JP2017078220A - マグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品 - Google Patents

Abstract

【課題】再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品を提供する。
【解決手段】マグネシウム合金圧延材は、０．３質量％以上３質量％未満のＡｌと、０．１質量％以上１．５質量％以下の第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下の第２類元素と、を含有し、残部がＭｇおよび不可避不純物から形成され、マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度の強度比Ｒｃと、マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度の強度比Ｒｅと、を用いて、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、再結晶温度（ある金属の加工材を焼鈍した場合に再結晶が完了する下限の温度をいう。マグネシウム合金の場合は、その化学組成により変動し、２２０℃〜４００℃程度である。本発明にかかるマグネシウム合金は、２５０℃〜３５０℃程度である。以下同じ。）以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品に関する。

マグネシウムは、２０℃における比重（密度ｇ／ｃｍ³）が１．７４であり、構造用に利用される金属材料の中で最も軽い金属であり、種々の元素を添加して合金化することにより、強度を高めることができる。また、マグネシウム合金は、比較的低融点であることから、リサイクルの際のエネルギーが少なくても済むため、リサイクルの観点からも好ましく、樹脂材料の代替として期待されている。そこで、近年、軽量化が要求されている携帯電話やモバイル機器などの小型携帯機器類や自動車部品の材料などにマグネシウム合金を利用する例が増加してきている。

しかし、マグネシウムおよびその合金は、塑性加工性に乏しいｈｃｐ構造（六方最密充填構造）を有するため、現在実用化されているマグネシウム合金製品は、ダイカスト、チクソモールド法などの射出成形を行なう鋳造法により製造されたものが主流である。しかしながら、かかる射出成形による鋳造法には、以下の問題がある。
１．引張強さ、延性、靱性などの機械的特性が低い。
２．金型に溶湯を導入するための湯道など、成形品に対して不要な部分が多く、材料歩留まりが悪い。
３．成形時の気泡巻き込みなどにより、成形品内部に巣が発生して、成形後に熱処理できない場合がある。
４．湯じわ、引け巣、バリなどの鋳造欠陥があるため、修正作業または除去作業が必要になる。
５．金型に塗布した離型剤が成形品に付着するため、その除去作業が必要である。
６．生産設備が高価であり、上記の不要な部分、修正作業、または除去作業などにより、製造コストが高い。

一方、鋳造により得られた素材に圧延、鍛造などの塑性加工を施した展伸材は鋳造材よりも機械的特性に優れる。しかし、マグネシウム合金は、上記のように塑性加工性に劣るため、上記の塑性加工を、マグネシウム合金を加熱して再結晶温度よりも高い温度で熱間圧延することが検討されている。たとえば、国際公開第２００６／００３８９９号（特許文献１）および特開２０１２−１２２１１２号公報（特許文献２）は、一対のロール（双ロール）を具える可動鋳型に溶湯を供給して連続鋳造を行なうとともに熱間圧延を行なうことにより圧延材を得ることを開示する。

国際公開第２００６／００３８９９号 特開２０１２−１２２１１２号公報

国際公開第２００６／００３８９９号（特許文献１）および特開２０１２−１２２１１２号公報（特許文献２）においては、双ロールを用いて連続的に鋳造および圧延を行なうことにより得られるマグネシウム合金圧延材は、表面品質が高いが、再結晶温度以下における延性が低いという問題点があった。

そこで、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品を提供することを目的とする。

本発明のある態様にかかるマグネシウム合金圧延材は、０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成され、マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃと、マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅと、を用いて、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下である。

本発明の別の態様にかかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成されるマグネシウム合金を鋳造することにより鋳造材を得る鋳造工程と、鋳造材を圧延することにより圧延材を得る圧延工程と、圧延材を熱処理する圧延後熱処理工程と、を含む。

本発明のさらに別の形態にかかるプレス成型品は、上記の態様にかかるマグネシウム合金圧延材を用いたものである。

上記によれば、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材およびその製造方法ならびにプレス成型品が提供される。

本発明のある態様にかかるマグネシウム合金圧延材における第１析出物の一例を示す概略図である。 本発明のある態様にかかるマグネシウム合金圧延材における第２析出物の一例を示す概略平面図である。 本発明のある態様にかかるマグネシウム合金圧延材における結晶粒の結晶方位の配向の一例を示す透視概略図である。 本発明の別の態様にかかるマグネシウム合金圧延材の製造方法の一例を示すフローチャートである。 本発明のある態様にかかるマグネシウム合金圧延材における（０００１）面の規格化結晶配向強度の最大値とエリクセン値との関係を示すグラフである。

＜本発明の実施形態の説明＞
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

本発明のある実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材は、０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成され、マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃと、マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅと、を用いて、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下である。本実施形態のマグネシウム合金圧延材は、所定の化学組成と均質な結晶配向性を有していることから、後述する第１析出物および／または第２析出物が均一な析出状態で形成されやすく、圧延材全体に亘って再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材は、（０００１）面に一致または平行に配置される線状または面状の第１析出物を含むことができる。かかるマグネシウム合金圧延材は、第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材において、第１析出物は、アルミニウムおよび第１類元素を含むことができる。第１析出物は、アルミニウムおよび第１類元素を含むことにより、（０００１）面に一致または平行に配置される線状または面状の形状を取りやすい。このため、かかるマグネシウム合金圧延材は、（０００１）面に一致または平行に配置される線状の第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材は、アルミニウムおよび第２類元素を含む第２析出物をさらに含み、任意に特定される平面において、第２析出物の等面積円の直径を１ｎｍ以上１００ｎｍ以下とし、第２析出物の面積占有率を０．５％以上５．０％以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材は、好適な大きさおよび好適な面積占有率の第２析出物により、結晶粒の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材は、マグネシウム合金圧延材を１２％引張変形したときの任意に特定される平面における双晶の面積占有率を、８％以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材は、破壊の起点となる双晶の面積占有率が低いため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材において、ランクフォード値（ｒ値）を０．３以上２．５以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材は、好適な範囲の低いｒ値を有しているため、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材は、電子線後方散乱回折（以下、ＥＢＳＤともいう）法による結晶粒の結晶方位分布測定において、球面調和関数法により算出された（０００１）面の規格化結晶配向強度を８以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材は、規格化結晶配向強度が８以下の低い結晶配向性を有するため、エリクセン値が高くなり、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有する。

本発明の別の実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成されるマグネシウム合金を鋳造することにより鋳造材を得る鋳造工程と、鋳造材を圧延することにより圧延材を得る圧延工程と、圧延材を熱処理する圧延後熱処理工程と、を含む。本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法は、マグネシウム合金の圧延および熱処理により形成される第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法は、鋳造工程後、圧延工程前に、鋳造材を熱処理する圧延前熱処理工程をさらに含むことができる。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、圧延前熱処理工程により形成される第２析出物により、マグネシウム合金圧延材の結晶粒の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延後熱処理工程における熱処理温度を２００℃以上４００℃以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、熱処理温度が２００℃以上４００℃以下の圧延後熱処理工程において、鋳造工程および圧延工程の少なくともいずれかの工程においてマグネシウム合金圧延材に形成された第１析出物を保持したまま、鋳造工程および圧延工程の少なくともいずれかの工程において発生した歪みが除去されるため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延後熱処理工程における熱処理温度を４００℃より高く６００℃以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、鋳造工程および圧延工程の少なくともいずれかの工程においてマグネシウム合金圧延材に好ましくない析出物が形成され歪みが発生しても、熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下の圧延後熱処理工程においてマグネシウム合金圧延材の好ましくない析出物および歪みが除去されるとともに、（０００１）面の結晶配向強度が低下するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

また、圧延後熱処理工程における熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延後熱処理工程後に、熱処理された圧延材をさらに１５０℃以上２５０℃以下で熱処理する時効熱処理工程をさらに含むことができる。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、鋳造工程および圧延工程の少なくともいずれかの工程においてマグネシウム合金圧延材に好ましくない析出物が形成され歪みが発生しても、熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下の圧延後熱処理工程においてマグネシウム合金圧延材の好ましくない析出物および歪みが除去されるとともに、（０００１）面の結晶配向強度が低下し、その後の時効熱処理工程においてマグネシウム合金圧延材に形成される第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

ここで、時効熱処理工程において、第１析出物の形成を促進させる観点から、時効熱処理工程前における圧延後熱処理工程直後のマグネシウム合金圧延材の冷却速度は、６０℃／分以上が好ましく、６０００℃／分以上がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率を１０％以上８０％以下とすることができる。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、総圧下率を１０％以上８０％以下とすることにより、結晶粒の結晶方位の配向性を低くして、エリクセン値が高く、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

本発明のさらに別の実施形態にかかるプレス成型品は、上記の実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材を用いたものである。本実施形態のプレス成型品は、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材を用いてプレス成形したものであるため、従来のマグネシウム合金圧延材の温間プレス加工温度よりも低い温度で成形することができ、熱収縮による寸法変化が少なく、加熱による表面酸化が抑えられ表面性状に優れる利点がある。さらに、シリコン（Ｓｉ）を配合する特殊な高温用潤滑油を必要とせず、汎用の潤滑油を使用できるため、成形後の表面へのＳｉの付着がなく、洗浄性にも優れる。

＜本発明の実施形態の詳細＞
［実施形態１：マグネシウム合金圧延材］
図１および図２を参照して、本発明のある実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材１は、０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウム（Ａｌ）と、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン（Ｍｎ）、バナジウム（Ｖ）、およびジルコニウム（Ｚｒ）からなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成され、マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃと、マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅと、を用いて、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下である。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、所定の化学組成と均質な結晶配向性を有していることから、後で詳述する第１析出物および／または第２析出物が均一な析出状態で形成されやすく、圧延材全体に亘って再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、０．３質量％以上３質量％未満のＡｌと、０．１質量％以上１．５質量％以下のＣａ、Ｓｒ、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のＭｎ、Ｖ、およびＺｒからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成されている。

ここで、原子番号が５７番から６４番までのランタノイドとは、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、およびガドリニウム（Ｇｄ）をいう。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含有されるＡｌは、第１類元素とともに第１析出物を形成しやすい観点から、０．３質量％以上であり、０．５質量％以上が好ましく、０．７質量％以上がより好ましく、Ａｌが多すぎると粗大なＡｌ−第１類元素化合物を形成しやすく第１析出物が減少する観点から、３質量％未満であり、１．５質量％以下が好ましく、１．２質量％以下がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含有される第１類元素は、それらの元素の合計が、Ａｌとともに第１析出物を形成しやすい観点から、０．１質量％以上であり、０．２質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、第１類元素が多すぎると粗大なＡｌ−第１類元素化合物および／または粗大なＭｇ−第１類元素化合物（特に、Ｍｇ−Ｃａ化合物）が形成されてマグネシウム合金圧延材１の延性が阻害される観点から、１．５質量％以下であり、１．０質量％以下が好ましく、０．７質量％以下がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含有される第２類元素は、それらの元素の合計が、Ａｌとともに第２析出物を形成しやすい観点から、０．０５質量％以上であり、０．２質量％以上が好ましく、０．３質量％以上がより好ましく、第２類元素が多すぎると粗大なＡｌ−第２類元素化合物が形成されてマグネシウム合金圧延材１の延性が阻害される観点から、１．５質量％以下であり、１．０質量％以下が好ましく、０．７質量％以下がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、上記のＭｇ、第１類元素および第２類元素以外の残部がＭｇおよび不可避不純物であり、すなわち、大部分がＭｇからなる合金である。ここで、不可避不純物は、特に制限はなく、たとえば、シリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）などが挙げられ、マグネシウム合金圧延材１の耐食性が高い観点から、それらの不純物の合計が、０．１５質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。特に、耐食性を高めるのに有害な不可避不純物であるＦｅ、ＮｉおよびＣｏの合計は、０．０５質量％未満が好ましく、０．０１質量％以下がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含有されるＭｇ、Ａｌ、第１類元素、第２類元素および不可避不純物の種類および含有量は、ＩＣＰ−ＯＥＳ（誘導結合プラズマ−発光分光）法、ＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）法などにより測定される。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃ（すなわち、Ｒｃ＝Ｉｃ₍₀₀₀₂₎／Ｉｃ_(10-10)）と、マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅ（すなわち、Ｒｅ＝Ｉｅ₍₀₀₀₂₎／Ｉｅ_(10-10)）と、を用いて、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下である。ここで、マグネシウム合金圧延材の端部とは、マグネシウム合金圧延材の中央部から隣り合う方向が４５°の等角度で伸びる８方向の端部のいずれかであって、強度比差異ΔＲが最大となる端部を意味する。本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、均質な配向性を有する観点から、ΔＲが、０．５以下であり、好ましくは０．３以下であり、より好ましくは０．２以下である。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、上記のように、強度比差異ΔＲが０．５以下と均質な結晶配向性を有し、さらに、０．３質量％以上３質量％未満のＡｌと、０．１質量％以上１．５質量％以下の第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下の第２類元素と、を含有しているため、マグネシウム合金圧延材の部位によらず再結晶温度以下で高い延性を有する。

図１に示すように、本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、結晶格子１０ＣＬが六角形柱状である六方晶系の結晶構造を有しており、（０００１）面１０ｃに一致または平行に配置される線状または面状の第１析出物を含むことが好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、第１析出物１１により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべり（（０００１）面１０ｃ以外の面におけるすべり）を誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含まれることが好ましい第１析出物１１は、極めて小さいナノ析出物である。第１析出物１１は、線状または面状の形状をしており、厚さが０．２ｎｍ〜１０ｎｍ程度であり、長さまたは等面積円の直径が５ｎｍ〜１０００ｎｍ程度であり、ＧＰ（ギニエ・プレストン）ゾーンも含まれる。第１析出物１１は、（０００１）面１０ｃに一致または平行に配置される。このため、第１析出物１１を含むマグネシウム合金圧延材１は、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有する。

第１析出物１１がマグネシウム合金圧延材１に含まれることは、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）の回折スポットに＜０００１＞方向に延びるストリーク（線状のコントラスト）が現れることにより、確認できる。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１において、第１析出物１１は、Ａｌおよび第１類元素を含むことが好ましく、Ａｌおよび第１類元素で形成されていることがより好ましい。第１析出物１１は、Ａｌおよび第１類元素を含むことにより、（０００１）面１０ｃに一致または平行に配置される線状または面状の形状を取りやすい。このため、かかるマグネシウム合金圧延材１は、（０００１）面１０ｃに一致または平行に配置される線状の第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有する。ここで、第１析出物１１の化学組成は、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）、３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）により分析する。

図２に示すように、本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、Ａｌおよび第２類元素を含む第２析出物１２を含むことが好ましく、任意に特定される平面において、第２析出物１２の等面積円の直径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましく、第２析出物１２の面積占有率が０．５％以上５．０％以下であることが好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、好適な大きさおよび面積占有率の第２析出物１２により、結晶粒１０の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有する。かかる第２析出物１２は、ＴＥＭおよびＳＥＭにより観察できる。第２析出物１２は、結晶粒１０の粒界１０ｂおよび内部に位置する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１に含まれることが好ましい第２析出物１２は、Ａｌおよび第２類元素を含み、マグネシウム合金圧延材１の結晶粒の粗大化を抑制する観点から、Ａｌおよび第２類元素で形成されていることが好ましい。かかる第２析出物１２により、マグネシウム合金圧延材１の結晶粒の粗大化が抑制されるため、結晶粒の粒径が小さくなり、マグネシウム合金圧延材１は、再結晶温度以下で高い延性を有する。ここで、第２析出物１２の化学組成は、ＥＤＳ、３ＤＡＰにより分析する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、任意に特定される平面において、第２析出物１２の等面積円の直径が、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下が好ましく、２０ｎｍ以上７０ｎｍ以下がより好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、好適な大きさの第２析出物により、結晶粒の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有する。ここで、第２析出物１２の等面積円の直径とは、第２析出物１２の面積と同じ面積を有する円の直径をいう。また、小さ過ぎる第２析出物１２は、熱処理時に粒界移動の抵抗とならず、結晶粒の粗大化抑制効果が小さい観点から、第２析出物１２の等面積円の直径は、１ｎｍ以上が好ましく、２０ｎｍ以上がより好ましい。また、大き過ぎる第２析出物１２は、変形時の破壊起点となる観点から、第２析出物１２の等面積円の直径は、１００ｎｍ以下が好ましく、７０ｎｍ以下がより好ましい。

なお、第２析出物１２は、特に限定はされないが、その形状が塊状または棒状である場合が多い。また、第２析出物１２は、特に限定はされないが、第１析出物１１に比べて、厚さが大きく、全体も大きい場合が多い。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、任意に特定される平面において、第２析出物１２の面積占有率が、０．５％以上５．０％以下が好ましく、１．５％以上４．０％以下がより好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、好適な面積占有率の第２析出物１２により、結晶粒の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有する。ここで、第２析出物１２の面積占有率が小さ過ぎると、熱処理時に粒界移動の抵抗とならず、結晶粒の粗大化抑制効果が小さい観点から、第２析出物１２の面積占有率は、０．５％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。また、第２析出物１２の面積占有率が大きすぎると、変形時の破壊を生じやすい観点から、第２析出物１２の面積占有率は、５．０％以下が好ましく、４．０％以下がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、マグネシウム合金圧延材を１２％引張変形したときの任意に特定される平面における双晶の面積占有率が、８％以下が好ましく、５％以下がより好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、破壊の起点となる双晶の面積占有率が低いため、再結晶温度以下で高い延性を有する。双晶の面積占有率は、小さいほど好ましく、理想的には０％（すなわち双晶が形成されないこと）が望ましい。現在のところ、下限値は２．０％程度である。ここで、マグネシウム合金圧延材を１２％引張変形したときの任意に特定される平面における双晶の面積占有率は、引張試験機により１２％引張変形させた後の任意に特定される平面における双晶をＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法により測定し、その平面の全面積に対する双晶の面積の百分率を画像処理装置により測定する。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、ｒ値（ランクフォード値）が、０．３以上２．５以下が好ましく、０．５以上２．０以下がより好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材１は、好適な範囲の低いｒ値を有しているため、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有する。ここで、ｒ値とは、試験片の長さ方向に一様な伸びを与えたときの厚さ方向の対数歪みε_tに対する幅方向の対数歪みε_wの比ε_w／ε_tをいう。また、ｒ値が小さ過ぎると、マグネシウム合金圧延材の深絞り、張出しおよび／または曲げ時に、圧延材の厚さが減り過ぎて圧延材が破壊する観点から、ｒ値は、０．３以上が好ましく、０．５以上がより好ましい。また、ｒ値が大き過ぎると、マグネシウム合金圧延材の張出しおよび／または曲げ時に、圧延材の厚さが減らないため圧延材面内に応力集中が生じ破壊する観点から、ｒ値は、２．５以下が好ましく、２．０以下がより好ましい。ここで、ｒ値は、引張試験機に付属したｒ値測定装置により測定する。

図３を参照して、本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、結晶粒の結晶方位の配向性が低いことが好ましく、ＥＢＳＤ法による結晶粒１０の結晶方位分布測定において、球面調和関数法により算出された（０００１）面１０ｃの規格化結晶配向強度が、８．０以下が好ましく、５．０以下がより好ましく、３．６以下がさらに好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、総圧下率を１０％以上８０％以下とすることにより、結晶粒の結晶方位の配向性を低くして、エリクセン値が高く、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

ＥＢＳＤ法とは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）内で試料表面の１点に電子線を入射させ、生じる電子線後方散乱回折図形から試料を形成する個々の結晶粒の結晶方位を解析する手法である。ＥＢＳＤ法において用いられる試料表面は、特に制限はないが、圧延による結晶粒の結晶方位の配向性を評価しやすい観点から、圧延方向（以下、ＲＤ方向ともいう）および圧延される面の法線方向（以下、ＮＤ方向ともいう）に垂直な方向を幅方向（以下、ＴＤ方向ともいう）とした場合、ＴＤ方向に垂直なマグネシウム合金圧延材の断面、またはＮＤ方向に垂直なマグネシウム合金圧延材の表面または断面が好ましい。

球面調和関数法とは、ＥＢＳＤ法により測定した結晶方位の分布に一致する関数形を級数の形で探すものであり、結晶方位の解析においては一般化球面調和関数を用いて展開される。一般化球面調和関数は、結晶の３次元の回転角と配向強度の関係を表す関数であり、（０００１）面などで表される結晶面はすべて３次元の回転角で表現できる。（０００１）面の規格化結晶配向強度とは、（０００１）面に相当する結晶の３次元の回転角における結晶配向強度を一般化球面調和関数を用いて計算し、一般化球面調和関数で表された結晶回転角と配向強度の関係において、全強度の分布の積分値が１となるように規格化されたときの（０００１）面の結晶配向強度をいう。かかる規格化結晶配向強度は、結晶粒子に配向性が全くなく完全にランダムである場合は１となり、結晶粒子の配向性が極めて高い（たとえば、マグネシウム合金の温間圧延材の）場合は２０程度まで高くなる。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１は、後述のように、少なくとも鋳造工程、圧延工程、および圧延後熱処理工程をこの順に経て製造されるため、圧延工程後には（０００１）面１０ｃの規格化結晶配向強度が８より大きく高い配向性を示す場合があるが、圧延後熱処理工程後には（０００１）面１０ｃの規格化結晶配向強度が８以下の低い配向性を示し、結晶粒の結晶方位のランダム化が見られる。このような結晶粒の結晶方位のランダム化のメカニズムは、明確にはされていないが、以下の少なくともいずれかに起因するものと推論される。

鋳造組織起因説として、鋳造時点で結晶粒の結晶方位が比較的ランダムな配向となっており、ランダムな配向を有する結晶粒が圧延後も残留し、これが圧延後熱処理により再結晶してランダムな配向を有する結晶粒が形成されると推論される。鋳造時点でランダムな配向となる原因は不明である。析出物起因説として、圧延の際に、上記の第１析出物１１などの析出物の存在により誘起される非（０００１）面すべりがそれらの析出物の近傍で生じるため、かかる非（０００１）面すべりの転位が蓄積した部分が圧延後熱処理により再結晶してランダムな配向を有する結晶粒が形成されると推論される。粒界への濃度偏析起因説として、第１類元素の添加により、結晶粒の粒界近傍に第１類元素が高い濃度で偏析して、これが圧延後熱処理による再結晶の機構を、結晶方位変化の小さい不連続型から結晶方位変化の大きい連続型に変化させることによりランダムな配向を有する結晶粒が形成されると推論される。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材１の形状は、特に制限はないが、再結晶温度以下で高い延性を有する観点から、板状であることが好ましい。

［実施形態２：マグネシウム合金圧延材の製造方法］
図４を参照して、本発明の別の実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、０．３質量％以上３質量％未満のＡｌと、０．１質量％以上１．５質量％以下のＣａ、Ｓｒ、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のＭｎ、Ｖ、およびＺｒからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有するマグネシウム合金を鋳造することにより鋳造材を得る鋳造工程Ｓ１０と、鋳造材を圧延することにより圧延材を得る圧延工程Ｓ２０と、圧延材を熱処理する圧延後熱処理工程Ｓ３０と、を含む。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法は、所定の化学組成を有するマグネシウム合金材の圧延および熱処理により、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。特に、所定の化学組成を有するマグネシウム合金材の圧延および熱処理により、第１析出物が形成されやすく、かかる第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべり（（０００１）面以外の面におけるすべり）を誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

（マグネシウム合金）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法に用いられるマグネシウム合金は、０．３質量％以上３質量％未満のＡｌと、０．１質量％以上１．５質量％以下のＣａ、Ｓｒ、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のＭｎ、Ｖ、およびＺｒからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成される。かかる化学組成のマグネシウム合金を用いることにより、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。マグネシウム合金に含有されるＭｇ、Ａｌ、第１類元素、および第２類元素については、実施形態１のマグネシウム合金圧延材に含有されるＭｇ、Ａｌ、第１類元素、および第２類元素と同じであるため、ここでは繰り返さない。

（鋳造工程）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法に含まれる鋳造工程Ｓ１０において、マグネシウム合金を鋳造することにより鋳造材を得る鋳造方法は、特に制限はないが、マグネシウム合金の溶湯の急冷により結晶粒を小さくして微細な第１析出物を形成しやすい観点から、双ロールにより鋳造する方法が好ましい。

（圧延前熱処理工程）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法は、鋳造工程Ｓ１０後、圧延工程Ｓ２０前に、鋳造材を熱処理する圧延前熱処理工程Ｓ１３をさらに含むことが好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、圧延前熱処理工程により形成される第２析出物により、マグネシウム合金圧延材の結晶粒の粗大化が抑制されるため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

圧延前熱処理工程Ｓ１３において、熱処理方法は、特に制限はないが、量産性が高い観点から、バッチ式熱処理法、連続式熱処理法などが好ましい。また、熱処理雰囲気は、特に制限はないが、生産コストが低い観点から、大気雰囲気、窒素雰囲気などが好ましい。熱処理温度は、特に制限はないが、第２析出物を形成する観点から、４００℃より高く６００℃以下が好ましく、４２０℃以上５２０℃以下がより好ましい。

（圧延方法）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法に含まれる圧延工程Ｓ２０において、鋳造材を圧延することにより圧延材を得る圧延方法は、特に制限はないが、生産性が高い観点から、リバース圧延法、タンデム圧延法などが好ましい。また、圧延温度は、特に制限はないが、圧延工程Ｓ２０中に割れを生じさせない観点から、２５０℃以上４５０℃以下が好ましく、３００℃以上３８０℃以下がより好ましい。ここで、圧延は、１回以上、複数回であってもよい。圧延工程Ｓ２０中に割れを生じさせない観点から、圧延は、１回ではなく複数回に分けて行うことが好ましい。また、一回の圧延あたりの圧下率は、特に制限はないが、圧延工程Ｓ２０中に割れを生じさせない観点から、１０％以上４０％未満が好ましく、２０％以上３０％以下がより好ましい。ここで、一回の圧延あたりの圧下率ＰＲ（％）は、マグネシウム合金圧延材のその一回の圧延について圧延前の厚さｔ_Oおよび圧延後の厚さｔ_Pを用いて、ＰＲ＝１００×（ｔ_O−ｔ_P）／ｔ_Oで定義される。

（圧延後熱処理工程）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法に含まれる圧延後熱処理工程Ｓ３０において、熱処理方法は、特に制限はないが、量産性が高い観点から、バッチ式熱処理法、連続式熱処理法などが好ましい。また、熱処理雰囲気は、特に制限はないが、生産コストが低い観点から、大気雰囲気、窒素雰囲気などが好ましい。

ここで、圧延後熱処理工程Ｓ３０における熱処理温度は、２００℃以上４００℃以下が好ましく、３００℃以上３８０℃以下がより好ましい。かかる２００℃以上４００℃以下の熱処理温度の圧延後熱処理工程Ｓ３０において、鋳造工程Ｓ１０および圧延工程Ｓ２０の少なくともいずれかの工程においてマグネシウム合金圧延材に形成された第１析出物を保持したまま、鋳造工程Ｓ１０および圧延工程Ｓ２０の少なくともいずれかの工程において発生した歪みが除去されるため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

また、圧延後熱処理工程Ｓ３０における熱処理温度は、４００℃より高く６００℃以下が好ましく、４５０℃以上５２０℃以下がより好ましい。鋳造工程Ｓ１０および圧延工程Ｓ２０の少なくともいずれかの工程においてマグネシウム合金圧延材に好ましくない析出物が形成され歪みが発生しても、熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下の圧延後熱処理工程Ｓ３０において、マグネシウム合金圧延材の好ましくない析出物および歪みが除去されるとともに、（０００１）面の結晶配向強度が低下するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

（時効熱処理工程）
本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延後熱処理工程Ｓ３０における熱処理温度を４００℃より高く６００℃以下とし、圧延後熱処理工程Ｓ３０後に、熱処理された圧延材をさらに１５０℃以上２５０℃以下で熱処理する時効熱処理工程Ｓ３３をさらに含むことが好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下の圧延後熱処理工程Ｓ３０においてマグネシウム合金圧延材の好ましくない析出物および歪みが除去され、その後の時効熱処理工程Ｓ３３においてマグネシウム合金圧延材に形成される第１析出物により、双晶の形成が抑制されるとともに非（０００１）面すべりを誘起するため、再結晶温度以下で高い延性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。

時効熱処理工程Ｓ３３における熱処理温度は、第１析出物を形成しやすく観点から、１５０℃以上２５０℃以下が好ましく、１７５℃以上２２５℃以下がより好ましい。また、時効熱処理工程Ｓ３３において第１析出物の形成を促進させる観点から、時効熱処理工程前における圧延後熱処理工程直後のマグネシウム合金圧延材の冷却速度は、６０℃／分以上が好ましく、６０００℃／分以上がより好ましい。

本実施形態のマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率は、１０％以上８０％以下が好ましく、２０％以上６０％以下がより好ましい。かかるマグネシウム合金圧延材の製造方法は、総圧下率を１０％以上８０％以下とすることにより、結晶粒の結晶方位の配向性を低くして、エリクセン値が高く、良好な深絞り性、良好な張出し性および良好な曲げ性を有するマグネシウム合金圧延材が得られる。ここで、総圧下率ＴＰＲ（％）は、マグネシウム合金圧延材の全圧延について最初の圧延前の厚さｔ_F0および最後の圧延後の厚さｔ_FPを用いて、ＴＰＲ＝１００×（ｔ_F0−ｔ_FP）／ｔ_F0で定義される。

［実施形態３：プレス成型品］
本発明のさらに別の実施形態にかかるプレス成型品は、上記の実施形態にかかるマグネシウム合金圧延材を用いたものである。本実施形態のプレス成型品は、再結晶温度以下で高い延性を有する実施形態１のマグネシウム合金圧延材を用いてプレス成形したものであるため、従来のマグネシウム合金材の温間プレス加工温度よりも低い温度で成形することができ、熱収縮による寸法変化が少なく、加熱による表面酸化が抑えられ表面性状に優れる利点がある。さらに、Ｓｉを配合する特殊な高温用潤滑油を必要とせず、汎用の潤滑油を使用できるため、成形後の表面へのＳｉの付着がなく、洗浄性にも優れる。

本実施形態のプレス成型品は、実施形態１のマグネシウム合金圧延材を用いてプレス成形したものであれば特に制限はなく、電子機器筐体、自動車外板、産業用機器部品などが挙げられる。

（実施例１）
１．鋳造
１．６６質量％のＡｌ、０．４１質量％のＣａ、および０．４５質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０２質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（以下、第１マグネシウム合金ともいう）のサンプルＩを、溶解した後、双ロールにより鋳造して鋳造材を得た。溶解した溶湯の温度は７００℃、双ロールの回転速度は２ｍ／分とし、双ロール出口における鋳造材の温度は２００℃であり、得られた鋳造材の厚さは４．１ｍｍであった。得られた鋳造材を６等分に分割した。

２．圧延前熱処理
６等分された鋳造材のうち、２つの鋳造材については、圧延処理前熱処理を行なわなかった（サンプルＩ−Ａ）。２つの鋳造材については、電気炉を用いて大気雰囲気中４５０℃で１時間の圧延前熱処理を行なった後、２５℃の循環水冷により６００００℃／分（１０００℃／秒）の冷却速度で急冷した（サンプルＩ−Ｂ）。２つの鋳造材については、電気炉を用いて大気雰囲気中４５０℃で１時間の圧延前熱処理を行なった後、炉内冷却により０．５℃／分の冷却速度で徐冷した（サンプルＩ−Ｃ）。

３．圧延
上記の各２つのサンプルＩ−Ａ、Ｉ−ＢおよびＩ−Ｃを、４段圧延機を用いて、３５０℃の温度で、６回の圧延により、厚さを４．１ｍｍから１．０ｍｍに圧延した。双ロールによるサンプルの送り速度は４ｍ／分であり、１回の圧延あたりの圧下率は２０％（６回の圧延の前後の総圧下率は７５．６％）であった。

４．圧延後熱処理
上記の圧延後の各１つのサンプルＩ−Ａ、Ｉ−ＢおよびＩ−Ｃを、電気炉を用いて大気雰囲気中３５０℃で１時間の圧延後熱処理Ｐを行なった。かかる圧延後熱処理Ｐにより、上記各１つのサンプルＩ−Ａ、Ｉ−ＢおよびＩ−Ｃを、焼鈍した（サンプルＩ−Ａ−Ｐ、Ｉ−Ｂ−ＰおよびＩ−Ｃ−Ｐ）。

上記の圧延後の別の各１つのサンプルＩ−Ａ、Ｉ−ＢおよびＩ−Ｃを、電気炉を用いて大気雰囲気中４５０℃で１時間の圧延後熱処理Ｑを行ない、さらに、２５℃の循環水冷により６００００℃／分（１０００℃／秒）の冷却速度で急冷し、２５℃で１分間保持した。かかる圧延後熱処理Ｑにより、上記各１つのサンプルＩ−Ａ、Ｉ−ＢおよびＩ−Ｃを、溶体化した後、電気炉を用いて大気雰囲気中２００℃で３０分間時効熱処理した（サンプルＩ−Ａ−Ｑ、Ｉ−Ｂ−ＱおよびＩ−Ｃ−Ｑ）。

こうして得られたマグネシウム合金圧延材のサンプルＩ−Ａ−Ｐ、Ｉ−Ｂ−Ｐ、Ｉ−Ｃ−Ｐ、Ｉ−Ａ−Ｑ、Ｉ−Ｂ−ＱおよびＩ−Ｃ−Ｑの結晶粒径（μｍ）、強度比差異ΔＲ、第１析出物の存在確認、第２析出物の等面積円の直径（ｎｍ）、第２析出物の面積占有率（％）、双晶の面積占有率（％）、（０００１）面の規格化結晶配向強度、ｒ値、伸び率（％）、エリクセン値（ｍｍ）、および限界絞り比を、表１にまとめた。

ここで、マグネシウム合金圧延材の各サンプルについて、結晶粒径（μｍ）は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法により、圧延方向に平行な断面における結晶粒径の断面積を測定し、その等面積円の直径により算出した。強度比差異ΔＲは、各サンプルの中央部と中央部から隣り合う方向が４５°の等角度で伸びる８方向の端部において、（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度および（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度を測定し、中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃと、８つの端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅとから、ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２で定義される最も大きい強度比差異ΔＲを算出した。結果を表１にまとめた。

また、マグネシウム合金圧延材の各サンプルについて、第１析出物の存在確認は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）の回折スポットにおける＜０００１＞方向に延びるストリークの発現により行なった。第２析出物の等面積円の直径（ｎｍ）は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）像の画像処理により、圧延方向に平行な断面における第２析出物の断面積を測定し、その等面積円の直径を算出した。第２析出物の面積占有率（％）は、ＳＥＭ像の画像処理により、圧延方向に平行な断面における全断面積および第２析出物の断面積を測定し、全断面積に対する第２析出物の断面積の百分率を算出した。双晶の面積占有率（％）は、ＥＢＳＤ法により得られた粒界性格分布図における双晶部分の画像処理により、圧延方向に平行な断面における測定視野面積および双晶の断面積を測定し、測定視野面積に対する双晶の断面積の百分率を算出した。（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延方向に平行な断面においてＥＢＳＤ法により測定した結晶粒の結晶方位分布から球面調和関数法により算出した。結果を表１にまとめた。

また、マグネシウム合金圧延材の各サンプルについて、ｒ値は、室温（２５℃）において、引張試験機により、標点間距離５０ｍｍ×幅１２．５ｍｍ×厚さ１ｍｍのサンプルを圧延方向に５ｍｍ／分で引張ったときに、サンプルの幅方向の対数歪みε_wおよび長さ方向の対数歪みε_lをｒ値測定装置により測定し、厚さ方向の対数歪みε_tをε_t＝−（ε_w＋ε_l）の関係式から算出し、厚さ方向の対数歪みε_tに対する幅方向の対数歪みε_wの比ε_w／ε_tを算出した。伸び率（％）は、室温（２５℃）において、引張試験機により、標点間距離５０ｍｍ×幅１２．５ｍｍ×厚さ１ｍｍのサンプルを圧延方向に５ｍｍ／分で引張ったときに、破断するときの伸び率（引張前の長さＬ₀に対する、引張後の長さＬから引張前の長さＬ₀を引いた差ΔＬ＝Ｌ−Ｌ₀の百分率１００×（ΔＬ）／Ｌ₀）を算出した。エリクセン値（ｍｍ）は、ＪＩＳ Ｚ２２４７：２００６のエリクセン試験方法に準拠して室温（２５℃）および１５０℃の雰囲気温度で測定した。絞り比は、室温（２５℃）における直径４．４〜６．４ｃｍ×厚さ１ｍｍのサンプルの深絞り試験において直径ｄが４０ｍｍの円筒状のパンチをサンプルに押し込み破断することなく絞り抜けるサンプルの最大の直径Ｄを測定し、パンチの直径ｄに対するサンプルの最大の直径Ｄの比を算出した。結果を表１にまとめた。

（実施例２）
１．１０質量％のＡｌ、０．４１質量％のＣａ、および０．６７質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０１５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（以下、第２マグネシウム合金ともいう）のサンプルＩＩを用いたこと以外は、実施例１と同様にして、マグネシウム合金圧延材のサンプルＩＩ−Ａ−Ｐ、ＩＩ−Ｂ−Ｐ、ＩＩ−Ｃ−Ｐ、ＩＩ−Ａ−Ｑ、ＩＩ−Ｂ−ＱおよびＩＩ−Ｃ−Ｑを得た。得られたマグネシウム合金圧延材のサンプルＩＩ−Ａ−Ｐ、ＩＩ−Ｂ−Ｐ、ＩＩ−Ｃ−Ｐ、ＩＩ−Ａ−Ｑ、ＩＩ−Ｂ−ＱおよびＩＩ−Ｃ−Ｑの結晶粒径（μｍ）、強度比差異ΔＲ、第１析出物の存在確認、第２析出物の等面積円の直径（ｎｍ）、第２析出物の面積占有率（％）、双晶の面積占有率（％）、（０００１）面の規格化結晶配向強度、ｒ値、伸び率（％）、エリクセン値（ｍｍ）、および限界絞り比を、実施例１と同様にして算出し、表２にまとめた。

（比較例１）
９．０質量％のＡｌ、１．０質量％のＺｎ、および０．３質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．００５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（以下、ＡＺ９１合金ともいう）のサンプルＲＩ、６．０質量％のＡｌ、１．０質量％のＺｎ、および０．３質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．００５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（以下、ＡＺ６１合金ともいう）のサンプルＲＩＩ、ならびに３．０質量％のＡｌ、１．０質量％のＺｎ、および０．３質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．００５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（以下、ＡＺ３１合金ともいう）のサンプルＲＩＩＩを用い、表３に示す条件において圧延前熱処理、圧延処理、圧延後熱処理、時効熱処理を行い、マグネシウム合金圧延材のサンプルＲＩ−Ｐ、ＲＩＩ−Ｐ、ＲＩＩＩ−Ｐ、およびＲＩ−Ｑを得た。得られたマグネシウム合金圧延材のサンプルＲＩ−Ｐ、ＲＩＩ−Ｐ、ＲＩＩＩ−Ｐ、およびＲＩ−Ｑの結晶粒径（μｍ）、強度比差異ΔＲ、第１析出物の存在確認、第２析出物の等面積円の直径（ｎｍ）、第２析出物の面積占有率（％）、双晶の面積占有率（％）、（０００１）面の規格化結晶配向強度の最大値、ｒ値、伸び率（％）、エリクセン値（ｍｍ）、および限界絞り比を、実施例１と同様にして算出し、表３にまとめた。

表１〜表３から明らかなように、実施例１および２のマグネシウム合金圧延材は、比較例１のマグネシウム合金圧延材に比べて、２５℃における伸び率および限界絞り比、ならびに２５℃および１５０℃におけるエリクセン値がいずれも高く、２５℃におけるｒ値が低く、再結晶温度以下で高い延性を有していた。

さらに、表１〜表３のサンプルＩ−Ａ−Ｐ、Ｉ−Ｂ−Ｐ、Ｉ−Ｃ−Ｐ、Ｉ−Ａ−Ｑ、Ｉ−Ｂ−Ｑ、Ｉ−Ｃ−Ｑ、ＩＩ−Ｂ−Ｐ、ＩＩ−Ｂ−Ｑ、およびＲＩ−Ｐについて、規格化結晶配向強度の最大値とエリクセン値との関係を図５に示した。図５に示すように、規格化結晶配向強度が８以下のマグネシウム合金圧延材は、エリクセン値が、２５℃で３以上、１５０℃で５以上と高くなり、高い延性を有することがわかった。

（実施例３）
１．鋳造
１．１０質量％のＡｌ、０．４１質量％のＣａ、および０．６７質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０１５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（第２マグネシウム合金）のサンプルＩＩを、溶解した後、双ロールにより鋳造して鋳造材を得た。溶解した溶湯の温度は７００℃、双ロールの回転速度は２ｍ／分とし、双ロール出口における鋳造材の温度は２００℃であり、得られた鋳造材の厚さは４．１ｍｍであった。得られた鋳造材を４等分に分割して４サンプルとした。

２．圧延前熱処理
上記の４サンプルについて、電気炉を用いて大気雰囲気中４５０℃で１時間の圧延前熱処理を行なった後、２５℃の循環水冷により６００００℃／分（１０００℃／秒）の冷却速度で急冷した。

３．圧延
上記の４サンプルのうちの３つのサンプル（ＩＩ−Ｂ−３６、ＩＩ−Ｂ−５９およびＩＩ−Ｂ−６８）を、４段圧延機を用いて、３５０℃の温度で、表４に示す条件で、双ロールを用いて圧延した。双ロールによるサンプルの送り速度は４ｍ／分であった。圧延後の３つのサンプルおよび圧延しなかった残りの１つのサンプル（ＩＩ−Ｂ−０）について、実施例１と同様にして（０００１）面の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表４にまとめた。

４．圧延後熱処理および時効熱処理
上記の圧延後の３つのサンプルについて、電気炉を用いて表４に示す条件で圧延後熱処理および時効熱処理を行なった。圧延後熱処理後および時効熱処理後のの上記３つのサンプルについて、実施例１と同様にして、（０００１）面の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表４にまとめた。

表４から明らかなように、第２マグネシウム合金を用いた圧延前熱処理工程、圧延工程、圧延後熱処理工程および時効熱処理工程を経るマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率を１０％以上８０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では６．７以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では４．３以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。また、圧延工程における総圧下率を２０％以上６０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では６．７以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では３．６以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。

（実施例４）
３つのサンプルとしたこと、圧延前熱処理工程を行なわなかったこと以外は、実施例３と同様にして、マグネシウム合金圧延材を得た。実施例３と同様にして、圧延工程後、圧延後熱処理後および時効熱処理後の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表５にまとめた。

表５から明らかなように、第２マグネシウム合金を用いた圧延工程、圧延後熱処理工程および時効熱処理工程を経る（すなわち、実施例３から圧延前熱処理工程を除いた）マグネシウム合金圧延材の製造方法においても、圧延工程における総圧下率を２０％以上６０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では１３．１以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では５．８以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。

（実施例５）
１．１０質量％のＡｌ、０．４１質量％のＣａ、および０．２３質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０１５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（第３マグネシウム合金）のサンプルＩＩＩを用いたこと以外は、実施例３と同様にして、マグネシウム合金圧延材を得た。実施例３と同様にして、圧延工程後、圧延後熱処理後および時効熱処理後の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表６にまとめた。

表６から明らかなように、第３マグネシウム合金を用いた圧延前熱処理工程、圧延工程、圧延後熱処理工程および時効熱処理工程を経るマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率を１０％以上８０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では６．９以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では５．１以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。また、圧延工程における総圧下率を２０％以上６０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では７．３以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では３．７以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。

（実施例６）
２．８０質量％のＡｌ、１．００質量％のＣａ、および１．００質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０１５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（第４マグネシウム合金）のサンプルＩＶを用いたこと以外は、実施例３と同様にして、マグネシウム合金圧延材を得た。実施例３と同様にして、圧延工程後、圧延後熱処理後および時効熱処理後の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表６にまとめた。

表６から明らかなように、第４マグネシウム合金を用いた圧延前熱処理工程、圧延工程、圧延後熱処理工程および時効熱処理工程を経るマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率を２０％以上６０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では７．７以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では４．９以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。

（実施例７）
０．３０質量％のＡｌ、０．６０質量％のＣｅ、および１．２０質量％のＭｎを含み、残部がＭｇおよび０．０１５質量％の不可避不純物で形成されているマグネシウム合金（第５マグネシウム合金）のサンプルＶを用いたこと以外は、実施例３と同様にして、マグネシウム合金圧延材を得た。実施例３と同様にして、圧延工程後、圧延後熱処理後および時効熱処理後の規格化結晶配向強度を算出した。結果を表６にまとめた。

表６から明らかなように、第５マグネシウム合金を用いた圧延前熱処理工程、圧延工程、圧延後熱処理工程および時効熱処理工程を経るマグネシウム合金圧延材の製造方法において、圧延工程における総圧下率を２０％以上６０％以下としたことにより、（０００１）面の規格化結晶配向強度は、圧延後では６．５以下であったものが圧延後熱処理後および時効熱処理後では３．７以下に低減し、結晶粒の配向性が低いマグネシウム合金圧延材が得られた。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態ではなく特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ マグネシウム合金圧延材
１０ 結晶粒
１０ｂ 粒界
１０ｃ （０００１）面
１０ＣＬ 結晶格子
１１ 第１析出物
１２ 第２析出物
Ｓ１０ 鋳造工程
Ｓ１３ 圧延前熱処理工程
Ｓ２０ 圧延工程
Ｓ３０ 圧延後熱処理工程
Ｓ３３ 時効熱処理工程
ＮＤ 法線方向
ＲＤ 圧延方向
ＴＤ 横方向

Claims (14)

1. ０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成され、
   マグネシウム合金圧延材の中央部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｃ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｃと、前記マグネシウム合金圧延材の端部における（１０−１０）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ_(10-10)に対する（０００２）面に由来するＸ線回折ピーク強度Ｉｅ₍₀₀₀₂₎の強度比Ｒｅと、を用いて、
   ΔＲ＝｜Ｒｃ−Ｒｅ｜／（Ｒｃ＋Ｒｅ）／２
   で定義される強度比差異ΔＲが０．５以下であるマグネシウム合金圧延材。
2. （０００１）面に一致または平行に配置される線状または面状の第１析出物を含む請求項１に記載のマグネシウム合金圧延材。
3. 前記第１析出物は、アルミニウムおよび前記第１類元素を含む請求項２に記載のマグネシウム合金圧延材。
4. アルミニウムおよび前記第２類元素を含む第２析出物を含み、
   任意に特定される平面において、前記第２析出物の等面積円の直径が、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記第２析出物の面積占有率が、０．５％以上５．０％以下である請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材。
5. マグネシウム合金圧延材を１２％引張変形したときの任意に特定される平面における双晶の面積占有率が、８％以下である請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材。
6. ランクフォード値が０．３以上２．５以下である請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材。
7. 電子線後方散乱回折法による結晶粒の結晶方位分布測定において、球面調和関数法により算出された（０００１）面の規格化結晶配向強度が８以下である請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材。
8. ０．３質量％以上３質量％未満のアルミニウムと、０．１質量％以上１．５質量％以下のカルシウム、ストロンチウム、および原子番号が５７番から６４番までのランタノイドからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第１類元素と、０．０５質量％以上１．５質量％以下のマンガン、バナジウム、およびジルコニウムからなる群から選ばれる少なくとも１種類の元素である第２類元素と、を含有し、残部がマグネシウムおよび不可避不純物から形成されるマグネシウム合金を鋳造することにより鋳造材を得る鋳造工程と、
   前記鋳造材を圧延することにより圧延材を得る圧延工程と、
   前記圧延材を熱処理する圧延後熱処理工程と、を含むマグネシウム合金圧延材の製造方法。
9. 前記鋳造工程後、前記圧延工程前に、前記鋳造材を熱処理する圧延前熱処理工程をさらに含む請求項８に記載のマグネシウム合金圧延材の製造方法。
10. 前記圧延後熱処理工程における熱処理温度が２００℃以上４００℃以下である請求項８または請求項９に記載のマグネシウム合金圧延材の製造方法。
11. 前記圧延後熱処理工程における熱処理温度が４００℃より高く６００℃以下である請求項８または請求項９に記載のマグネシウム合金圧延材の製造方法。
12. 前記圧延後熱処理工程後に、熱処理された前記圧延材をさらに１５０℃以上２５０℃以下で熱処理する時効熱処理工程をさらに含む請求項１１に記載のマグネシウム合金圧延材の製造方法。
13. 前記圧延工程における総圧下率が１０％以上８０％以下である請求項８から請求項１２のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材の製造方法。
14. 請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のマグネシウム合金圧延材を用いたプレス成型品。

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