JP2019524988A - マグネシウム合金材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、マグネシウム合金材およびその製造方法に関する。本発明の一実施形態は、全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むマグネシウム合金材でかつ、上記マグネシウム合金材の全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有するものであるマグネシウム合金材を提供する。

Description

本発明の一実施形態は、マグネシウム合金材およびその製造方法に関する。

最近、ＬＥＤ産業の持続的な発展に伴い、数十から数百ワット級の高出力ＬＥＤ照明の開発が活発になっている。これにより、ＬＥＤから発生する熱を放出するための放熱部品の大きさおよび重量が大きくなり、この問題を解決することが極めて重要になっている。放熱部品の重量はＬＥＤ照明の全体重量の約８０％を占めるので、放熱部品を軽量化することによってＬＥＤ効率を効果的に上昇させることができる。そのため、放熱部品の軽量化が必須である。

これに関連する軽量化金属としては、マグネシウムが注目されている。マグネシウムの密度は１．７４ｇ／ｃｍ^３であって、アルミニウムおよび鉄鋼を含む構造用金属のうち最も軽い金属に分類される。また、純粋なマグネシウムの熱伝導度は１５５Ｗ／ｍＫ水準であって、比重を考慮すれば極めて優れた水準である。ただし、商用マグネシウム合金の熱伝導度は８０Ｗ／ｍＫ水準で、純粋なマグネシウムより低いことが分かる。

これは、機械的強度向上のために添加した合金成分と製造工程に起因するものでありうる。添加される合金成分の固溶度、金属間化合物、電位などの内部物質または欠陥などが熱伝導度を妨げるからである。

韓国登録特許第１５１６３７８号公報では、高熱伝導マグネシウム合金板材の製造方法について開示されている。ただし、上記特許の場合、熱伝導度に優れたマグネシウム合金を開示しているものの、マグネシウム合金薄板について開示しているので、放熱板の用途に用いるためには追加の成形を必要とする。

また、上記マグネシウム合金薄板の熱伝導度は１２０Ｗ／ｍＫ水準で、純マグネシウム（１５５Ｗ／ｍＫ）に比べて不足するため、放熱板市場の既存の素材を代替するにはまだ不十分な側面がある。

そこで、本発明の一実施形態では、不必要な合金元素を除去し、製造工程を従来技術と異なって制御することによって、マグネシウム合金材の微細組織を制御することができる。これによって、熱伝導度がさらに優れたマグネシウム合金材を提供することができる。

マグネシウム合金材およびその製造方法を提供する。

本発明の一実施形態のマグネシウム合金材は、全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むマグネシウム合金材でかつ、前記マグネシウム合金材の全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有するものであるマグネシウム合金材を提供することができる。 前記マグネシウム合金材の平均結晶粒径は１０μｍ〜２０μｍであってもよい。
前記マグネシウム合金材の熱伝導度は１３５Ｗ／ｍＫ以上であってもよい。

本発明の他の実施形態のマグネシウム合金材の製造方法は、合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階と、前記ビレットを均質化熱処理する段階と、前記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階と、前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階と、前記製造された押出材を熱処理する段階と、を含むことができる。
前記製造された押出材を熱処理する段階は、２００℃〜４００℃の温度範囲で熱処理するものであってもよい。より具体的には、０．５時間〜２時間熱処理するものであってもよい。
前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階は、直接押出方式で熱間押出してもよい。
前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階は、３５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱間押出してもよい。より具体的には、１０〜３０ｍｐｍの速度で熱間押出してもよい。
前記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階は、間接加熱方式の加熱炉で予熱してもよい。より具体的には、３５０℃〜５５０℃の温度範囲で予熱してもよい。
前記ビレットを均質化熱処理する段階は、４００℃〜５００℃の温度範囲で均質化熱処理してもよい。より具体的には、１０時間〜１６時間均質化熱処理してもよい。

合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階において、前記溶湯の全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むことができる。
また、合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階は、６５０℃〜７５０℃の温度範囲で連続鋳造してもよい。
また、前記合金溶湯を５０〜１５０ｍｍ／ｍｉｎの速度範囲で連続鋳造してもよい。

前記マグネシウム合金材の全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有してもよい。
前記マグネシウム合金材の平均結晶粒径は１０μｍ〜２０μｍであってもよい。
前記マグネシウム合金材の熱伝導度は１３５Ｗ／ｍＫ以上であってもよい。

本発明の一実施形態によれば、熱伝導性に優れた高放熱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ができる。

本発明の一実施形態のマグネシウム合金材の製造方法で用いる直接押出機の模式図を示すものである。 実施例の押出後の熱処理温度による微細組織と、比較例１の圧延後の熱処理温度による微細組織とを光学顕微鏡で観察して示すものである。 本願の実施例と比較例５により、Ｃａ成分の添加の有無による押出材の表面特性を比較して示すものである。

本発明の利点および特徴、そしてそれらを達成する方法は、添付した図面と共に詳細に後述する実施例を参照すれば明確になる。しかし、本発明は、以下に開示される実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で実現可能であり、単に本実施例は本発明の開示が完全になるようにし、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものであり、本発明は請求項の範疇によってのみ定義される。明細書全体にわたって同一の参照符号は同一の構成要素を指し示す。

したがって、いくつかの実施例において、よく知られた技術は、本発明が曖昧に解釈されることを避けるために具体的に説明されない。別の定義がなければ、本明細書で使用されるすべての用語（技術および科学的用語を含む）は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に共通して理解できる意味で使用される。明細書全体において、ある部分がある構成要素を「含む」とするとき、これは、特に反対の記載がない限り、他の構成要素を除くのではなく、他の構成要素をさらに包含できることを意味する。また、単数形は、文章で特に言及しない限り、複数形も含む。

本発明の一実施形態のマグネシウム合金材は、全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むマグネシウム合金材を提供することができる。

このとき、上記マグネシウム合金材の全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有するものであるマグネシウム合金材であってもよい。
より具体的には、上記マグネシウム合金材の微細組織は、変形組織および二次相がほとんど存在しない完全再結晶組織であってもよい。
よりさらに具体的には、上記マグネシウム合金材は、後述するマグネシウム合金材の製造方法によって、上記のような完全再結晶組織のマグネシウム合金材を得ることができる。

上記マグネシウム合金材の平均結晶粒径は１０μｍ〜２０μｍであってもよい。
後述するマグネシウム合金材の製造方法のうち熱処理段階によって、上記マグネシウム合金材の平均結晶粒径を上記のように制御することができる。マグネシウム合金材の平均結晶粒径が上記範囲の場合、熱伝導度を多少向上させることができる。

また、本明細書において、結晶粒径とは、測定単位内に存在する結晶粒の直径を意味する。もし、結晶粒径が非球形の場合、上記非球形物質を球形に近似して計算した球の直径を意味する。

下記では、本発明において、合金の成分および組成範囲を限定した理由について説明する。 マンガン（Ｍｎ）は０．８〜１．８重量％を含むことができる。
より具体的には、上記マンガンが０．８重量％未満の場合、マグネシウム合金材の強度が過度に劣ることがある。反面、１．８重量％を超える場合、二次相が多く生成されることによって、熱伝導性が低下することがある。

カルシウム（Ｃａ）は０．２重量％以下（０％を除く）で含むことができる。
より具体的には、カルシウムは、微量添加のとき、合金自体の発火温度を上昇させて発火を抑制する役割を果たす。また、熱間押出工程のとき、表面クラックを防止する役割もする。ただし、０．２重量％を超えて含まれる場合、Ｍｇ_２Ｃａなどの二次相を形成することがある。また、熱伝導度の側面では、合金元素の添加量を最小限にするほど有利である。したがって、最大添加量を上記範囲とする場合、二次相の形成なく、熱伝導度に優れたマグネシウム合金材を製造することができる。

これにより、上記マグネシウム合金材の熱伝導度は１３５Ｗ／ｍＫ以上であってもよい。より具体的には、１３５〜１４５Ｗ／ｍＫであってもよい。

本発明の他の実施形態のマグネシウム合金材の製造方法は、合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階と、上記ビレットを均質化熱処理する段階と、上記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階と、上記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階と、上記押出された押出材を熱処理する段階と、を含むことができる。

まず、合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階と、を行うことができる。
上記合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階において、上記合金溶湯の全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃａ：０．２％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むことができる。

上記合金溶湯の成分および組成を限定した理由は、先にマグネシウム合金材の成分および組成を限定した理由と同一であるので、省略する。 より具体的には、合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階は、６５０℃〜７５０℃の温度範囲で連続鋳造してもよい。
上記連続鋳造速度は５０ｍｍ／ｍｉｎ〜１５０ｍｍ／ｍｉｎの速度であってもよい。
また、鋳造速度と連動するビレット切断装置を用いて連続鋳造が可能であり、電磁場工法（ＥＭＣ／ＥＭＳ）を用いてビレット内外部の欠陥を最小化することができる。

この後、上記ビレットを均質化熱処理する段階と、を行うことができる。
より具体的には、上記ビレットを４００℃〜５００℃の温度範囲で均質化熱処理してもよい。
よりさらに具体的には、上記ビレットを１０時間〜１６時間均質化熱処理してもよい。

上記ビレットを低すぎる温度または短すぎる時間の間均質化熱処理する場合、鋳造のときに発生した不均一な微細組織の均質化処理がうまく行われないことがある。これによって、後続の押出工程のとき、押出圧力が高くなりうる。反面、上記ビレットを高すぎる温度または長すぎる時間の間均質化熱処理する場合、一部の濃化層および偏析帯で局部的な溶融が発生しうる。これによって、ビレットの欠陥がもたらされかねない。

この後、上記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階と、を行うことができる。
上記均質化熱処理されたビレットを間接加熱方式の加熱炉で予熱してもよい。 より具体的には、上記均質化熱処理されたビレットを直接加熱方式の加熱炉で予熱する場合、直接的な火花によって局部的に表面が過熱することがある。これによって、表面が溶融して火災の危険がありうる。したがって、上記ビレットを間接加熱方式の加熱炉で予熱可能である。
よりさらに具体的には、上記間接加熱方式の加熱炉は、高周波または低周波誘導電流を用いるインダクションヒータ方式を例に挙げることができる。ただし、これに制限するわけではなく、トーチなどのように直接的に火花の出る方式でなければすべて可能である。

より具体的には、上記均質化熱処理されたビレットを３５０℃〜５５０℃の温度範囲で予熱してもよい。
よりさらに具体的には、上記均質化熱処理されたビレットを３５０℃未満で予熱する場合、後述する熱間押出段階でビレットを塑性変形させるための応力が増加し、高い押出圧力によって押出機が負荷を多く受ける。これによって押出速度を速くすることが難しいため、生産性が低下する。

反面、上記均質化熱処理されたビレットを５５０℃超過で予熱する場合、後述する熱間押出段階での押出のとき、押出速度を速く制御することによって、押出ダイとの摩擦および塑性変形による熱の発生で上記ビレットの表面が素材の固相線温度を超えることがある。その結果、上記ビレットの表面に局部的に溶融して欠陥が発生しうる。また、過熱によって異常な粗大結晶粒が現れることがあり、これは、表面欠陥をもたらしかねない。

上記均質化熱処理されたビレットを上記時間の間予熱することによって、後述する熱間押出段階で押出機に大きな負荷を与えず、かつ、表面欠陥なく簡単に押出することができる。

この後、上記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階を行うことができる。より具体的には、前述した上記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階によって、予熱されたビレットの熱気が冷める前に速やかに熱間押出することができる。 より具体的には、上記予熱されたビレットを直接押出方式で熱間押出してもよい。よりさらに具体的には、直接押出機を用いて熱間押出してもよい。 これは、本願の図１に開示された通りである。
本願の図１は、本発明の一実施形態のマグネシウム合金材の製造方法で用いる直接押出機の模式図を示すものである。

よりさらに具体的には、上記直接押出機のラム４１に圧力を加えることによって、コンテナ３１に装入されていたビレット１１は、ダイ２１を介して押出材１２に製造される。したがって、上記押出材１２は、ラム４１の進行方向と同じ方向に進行する直接押出方式を利用して製造される。

このとき、上記ダイ２１は、熱変形を最小化するために、季節別または押出状況別に温度調節可能に設計されたものを用いることができる。これに加えて、多段金型、支持台などを含んでもよい。

上記予熱されたビレットを３５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱間押出してもよい。
より具体的には、上記予熱されたビレットを上記温度範囲で熱間押出することによって、押出機に大きな負荷を与えず、表面欠陥なく簡単に押出材を製造することができる。

上記予熱されたビレットを１０〜３０ｍｐｍの速度で熱間押出してもよい。
より具体的には、熱間押出速度が遅すぎる場合、生産性が著しく低下することがある。反面、押出速度が速すぎる場合、押出圧力が過度に高くなるので、押出機は過負荷を受けることがある。また、一部の高い温度と高い速度区間では、局部溶融によって表面クラックが発生しうる。

この後、上記製造された押出材を熱処理する段階を含むことができる。
より具体的には、上記製造された押出材を熱処理する段階において、上記押出材を２００℃〜４００℃の温度範囲で熱処理してもよい。
より具体的には、上記押出材を０．５時間〜２時間熱処理してもよい。
上記製造された押出材を上記温度範囲および上記時間の間熱処理することによって、前述した熱間押出段階で発生した変形組織と残留応力などを緩和させることができる。これによって、全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有するマグネシウム合金材を得ることができる、したがって、上記マグネシウム合金材の熱伝導度は１３５Ｗ／ｍＫ以上であってもよい。

以下、実施例を通じて詳しく説明する。ただし、下記の実施例は本発明を例示するものに過ぎず、本発明の内容が下記の実施例によって限定されるものではない。

（実施例）
全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含む合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備した。

この後、上記ビレットを４００℃で１６時間均質化熱処理した。
この後、上記均質化熱処理されたビレットを４３０℃で４時間予熱した。
この後、上記予熱されたビレットを直接熱間押出機を用いて熱間押出した。このとき、４３０℃で１５ｍｐｍの速度で熱間押出して押出材を製造した。
この後、上記押出された押出材を３００℃で１時間熱処理して最終マグネシウム合金材を得た。

（比較例１）
全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｂｅ：８〜１５ｐｐｍ、Ｃａ：０．２％以下（０％を除く）、および残部Ｍｇを含むマグネシウム合金をストリップキャスティングして板材を準備した。
この後、上記板材を本願の実施例と同じ条件で均質化熱処理した。
この後、上記均質化熱処理された板材を１５０℃〜３００℃の温度で温間圧延した。

（比較例２）
商用ＡＺ３１マグネシウム合金を準備した。

（比較例３）
商用ＡＺ６１マグネシウム合金を準備した。

（比較例４）
商用ＳＴＳ３０４ステンレス鋼を準備した。

（比較例５）
全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含む合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備した。上記実施例と比較して、Ｃａ成分を含まない点を除けば、同じ成分および組成の合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備した。

この後、上記ビレットを均質化熱処理する段階と、上記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階と、上記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階と、上記押出された押出材を熱処理する段階も、上記実施例と同じ条件下で行ってマグネシウム合金材を製造した。

（実験例：熱伝導度比較実験）
この後、上記準備された実施例と比較例１〜４の熱伝導度を比較実験した。このとき、上記熱伝導度は、試験片を直径１０〜１３ｍｍ、厚さ２．０〜３．０ｍｍの円形ディスク形態に加工した後、２５℃で熱定数測定装置を用いて測定した。その結果は、下記表１に開示された通りである。

上記表１に開示されているように、本願の実施例と、商用合金である比較例１〜４の熱伝導度を比較して示した。
その結果、本願の実施例は、比較例１〜４に比べて熱伝導度が著しく優れていることを確認できる。

より具体的には、上記比較例１の場合、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂｅ、およびＣａをすべて含む合金溶湯をストリップキャスティング後、温間圧延によりマグネシウム合金板材を製造した場合である。上記表１に開示されているように、本願の実施例は、上記比較例１に比べて熱伝導度に優れていることが分かるが、これは、上記実施例および比較例１の微細組織を通して説明することができる。

上記実施例および比較例１の微細組織は、本願の図２に開示されている。
図２は、実施例の押出後の熱処理温度による微細組織と、比較例１の圧延後の熱処理温度による微細組織とを光学顕微鏡で観察して示すものである。

より具体的には、図２は、押出して製造された上記実施例と、ストリップキャスティング法で製造された上記比較例１とを、本発明の一実施形態による熱処理条件内で温度を変化させていきながら微細組織を観察した。このとき、熱処理時間は、各温度１時間で行った。

本願の図２に開示されているように、上記比較例１の場合、焼成加工によって発生した剪断帯、双晶欠陥などの変形組織が多く観察される。それだけでなく、上記比較例１の場合、累積圧下による残留応力も多く蓄積されていると見られる。

反面、本願の実施例の場合、熱間押出する段階によって製造された押出材の微細組織（実施例のＡｓ−ｅｘｔｒｕｄｅｄ）でアニーリング処理をしたように、一部の再結晶組織を確認できる。ただし、一部の双晶組織と二次相（黒色粒子）も確認されるものの、上記比較例１に比べて変形組織の分率がはるかに低いことを肉眼でも確認できる。これにより、ストリップキャスティングおよび温間圧延によって製造された上記比較例１の場合、圧延後、本願の実施例と同じ温度および時間で後続の熱処理を進行させても、変形組織が多量残留することを確認できる。

反面、本願の実施例の場合、熱処理を施す前、製造された押出材（実施例のＡｓ−ｅｘｔｒｕｄｅｄ）に蓄積された内部応力、変形組織、および二次相などの分率が全体微細組織の分率に比べて著しく少なかったことから、後続の熱処理を進行させると、回復および再結晶が円滑に起こることを確認できた。その結果、全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を確認できた。

これに加えて、本願の実施例は、結晶粒径も相対的に粗大であることが分かる。つまり、上記比較例１の微細組織に比べて、本願の実施例の微細組織は、熱伝導度を妨げる因子が著しく少ないことが分かる。

これにより、表１に開示されているように、上記比較例１の熱伝導度は１２０Ｗ／ｍＫ水準であるのに対し、本願の実施例は、上記比較例１に比べて２０Ｗ／ｍＫ高い水準の熱伝導度を有することを確認できる。これは、純粋なマグネシウム金属の熱伝導度が１５５Ｗ／ｍＫ水準であり、商用マグネシウム合金の熱伝導度が８０Ｗ／ｍＫ水準であることと比べると、非常に優れた数値であることが分かる。

このような特徴は、本願で不必要な合金元素を低減し、マグネシウム合金材の製造段階で工程条件を制御して、残留応力、二次相、および変形組織などがほとんど存在しない再結晶済みの微細組織を得たことによる結果である。より具体的には、全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織が形成されたことによる結果である。

また、本願の図３は、本願の実施例と比較例５により、Ｃａ成分の添加の有無による押出材の表面特性を比較して示すものである。

そこで、本願の図３に開示されているように、Ｃａ成分が含まれる本願の実施例の場合、上記Ｃａ成分を微量含むことによって合金の発火温度を上昇させるので、熱間押出のとき、表面クラックが抑制されたことを確認できる。これによって、表面形状に優れていることを確認できる。

反面、Ｃａを微量含まない比較例５の場合、発火温度が低いので、熱間押出のとき、表面クラックによって、マグネシウム合金の表面形状が劣ることを確認できる。このような理由から、Ｃａを微量添加することが生産性の側面で重要であることが分かる。

以上、添付した図面を参照して本発明の実施例を説明したが、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明がその技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態で行えることを理解するであろう。

そのため、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。本発明の範囲は、上記の詳細な説明よりは後述する特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲の意味および範囲、そしてその均等概念から導出されるすべての変更または変更された形態が本発明の範囲に含まれると解釈されなければならない。

１：直接押出方式の押出機
１１：ビレット
１２：押出材
２１：ダイ（Ｄｉｅ、押出金型）
２２：ダイホルダ（Ｄｉｅ Ｈｏｌｄｅｒ、押出金型支持台）
３１：コンテナ
４１：ラム（Ｒａｍ、油圧によって移動する部品）

Claims (18)

1. 全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含むマグネシウム合金材で、かつ、
   前記マグネシウム合金材の全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有する、マグネシウム合金材。
2. 前記マグネシウム合金材の平均結晶粒径は１０μｍ〜２０μｍである、請求項１に記載のマグネシウム合金材。
3. 前記マグネシウム合金材の熱伝導度は１３５Ｗ／ｍＫ以上である、請求項２に記載のマグネシウム合金材。
4. 溶湯全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含む合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階と、
   前記ビレットを均質化熱処理する段階と、
   前記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階と、
   前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階と、
   前記製造された押出材を熱処理する段階と、を含む、マグネシウム合金材の製造方法。
5. 前記製造された押出材を熱処理する段階において、
   ２００℃〜４００℃の温度範囲で熱処理をする、請求項４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
6. 前記製造された押出材を熱処理する段階において、
   ０．５時間〜２時間熱処理をする、請求項５に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
7. 前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階において、
   直接押出方式で熱間押出をする、請求項４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
8. 前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階において、
   ３５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱間押出をする、請求項７に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
9. 前記予熱されたビレットを熱間押出して押出材を製造する段階において、
   １０〜３０ｍｐｍの速度で熱間押出をする、請求項８に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
10. 前記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階において、
    間接加熱方式の加熱炉で予熱をする、請求項４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
11. 前記均質化熱処理されたビレットを予熱する段階において、
    ３５０℃〜５５０℃の温度範囲で予熱をする、請求項１０に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
12. 前記ビレットを均質化熱処理する段階において、
    ４００℃〜５００℃の温度範囲で均質化熱処理をする、請求項４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
13. 前記ビレットを均質化熱処理する段階において、
    １０時間〜１６時間均質化熱処理をする、請求項１２に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
14. 溶湯全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含む合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階において、
    ６５０℃〜７５０℃の温度範囲で連続鋳造をする、請求項４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
15. 溶湯全体１００重量％に対して、Ｍｎ：０．８〜１．８重量％、Ｃａ：０．２重量％以下（０％を除く）、残部Ｍｇ、および不可避不純物を含む合金溶湯を連続鋳造してビレットを準備する段階において、
    ５０〜１５０ｍｍ／ｍｉｎの速度範囲で連続鋳造をする、請求項１４に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
16. 前記マグネシウム合金材は全体微細組織１００体積％に対して、９９体積％以上の再結晶組織を有する、請求項４〜１５のいずれか１項に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
17. 前記マグネシウム合金材の平均結晶粒径が１０μｍ〜２０μｍである、請求項４〜１５のいずれか１項に記載のマグネシウム合金材の製造方法。
18. 前記マグネシウム合金材の熱伝導度が１３５Ｗ／ｍＫ以上である、請求項４〜１５のいずれか１項に記載のマグネシウム合金材の製造方法。