行うことにより、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中（母相中）に、ＺｎおよびＲＥが二原子層濃化した積層欠陥が形成され、引張強さ、０．２％耐力、伸びが向上する。また、塑性加工を施すことで、合金組織中に微細な再結晶粒が多数発生し、引張強さ、０．２％耐力、伸びがさらに向上する。

本発明に係るマグネシウム合金材およびその製造方法は、つぎの優れた効果を奏するものである。
マグネシウム合金材は、合金組織中（母相中）に、ＺｎおよびＲＥが二原子層濃化した積層欠陥を有するため、引張強さや、伸びや、所定の伸び率において０．２％耐力を、長周期積層構造を備えるものと比較して、大きく向上させることができる。また、押出（塑性）加工を行うと、合金組織中に微細結晶粒が発生するため、通常では達成しえないほどの高い機械的性質が得られる。そのため、マグネシウム合金材は、例えば、自動車用部品、特に、ピストン等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。

マグネシウム合金材の製造方法は、溶体化処理を行った後に、熱処理条件を所定の範囲で行っているため、合金組織中（母相中）に、ＺｎおよびＲＥが二原子層濃化した積層欠陥を有するものとなる。そのため、引張強さや、伸びや、所定の伸び率において０．２％耐力が、従来のものと比較して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。

また、マグネシウム合金材の製造方法は、熱処理温度および熱処理時間を、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うことで、引張強さや、伸びや、より広範囲に所定の伸び率において０．２％耐力が向上（長周期積層構造を備えるものと比較して）するマグネシウム合金材を製造することができる。

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（ａ）、（ｂ）は、マグネシウム合金材の金属組織に積層欠陥が形成している状態を低倍率透過電子顕微で観察したＴＥＭ写真、図２は、マグネシウム合金材に観察される積層欠陥を高分解能透過電子顕微鏡で観察したＴＥＭ写真、図３は、マグネシウム合金材中の積層欠陥を高角散乱環状暗視野法で観察したＳＴＥＭ写真、図４は、従来のマグネシウム合金材の金属組織に長周期積層構造が形成している状態を低倍率透過電子顕微鏡で観察したＴＥＭ写真である。

マグネシウム合金材１は、必須成分としてＺｎ、および、ＲＥ（希土類）のうちＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ-Ｚｎ-ＲＥ系合金であり、ここでは、Ｇｄを含有する例として説明する。図１〜３に示すように、マグネシウム合金材１は、合金組織中（母相中）に、ＺｎおよびＲＥが二原子層濃化した積層欠陥２を有している。具体的には、マグネシウム合金材１は、亜鉛（Ｚｎ）元素と希土類（ＲＥ）元素がα−マグネシウム母相中の底面において二原子層に渡り濃化（二原子層濃化）し、その溶質元素が濃化した二原子層に引き抜き型の積層欠陥を含んだ積層欠陥２を有している（積層欠陥については後記する）。
ここで、合金組織中（母相中）の底面とは、母相中における合金の表面側、すなわち、母相中の上側および下側の両面のことをいう。

なお、図１では、観察方向は母相結晶のａ軸と平行であり、電子線回折図形からは長周期積層構造ではなく積層欠陥に由来するストリークがｃ軸方向に観察される。図２では、観察方向は母相結晶のａ軸と平行であり、引抜き型の積層欠陥であることが分かる。図３では、観察方向は母相結晶のａ軸と平行であり、溶質原子が二原子層で濃化していることがわかる。

また、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金としてＲＥがＧｄである場合のマグネシウム合金材１は、図１に示すように、積層欠陥２が細い線状として無数に示される。この細い線状の積層欠陥２をさらに高分解能で確認すると、図３に示すように、二原子による濃化が発生していることがわかり、これらが積層欠陥２であることがわかる。ＲＥでＧｄを含む場合、この二層の濃化は、Ｚｎ原子とＧｄ原子による濃化である。そして、ＲＥがＧｄである場合、Ｍｇ_３Ｇｄの晶出物がマグネシウム合金材１に析出される（図示省略）。マグネシウム合金材１のＭｇ_３Ｇｄの晶出物は、後記する容体化処理により固溶体化（溶体化）するが、この固溶体化および熱処理により、積層欠陥２が形成される。

（積層欠陥と長周期積層構造）
マグネシウム合金材１において積層欠陥２とは、ＲＥ原子とＺｎ原子とが二原子層で濃化された引き抜き型の積層欠陥２であり、積層方向等は特に決まっていない。一方、図４に示すような長周期積層構造３は、ＲＥ原子とＺｎ原子とが、ある周期性をもって、マグネシウム母相結晶のｃ軸方向に積層したものであり、長周期積層構造３と積層欠陥２とは、積層方向、周期性という点で明確に分類できる。従来の研究では、長周期積層構造３を有するＭｇ−ＲＥ−Ｚｎ系合金は優れた機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、伸び）を示すことが判明しているが、積層欠陥２については、その存在および、機械的性質に与える影響等、まったく判明していなかった。しかし、本発明者らの研究により、積層欠陥２に関し、機械的性質に与える影響等について今回明らかになったものである。

（合金組成）
［Ｚｎ：０．５〜３原子（ａｔ）％］
Ｚｎは、０．５ａｔ％未満であると、鋳造状態でＭｇ_３Ｇｄを得ることができず、次の工程で溶体化処理を行ってもＧｄ元素をα−Ｍｇに十分固溶させることができない。そのため、熱処理工程で積層欠陥２が得られず強度が低下する。また、Ｚｎは、３ａｔ％を超えると添加量に見合った強度向上が得られないばかりか、粒界に析出するＭｇ_３Ｇｄ等が多くなり、伸びが低下する（脆化する）。したがって、Ｚｎは、ここでは、０．５〜３ａｔ％の範囲としている。

［ＲＥ（Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍの一種以上）］
Ｇｄ、Ｔｂ、Ｔｍは、鋳造のみでは、積層欠陥２を出現させないが、鋳造後に所定の条件で固溶体化および熱処理をすることにより積層欠陥２を形成させるものである。マグネシウム合金材１では、熱処理の条件で長周期積層構造３が析出して強度の向上を図ることができるが、より高い強度を得るためには、Ｍｇ_３Ｇｄ（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｔｂ_２あるいはＭｇ_２４Ｔｍ_５）の固溶体化および熱処理により、積層欠陥２を形成させる、または、Ｍｇ_３Ｇｄ（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｔｂ_２あるいはＭｇ_２４Ｔｍ_５）の固溶体化および熱処理により、積層欠陥２を形成させるとともに、長周期積層構造３を混在させてもよい。

そのため、マグネシウム合金材１においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種からなるＲＥは、所定量を必要とする。マグネシウム合金材１においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種は、総量で１ａｔ％未満であると、Ｍｇ_３Ｇｄ（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｔｂ_２あるいはＭｇ_２４Ｔｍ_５）および積層欠陥２を形成させることができず、また、総量で５ａｔ％を超えると添加量に見合った強度向上が得られないばかりか、粒界に析出するＭｇ_３Ｇｄ等が多くなり、伸びが低下する。そのため、マグネシウム合金材１においてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍの少なくとも１種からなるＲＥは、ここでは、総量で１〜５ａｔ％の範囲としている。

したがって、マグネシウム合金材１は、合金組成において、原子％による組成が、組成式Ｍｇ_{１００−ａ−ｂ}Ｚｎ_ａＲＥ_ｂで示される範囲となる（組成式中、０．５≦ａ≦３、１≦ｂ≦５）。なお、本発明において、前記した成分以外にも、本発明のマグネシウム合金の効果に影響を与えない範囲において、他の成分を不可避的不純物の範囲で添加することができ、例えば、微細化に寄与するＺｒを０．１〜０．５ａｔ％程度含んでいても構わない。

つぎに、マグネシウム合金材の製造方法について説明する。
図５は、マグネシウム合金材の製造方法を示すフローチャート、図６は、マグネシウム合金材の溶体化処理および熱処理の温度と時間の関係を模式的に示すグラフ図である。
マグネシウム合金材１は、はじめに鋳造工程Ｓ１により鋳造される。ここでは、マグネシウム合金材１として、組成式Ｍｇ_{１００−ａ−ｂ}Ｚｎ_ａＲＥ_ｂで示され、ＲＥがＧｄであるものとしている。そして、鋳造された鋳造材は、つぎに、溶体化工程Ｓ２において溶体化処理（ＲＥが固溶体化）される。このときの溶体化処理の温度は、図６では、一例として、溶体化処理を７９３Ｋの温度で２時間行ったものとする。鋳造材は、溶体化処理により鋳造で生じたＭｇと、Ｇｄ（Ｔｂ、Ｔｍ）の化合物がマトリックス中に溶け込み固溶体化する。なお、溶体化処理は、７７３Ｋ以上で２時間以上保持することが好ましい。

さらに、溶体化処理をした鋳造材を所定条件で熱処理する熱処理工程Ｓ３を行う。この熱処理工程Ｓ３を行うことで、積層欠陥２が形成されるともに、長周期積層構造３の析出と晶出物のＭｇ_３Ｇｄ（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｔｂ_２あるいはＭｇ_２４Ｔｍ_５）、Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｇｄ_２が混在する場合がある。
熱処理工程Ｓ３は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、−１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行っている。

熱処理工程Ｓ３を所定条件で行うと、マグネシウム合金材１として、特に強度を向上させることができる積層欠陥２が形成される相領域の構造となる。図７は、熱処理温度と熱処理時間における金属組織に形成される積層欠陥の区域を示すグラフ図、図８（ａ）〜（ｃ）は、マグネシウム合金材の６７３Ｋにおける０．５時間および１時間、５２３Ｋにおける２時間の熱処理での金属組織の状態を示すＴＥＭ写真、図９（ａ）〜（ｃ）は、マグネシウム合金材の７２３Ｋにおける２時間、６７３Ｋにおける１０時間、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での金属組織の状態を示すＴＥＭ写真、図１０は、マグネシウム合金材の６７３Ｋにおける０．５時間、６７３Ｋにおける１０時間、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での金属組織の状態を対比するＴＥＭ写真である。なお、図８、９、１０では、すべて同スケールとなるように撮影しており、また、図７のプロットの一部に対応している。

図７に示すように、主に積層欠陥２が形成される範囲は、前記した所定の熱処理条件の範囲である。なお、熱処理条件の範囲は、図７の実線で囲まれた範囲を近似した曲線式を算出し、この算出した曲線式を基にして規定したものである。すなわち、実線で囲まれた範囲は、熱処理条件のおよその範囲である。また、積層欠陥２と併せて長周期積層構造３の形成あるいはＭｇ_３Ｇｄの析出物も析出する場合がある。マグネシウム合金材１は、主に積層欠陥２を形成させることで、引張強度、０．２％耐力、伸びを全体的に向上させることができる（実施例参照）。

また、図８に示すように、熱処理温度が６７３Ｋで、熱処理時間をそれぞれ０．５時間、１時間、および、熱処理温度が５２３Ｋで、熱処理時間を２時間としたときに、主として積層欠陥２が形成されることがわかった。また、図９に示すように、熱処理温度が７２３Ｋで熱処理温度が２時間、６７３Ｋで１０時間、７７３Ｋで１０時間の熱処理では、積層欠陥２の形成が認められなかった。さらに、図１０に示すように、熱処理温度が６７３Ｋで０．５時間のときには、積層欠陥が形成され、６７３Ｋで１０時間、７７３Ｋで１０時間のときには、積層欠陥が形成されなかった。

熱処理された鋳造物は、つぎに、必要に応じて塑性加工される塑性加工工程Ｓ４が行われる。この塑性加工工程Ｓ４の塑性加工は、押出加工あるいは鍛造加工であってもよい。塑性加工された塑性加工物は、引張強度、０．２％耐力、伸び（伸び率）が著しく向上することになる。図１１（ａ）〜（ｃ）は、熱処理工程のつぎに押出加工を行う前のマグネシウム合金材の０．２％耐力と伸びの関係、引張強さと伸びの関係、引張強さと０．２％耐力の関係を示すグラフ図、図１２（ａ）〜（ｃ）は、熱処理工程のつぎに押出加工を行ったマグネシウム合金材（押出し材）の０．２％耐力と伸びの関係、引張強さと伸びの関係、引張強さと０．２％耐力の関係を示すグラフ図である。図１１、１２に示すように、積層欠陥２を有するマグネシウム合金材１は、長周期積層構造（ＬＰＯ）３を有するものに比べて、条件内でデータが安定しており、かつ、０．２％耐力と伸びとのバランス、引張強さと伸びとのバランス、引張強さと０．２％耐力とのバランスがよい。また、全体的に機械的性質が高い。そして、熱処理工程Ｓ３を行った後に、塑性加工工程Ｓ４である押出加工を行ったマグネシウム合金材１は、押出加工を行わないものに比べ、高い引張強度、０．２％耐力、伸びの値を示す。

また、マグネシウム合金材１は、熱処理工程Ｓ３および塑性加工工程Ｓ４において、引張強度、０．２％耐力、伸びが向上される場合、積層欠陥２の形成を備えていることが重要であり、その他に、Ｍｇ_３Ｇｄ（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ｔｂ_２あるいはＭｇ_２４Ｔｍ_５）の晶出物、または、長周期積層構造３を析出する場合においても、積層欠陥２が形成されている状態であれば、引張強度、０．２％耐力、伸びが向上する。

ここで、積層欠陥２を含む合金を押出加工すると、合金組織中に（マトリックス部を中心に）平均結晶粒径５μｍ以下の微細な再結晶粒が多数発生する。この再結晶粒が、押出し後の機械的性質をさらに向上させる主要因となっている。この再結晶粒の金属組織に対する面積率と機械的性質との相関を図１３に示す。図１３に示すように、再結晶粒４の面積率が多いほど引張り強さ、０．２％耐力は向上する傾向にある。なお、面積率が３５％以上での強度を有することが好ましい。また、平均結晶粒径は、光学顕微鏡観察で観察し、ＡＳＴＭ規格の平均結晶粒面積法により測定することができる。

また、図１４（ａ）は、従来の熱処理条件の一例における塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、本発明の熱処理条件の一例における塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、図１５（ａ）は、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、６７３Ｋにおける０．１６時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、図１６（ａ）は、６７３Ｋにおける０．５時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、６７３Ｋにおける１時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真である。なお、図１５、１６の押出し条件は、押出比１０、押出速度２．５ｍｍ／ｓｅｃである。図１４〜１６に示すように、本発明の熱処理条件においては、塑性加工（押出加工）した後の合金中には、再結晶粒４が多数発生していることがわかる。なお、図１４（ａ）では、再結晶粒は発生していない。また、塑性加工前のミクロ組織では、再結晶粒は発生していない（図８〜１０等参照）。

なお、図５で示す塑性加工工程Ｓ４は、熱処理された鋳造物に塑性加工（押出加工、鍛造加工）を加えることで強度を向上させることができるため、マグネシウム合金材１の目的に応じて行っても構わない。また、塑性加工後のマグネシウム合金材１は、所定の形状に切削等により加工されて製品化される。また、ここでは、マグネシウム合金材１の製造方法として、鋳造工程Ｓ１から塑性加工工程Ｓ４までを一連の工程として示したが、鋳造工程Ｓ１から熱処理工程Ｓ３までを一連の工程とし、塑性加工工程Ｓ４は、製品挿入先において行われるようにしても構わない。

つぎに、本発明の実施例について説明する。なお、ここで示す実施例は一例であり本発明を限定するものではない。図１７は、熱処理温度と熱処理時間との関係を示すグラフ図、図１８は機械的性質の評価を行うための各工程を示すブロック図、図１９（ａ）〜（ｄ）は鋳造したインゴットに各時間での熱処理を各温度で行ったときのＴＥＭ写真、図２０（ａ）〜（ｃ）は鋳造したインゴットに各時間での熱処理を６７３Ｋの温度で行ったときのＴＥＭ写真である。

マグネシウム合金材として、Ｚｎを１ａｔ％、Ｇｄを２ａｔ％とし、残部をＭｇと不可避的不純物のＭｇ−Ｚｎ−Ｇｄ合金として溶解炉に投入し、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材料を、図１８に示すように、金型で鋳造し（Ｓ１）φ２９ｍｍ×Ｌ６０ｍｍのインゴットを作成し、さらに、鋳造したインゴットを７９３Ｋで２時間において溶体化処理を行い（Ｓ２）、その後、各温度で熱処理を行い（Ｓ３）、押出温度６７３Ｋにおいて押出比１０として塑性加工（Ｓ４）を行ったものと、塑性加工を行わなかったものを試験片として製造し、室温において引張試験を行った（参考として、塑性加工を行わなかったものは、高温でも引張試験を行った）。なお、引張試験におけるひずみ速度は、ε＝５．０×１０^−４（ｓ^−１）である。また、溶体化処理、および、熱処理は、マッフル炉により行い、各温度は、実施例については、図１７に示す温度で、０．１６時間、０．３３時間、０．５時間、１時間、２時間という短時間において熱処理を行っている。なお、図１８では、溶体化および熱処理をまとめて熱処理として、記載している。図１７に示すように、ここでは、合わせて前記した各温度および各時間において、２４通りの試験用マグネシウム合金材について試験を行なっている。
溶体化処理でのミクロ組織と、図１７に示すもののうち、７７３Ｋ×０．１６時間、５２３Ｋ×２時間、７７３Ｋ×４時間でのミクロ組織のＴＥＭ写真を図１９（ａ）〜（ｄ）に示す。

図１９（ａ）に示すように、金属組織の状態は、溶体化のままでは、Ｍｇ_３Ｇｄ相とともに、マトリックスに積層欠陥が出現しているだけであることが分かった。その後の熱処理により組織形態が変化し、図１９（ｂ）に示すように、０．１６時間の熱処理を７７３Ｋで行ったときの金属組織の状態は、高密度に積層欠陥が析出し、Ｍｇ_３Ｇｄ相と混在していることが分かった。また図１９（ｃ）のように、５２３Ｋ×２時間の熱処理では、積層欠陥とＬＰＯとか混在する組織であることがわかった。なお、他の温度領域においても、積層欠陥が主として析出し、一部Ｍｇ_３Ｇｄ相と、１４Ｈ−ＬＰＯ相（長周期積層構造）が析出していることが分かった。一方、図１９（ｄ）のように、従来の７７３Ｋ×４時間の熱処理では、積層欠陥は認められずＬＰＯが主体となる組織であることがわかった。

また、図１７に示すもののうち、６７３Ｋ×０．１６時間、６７３Ｋ×０．５時間、６７３Ｋ×１時間でのミクロ組織のＴＥＭ写真を図２０（ａ）〜（ｃ）に示す。
図２０（ａ）〜（ｃ）に示すように、この熱処理条件での金属組織の状態は、高密度に積層欠陥が析出し、Ｍｇ_３Ｇｄ相と混在していることが分かった。

このように、従来の長時間熱処理では、溶体化処理時に発生した積層欠陥がＬＰＯに変化することがわかった。そのため、従来の熱処理条件は、１４Ｈ−ＬＰＯ相が析出することは分かったが、積層欠陥の析出は確認できていない。

また、表１、２は、図１７に示すもののうち、本発明の範囲の条件のものを実施例１〜７とし、同様に、図１７に示すもののうち、本発明の範囲外の条件の代表的なものを比較例１〜６として、各工程の条件、および、組織の状態と、０．２％耐力と、引張り強さと、伸び率を示すものである。なお、表１は、塑性加工（Ｓ４）を行う前のものであり、表２は、塑性加工（Ｓ４）を行った後のものである。

表１、２に示すように、実施例１〜７のマグネシウム合金材は、いずれも金属組織中にＭｇ_３Ｇｄおよび積層欠陥を析出して有しており、全体的に高い０．２％耐力、引張り強さ、伸びを有する（図１１、１２参照）。
一方、比較例１〜６のマグネシウム合金材は、積層欠陥を有さないため、積層欠陥を析出しているものと比較して０．２％耐力、引張り強さ、伸びが全体的に低下していることが分かる（図１１、１２参照）。

また、表１、２に示すように、塑性加工（押出し加工）を行ったものは、塑性加工（押出し加工）を行なわなかったものに比べ、０．２％耐力、引張り強さ、伸びが向上していることがわかる。

これらのように、マグネシウム合金材は、積層欠陥を析出することで、Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であっても、さらに機械的性質に優れた材料として使用することが可能となる。

以上、本発明に係るマグネシウム合金材およびその製造方法について最良の実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することができることはいうまでもない。

（ａ）、（ｂ）は、本発明に係るマグネシウム合金材の金属組織に積層欠陥が形成している状態を低倍率透過電子顕微で観察したＴＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材に観察される積層欠陥を高分解能透過電子顕微鏡で観察したＴＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材中の積層欠陥を高角散乱環状暗視野法で観察したＳＴＥＭ写真である。 従来のマグネシウム合金材の金属組織に長周期積層構造が形成している状態を低倍率透過電子顕微鏡で観察したＴＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法を示すフローチャートである。 本発明に係るマグネシウム合金材の溶体化処理および熱処理の温度と時間の関係を模式的に示すグラフ図である。 本発明に係る条件での熱処理温度と熱処理時間における金属組織に形成される積層欠陥の区域を示すグラフ図である。 （ａ）〜（ｃ）は、本発明に係るマグネシウム合金材について、６７３Ｋにおける０．５時間および１時間、５２３Ｋにおける２時間の熱処理での金属組織の状態を示すＴＥＭ写真である。 （ａ）〜（ｃ）は、本発明に係るマグネシウム合金材および従来のマグネシウム合金材について、７２３Ｋにおける２時間、６７３Ｋにおける１０時間、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での金属組織の状態を示すＴＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材および従来のマグネシウム合金材について、６７３Ｋにおける０．５時間、６７３Ｋにおける１０時間、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での金属組織の状態を対比するＴＥＭ写真である。 （ａ）〜（ｃ）は、本発明に係るマグネシウム合金材および従来のマグネシウム合金材について、熱処理工程のつぎに押出加工を行う前の０．２％耐力と伸びの関係、引張強さと伸びの関係、引張強さと０．２％耐力の関係を示すグラフ図である。 （ａ）〜（ｃ）は、本発明に係るマグネシウム合金材および従来のマグネシウム合金材について、熱処理工程のつぎに押出加工を行った場合の０．２％耐力と伸びの関係、引張強さと伸びの関係、引張強さと０．２％耐力の関係を示すグラフ図である。 本発明に係るマグネシウム合金材における再結晶粒の金属組織に対する面積率と機械的性質との相関を示すグラフ図である。 （ａ）は、従来のマグネシウム合金材について、従来の熱処理条件の一例における塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、本発明に係るマグネシウム合金材について、本発明の熱処理条件の一例における塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真である。 （ａ）は、従来のマグネシウム合金材について、７７３Ｋにおける１０時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、本発明に係るマグネシウム合金材について、６７３Ｋにおける０．１６時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真である。 （ａ）は、本発明に係るマグネシウム合金材について、６７３Ｋにおける０．５時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真、（ｂ）は、本発明に係るマグネシウム合金材について、６７３Ｋにおける１時間の熱処理での塑性加工後のミクロ組織を示すＴＥＭ写真である。 本発明に係るマグネシウム合金材を含む熱処理温度と熱処理時間との関係を示すグラフ図である。 本発明の実施例を説明するときの機械的性質の評価を行うための各工程を示すブロック図である。 （ａ）〜（ｄ）は、本発明の実施例で使用する鋳造したインゴットに各時間での熱処理を各温度で行ったときのＴＥＭ写真である。 （ａ）〜（ｃ）は、本発明の実施例で使用する鋳造したインゴットに各時間での熱処理を６７３Ｋの温度で行ったときのＴＥＭ写真である。

符号の説明

１ マグネシウム合金材
２ 積層欠陥
３ 長周期積層構造（ＬＰＯ）
４ 再結晶粒

Claims (6)

1. 必須成分としてＺｎ、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金であり、
   当該Ｍｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金の合金組織中に、前記Ｚｎおよび前記ＲＥが二原子層濃化した積層欠陥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に再結晶粒を有し、当該再結晶粒の平均結晶粒径が５μｍ以下で、かつ、当該再結晶粒の前記合金組織に対する面積率が３５％以上であ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材。
3. 前記Ｚｎは、成分範囲が０．５〜３原子％、前記ＲＥは、成分範囲が１〜５原子％であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のマグネシウム合金材。
4. マグネシウム合金材の製造方法において、
   必須成分としてＺｎ、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、
   前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、
   前記溶体化した鋳造材に所定条件で熱処理を行う熱処理工程と、を含み、
   前記熱処理工程は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、
   −１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。
5. マグネシウム合金材の製造方法において、
   必須成分としてＺｎ、および、ＲＥとしてＧｄ、Ｔｂ、Ｔｍのうち少なくとも１つ以上を含有し、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ−Ｚｎ−ＲＥ系合金を鋳造して鋳造材を形成する鋳造工程と、
   前記鋳造材を溶体化する溶体化工程と、
   前記溶体化した鋳造材に所定条件で熱処理を行う熱処理工程と、
   前記熱処理した鋳造材に塑性加工を施す塑性加工工程と、を含み、
   前記熱処理工程は、熱処理温度（Ｋ）をｙとし、熱処理時間（ｈ）をｘとしたとき、
   −１４．５８[ｌｎ（ｘ）]＋５３２．３２＜ｙ＜−５４．１６４[ｌｎ（ｘ）]＋６７４．０５で、かつ、０＜ｘ≦２に示す範囲の条件で行うことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。
6. 前記塑性加工工程における塑性加工は、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に記載のマグネシウム合金材の製造方法。