JP2019535893A - 高成形マグネシウム合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、高成形マグネシウム合金板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、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含み、マグネシウム合金板材全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含み、下記式（１）および（２）を満足する、マグネシウム合金板材を提供する。［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）このとき、前記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味する。

Description

本発明の一実施形態は、高成形マグネシウム合金板材およびその製造方法に関する。

最近、モバイルおよびＩＴ分野において軽量化（グラム、ｇｒａｍ）マーケティングが活発に行われている。より具体的には、モバイル機器分野の機能が多様化されるにつれ、製品の重量はより軽いことを要求するのが現状である。これにより、比強度（密度対比強度）に優れたマグネシウム板材への関心が高まっている。

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中で最も軽い金属である。また、振動吸収能、電磁波遮蔽能などに優れていて、モバイルおよびＩＴ分野で注目されている金属である。また、自動車分野においても、欧州を筆頭とする先進国で燃費規制および性能向上を理由に車体重量を軽量化しようとする研究が活発に進められており、これに対応する代替金属としてマグネシウムが浮上している。ただし、マグネシウムは、アルミニウム、ステンレス鋼などの競争素材と比較して、価格が高いことから、軽量化が必ず必要な一部の部品にのみ適用が制限されている。

また、マグネシウムの場合、六方最密構造（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｉｎｇ、ＨＣＰ）によって常温成形が難しいという特徴もある。ただし、製品の適用のためには温間成形工程が必須であるので、温間成形のための金型／加熱装置などの投資費が多く発生する。それだけでなく、金型と素材との間のスティッキング（ｓｔｉｃｋｉｎｇ）現象、スクラッチ現象および加熱のための時間が費やされ、生産性が低下するという特徴がある。したがって、マグネシウム素材の価格だけでなく、マグネシウム合金の加工費用も競争素材に比べて高い問題点がある。

これに基づき、常温成形性を改善するためのマグネシウム合金を開発しているが、価格の高いリチウム元素または希土類元素を添加したり、製造工程が複雑であるので、生産性が低下し、工程費用が多く発生しているのが現状である。

本発明の一実施形態は、マグネシウム合金板材のＺｎ、Ｃａ、Ｍｎ成分の組成範囲とこれらの成分の関係を制御することによって、高成形マグネシウム合金板材およびその製造方法を提供するものである。

具体的には、合金の成分および製造条件によりＭｇ−Ｃａ系の二次相を制御して、成形性に優れたマグネシウム合金板材を提供するものである。

本発明の一実施形態のマグネシウム合金板材は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含み、マグネシウム合金板材全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含むことができる。
前記マグネシウム合金板材は、下記式（１）および（２）を満足できる。
［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
前記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味する。

前記マグネシウム合金板材の｛０００１｝面基準の最大集合強度は、１〜４であってもよい。
前記マグネシウム合金板材の張り出し高さ（ＬＤＨ）は、７〜１０ｍｍであってもよい。
前記マグネシウム合金板材は、平均粒径１〜２０μｍの結晶粒を含むことができる。
前記マグネシウム合金板材は、Ｍｇ−Ｃａ系の二次相を含み、前記二次相の平均粒径は、３０μｍ以下であってもよい。
あるいは、前記マグネシウム合金板材の面積１００μｍ^２あたり１〜２０個の二次相を含むことができる。

本発明の他の実施形態のマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含む合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階、前記鋳造材を均質化熱処理する段階、前記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階、および前記圧延材を最終焼鈍する段階を含むことができる。
このとき、前記合金溶湯全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含み、マグネシウム合金板材は、下記式（１）および（２）を満足できる。
［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
前記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味する。

前記圧延材を最終焼鈍する段階は、２００〜５００℃の温度範囲で実施できる。具体的には、５時間以下（０時間を除く）の間実施できる。

本発明の一実施形態によれば、マグネシウム合金板材のＺｎ、Ｃａ、Ｍｎ成分の組成範囲とこれらの成分の関係を制御して、高成形のマグネシウム合金板材を提供することができる。
具体的には、Ｍｇ−Ｃａ系の二次相を制御して、強度および常温成形性に優れたマグネシウム合金板材を提供することができる。

実施例２と比較例２のマグネシウム合金板材の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。 実施例２と比較例２の二次相の成分をＳＥＭ−ＥＤＳで分析した結果である。 実施例２と比較例３の｛０００１｝面をＸＲＤ極点図法とＥＢＳＤで分析した結果である。

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であろう。しかし、本発明は以下に開示される実施例に限定されるのではなく、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。明細書全体にわたる同一の参照符号は、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、本発明があいまい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はずである。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、文言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板材は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含むマグネシウム合金板材を提供することができる。

マグネシウム合金板材全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含んでもよい。

アルミニウム成分の組成範囲は、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材において、亜鉛、カルシウム、マンガンのような必須の添加元素と比較して、不純物水準に添加される程度であってもよい。

本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の成分および組成を限定した理由を詳細に説明する。

Ｚｎは、３．０重量％以下を含むことができるが、０重量％は除く。
より具体的には、Ｚｎは、０．５〜３．０重量％であってもよい。
より具体的には、亜鉛は、カルシウムと共に添加すると、粒界および双晶系に偏析して非底面再結晶粒の生成および成長に寄与できる。これによって、非底面の軟化現象をもたらして非底面すべりを活性化させることによって、板材の成形性を向上させる役割を果たす。よって、０．５重量％未満で添加する場合、成形性の確保が困難になりうる。

ただし、３．０重量％を超えて添加する場合には、マグネシウム、カルシウムと結合して既存の金属間化合物のほか、追加的な金属間化合物を多量に作るため、成形性に悪影響を及ぼすことがある。また、鋳造時、スティッキング発生が深刻化して成形の困難が発生しうる。これにより、亜鉛を上記範囲だけ含む場合、常温成形性の向上効果を期待できる。

Ｃａは、１．５重量％以下を含むことができるが、０重量％は除く。
より具体的には、Ｃａは、０．１〜１．５重量％であってもよい。
より具体的には、カルシウムは、亜鉛と一緒に添加すると、粒界および双晶系に偏析して非底面再結晶粒の生成および成長に寄与できる。これによって、非底面の軟化現象をもたらして非底面すべりを活性化させることによって、板材の成形性を向上させる役割を果たす。よって、０．１重量％未満で添加する場合、成形性の確保が困難になりうる。

ただし、１．５重量％を超えて添加する場合には、合金溶湯の流動性を減少させて鋳造性が低くなるので、生産性が減少することがあり、圧延時にクラックがよく発生して板材の圧延性が低下することがある。これにより、本発明において、カルシウムを上記範囲だけ含む場合、鋳造性および圧延性を阻害しない範囲で常温成形性の向上効果を期待できる。

Ｍｎは、１．０重量％以下を含むことができるが、０重量％は除く。
より具体的には、マンガンは、再結晶核生成サイトの役割を果たして微細な結晶粒を生成し、後の結晶粒の成長を抑制する役割により微細で均一な結晶粒を提供することができる。これによって、後述する本発明の他の実施形態のマグネシウム合金板材の製造方法のうち、均質化熱処理段階で微細結晶粒を提供することができ、最終マグネシウム合金板材の結晶粒も微細に制御することができる。

したがって、マンガンを上記範囲だけ含む場合、均質化熱処理板材の結晶粒を微細にするので、温間圧延段階で異常な結晶粒成長および剪断バンド（ｓｈｅａｒ ｂａｎｄ）によるオレンジピール、表面クラックなどの欠陥を防止することができる。したがって、圧延性が容易であり得る。また、マンガンを上記範囲だけ含む場合、鉄（Ｆｅ）、シリコン（Ｓｉ）などの不純物を制御して耐食性に優れることができる。
したがって、マンガンの添加により微細な結晶粒を有する板材を製造して、強度および成形性がいずれも優れることができる。

上記マグネシウム合金板材は、下記式（１）および（２）を満足できる。
［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
このとき、上記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味する。

より具体的には、上記式（１）は、３以下であってもよい。
Ｚｎ、Ｃａ成分それぞれの組成範囲だけでなく、成分比を上記式（１）のようにさらに限定することによって、生成される二次相の粗大化を防止することができ、目標とする高強度、高成形の物性を実現することができる。
具体的には、上記マグネシウム合金板材は、式（２）（［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］）を満足できる。具体的には、ＺｎとＣａの組成の合計が、Ｍｎの組成より同一または小さい場合には、圧延性および成形性が低下することがある。

前述した成分および組成範囲を満足するマグネシウム合金板材は、Ｍｇ−Ｃａ系の二次相を含むことができる。このとき、この二次相の平均粒径は、３０μｍ以下であってもよい。具体的には、２５μｍ以下であってもよい。さらに具体的には、２０μｍ以下であってもよい。

本明細書における平均粒径は、測定単位内に存在する球状物質の平均直径を意味する。もし、物質が非球状の場合、この非球状物質を球状に近似して計算した球の直径を意味する。
つまり、このような二次相の粒径範囲は、一般的なマグネシウム合金板材の二次相の粒径に比べて顕著に小さい大きさである。
二次相の平均粒径が３０μｍを超える場合、合金材の成形性を低下させることがある。
後述するが、これは、図面を通して肉眼でも確認できる。

上記マグネシウム合金板材の面積１００μｍ^２あたり１〜２０個の二次相を含むことができる。
二次相の個数が上記の通りである場合、マグネシウム合金板材の強度および成形性に優れることができる。

上記マグネシウム合金板材は、平均粒径１〜２０μｍの結晶粒を含むことができる。
前述したマグネシウム合金板材の成分および組成を制御して、この範囲の結晶粒径を得ることができる。より具体的には、マグネシウム合金板材の結晶粒径が上記範囲の場合、強度に優れることができる。

上記マグネシウム合金板材の｛０００１｝面基準の最大集合強度は、１〜４であってもよい。
マグネシウム合金板材の集合強度が上記範囲であることによって、多様な方位の結晶粒が分布して底面結晶粒（＜０００１＞／／Ｃ軸方位の結晶粒）の分率が小さいことから、成形性に優れたマグネシウム合金板材を提供することができる。

本明細書において、底面結晶粒とは、底面方位を有する結晶粒を意味する。具体的には、マグネシウムは、ＨＣＰ（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｃｌｏｓｅｄ Ｐａｃｋ）結晶構造を有するが、このとき、結晶構造のＣ軸が板材の厚さ方向と平行な方向である時の結晶粒を、底面結晶方位を有する結晶粒（つまり、底面結晶粒）という。したがって、本明細書において、底面結晶粒は、「＜０００１＞／／Ｃ軸」とも表示することができる。

具体的には、マグネシウム合金板材の｛０００１｝面に対する最大集合強度が小さいほど、多様な方位の結晶粒が分布することを意味する。また、多様な方位の結晶粒が分布して底面結晶粒の分率が低いほど、成形性に優れたマグネシウム合金板材を得ることができる。
したがって、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の｛０００１｝面基準の最大集合強度は１〜４であることによって、成形性に優れることができる。

上記マグネシウム合金板材の常温でのエリクセン値は、７〜１０ｍｍであってもよい。
本明細書において、エリクセン値とは、常温でのエリクセン試験により導出される実験値を意味する。さらにより具体的には、エリクセン値は、板材を変形させてカップ（ｃｕｐ）形態に加工する場合に、破断が発生するときまで板材が変形した高さを意味する。
したがって、エリクセン値を通して常温成形性を比較することができる。

上記マグネシウム合金板材の降伏強度は、１７０ＭＰａ以上であってもよい。具体的には、１７０〜２２０ＭＰａであってもよい。
また、上記マグネシウム合金板材の引張強度は、２４０ＭＰａ以上であってもよい。具体的には、２４０〜３００ＭＰａであってもよい。
上記マグネシウム合金板材の延伸率は、２０％以上であってもよい。具体的には、２０〜３０％であってもよい。

ただし、これに限定はない。具体的には、降伏強度、引張強度、および延伸率は優れているほど良いし、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材は、最小下限値以上の機械的物性を実現できることを意味する。

また、前述した本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の強度と延伸率は、ＡＺ系マグネシウム合金に追加の元素を添加する通常の場合と比較して、強度および延伸率に優れた数値である。
そこで、前述のようにマグネシウム合金板材の成分および組成を制御することによって、強度および成形性がいずれも優れたマグネシウム合金板材を提供できるのである。

本発明の他の実施形態のマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含む合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階Ｓ１０；この鋳造材を均質化熱処理する段階Ｓ２０；この均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階Ｓ３０；およびこの圧延材を最終焼鈍する段階Ｓ４０；を含むマグネシウム合金板材の製造方法を提供することができる。

まず、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含む合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階Ｓ１０を実施できる。

上記マグネシウム合金溶湯全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含んでもよい。

具体的には、上記マグネシウム合金溶湯は、下記式（１）および（２）を満足できる。
［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
このとき、上記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味する。

上記合金溶湯の成分および組成範囲を限定した理由は、前述したマグネシウム合金板材の成分および組成範囲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、上記合金溶湯は、重力鋳造、連続鋳造、ストリップキャスティング（薄板鋳造）、砂型鋳造、真空鋳造、遠心鋳造、ダイカスト、またはチクソモールディング法で鋳造することができる。
ただし、これに制限されるわけではなく、鋳造材を製造できる方法であればいずれも可能である。

この後、上記鋳造材を均質化熱処理する段階Ｓ２０を実施できる。
具体的には、３００〜５００℃で実施できる。
さらに具体的には、５〜３０時間実施できる。
さらにより具体的には、上記温度および時間範囲で鋳造材を均質化熱処理することによって過熱を防止することができ、鋳造材の微細組織および偏析が十分に均質化熱処理可能である。

この後、上記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階Ｓ３０を実施できる。
具体的には、１５０〜４００℃の温度範囲で温間圧延することができる。
さらに具体的には、１５０℃未満では、温間圧延をする場合、表面分散型クラックまたはエッジクラックが多量に発生しうる。

反面、４００℃超過で温間圧延をする場合、高温での圧延のために設備構成品を耐熱素材に変更しなければならないなどの設備的な問題が発生しうる。これによって、工程費用の増加および生産性低下などの問題が引き起こされてマグネシウム合金板材の量産が難しいことがある。
また、鋳造材を圧延１回あたり４０％以下（０％を除く）の圧下率で１回または２回以上温間圧延することができる。
上記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延機を用いて温間圧延することができる。
上記鋳造材を２回以上温間圧延する場合、上記温間圧延の間に中間焼鈍を１回以上実施できる。上記中間焼鈍は、３００〜５００℃で実施できる。
上記中間焼鈍は、５時間以下（０時間を除く）の間実施できる。

より具体的には、上記温度および時間範囲を満足しない場合、累積された圧下率によって硬化した組織の応力が十分に解消せず、アニーリング処理がうまく行われないことがある。また、過度な焼鈍によって異常な結晶粒が成長することがある。
また、２回以上温間圧延された圧延材の厚さは、２．０ｍｍ以下であってもよい。

この後、上記圧延材を最終焼鈍する段階Ｓ４０を実施できる。
具体的には、２００〜５００℃で実施できる。
さらに具体的には、５時間以下（０時間を除く）の間実施できる。
より具体的には、圧延材を上記温度および時間範囲で最終焼鈍することによって、製造されたマグネシウム合金板材は、常温で目的とする成形性を確保できる。

以下、実施例を通じて詳細に説明する。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。

（実施例および比較例）
下記表１のように、本発明の一実施形態による範囲を満足する場合に発明材として区分した。一方、本発明の一実施形態による範囲を満足しない場合に比較材として区分した。

この後、表１の発明材と比較材を用いて、下記の条件でマグネシウム合金板材を製造した。
まず、発明材と比較材の合金溶湯を鋳造して鋳造材を製造した。
この後、上記鋳造材を、３３０〜４５０℃で、１６時間均質化熱処理した。
均質化熱処理された鋳造材を、３００℃で、１０〜２０％の圧下率で圧延して圧延材を製造した。このとき、４５０℃で、０．５〜１時間中間焼鈍を実施した。
最後に、上記圧延材を、下記表２に開示された通りに最終焼鈍してマグネシウム合金板材を製造した。

その結果、下記表２には、実施例と比較例によるマグネシウム合金板材の機械的物性と常温でのエリクセン数値を示した。
エリクセン数値の測定方法は、下記の通りである。
具体的には、横、縦各々５０〜６０ｍｍサイズのマグネシウム合金板材を用い、板材の表面には、板材と球状パンチとの間の摩擦を減少させるために潤滑剤を使用した。
このとき、ダイおよび球状パンチの温度は常温にしてテストを実施した。
さらにより具体的には、マグネシウム合金板材を上部ダイと下部ダイとの間に挿入した後、上記板材の外周部を１０ｋＮの力で固定し、この後、２０ｍｍの直径を有する球状パンチを用いて、５ｍｍ／ｍｉｎの速度で上記板材に変形を加えた。この後、上記板材が破断するまでパンチを挿入した後、破断時の板材の変形高さを測定する方式で行った。
このように測定した板材の変形高さを、エリクセン値または張り出し高さ（ＬＤＨ）という。

その結果、実施例１〜３は、比較例に比べてエリクセン値が非常に優れていることが分かる。具体的には、本願の実施例は、１７０ＭＰａ以上の降伏強度、２４０ＭＰａ以上の引張強度、２０％以上の延伸率、および７ｍｍ以上の常温エリクセン値を有することが分かる。
具体的には、Ｚｎ、Ｃａ、Ｍｎの組成は、本発明の一実施形態による範囲を満足するが、［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］式と、［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０の式をいずれも満足しない比較例は、強度および成形性に劣る効果があることを確認できる。

このような特性は、図面を通しても確認できる。
図１は、実施例２と比較例２のマグネシウム合金板材の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。
その結果、最終焼鈍条件が同一でかつ合金の成分が異なる実施例２と比較例２の微細組織を比較すれば、Ｚｎの含有量がより多い比較例２の方に、黒色で凝集した形態の二次相が、実施例２に比べてより多く形成されていることを肉眼で確認できる。
それだけでなく、発明材２を用いた実施例２に比べて、Ｚｎの含有量がより高い比較材２を用いた比較例２の場合、二次相の大きさが粗大であることも分かる。
前述したように、粗大な二次相は、成形性に悪影響を及ぼす。
これによって、表２にも開示されているように、比較例２のエリクセン値は６．９ｍｍであるが、実施例２のエリクセン値は９．０ｍｍと本願の実施例の成形性がさらに優れていることが分かる。

また、Ｚｎの含有量が３重量％を超えて添加される場合、比較例２のように局部的に結晶粒が粗大になることがある。これによって、機械的物性および成形性が低下しうる。
図２は、実施例２と比較例２の二次相の成分をＳＥＭ−ＥＤＳで分析した結果である。
ＳＥＭ−ＥＤＳ分析器を用いて試験片に一定の波長を走査する場合、物質のエネルギーに相当する値でピークが現れる。このとき、現れた波長から成分分析を導出することができる。
具体的には、実施例２の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）写真に二次相（濃厚な灰色の球状）が微細に分散していることが分かる。また、上記実施例２の二次相成分を分析した結果、Ｍｇ−Ｃａの二次相であることが分かる。このとき、この二次相の大きさは約２０μｍ以下であった。

一方、Ｚｎの含有量が３．０重量％を超える比較例２の微細組織からも二次相（白色）を確認できた。ただし、比較例２の二次相成分を分析した結果、この二次相はＣａ−Ｍｇ−Ｚｎの３元系相であることが分かる。
つまり、実施例２は、Ｚｎ、Ｃａの含有量とＺｎ／Ｃａの含有量との比が本発明の一実施形態で限定した範囲をすべて満足した結果、Ｃａ−Ｍｇ−Ｚｎの３元系の二次相より、Ｍｇ−Ｃａの２元系の二次相の形成が容易であることも確認した。
また、図２から、Ｚｎの含有量が過度な比較例２の二次相が、実施例２の二次相の場合より粗大であることが分かる。

一方、本願の実施例２は、Ｍａ−Ｃａ系の二次相が２０μｍ以下水準と微細に分散して分布することによって、マグネシウム合金板材の強度および成形性の向上に寄与できる。
図３は、実施例２と比較例３の｛０００１｝面をＸＲＤ極点図法とＥＢＳＤで分析した結果である。
具体的には、図３は、ＸＲＤ極点図（Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）法とＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を利用して、結晶粒の結晶方位に応じた集合組織を示す。
ＥＢＳＤは、ｅ電子ビームを通して試験片に電子を入射し、試験片の後方における非弾性散乱回折を利用して結晶粒の結晶方位を測定できる。
極点図は、任意に固定された結晶座標系の方向を試験片の座標系にステレオ投影して示したものである。さらにより具体的には、多様な方位の結晶粒の｛０００１｝面に対する極を基準座標系に表示し、これを極密度分布に応じて密度等高線を描くことによって極点図を示すことができる。このとき、極は、ブラッグ角によって特定の格子方向に固定したものであり、単結晶に対していくつかの極が表示される。
したがって、極点図法で示した等高線の密度分布値を数値で表現したものを、｛０００１｝面に対する集合強度といえる。
これにより、集合強度が小さいほど多様な方位の結晶粒が分布するものであり、集合強度が大きいほど、＜０００１＞／／Ｃ軸方位の結晶粒が多く分布すると解釈できる。

まず、図３に開示されているように、実施例２は、比較例３に比べて結晶粒の粒径が１〜２０μｍ水準と微細であることが分かる。
また、実施例２の｛０００１｝面の最大集合強度は２．４６であることが確認された。これは、比較例３の最大集合強度が１２．１１であるのに比べると顕著に低い水準である。これから、本願の実施例２は、多様な方位の結晶粒が分布するのに対し、比較例３は、＜０００１＞／／Ｃ軸方位の結晶粒（底面結晶粒）が多く分布すると解釈できる。
これから、実施例は、比較例に比べて底面結晶粒の分率が少ないことによって、成形性がさらに優れていることが分かる。

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実施でき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あらゆる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。

Claims (19)

1. 全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含み、
   マグネシウム合金板材全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含み、
   下記式（１）および（２）を満足する、マグネシウム合金板材：
   ［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
   ［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
   前記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味するマグネシウム合金板材。
2. 前記マグネシウム合金板材の｛０００１｝面基準の最大集合強度は、１〜４である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
3. 前記マグネシウム合金板材の張り出し高さ（ＬＤＨ）は、７〜１０ｍｍである、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
4. 前記マグネシウム合金板材の降伏強度は、１７０ＭＰａ以上である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
5. 前記マグネシウム合金板材の引張強度は、２４０ＭＰａ以上である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
6. 前記マグネシウム合金板材の延伸率は、２０％以上である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
7. 前記マグネシウム合金板材は、平均粒径１〜２０μｍの結晶粒を含む、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
8. 前記マグネシウム合金板材は、Ｍｇ−Ｃａ系の二次相を含み、前記二次相の平均粒径は、３０μｍ以下である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
9. 前記マグネシウム合金板材の面積１００μｍ^２あたり１〜２０個の二次相を含む、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
10. 全体１００重量％に対して、Ｚｎ：３．０重量％以下（０重量％を除く）、Ｃａ：１．５重量％以下（０重量％を除く）、Ｍｎ：１．０重量％以下（０重量％を除く）、残部Ｍｇおよびその他の不可避不純物を含む合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階；
    前記鋳造材を均質化熱処理する段階；
    前記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階；および
    前記圧延材を最終焼鈍する段階；を含むマグネシウム合金板材の製造方法であって、
    前記合金溶湯全体１００重量％に対して、Ａｌ：０．３重量％以下だけさらに含み、マグネシウム合金板材は、下記式（１）および（２）を満足する、マグネシウム合金板材の製造方法：
    ［Ｚｎ］／［Ｃａ］≦４．０−−−−−−−−−−−−式（１）
    ［Ｚｎ］＋［Ｃａ］＞［Ｍｎ］−−−−−−−−−−−式（２）
    前記［Ｚｎ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］は、各成分の重量％を意味するマグネシウム合金板材。
11. 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、２００〜５００℃の温度範囲で実施する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
12. 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、５時間以下（０時間を除く）の間実施する、請求項１１に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
13. 前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００〜５００℃の温度範囲で実施する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
14. 前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、５〜３０時間実施する、請求項１３に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
15. 前記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階は、１５０〜４００℃の温度範囲で圧延する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
16. 前記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階は、圧延１回あたり４０％以下（０％を除く）の圧下率で１回または２回以上圧延する、請求項１５に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
17. 前記均質化熱処理された鋳造材を温間圧延して圧延材を準備する段階において、前記鋳造材を２回以上温間圧延し、前記温間圧延の間に中間焼鈍を１回以上実施する、請求項１６に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
18. 前記中間焼鈍は、３００〜５００℃の温度範囲で実施する、請求項１７に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
19. 前記中間焼鈍は、５時間以下（０時間を除く）の間実施する、請求項１８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。