JP2017080775A - マグネシウム合金板材の製造方法、マグネシウム合金形材の製造方法、マグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材 - Google Patents

Abstract

【課題】機械特性および耐熱性が向上したマグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材を提供する。
【解決手段】マグネシウム合金板材の製造方法は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、該イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、該亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、２／３Ｃ_Z＜Ｃ_Yn＜Ｃ_Zn＋４となる関係を満たす、合金溶湯を調製するステップと、双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上２５００℃／秒以下の冷却速度で、該合金溶湯からマグネシウム合金板材を製造するステップと、を備える。
【選択図】図３

Description

本発明は、マグネシウム合金板材の製造方法、マグネシウム合金形材の製造方法、マグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材に関する。

国際公開第２００６／００３８９９号（特許文献１）には、双ロール鋳造法によりマグネシウム合金板材を製造する方法が開示されている。

国際公開第２００６／００３８９９号

近年、高強度および高耐熱性を示すマグネシウム合金（Ｍｇ−Ｙ−Ｚｎ系合金）が見出され、注目を集めている。本開示の目的は、機械特性および耐熱性が向上したマグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材の提供にある。

本発明の一態様に係るマグネシウム合金板材の製造方法は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、該イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、該亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす、合金溶湯を調製するステップと、双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上２５００℃／秒以下の冷却速度で、該合金溶湯からマグネシウム合金板材を製造するステップと、を備える。

本発明の一態様に係るマグネシウム合金板材は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなる。イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす。マグネシウム合金板材は、厚さ方向の断面において、合金組織内を網目状に延びる長周期積層構造相と、該合金組織内に分散し、該長周期積層構造相の少なくとも一部と交差するように延びる複数の結晶片と、を含む。

本発明の一態様に係るマグネシウム合金形材は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなる。イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす。マグネシウム合金形材は、合金組織内に粒状の長周期積層構造相を含む。Ｘ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、Ｘ線回折強度比が１００以下である。

上記によれば、機械特性および耐熱性が向上したマグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材が提供される。

双ロール鋳造装置の一例を示す概略概念図である。 ロールギャップ周辺の構成を示す概略概念図である。 本発明の一実施形態に係るマグネシウム合金板材の製造方法およびマグネシウム合金形材の製造方法の概略を示すフローチャートである。 本発明の一実施形態に係るマグネシウム合金板材の内部を示す断面ＳＥＭ写真である。 本発明の一実施形態に係るマグネシウム合金板材の表層部を示す断面ＳＥＭ写真である。 参考形態に係るマグネシウム合金板材の内部の断面ＳＥＭ写真である。 参考形態に係るマグネシウム合金板材の表層部の断面ＳＥＭ写真である。 イットリウム（Ｙ）および亜鉛（Ｚｎ）の含有量を説明する図である。 本発明の一実施形態に係るマグネシウム合金形材の断面ＳＥＭ写真である。 マグネシウム合金板材の一例を示す概略図である。 マグネシウム合金形材の一例を示す概略図である。

［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。

本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究を行った結果、特定の条件でマグネシウム合金板材を鋳造することにより、新規な合金組織を有し、かつ機械特性および耐熱性が向上したマグネシウム合金板材およびマグネシウム合金形材を製造できることを見出した。

〔１〕すなわち、本発明の一態様に係るマグネシウム合金板材の製造方法は、イットリウム（Ｙ）を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛（Ｚｎ）を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、該イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、該亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす、合金溶湯を調製するステップと、双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上２５００℃／秒以下の冷却速度で、該合金溶湯からマグネシウム合金板材を製造するステップと、を備える。

上記式（Ｉ）および（ＩＩ）を満たす合金溶湯を鋳造することにより、αマグネシウム相（以下「α−Ｍｇ相」と略記する場合がある）と、α−Ｍｇ相の界面に晶出した長周期積層構造相（以下「ＬＰＳＯ相」と略記する場合がある，ＬＰＳＯ：Ｌｏｎｇ−Ｐｅｒｉｏｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｏｒｄｅｒｅｄ ｐｈａｓｅ）と、を含む合金組織を形成することができる。

上記〔１〕の製造方法では、双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上の冷却速度で、合金溶湯からマグネシウム合金板材を鋳造する。双ロール鋳造法によって、鋳造板材を急冷し、さらに若干の圧延を加えることにより、ＬＰＳＯ相が分断されず、ＬＰＳＯ相が網目状に延びる合金組織を形成できる。これにより、機械特性（たとえば引張強さ、耐力等）が向上すると考えられる。本発明者の研究によれば、たとえば２００℃程度の高温においても、優れた機械特性が確認されている。

これに対して、たとえば重力鋳造法で、同組成のマグネシウム合金のビレットを鋳造すると、ＬＰＳＯ相が細かく分断されてしまい、同様な機械特性は示されない。冷却速度が遅く、鋳造中に添加物濃度のゆらぎ等が発生するためと考えられる。

さらに上記〔１〕の製造方法によって形成された合金組織では、網目状に延びるＬＰＳＯ相の少なくとも一部と交差するように延びる結晶片が複数析出することになる。当該結晶片は、ＬＰＳＯ相とは組成が異なる化合物であると考えられる。現時点ではメカニズムの詳細は不明であるが、当該結晶片を含むマグネシウム合金板材では、耐熱性の向上が認められる。

ただし上記〔１〕におけるマグネシウム合金板材は、高温でも硬度が高い。そのため冷却速度が２５００℃／秒を超えると、鋳造時、マグネシウム合金板材の表面、端部等に微細なクラックが生じる可能性がある。よって冷却速度は、２５００℃／秒以下とする。

また双ロール鋳造における冷却速度の実測は極めて困難である。そのため通常は、既知の合金組成において成立する、デンドライドアーム間隔（ＤＡＳ：Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）と冷却速度との関係式を用いて、冷却速度が推定されている。上記〔１〕の製造方法により得られるマグネシウム合金の組成は既知ではない。そのため本開示では、組成が既知であり、上記と近い条件で鋳造が可能な合金、すなわちＡＳＴＭ規格のＡＺ９１合金において成立する関係式：
ｄ＝３５．５×Ｖ^-0.31
（ただしｄは、ＤＡＳ〔μｍ〕を示し、Ｖは、冷却速度〔℃／秒〕を示す）
を用いて、冷却速度を推定するものとする。

またＤＡＳは、合金組織を金属顕微鏡、電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）等で観察することにより測定できる。具体的には、マグネシウム合金板材の厚さ方向の断面において、各α−Ｍｇ相の短軸径を測定し、該短軸径の平均値としてＤＡＳを求める。本明細書において、「短軸径」は次のように定義される。すなわち、粒子状物質の２次元投影像における最大径を「長軸径」とし、該長軸径に直交する径のうち最大径を短軸径とする。ＤＡＳ測定時の視野範囲は、１００μｍ×１００μｍとする。観察倍率は、１０００倍とする。平均値の算出には、無作為に抽出された２０個のα−Ｍｇ相の短軸径を用いる。

〔２〕上記〔１〕の製造方法は、マグネシウム合金板材を圧延加工するステップをさらに備えていてもよい。これにより、圧延材を製造することができる。

〔３〕上記〔２〕の圧延加工するステップにおいて、圧延温度をＴ〔℃〕、１パス当たりの圧下率をＲ〔％〕とするとき、下記式（ＩＩＩ）：
Ｔ≧５／２Ｒ＋３１０ （ＩＩＩ）
が満たされるように、マグネシウム合金板材を圧延加工することが好ましい。

上記〔１〕で鋳造されたマグネシウム合金板材は、さらに温間加工を施すと機械特性（たとえば引張強さ、耐力等）が向上する。ＬＰＳＯ相においてキンク帯が形成されるためと考えられる。ただし、前述のように上記〔１〕のマグネシウム合金板材は硬度が高いため、圧延時に割れ等が生じる可能性もある。そこで、上記式（ＩＩＩ）が満たされる条件で温間圧延を行うことにより、圧延時の割れを抑制できる。

上記式（ＩＩＩ）における圧下率（Ｒ）は、１パス当たりの圧下率を示している。つまりＲは、１回の圧延加工において、圧延後の厚さを、圧延前の厚さで除した値の百分率を示す。圧延加工は、複数回行ってもよい。その場合、複数回圧延が行われた最終的な板材の厚さを、元材（未圧延の鋳造まま材）の厚さで除した値は、「総圧下率」と称し、１パス当たりの圧下率（Ｒ）と区別する。

〔４〕マグネシウム合金形材の製造方法は、上記〔１〕のマグネシウム合金板材を押出加工するステップを備えることができる。これにより、マグネシウム合金形材を製造することができる。

〔５〕上記〔４〕の製造方法では、それにより得られるマグネシウム合金形材のＸ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、Ｘ線回折強度比が１００以下となるように押出加工することが好ましい。

かかる条件を満たすことにより、マグネシウム合金形材の機械特性が向上する傾向にある。以下、Ｘ線回折強度比を「ＸＲＤ強度比」と記す場合がある（ＸＲＤ：Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）。

〔６〕マグネシウム合金板材は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなる。イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす。マグネシウム合金板材は、厚さ方向の断面において、合金組織内を網目状に延びる長周期積層構造相と、該合金組織内に分散し、該長周期積層構造相の少なくとも一部と交差するように延びる複数の結晶片と、を含む。

「板材」とは、厚さ方向の断面が長方形である素材を示す。上記〔６〕のマグネシウム合金板材は、典型的には上記〔１〕の製造方法で製造される。前述のとおり、このマグネシウム合金板材は、厚さ方向の断面（典型的には断面ＳＥＭ像を示す）において、合金組織内を網目状に延びるＬＰＳＯ相を有するため、優れた機械特性を示す。たとえば２００℃程度の高温環境においても優れた機械特性が示される。またマグネシウム合金板材は、ＬＰＳＯ相の少なくとも一部と交差するように延びる結晶片を複数含むため、耐熱性にも優れる。ここでＬＰＳＯ相の一部とは、ＬＰＳＯ相を網に例えると、網を構成する１本１本の網糸を示している。結晶片は、網糸の少なくとも一部と交差するように延びる。すなわち、結晶片は１本の網糸と交差していてもよいし、複数の網糸と交差していてもよい。

〔７〕上記〔６〕のマグネシウム合金板材の厚さ方向の断面のうち、該マグネシウム合金板材の表面から、該厚さ方向に１／４の厚さまでの表層部において、隣接する２つの結晶片の間隔の平均は、０μｍを超えて１０μｍ以下であることが好ましい。

このように微細な間隔で、結晶片が分散した合金組織では、耐熱性の向上が期待できる。ここで、２つの結晶片が隣接しているとは、マグネシウム合金板材の厚さ方向の断面において、長軸同士が互いに略平行な２つの結晶片が、一続きのＬＰＳＯ相の中で隣接していることを示す。略平行とは、要すれば２つの結晶片の長軸のなす角が０°以上１０°以下（好ましくは０°以上５°以下であり、より好ましくは０°以上３°以下である）ことを示す。間隔の平均は、マグネシウム合金板材の厚さ方向の断面（断面ＳＥＭ像）において、１００μｍ×１００μｍの視野内の間隔をすべて測定し、測定結果を平均することで求められる。観察倍率は、５０００倍とする。

〔８〕上記〔６〕または〔７〕のマグネシウム合金板材において、結晶片は、長軸径を短軸径で除した値であるアスペクト比が５以上５０以下であることが好ましい。

かかるアスペクト比を有する結晶片が分散して複数存在していることにより、耐熱性の向上が期待できる。アスペクト比は、マグネシウム合金板材の断面ＳＥＭ写真（たとえば倍率＝５０００倍）等において測定するものとする。

〔９〕上記〔６〕〜〔８〕のいずれかのマグネシウム合金板材において、デンドライドアーム間隔は、１μｍ以上５μｍ以下であることが好ましい。

このようにＤＡＳが狭く、微細な合金組織においては、機械特性の向上が期待できる。
〔１０〕上記〔６〕〜〔９〕のいずれかのマグネシウム合金板材は、アルミニウム（Ａｌ）、ランタン（Ｌａ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、マンガン（Ｍｎ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、シリコン（Ｓｉ）、セリウム（Ｃｅ）、サマリウム（Ｓｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、テルビウム（Ｔｂ）、ツリウム（Ｔｍ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）およびネオジム（Ｎｄ）からなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有することが好ましい。

これらの元素を含有するマグネシウム合金板材では、機械特性および耐熱性の向上が期待できる。

〔１１〕マグネシウム合金形材は、イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなる。イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たす。マグネシウム合金形材は、合金組織内に粒状の長周期積層構造相を含む。Ｘ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、Ｘ線回折強度比が１００以下である。

「形材」とは、全長に亘って、板材と異なる均一な断面形状を有する展伸材を示す。すなわち形材の軸方向に垂直な断面は、長方形と異なる形状を有する。形材は、典型的には鋳造板材を押出加工した押出形材である。その場合、形材の軸方向とは、押出方向を示すことになる。上記〔１１〕の形材は、典型的には上記〔５〕の製造方法によって製造される。上記〔１１〕のＸ線回折パターンを有する形材は、優れた機械特性を示す。

〔１２〕上記〔１１〕のマグネシウム合金形材において、中心線偏析に起因する長周期積層構造相を除く、長周期積層構造相の投影面積円相当径の最大値は０μｍを超えて１０μｍ以下であることが好ましい。

粒状のＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値が１０μｍ以下であるマグネシウム合金形材は、機械特性に優れる傾向にある。ここで本明細書の「投影面積円相当径」は、マグネシウム合金形材の一断面において、粒子状物質の２次元投影像と等しい面積を有する円の直径を示すものとする。一断面は、形材の軸方向に垂直な断面であることが望ましい。

〔１３〕上記〔１１〕または〔１２〕のマグネシウム合金形材は、Ａｌ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｔｍ、Ｄｙ、ＨｏおよびＮｄからなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有することが好ましい。

これらの元素を含有するマグネシウム合金形材では、機械特性および耐熱性の向上が期待できる。

［本発明の実施形態の詳細］
以下、本発明の一実施形態（以下「本実施形態」とも記す）について詳細に説明する。ただし本実施形態は、以下の説明に限定されるものではない。

＜マグネシウム合金板材の製造方法＞
本実施形態の製造方法では、双ロール鋳造法を用いてマグネシウム合金板材を製造する。双ロール鋳造法とは、一対のロールからなる可動鋳型を用いて、溶湯から合金板材を製造する製造方法である。そこでまず、本実施形態で使用できる双ロール鋳造装置の概要を説明する。

《双ロール鋳造装置》
図１は、双ロール鋳造装置の構成の一例を示す概略概念図である。鋳造装置１００は、溶湯の自重を利用して、可動鋳型（双ロール）に溶湯を供給できるように構成されている。鋳造装置１００は、溶解炉１０と、移送樋２０と、タンディッシュ３０（湯だめ）と、供給部４０と、双ロール５０（可動鋳型）とを備える。

溶解炉１０は、マグネシウム（Ｍｇ）合金を溶解して合金溶湯１を調製する。移送樋２０は、溶解炉１０とタンディッシュ３０との間に配置されている。移送樋２０は、合金溶湯１を溶解炉１０からタンディッシュ３０へと移送する。タンディッシュ３０は、合金溶湯１を一時的に貯留する。供給部４０は、タンディッシュ３０から双ロール５０に合金溶湯１を供給する。

溶解炉１０は、坩堝１１と、ヒータ１２と、筐体１３と、温度測定部（図示せず）と、温度制御部（図示せず）とを有する。坩堝１１は、ガス導入配管１４、ガス排出配管１５およびガス量制御部（図示せず）を有する。坩堝１１は、合金溶湯１を攪拌するためのフィン（図示せず）等を有していてもよい。

移送樋２０の一方の端部は、坩堝１１に接続されており、移送樋２０の他方の端部は、タンディッシュ３０に接続されている。移送樋２０は、合金溶湯１の供給量を調整するためのバルブ２１を有する。また移送樋２０は、その外周にヒータ２２を有する。移送樋２０は、その外周に超音波攪拌装置（図示せず）等を有していてもよい。

タンディッシュ３０は、その外周にヒータ３２と、温度測定部（図示せず）と、温度制御部（図示せず）とを有する。タンディッシュ３０は、ガス導入配管３４、ガス排出配管３５およびガス量制御部（図示せず）を有する。またタンディッシュ３０は、合金溶湯１の液面を検出する液面センサ３６を有する。タンディッシュ３０も、合金溶湯１を攪拌するためのフィン（図示せず）等を有していてもよい。

供給部４０の一方の端部は、タンディッシュ３０に接続されている。供給部４０の他方の端部には、合金溶湯１を双ロール５０のロールギャップに供給するノズル４１（注湯口）が設けられている。ノズル４１の近傍には、ノズル４１に供給される合金溶湯１の温度管理を行うための温度制御部（図示せず）が設けられている。温度制御部は、合金溶湯１の流れを妨害しない位置に配置されている。

タンディッシュ３０内の合金溶湯１は、自重により、供給部４０へと供給される。すなわち、合金溶湯の自重により、合金溶湯をノズルからロールギャップへと押し込む圧力（以下「供給圧力」と記す場合がある）が発生する。

供給圧力は、ロールギャップの中心線５３からタンディッシュ３０内の液面までの高さ（図１中の「ｈ」）によって制御される。液面の高さは、液面センサ３６によって検出される。液面制御部（図示せず）は、液面センサ３６で検出された液面の高さに基づき、バルブ２１を調整する。液面の高さ（ｈ）は、供給圧力が、たとえば１０１．８ｋＰａ以上１１８．３ｋＰａ未満となるように調整するとよい。液面の高さ（ｈ）は、たとえば３０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下程度の範囲内で調整してもよい。

可動鋳型である双ロール５０は、一対のロールからなる。すなわち双ロール５０は、第１ロール５１および第２ロール５２を有する。第１ロール５１および第２ロール５２に描かれた曲線矢印は、各ロールの回転方向を示している。各ロールは、互いに異なる方向に回転するように構成されている。各ロールは、ロールギャップの中心線５３が水平になるように配置される。各ロールは、ロールの表面温度を測定する温度測定部（図示せず）、および表面温度を制御する温度制御部（図示せず）を有する。

ノズル４１から、ロールギャップに供給された合金溶湯１は、第１ロール５１および第２ロール５２と接触しながら凝固し、鋳造板材２となる。鋳造板材２は、ロールギャップの中心線５３に沿って、水平方向に繰り出される。

《製造フロー》
次に、フローチャートに沿って本実施形態の製造方法を説明する。図３は、本実施形態の製造方法の概略を示すフローチャートである。本実施形態の製造方法は、溶湯調製ステップ（Ｓ１０１）と、鋳造ステップ（Ｓ１０２）とを備える。当該製造方法は、鋳造ステップ（Ｓ１０２）の後に、圧延加工ステップ（Ｓ１０３）をさらに備えることができる。以下、各ステップを説明する。

《溶湯調製ステップ（Ｓ１０１）》
溶湯調製ステップでは、特定組成のＭｇ合金溶湯が調製される。すなわち、合金溶湯は、Ｙを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、Ｚｎを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がＭｇからなり、Ｙの含有量をＣ_Y〔原子％〕、Ｚｎの含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
を満たすように調製される。

図８は、イットリウム（Ｙ）および亜鉛（Ｚｎ）の含有量を説明する図である。図８に示す領域５００は、上記式（Ｉ）および（ＩＩ）、ならびに０．０１≦Ｃ_Y≦１０および０．０１≦Ｃ_Zn≦１０を満たす領域である。溶湯調製ステップでは、領域５００内の範囲で、ＹおよびＺｎを含有する合金溶湯を調製する。Ｃ_YおよびＣ_Znが領域５００の範囲外になると、目的とするＬＰＳＯ相および結晶片が生成されない可能性がある。

具体的な操作としては、図１に示す坩堝１１内において、純ＭｇのインゴットまたはＭｇ合金のインゴットを溶解させ、各種元素（Ｙ、Ｚｎ等）を所定量添加する。インゴットを溶解させる坩堝１１内の温度は、たとえば６００〜９００℃程度でよい。上記式（Ｉ）を満たす限り、Ｙ、Ｚｎに加えて、たとえばＡｌ、Ｌａ等の元素を添加してもよい。

溶湯の酸化を抑制するため、坩堝１１内の雰囲気は低酸素状態に保つことが望ましい。たとえば、ガス導入配管１４から所定のガスを導入し、ガス排出配管１５より排出することにより、坩堝１１内の雰囲気を調整できる。雰囲気の調整に用いるガスは、たとえば、アルゴン（Ａｒ）、窒素（Ｎ₂）等の不活性ガスであってもよいし、これらと大気との混合ガスであってもよい。坩堝１１内の雰囲気は、好ましくは酸素（Ｏ₂）濃度が５体積％以下となるように調整される。また合金溶湯の燃焼を抑制するため、たとえば六フッ化硫黄（ＳＦ₆）等を含有するガスを導入してもよい。

溶解炉１０で調製された合金溶湯１は、移送樋２０によって、タンディッシュ３０に移送される。その後、合金溶湯１は、タンディッシュ３０に一時的に貯留される。タンディッシュ３０内においても、坩堝１１内と同様の温度制御、雰囲気制御を行うことが望ましい。合金溶湯の酸化を抑制するためである。

《鋳造ステップ（Ｓ１０２））》
鋳造ステップでは、双ロール鋳造法により、合金溶湯を急冷しながらマグネシウム合金板材を製造する。

図２は、鋳造装置のロールギャップ周辺の構成を示す概略概念図である。合金溶湯１は、ロールギャップに供給される。合金溶湯１は、第１ロール５１および第２ロール５２の表面と接触することで、冷却され、凝固しながらロールギャップを通過する。これにより鋳造板材２（マグネシウム合金板材）が製造される。

冷却速度は、ロールの周速、ロールの表面温度、ロールの直径、ロール荷重等により調整することができる。本実施形態では、冷却速度を６００℃／秒以上２５００℃／秒以下とする。鋳造板材を６００℃／秒以上の冷却速度で急冷することにより、ＬＰＳＯ相が網目状に延び、機械特性に優れる合金組織を形成できる。またＬＰＳＯ相の一部と交差するように延びる結晶片が複数析出し、耐熱性にも優れる合金組織が形成できる。マグネシウム合金板材の機械特性および耐熱性を高めるとの観点から、冷却速度は、好ましくは１０００℃／秒以上であり、より好ましくは１２００℃／秒以上であり、特に好ましくは１５００℃／秒以上である。

ただし冷却速度が２５００℃／秒を超えると、凝固開始点がノズル４１側にずれる傾向にある。本実施形態のマグネシウム合金板材は、高温でも硬度が高い。そのため、凝固開始点がノズル側にずれると、ロールギャップを通過する際、鋳造板材２の表面、端部等に微細なクラックが生じる可能性がある。マグネシウム合金板材の表面性状の観点から、冷却速度は、好ましくは２３００℃／秒以下であり、より好ましくは２０００℃／秒以下である。

本実施形態の合金溶湯は、表面に酸化膜が形成されやすい傾向にある。酸化膜の形成により、溶湯の粘度が上昇し、流動性が低下する可能性がある。その場合メニスカスの形状が変化し、冷却速度が狙いからずれ、所望のマグネシウム合金板材を製造できない可能性もある。そのため、合金溶湯ができるだけ酸素と接触しない態様で鋳造することが望ましい。たとえばノズル４１の先端を第１ロール５１および第２ロール５２と接触させることにより、ロールギャップの周辺を、実質的に密閉状態とすることが考えられる。さらに合金溶湯、ノズル、ロールギャップにＡｒ等の不活性ガスを吹き付けて酸素との接触を抑制することも考えられる。

本実施形態では、鋳造時に若干の圧延が加えられることで、マグネシウム合金板材の耐力等が向上する傾向にある。圧延により、合金組織において、キンク帯の形成、転位の導入等が起こるためと考えられる。ここで図２に示されるロールギャップにおける最小ギャップ（ｇ１）を、ノズル４１から出た合金溶湯のメニスカスの最大厚さ（ｇ０）で除した値の百分率を「鋳造時の圧下率」と定義する。鋳造時の圧下率は、好ましくは１．２％以上１．９％以下であり、より好ましくは１．４％以上１．９％以下である。かかる範囲で、マグネシウム合金板材の機械特性が向上する傾向にある。このステップで製造されるマグネシウム合金板材の厚さは、たとえば１〜１０ｍｍ程度であってもよい。

《圧延加工ステップ（Ｓ１０３）》
図３に示すように、マグネシウム合金板材を鋳造した後、さらに圧延加工を行ってもよい。これにより圧延材（展伸材）を製造できる。本実施形態のマグネシウム合金板材は、温間圧延を行うと機械特性がさらに向上する傾向にある。

温間圧延を行う場合、圧延温度をＴ〔℃〕、１パス当たりの圧下率をＲ〔％〕とするとき、下記式（ＩＩＩ）：
Ｔ≧５／２Ｒ＋３１０ （ＩＩＩ）
が満たされるように、マグネシウム合金板材を圧延加工することが好ましい。温間圧延を行うことにより、キンク帯の形成、転位の導入等が起こり、マグネシウム合金板材（圧延材）の機械特性が向上すると考えられる。

上記式（ＩＩＩ）が満たされるように圧延加工を行うことにより、圧延時に割れの発生を抑制できる。上記式（ＩＩＩ）において、Ｔ〔℃〕は、好ましくは３１５℃以上４３５℃以下であり、よりいっそう好ましくは３３５℃以上３６０℃以下である。Ｒ〔％〕は、好ましくは２％以上５０％以下であり、より好ましくは２％以上２０％以下であり、よりいっそう好ましくは５％２０％以下である。圧延加工を複数回行う場合、総圧下率は、たとえば５０％以上８５％以下である。パス回数（圧延回数）は、たとえば２回以上２０回以下程度であり、好ましくは２回以上１０回以下であり、より好ましくは２回以上５回以下である。生産効率の観点から、パス回数は少ない程よい。

温間圧延にあたっては、圧延前に３５０℃以上５５０℃以下の温度で、マグネシウム合金板材を熱処理してもよい。これにより機械特性がさらに向上する可能性がある。すなわち本実施形態の製造方法は、圧延加工するステップの前に、マグネシウム合金板材を、３５０℃以上５５０℃以下の温度で熱処理するステップを備えることもできる。

＜マグネシウム合金形材の製造方法＞
本実施形態によれば、マグネシウム合金形材の製造方法も提供される。すなわち、図３に示すように、マグネシウム合金板材を鋳造した後、さらに押出加工を行ってもよい。これにより、マグネシウム合金形材（押出形材）を製造できる。押出加工も温間で行うことが好ましい。これにより機械特性の向上が期待できる。

《押出加工ステップ（Ｓ１０４）》
形材の断面形状は、押出ダイスの形状によって決定される。本実施形態では、マグネシウム合金形材のＸ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、ＸＲＤ強度比が１００以下となるように、押出加工することが好ましい。このように押出加工されたマグネシウム合金形材は、機械特性に優れる傾向にある。ＸＲＤ強度比は、より好ましくは５０以下であり、よりいっそう好ましくは２０以下であり、最も好ましくは１８以下である。ＸＲＤ強度比は、たとえば１以上である。

前述のようにマグネシウム合金板材において、ＬＰＳＯ相は合金組織内を網目状に延びている。マグネシウム合金板材を押出加工すると、網目状であったＬＰＳＯ相が、粒状に変形することになる。本実施形態では、粒状のＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値が０μｍを超えて１０μｍ以下となるように、押出加工を行うことが好ましい。かかる最大値が０μｍを超えて１０μｍ以下であるマグネシウム合金形材は、機械特性に優れる傾向にある。

ＸＲＤ強度比およびＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値は、たとえば押出速度、押出温度、押出比等によって調整することができる。押出温度は、好ましくは３００℃以上４５０℃以下である。押出速度は、好ましくは１ｍｍ／秒以上２０ｍｍ／秒以下である。押出比は、好ましくは５以上３０以下である。

＜マグネシウム合金板材＞
次に、本実施形態のマグネシウム合金板材について説明する。当該マグネシウム合金板材は、典型的には、前述の製造方法によって製造されるものである。図１０は、マグネシウム合金板材の一例を示す概略図である。マグネシウム合金板材２００は、長方形の断面を有している。

《板材の合金組成》
本実施形態のマグネシウム合金板材は、Ｙを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、Ｚｎを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がＭｎからなる。ここでＹの含有量をＣ_Y〔原子％〕、Ｚｎの含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
が満たされる。なおＣ_Yは、好ましくは０．１原子％以上７原子％以下であり、より好ましくは０．５原子％以上５原子％以下である。またＣ_Znは、好ましくは０．１原子％以上７原子％以下であり、より好ましくは０．５原子％以上５原子％以下である。

またマグネシウム合金板材は、Ａｌ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｔｍ、Ｄｙ、ＨｏおよびＮｄからなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有することが好ましい。

なお残部は、Ｍｇの他、不可避的不純物を含有していてもよい。不可避的不純物とは、製造過程において不可避的に混入する不純物を示す。本実施形態の不可避的不純物としては、たとえば鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、銅（Ｃｕ）、ベリリウム（Ｂｅ）、シリコン（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）および水素（Ｈ）等が挙げられる。不可避的不純物の含有量は、たとえば０．００１原子％未満であることが望ましい。

《板材の合金組織》
マグネシウム合金板材の合金組織は、α−Ｍｇ相、ＬＰＳＯ相および結晶片から構成される。本実施形態では、板材の厚さ方向の断面のうち、板材の表面から、厚さ方向に１／４の厚さまでの範囲に亘る部分を「表層部」と定義し、該断面のうち表層部以外の部分を「内部」と定義する。図４は、本実施形態のマグネシウム合金板材の内部の一例を示す断面（横断面）ＳＥＭ写真である。図４に示されるように、マグネシウム合金板材２００は、α−Ｍｇ相２０１と、合金組織内を網目状に延びるＬＰＳＯ相２０２と、結晶片２０３とを含む。

（α−Ｍｇ相）
α−Ｍｇ相は、Ｍｇの固溶体からなる相である。本実施形態のマグネシウム合金板材は、急冷凝固させられているため、微細な合金組織を有する。本実施形態の合金組織においてＤＡＳは、好ましくは１μｍ以上５μｍ以下であり、より好ましくは１μｍ以上４μｍ以下であり、特に好ましくは１μｍ以上３μｍ以下である。前述のようにＤＡＳは、α−Ｍｇ相の短軸径の平均値として求められる。各α−Ｍｇ相の短軸径は、次のようにして求められる。すなわち図４に示すように、まずα−Ｍｇ相の最大径である長軸径２０４を決定する。次いで長軸径２０４と直交する径のうち、最大径である短軸径２０５を求める。

（ＬＰＳＯ相）
ＬＰＳＯ相は、α−Ｍｇ相の界面に晶出し、組織内を網目状に延びている。一断面において、網目状に延びるＬＰＳＯ相は、三次元網目構造を有していると考えられる。

ＬＰＳＯ相は、たとえばＭｇ₁₂ＺｎＹ等の組成を有すると考えられる。ＬＰＳＯ相は、ｈｃｐ構造の［０００１］方向に、周期的に積層欠陥が導入され、長い周期性を示す構造を有している。ＬＰＳＯ相は、たとえば１０Ｈ型（５周期）、１４Ｈ型（７周期）、１８Ｒ型（６周期）、２４Ｒ型（８周期）等の構造であり得る。たとえば１８Ｒ型構造では、ＺｎとＹとが濃化した２原子層が６周期毎に現れる。本実施形態では、ＬＰＳＯ相が細かく分断されることなく、網目状に延びているために、優れた機械特性が発現すると考えられる。

（結晶片）
合金組織において結晶片は、板材の厚さ方向の断面において、ＬＰＳＯ相の少なくとも一部と交差するように延びている。本実施形態では、かかる結晶片が微細に分散して析出することで、合金組織の耐熱性が向上していると考えられる。結晶片は、ＳＥＭ像等において、ＬＰＳＯ相と明るさが異なることから、ＬＰＳＯ相とは組成の異なる化合物であると考えられる。結晶片は、たとえばＹ、Ｚｎ等を含む金属間化合物であると予想される。

図４に示されるように、板材の厚さ方向の断面において、結晶片２０３は、典型的には針状を呈する。結晶片の三次元形状は、板状、フレーク状等である可能性もある。図４に示される結晶片２０３は、ＬＰＳＯ相２０２の一部と交差するように延びている。三次元的には、結晶片は、ＬＰＳＯ相に接する、あるいはＬＰＳＯ相を貫通する等の態様を呈する可能性がある。本実施形態では、板材の厚さ方向の断面において、結晶片がＬＰＳＯ相の少なくとも一部と交差するように延びている限り、いずれの態様であってもよいものとする。図４に示されるように、複数の結晶片２０３の延びる方向は、一方向に沿っている場合もある。

板材の厚さ方向の断面において、結晶片のアスペクト比は、好ましくは５以上５０以下であり、より好ましくは１０以上４０以下であり、特に好ましくは２０以上３０以下である。

断面の表層部において、隣接する２つの結晶片の間隔の平均は、好ましくは０μｍを超えて１０μｍ以下であり、より好ましくは１μｍ以上８μｍ以下であり、特に好ましくは１μｍ以上５μｍ以下である。このように微細な間隔で結晶片が分散した組織では、耐熱性が高い傾向にある。

板材の厚さ方向の断面において、結晶片の面密度は、好ましくは２×１０⁶個／ｃｍ²以上９×１０⁷個／ｃｍ²以下である。面密度は、断面ＳＥＭ写真（倍率＝５０００倍）において、視野内の結晶片を計数し、視野の面積で除することにより求めるものとする。視野範囲は、１００μｍ×１００μｍとする。

＜マグネシウム合金形材＞
次に、本実施形態のマグネシウム合金形材について説明する。当該マグネシウム合金形材は、典型的には、前述のマグネシウム合金板材を押出加工することにより製造される、押出形材である。

図１１は、マグネシウム合金形材の一例を示す概略図である。マグネシウム合金形材４００の軸方向に垂直な断面は長方形でない。すなわち形材の断面は、前述の板材の断面と異なる形状を有する。本実施形態のマグネシウム合金形材の断面形状は、長方形でない限り、いかなる形状であってもよい。すなわち本実施形態の形材は、棒材、管材および線材も含むものとする。形材は、断面に中空部を有する中空形材であってもよいし、断面に中空部を有しない中実形材であってもよい。

《形材の合金組成》
形材の合金組成は、前述の板材の合金組成と同じであってよい。すなわち本実施形態のマグネシウム合金形材は、Ｙを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、Ｚｎを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がＭｎからなる。ここでＹの含有量をＣ_Y〔原子％〕、Ｚｎの含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、上記式（Ｉ）および（ＩＩ）が満たされる。

さらにマグネシウム合金形材は、板材の説明において示したＡｌ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｙｂ、Ｔｂ、Ｔｍ、Ｄｙ、ＨｏおよびＮｄからなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有することができる。不可避的不純物についても板材と同様である。

《形材の合金組織》
図９は、マグネシウム合金形材の断面ＳＥＭ写真である。かかる断面は、形材の軸方向に垂直な断面である。マグネシウム合金形材４００は、粒状のＬＰＳＯ相４０２を含む。この点において、マグネシウム合金形材の合金組織は、前述のマグネシウム合金板材の合金組織と異なる。

本実施形態において、粒状のＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値は、０μｍを超えて１０μｍ以下であることが好ましい。こうした合金組織を有するマグネシウム合金形材は、機械特性に優れる傾向にある。

投影面積円相当径の最大値は、次のようにして求める。ひとつのマグネシウム合金形材において、図９のような断面ＳＥＭ写真を少なくとも５枚（好ましくは１０枚）、別々に撮影する。その際、断面ＳＥＭ写真内に、中心線偏析に起因するＬＰＳＯ相が含まれるものは、測定対象から除外する。図９の楕円領域に示されるように、ＬＰＳＯ相が凝集して粒状となっている領域を、ひとつの独立したＬＰＳＯ相とみなす。断面ＳＥＭ写真に含まれる独立したＬＰＳＯ相の中で、投影面積円相当径の最大値を求める。同様に各断面ＳＥＭ写真においても最大値をそれぞれ求め、それらのうちの最大値を、ＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値として採用する。投影面積円相当径の最大値は、より好ましくは４μｍ以下であり、特に好ましくは３μｍ以下である。

本実施形態のマグネシウム合金形材は、Ｘ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、ＸＲＤ強度比が１００以下である。

たとえば重力鋳造法で製造され、ＬＰＳＯ相が細かく分断されているビレットを押出加工すると、合金組織が（００２）面に配向しやすいため、ＸＲＤ強度比は１００を超えることになる。一方、ＬＰＳＯ相が網目状に延びている本実施形態のマグネシウム合金板材を押出加工すると、（００２）面に配向し難く、ＸＲＤ強度比は１００以下となる。ＸＲＤ強度比が１００以下であるマグネシウム合金形材は、機械特性に優れる傾向にある。

本発明者の検討によれば、マグネシウム合金形材のＸＲＤ強度比が小さいほど、機械強度の向上が期待できる。ＸＲＤ強度比は、好ましくは５０以下であり、より好ましくは２０以下であり、特に好ましくは１８以下である。なおＸＲＤ強度比は、たとえば１以上である。

以下、実施例を用いて本実施形態をより詳細に説明する。ただし本実施形態は以下の例に限定されるものではない。

＜マグネシウム合金板材およびビレットの製造＞
以下の各製造方法によって、マグネシウム合金板材およびビレットを製造し、機械特性を評価した。

《製造例１−１》
（１）溶湯調製ステップ（Ｓ１０１）
溶解炉を用いて、Ｙ：２原子％、Ｚｎ：１原子％、Ａｌ：０．３原子％、Ｌａ：０．５原子％、残部：Ｍｇからなる合金溶湯を調製した。

（２）鋳造ステップ（Ｓ１０２）
合金溶湯を一般的な重力鋳造装置に供給し、直径が１５０ｍｍであるマグネシウム合金のビレットを製造した。前述の方法に従ってビレットのＤＡＳを測定し、冷却速度を求めた。結果を表１に示す。表１の「ＤＡＳ」の欄において、たとえば「１５〜４０（１７）」との表記は、ＤＡＳの最小値が１５μｍ、最大値が４０μｍ、平均値が１７μｍであったことを示している。また冷却速度の欄において、たとえば「０．７〜１５（１０）」との表記は、ＤＡＳから求めた冷却速度の最小値が０．７℃／秒、最大値が１５℃／秒、平均値が１０℃／秒であったことを示している。

《製造例１−２》
（１）溶湯調製ステップ（Ｓ１０１）
図１に示す溶解炉１０において、Ｙ：２原子％、Ｚｎ：１原子％、残部：Ｍｇからなる合金溶湯１を調製した。

（２）鋳造ステップ（Ｓ１０２）
合金溶湯１を双ロール５０に供給し、厚さが４ｍｍであるマグネシウム合金板材を製造した。マグネシウム合金板材を切断して厚さ方向の断面を得た。当該断面の表層部において、ＤＡＳを測定し、冷却速度を求めた。結果を表１に示す。

《製造例１−３》
（１）溶湯調製ステップ（Ｓ１０１）
図１に示す溶解炉１０において、Ｙ：２原子％、Ｚｎ：１原子％、Ａｌ：０．３原子％、Ｌａ：０．５原子％、残部：Ｍｇからなる合金溶湯１を調製した。

（２）鋳造ステップ（Ｓ１０２）
合金溶湯１を双ロール５０に供給し、厚さが４ｍｍであるマグネシウム合金板材を製造した。製造例１−２と同様にＤＡＳを測定し、冷却速度を求めた。結果を表１に示す。

＜マグネシウム合金板材およびビレットの評価＞
《ＸＲＤ強度比の測定》
マグネシウム合金板材およびビレットのＸＲＤ分析を行い、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除することにより、ＸＲＤ強度比を求めた。結果を表１に示す。分析条件は次のとおりである。

（ＸＲＤ分析条件）
Ｘ線源 ：Ｃｕ
励起条件：４５ｋＶ、４０ｍＡ
測定範囲：２θ＝３°〜８０°（ステップ幅＝０．０３°）
積算時間：１秒。

《０．２％耐力の測定》
０．２％耐力は、「金属材料引張試験方法 ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）」に準拠して、汎用の引張試験機を用いて測定した。試験片には、板材またはビレットを同規格に規定される１４Ａ号試験片に加工したものを用いた。測定は、歪速度を４×１０^-4／秒として、常温と２００℃とでそれぞれ行った。結果を表１に示す。ここで常温は、２３℃±５℃の温度範囲を示している。

表１から分かるように、溶湯調製ステップにおいて、Ｙを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、Ｚｎを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がＭｎからなり、「Ｃ_Y＞２／３Ｃ_ZnかつＣ_Y＜Ｃ_Zn＋４」となる関係を満たすように、合金溶湯を調製し、双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上２５００℃／秒以下の冷却速度で鋳造されたマグネシウム合金板材は、かかる条件を満たさない条件で鋳造されたマグネシウム合金のビレットに比し、機械特性（常温および２００℃における０．２％耐力）が向上している。

表１より、本実施形態に従うマグネシウム合金板材は、常温における０．２％耐力が２５０ＭＰａ以上となり得ることが分かる。また本実施形態に従うマグネシウム合金板材は、２００℃における０．２％耐力が２００ＭＰａ以上となり得ることが分かる。常温および２００℃におけるマグネシウム合金板材の０．２％耐力の上限は、たとえば６００ＭＰａであってもよい。

図４および図５は、製造例１−３によって製造されたマグネシウム合金板材の横断面のＳＥＭ写真（倍率＝５０００倍）である。図４は、板材の内部であり、図５は、板材の表層部である。図４および図５に示されるように、マグネシウム合金板材２００では、合金組織内を網目状に延びるＬＰＳＯ相２０２と、ＬＰＳＯ相２０２の少なくとも一部（少なくとも１本の網糸）と交差するように延びる複数の結晶片２０３とが確認できる。図４および図５において、結晶片は針状を呈している。結晶片のアスペクト比は５以上５０以下であった。

表層部および内部において、隣接する２つの結晶片の間隔を測定した。一例として図４には、間隔が２．９３μｍであった部分を、図５には、間隔が３．０６μｍであった部分をそれぞれ示している。間隔の平均は、１．２μｍであった。

図６および図７は、製造例１−１によって製造されたマグネシウム合金のビレットの断面ＳＥＭ写真（倍率＝５０００倍）である。図６は、ビレットの内部であり、図７は、ビレットの表層部である。ビレット３００は、α−Ｍｇ相３０１と、ＬＰＳＯ相３０２とを含む。しかし図４および図５等と比較すると、特に表層部（図７）において、ＬＰＳＯ相３０２が細かく分断されている。また図４等で確認された針状の結晶片が存在していない。これらの合金組織の違いが、機械特性および耐熱性の差に表れていると考えられる。

＜マグネシウム合金形材の製造＞
《製造例２−１》
（３）押出加工ステップ（Ｓ１０４）
上記の製造例１−１で製造されたマグネシウム合金のビレットを、押出比＝１０、押出温度＝３５０℃で押出加工することにより、マグネシウム合金形材（押出形材）を製造した。

《製造例２−２》
上記の製造例１−２で製造されたマグネシウム合金板材を、押出比＝１０、押出温度＝３５０℃で押出加工することにより、マグネシウム合金形材を製造した。

《製造例２−３》
上記の製造例１−２で製造されたマグネシウム合金板材を、押出比＝１０、押出温度＝４００℃で押出加工することにより、マグネシウム合金形材を製造した。

＜マグネシウム合金形材の評価＞
《ＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値の測定》
前述の方法に従って、投影面積円相当径の最大値を測定した。結果を表２に示す。表２中、投影面積円相当径は「円相当径」と略記している。

《ＸＲＤ強度比および０．２％耐力の測定》
前述の方法でＸＲＤ強度比、ならびに常温および２００℃での０．２％耐力を測定した。結果を表２に示す。

表２中、元材の欄に示す「１−２」等の表記は、製造例１−２で製造されたマグネシウム合金板材を押出加工したことを示している。

表２から分かるように、ＬＰＳＯ相の投影面積円相当径の最大値が０μｍを超えて１０μｍ以下となるように押出加工されたマグネシウム合金形材、ならびにＸＲＤ強度比が１００以下となるように、押出加工されたマグネシウム合金形材は、かかる条件を満たさない条件で押出加工されたマグネシウム合金形材に比し、機械特性（０．２％耐力）が向上している。

表２より、本実施形態に従うマグネシウム合金形材は、常温における０．２％耐力が４００ＭＰａ以上となり得ることが分かる。また本実施形態に従うマグネシウム合金形材は、２００℃における０．２％耐力が２９０ＭＰａ以上となり得ることが分かる。常温および２００℃におけるマグネシウム合金形材の０．２％耐力の上限は、たとえば６００ＭＰａであってもよい。

＜マグネシウム合金板材（圧延材）の製造＞
《製造例３−１》
（４）圧延加工ステップ（Ｓ１０３）
上記の製造例１−１で製造されたビレットを、圧延温度＝３５０℃、総圧下率＝８０％で圧延加工することにより、マグネシウム合金板材を製造した。

《製造例３−２》
上記の製造例１−２で製造されたマグネシウム合金板材を、圧延温度＝３５０℃、総圧下率＝５０％で圧延加工することにより、マグネシウム合金板材を製造した。

《製造例３−３》
上記の製造例１−３で製造されたマグネシウム合金板材を、圧延温度＝４００℃、総圧下率＝８３％で圧延加工することにより、マグネシウム合金板材を製造した。

＜マグネシウム合金板材（圧延材）の評価＞
《ＸＲＤ強度比の測定》
前述の方法に従ってＸＲＤ強度比を測定した。結果を表３に示す。

《引張強さの測定》
引張強さは、「金属材料引張試験方法 ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）」に準拠して、汎用の引張試験機を用いて測定した。試験片は、耐力の測定と同様に、１４Ａ号試験片とした。引張強さは、常温と２００℃とでそれぞれ測定した。結果を表３に示す。

表３より、圧延加工されたマグネシウム合金板材は、優れた引張強さを示している。そして本実施形態に従うマグネシウム合金板材は、常温における引張強さが３２０ＭＰａ以上となり得ることが分かる。さらに本実施形態に従うマグネシウム合金板材は、２００℃における引張強さが２７０ＭＰａ以上となり得ることが分かる。常温および２００℃におけるマグネシウム合金板材の引張強さの上限は、たとえば６００ＭＰａであってもよい。

《圧延条件の検討》
圧延加工ステップにおける圧延条件の検討を行った。製造例１−２で製造されたマグネシウム合金板材を用いて、表４に示す各条件で圧延加工（１パス）をそれぞれ行い、割れの発生有無を確認した。表４中、たとえば１パス当たりの圧下率が５％である列と、圧延温度が２５０℃である行とが交差する欄の記載は、圧下率が５％でかつ圧延温度が２５０℃の条件で圧延加工したマグネシウム合金板材では、割れが発生したことを示している。これに対し、表４中「良好」とは割れが発生しなかったことを示している。

表４より、圧延温度をＴ〔℃〕、１パス当たりの圧下率をＲ〔％〕とするとき、Ｔ≧５／２Ｒ＋３１０となる関係が満たされるように、マグネシウム合金板材を圧延加工することにより、割れの発生を抑制できることが分かる。

今回開示された実施形態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形態および実施例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 合金溶湯
２ 鋳造板材
１０ 溶解炉
１１ 坩堝
１２，２２，３２ ヒータ
１３ 筐体
１４，３４ ガス導入配管
１５，３５ ガス排出配管
２０ 移送樋
２１ バルブ
３０ タンディッシュ
３６ 液面センサ
４０ 供給部
４１ ノズル
５０ 双ロール
５１ 第１ロール
５２ 第２ロール
５３ 中心線
１００ 鋳造装置
２００ マグネシウム合金板材
２０１，３０１ α−Ｍｇ相
２０２，３０２，４０２ ＬＰＳＯ相（長周期積層構造相）
２０３ 結晶片
２０４ 長軸径
２０５ 短軸径
３００ ビレット
４００ マグネシウム合金形材
５００ 領域

Claims (13)

1. イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、
   前記イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、前記亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
   Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
   Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
   を満たす、合金溶湯を調製するステップと、
   双ロール鋳造法により、６００℃／秒以上２５００℃／秒以下の冷却速度で、前記合金溶湯からマグネシウム合金板材を製造するステップと、を備える、マグネシウム合金板材の製造方法。
2. 前記マグネシウム合金板材を圧延加工するステップをさらに備える、請求項１に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
3. 前記圧延加工するステップにおいて、圧延温度をＴ〔℃〕、１パス当たりの圧下率をＲ〔％〕とするとき、下記式（ＩＩＩ）：
   Ｔ≧５／２Ｒ＋３１０ （ＩＩＩ）
   が満たされるように、前記マグネシウム合金板材を圧延加工する、請求項２に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
4. 請求項１に記載の前記マグネシウム合金板材を押出加工するステップを備える、マグネシウム合金形材の製造方法。
5. 前記押出加工するステップでは、それにより得られるマグネシウム合金形材のＸ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、Ｘ線回折強度比が１００以下となるように、押出加工する、請求項４に記載のマグネシウム合金形材の製造方法。
6. イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、
   前記イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、前記亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
   Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
   Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
   を満たし、
   厚さ方向の断面において、
   合金組織内を網目状に延びる長周期積層構造相と、
   前記合金組織内に分散し、前記長周期積層構造相の少なくとも一部と交差するように延びる複数の結晶片と、を含む、マグネシウム合金板材。
7. 前記断面のうち、前記マグネシウム合金板材の表面から、前記厚さ方向に１／４の厚さまでの範囲に亘る表層部において、
   隣接する２つの前記結晶片の間隔の平均は、０μｍを超えて１０μｍ以下である、請求項６に記載のマグネシウム合金板材。
8. 前記結晶片は、長軸径を短軸径で除した値であるアスペクト比が５以上５０以下である、請求項６または請求項７に記載のマグネシウム合金板材。
9. デンドライドアーム間隔は、１μｍ以上５μｍ以下である、請求項６〜請求項８のいずれか１項に記載のマグネシウム合金板材。
10. アルミニウム、ランタン、ガドリニウム、マンガン、ジルコニウム、シリコン、セリウム、サマリウム、イッテルビウム、テルビウム、ツリウム、ジスプロシウム、ホルミウムおよびネオジムからなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有する、請求項６〜請求項９のいずれか１項に記載のマグネシウム合金板材。
11. イットリウムを０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、亜鉛を０．０１原子％以上１０原子％以下含有し、残部がマグネシウムからなり、
    前記イットリウムの含有量をＣ_Y〔原子％〕、前記亜鉛の含有量をＣ_Zn〔原子％〕とするとき、下記式（Ｉ）および（ＩＩ）：
    Ｃ_Y＞２／３Ｃ_Zn （Ｉ）
    Ｃ_Y＜Ｃ_Zn＋４ （ＩＩ）
    を満たし、
    合金組織内に粒状の長周期積層構造相を含み、
    Ｘ線回折パターンにおいて、（００２）面からの回折強度を、（１０２）面からの回折強度で除した値である、Ｘ線回折強度比が１００以下である、マグネシウム合金形材。
12. 中心線偏析に起因する前記長周期積層構造相を除く、前記長周期積層構造相の投影面積円相当径の最大値は、０μｍを超えて１０μｍ以下である、請求項１１に記載のマグネシウム合金形材。
13. アルミニウム、ランタン、ガドリニウム、マンガン、ジルコニウム、シリコン、セリウム、サマリウム、イッテルビウム、テルビウム、ツリウム、ジスプロシウム、ホルミウムおよびネオジムからなる群より選択される少なくとも１種の元素を、合計で０原子％を超え１原子％以下含有する、請求項１１または請求項１２に記載のマグネシウム合金形材。