JP2020534443A - 超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、室温での成形性が高いマグネシウムまたはマグネシウム合金を提供する。このマグネシウムまたはマグネシウム合金の結晶粒径は≦２ミクロンである。本発明はまた、室温での成形性が高いマグネシウムまたはマグネシウム合金を製造する方法を提供する。室温での成形性が高いマグネシウムまたはマグネシウム合金は簡単な加工手段によって作られる。本発明は、室温での成形性が悪いという問題を克服する。

Description

本開示は、金属または金属合金およびその製造方法に関し、特に良好な成形性を有する金属または金属合金およびその製造方法に関する。

地球の地殻の２．７％を占めるマグネシウムは、我々の日常生活において広範にわたって利用できる金属材料である。マグネシウムは鉱石または海水から抽出することができる。精錬後のマグネシウムの純度は最大９９．８％になり得る。加えて、マグネシウムは今までに発見された金属構造材料のうちで最も軽量である。その密度は、わずか１．７４ｇ／ｃｍ^３であり、アルミニウムの密度の３分の２、鋼鉄の密度の４分の１である。マグネシウムは、この特徴により、自動車、航空機および鉄道車両の分野における幅広い用途において、アルミニウムおよび鋼鉄に代わる金属として使用することが可能である。マグネシウム合金を使用して、エネルギを節約することにより、運転コストを下げることができる。たとえば、自動車の重量が１００ｋｇ低減された場合、その燃費は１００キロメートル当たり０．３８リットル減少することになり、そのＣＯ_２排出量は８．７ｇ／ｋｍ減少することになる。しかしながら、マグネシウムおよびマグネシウム合金からなる形材および板材の室温成形性は高くない。この制限のために、マグネシウム合金プレートは、今までのところ、幅広い産業用途を獲得していない。

室温におけるマグネシウムの硬質被加工性はその性質によって決まる。マグネシウムの主な変形モードは、底面すべり、柱面すべり、錐面すべり、および結晶双晶化を含む。底面すべり以外のすべり系は、室温で活性化させ難い。加工時、マグネシウム内に強い底面テクスチャが徐々に形成されると、底面すべりの活性化はますます難しくなる。結晶双晶化の活性化は、加工前のマグネシウムの結晶粒配向が結晶双晶化の活性化に適しているか否かに応じて決まる。結晶双晶化が活性化されたとしても、耐えられるひずみは大きくなく、最大ひずみは総ひずみのわずか８％である。これに対し、アルミニウムおよびアルミニウム合金は室温成形性が高い。アルミニウムおよびアルミニウム合金の場合、室温でアルミニウム板を加工して引き上げ蓋式の缶にすることができる。これと比較すると、マグネシウムおよびマグネシウム合金は、室温で圧延された場合、縮小率３０％で破損する。

今までのところ、適切な合金元素の添加が、マグネシウムの室温成形性を改善するための主な方策であった。その理由は、ある合金元素の添加により、テクスチャを弱めることができる、または、室温での底面すべり以外のすべり系の活性化を容易にすることができることにある。それでもマグネシウムの室温成形性は依然として低い。他の変形モードとしての粒界すべりは、マグネシウムが加工（たとえば等チャンネル角プレス）によって大きく変形した後に室温で活性化し得るにもかかわらず、室温での圧縮における最大縮小率はわずか２０％である。加えて、大きな変形によって加工されたマグネシウム合金サンプルは一般的にサイズが小さく、産業用途には不十分である。

概要
本開示の目的の１つは、超高室温成形性、すなわち室温での超高成形性を有するマグネシウムを提供することであり、先行技術におけるマグネシウムの低室温成形性という問題に鑑み、本質的に変形し難いマグネシウムが良好な室温成形性を獲得しこのマグネシウムを容易に成形できるように、単純な加工手段を用いて超高室温成形性を有するマグネシウムを調製する。

上記目的を達成するために、本明細書では、超高室温成形性を有するマグネシウムを提案し、その結晶粒径は≦２ミクロンである、すなわちその結晶粒径は２ミクロン以下である。

本発明者等は、広範な実験研究の後に、マグネシウムの結晶粒径が≦２の場合、従来成形性が低いマグネシウムまたはマグネシウム合金は、超高室温成形性を獲得し、容易に成形できることを見出した。このような成功の理由は、結晶粒が粗大である（結晶粒径が２ミクロンよりも遥かに大きい）マグネシウムの変形モードが転位すべりおよび結晶双晶化を含む粒内変形であることにある。マグネシウムの六方晶構造の影響により、粒内変形モードは限定され、大きな塑性変形に耐えるには不十分である。よって、結晶粒が粗大であるマグネシウムは室温成形性が低い。本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金は、マグネシウムの結晶粒径が≦２の場合、マグネシウムの主な変形モードが粒内変形から粒界変形、たとえば結晶粒の粒界すべりおよび全体の回転に変わる。結晶粒が超微細である（結晶粒径≦２ミクロン）マグネシウムの塑性変形において、これらの粒界変形は、さらなる変形モードを提供する。同時に、マグネシウムの結晶粒径が小さくなり粒界面積が増すと、室温で塑性変形における動的再結晶化が生じ易くなり、結晶粒内ひずみの度合いが減少する。粒界変形モードの大規模な活性化および室温での動的再結晶化により、超微結晶粒マグネシウムの結晶粒内ひずみが破損を生じさせるほど累積することを防止する。結果として、超高室温成形性が得られる。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムにおいて、その結晶粒径は≦１である。

加えて、本開示の別の目的は、超高室温成形性を有するマグネシウム合金を提供することであり、超高室温成形性を有するマグネシウム合金は、良好な室温成形性を有する。

上記目的を達成するために、本明細書では、超高室温成形性を有するマグネシウム合金を提案し、その結晶粒径は≦２ミクロンである。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム合金において、その結晶粒径は≦１である。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム合金において、超高室温成形性を有するマグネシウム合金は、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つを含み、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つの総質量百分率は≦１．５％である。

したがって、本開示の他の目的は、上記超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法を提供することであり、この製造方法により得られた超高室温成形性を有するマグネシウムからなるマグネシウム形材は、良好な超高室温成形性を有する。

上記目的を達成するために、本明細書では、上記超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法を提案し、超高室温成形性を有するマグネシウムはマグネシウム形材に加工され、この方法は、原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形することにより上記マグネシウム形材を得るステップを含む。

本発明者等は、広範な研究の後に、マグネシウムが押出成形プロセスにおいてさまざまな温度で動的に再結晶化することを見出した。このプロセスにおいて、粗い鋳造構造体は再結晶化された構造体に変わり、押出温度は再結晶化後の結晶粒径に影響する主要な要素である。従来の押出成形プロセスにおいて（従来の押出温度は一般的に３００℃よりも高い）、マグネシウム粒界は移動し易い。核形成後、マグネシウムの動的に再結晶化された結晶粒は、約１０〜１００ミクロンまで急速に成長する。本開示の技術的解決策において、２ミクロン以下の結晶粒を有する構造体を得るために、押出温度を制御して実質的な動的再結晶化を引き起こす必要があるが、再結晶化後の結晶粒径を制御するために、粒界の移動速度は比較的遅い。

よって、本開示の技術的解決策において、超高室温成形性を有するマグネシウムにおける結晶粒が２ミクロン以下である構造体を得るために、押出温度を２０〜１５０℃に制御し、押出比を１０：１〜１００：１に制御することにより、所望の微細構造を有するマグネシウム形材を得る。

上記技術的解決策において、押出比を１０：１〜１００：１に制御する理由は、押出比が過度に高い場合は、機器から提供するのが難しい押出力に対する過剰に高い抵抗が必要であるのに対し、押出比が過度に低い場合は、押出成形後の材料の変形が不十分となり、再結晶化された結晶粒が十分に精錬されず所望の結晶粒径が得られないことに、ある。

なお、押出比は、押出成形後の材料の断面積に対する押出成形前の当該材料の断面積（たとえば円筒形の鋳造棒の円形断面積）の比率を表す。

いくつかの実施形態において、押出温度を２０〜８０℃に制御する。その理由として、本発明者等が、広範な研究の後に、純マグネシウムの結晶粒径は押出温度を８０℃に下げると約１．２ミクロンになることを発見したことが挙げられる。押出温度をさらに下げるかまたは少量の合金元素を加える（たとえば、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つであり、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つの総質量百分率は≦１．５％）と、再結晶化した粒界の移動速度はさらに遅くなり、再結晶化した構造体が１ミクロン以下に精錬される。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法において、この方法は、０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓの押出プッシュロッド速度を有する。

なお、押出プッシュロッドの速度は、押出成形プロセス中に金型に向かって移動する押出棒の速度を意味する。

したがって、本開示のさらに他の目的は、上記超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法を提供することであり、この製造方法によって得られた超高室温成形性を有するマグネシウムからなるマグネシウム板材は、良好な超高室温成形性を有する。

上記目的を達成するために、本明細書では、上記超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法を提案し、超高室温成形性を有するマグネシウムはマグネシウム板材に加工され、この方法は、
（１）原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形するステップと、
（２）２０〜１００℃で圧延することによりマグネシウム板材を形成するステップとを含む。

本開示において、結晶粒径が≦２ミクロンであるマグネシウムまたはマグネシウム合金のサブミクロン構造は、冷間圧延プロセスでは変化しない。よって、これをさまざまな仕様／寸法の板材に圧延することができる。しかしながら、高温での結晶粒の成長を防止するために、圧延温度は２０〜１００℃に制御される。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法において、この方法は、ステップ（１）における押出プッシュロッド速度０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓを含む。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムの製造方法において、マグネシウム板材の厚さは０．３〜４ｍｍまたは０．０４〜０．３ｍｍである。

実際の用途における製品の必要な寸法に鑑みると、本開示におけるマグネシウム板材の厚さは、０．３〜４ｍｍ、または０．０４〜０．３ｍｍである。

加えて、本開示のさらに他の目的は、上記超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法を提供することであり、この製造方法により得られた超高室温成形性を有するマグネシウム合金からなるマグネシウム合金形材は、良好な超高室温成形性を有する。

上記目的を達成するために、本明細書では、上記超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法を提案し、超高室温成形性を有するマグネシウム合金はマグネシウム形材に加工され、この方法は、原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形することにより上記マグネシウム合金形材を得るステップを含む。

上記技術的解決策において、押出比を１０：１〜１００：１に制御する理由はしたがって、押出比が過度に高い場合は、機器から提供するのが難しい押出力に対する過剰に高い抵抗が必要であるのに対し、押出比が過度に低い場合は、押出成形後の材料の変形が不十分となり、再結晶化された結晶粒が十分に精錬されず所望の結晶粒径が得られないことに、ある。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法において、押出プッシュロッドの速度は０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓである。

加えて、本開示のさらに他の目的は、上記超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法を提供することであり、この製造方法によって得られた超高室温成形性を有するマグネシウム合金からなるマグネシウム合金板材は、良好な超高室温成形性を有する。

上記目的を達成するために、本明細書では、上記超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法を提案し、超高室温成形性を有するマグネシウム合金はマグネシウム合金板材に加工され、この方法は、
（１）原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形するステップと、
（２）２０〜１００℃で圧延することによりマグネシウム合金板材を形成するステップとを含む。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法において、この方法は、ステップ（１）における押出プッシュロッド速度０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓを含む。

さらに、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム合金の製造方法において、マグネシウム合金板材の厚さは０．３〜４ｍｍまたは０．０４〜０．３ｍｍである。

上記製造方法において、超高室温成形性を有するマグネシウムを製造するために使用される「原材料」は、結晶粒径が≦２ミクロンでなく要望通りの優れた超高室温成形性を有してもいない元素としてのマグネシウム金属である「マグネシウム原材料」を意味し、超高室温成形性を有するマグネシウム合金を製造するために使用される「原材料」は、「マグネシウム合金原材料」を意味し、マグネシウム合金原材料は、金属マグネシウムと合金元素（アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つであり、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つの総質量百分率は≦１．５％）とから形成された合金であり、マグネシウム合金原材料は、結晶粒径が≦２ミクロンでなく要望通りの優れた超高室温成形性を有してもいない。特定の金型および仕上げ加工後の製品の形状に応じて、マグネシウム原材料またはマグネシウム合金原材料は、円筒形、立方体または直方体のインゴット等の任意の所望の形状を有し得る。

上記「原材料」を２０〜１５０℃の温度および１０：１〜１００：１の押出比で押出成形した後に、マグネシウム形材またはマグネシウム合金形材が得られる。先に述べたように、押出成形プロセス後、マグネシウム形材またはマグネシウム合金形材は、所望の超高室温成形性を有する。加工手段は、超高室温成形性を有する、得られたマグネシウムまたはマグネシウム合金が、形材の形状であると判断する。したがって、本明細書で使用する「形材」、「マグネシウム形材」および「マグネシウム合金形材」という用語は、所望の超高室温成形性を有し押出成形加工後に形材の形状である、超高室温成形性を有するマグネシウムまたは超高室温成形性を有するマグネシウム合金を意味する。

本開示における押出成形作業は、従来の押出成形装置を用いて実行され、本開示による改善は、押出成形作業における温度および押出比の精巧な設計にある。押出成形装置は、本開示が必要とする温度および押出成形が得られるという条件で、要望に応じて選択および改変されてもよい。本開示において、「２０〜１５０℃」という温度は、マグネシウム／マグネシウム合金が押出成形によって加工される温度であり、この温度は、マグネシウム／マグネシウム合金を加熱する、または、マグネシウム合金と、周囲にある押出成形装置の押出バレル、金型およびプッシュロッドとをともに加熱することによって得られる。本開示のある実施形態において、プッシュロッド、押出バレル、および金型はすべて、金型鋼から作られる。製品の特定の要件に照らして決めることができる金型キャビティは、チャンバと、金型を貫通する貫通孔とを含み、チャンバはマグネシウム原材料またはマグネシウム合金原材料を収容するために使用され、貫通孔はテーパ状または一定の断面サイズを有し得る。本開示が具体的に定める押出比は、この貫通孔の断面サイズおよびマグネシウム原材料またはマグネシウム合金原材料の断面サイズを調整することによって得ることができる。プッシュロッドは、押出バレル、金型のチャンバ、およびマグネシウム原材料またはマグネシウム合金原材料のサイズおよび形状に適合する端部を有し、押出成形プロセスにおいて押出バレル、金型のチャンバ、および貫通孔を通してマグネシウム原材料またはマグネシウム合金原材料を押して圧入することにより、所望の超高室温成形性を得つつ形材を形成するために、使用される。

上記押出成形作業を用いることで超高室温成形性を有するマグネシウム形材またはマグネシウム合金形材を得た後に、これを任意でさらに２０〜１００℃で圧延することにより、マグネシウム板材を形成してもよい。

本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金は、室温で成形し難いというマグネシウムの問題を根本的に解決する。加えて、超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の製造方法は、低コストおよび高生産効率という利点を有し、産業用製造に直接適用することができる。

実施例１、３および７の超高室温成形性を有するマグネシウムならびに比較例１〜５の従来のマグネシウムの、さまざまな温度での室温圧縮試験における真応力−真ひずみ曲線を示す図である。 実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムおよび比較例５の従来のマグネシウムの室温圧縮試験における真応力−縮小率曲線を示す図である。 室温圧縮試験で試験される前の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真の図である。 室温圧縮試験で試験された後の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真の図である。 室温圧縮試験で試験される前の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 室温圧縮試験で試験された後の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 押出成形された状態の実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムの曲げ効果を示す図である。 押出成形された状態の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真の図である。 ３３％に冷間圧延されたときの比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真の図である。 厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工され曲げられる前の実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工され曲げられた後の実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムの曲げ効果を概略的に示す図である。 厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工され曲げられた後の比較例５の従来のマグネシウムのサンプルを示す写真の図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの比較例５の従来のマグネシウムの曲げ効果を示す図である。 比較例５の従来のマグネシウムの電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）および結晶粒方位分散（ＧＯＳ）マップの画像を示す図である。 実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）および結晶粒方位分散（ＧＯＳ）マップの画像を示す図である。 図１７のテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す図である。 図１８のテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す図である。 押出成形された状態の比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 室温で２０％圧縮された比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 ２０％冷間圧延された後の比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 押出成形された状態の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 室温で５０％圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 ５０％冷間圧延された後の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像を示す図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのＧＯＳ画像を示す図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す図である。 厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す図である。 比較例５の室温変形における結晶双晶化およびすべりの活性化を示す走査型電子顕微鏡画像を示す図である。 本開示に係る室温で圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒の変化を概略的に示す図である。 高ひずみゾーンにおける、室温で圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの変形した結晶粒の変化を概略的に示す図である。 図３３の動的に再結晶化した結晶粒の微細構造およびテクスチャを概略的に示す図である。 室温での圧縮の前後の比較例５の従来のマグネシウムの微細構造の変化を概略的に示す図である。 室温での圧縮の前後の実施例１〜１２の超高室温成形性を有するマグネシウムの微細構造の変化を概略的に示す図である。 本開示の実施形態における典型的な押出成形作業を示す概略図である。

詳細な説明
本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金ならびにその製造方法について、具体例および添付の図面を参照しながらさらに説明および例示する。しかしながら、この説明および例示は本開示の技術的解決策を必要以上に制限することを意図したものではない。

実施例１〜２０および比較例１〜５
超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の形材を、原材料を温度２０〜１５０℃、押出比１０：１〜１００：１、および押出プッシュロッド速度０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓで押出成形することによりマグネシウム形材を得るステップを含むプロセスにより、製造した。

超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の板材を、
（１）原材料を、温度２０〜１５０℃、押出比１０：１〜１００：１、および押出プッシュロッド速度０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓで押出成形するステップと、
（２）２０〜１００℃で圧延することによりマグネシウム板材を形成するステップとを含むプロセスにより、製造した。

マグネシウム板材の厚さは０．３ｍｍ〜４ｍｍ、または０．０４ｍｍ〜０．３ｍｍであった。

表１は、実施例１〜１２の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の製造方法の特定のプロセスパラメータを示す。

表２は、実施例１〜２０の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の結晶粒径を示す。

本願に係る超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の特性を確認するために、これを、押出比を１９：１とし、さまざまな温度で押出成形した。押出温度は、実施例１〜２が室温（２５℃）、実施例３〜６が６５℃、実施例７〜１２が８０℃、比較例１が１６０℃、比較例２が２００℃、比較例３が２５０℃、比較例４が３００℃、比較例５が４００℃であった。押出成形に先立って、実施例１〜１２および比較例１〜５のインゴットならびに金型に対し、グラファイトコーティングをスプレーすることにより、押出成形プロセス中の摩擦力を減じた。押出成形後、実施例１〜４および７ならびに比較例１〜５を水で急速に冷却し、続いて、室温圧縮試験および冷間圧延を実施した。圧縮試験において、圧縮率は０．６ｍｍ／分であった。冷間圧延プロセスにおいて、１パス当たりの縮小は０．１ｍｍ、ロール速度は１５ｍ／分であった。

この試験から、本開示に係る実施例１〜４、７および８の純マグネシウム鋳造インゴットの押出成形後に、多結晶マグネシウム形材が超高室温成形性を獲得したことが観察された。これと比較して、比較例１〜５の純マグネシウム鋳造インゴットを押出成形して形材に加工した場合、これらの形材は低い室温成形性を示した。比較例１〜５に対して室温で圧縮試験を実施したところ、最大縮小率は２０〜３０％であり、加工硬化現象が明らかであった。加えて、マグネシウム形材に加工されたとき、本開示に係る各種実施例における超高室温成形性を有するマグネシウムは、室温での圧縮で破損せず、加工硬化は生じなかった。試験サンプルは、ひずみが徐々に増加すると軟化した。この軟化は、すべりおよび結晶双晶化が室温での圧縮における主な変形モードではないことを示唆している。この軟化は一般的に粒界すべりおよび／または動的再結晶化に関連がある。マグネシウム合金において、粒界すべりおよび動的再結晶化は一般的に室温ではなく高温で発生する。

図１は、実施例１、３および７の室温で超高成形性を有するマグネシウムならびに比較例１〜５の従来のマグネシウムの、さまざまな温度での室温圧縮試験における真応力−真ひずみ縮小率曲線を示す。図１に示されるように、曲線Ｉ〜ＶＩＩＩは、実施例１、３、および７の超高室温成形性を有するマグネシウムならびに比較例１〜５の従来のマグネシウムの、真応力に対する真ひずみを示す。

図２は、実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムおよび比較例５の従来のマグネシウムの、室温圧縮試験における真応力−縮小率曲線を示す。図２に示されるように、実施例７についての曲線ＸＩおよび比較例５についての曲線ＩＸは、室温圧縮試験における異なる真応力に対する減少率の変化を示す。

図３〜図６は、室温圧縮試験の前後における、実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムおよび比較例５の従来のマグネシウムの形態の変化を概略的に示す。図３は、室温圧縮試験において試験される前の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真である。図４は、室温圧縮試験における試験後の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真である。図５は、室温圧縮試験における試験前の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。図６は、室温圧縮試験における試験後の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。

図３および図４に示されるように、比較例５の従来のマグネシウムは、明らかに室温圧縮試験において破損した。これに対し、図５および図６に示されるように、本開示に係る実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムはこの試験において破損せず、縮小率は比較例５よりも遥かに大きかった。加えて、実施例７の場合、加工硬化は発生しなかった。

このことからわかるように、本開示に係る実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの室温成形性は、比較例５の従来のマグネシウムよりも遥かに優れている。

図７〜図１６は、実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムおよび比較例５の従来のマグネシウムの、異なる状態における曲げ効果を検証するために使用される。

実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムを押出成形によってマグネシウム角材にし、厚さ３ｍｍに押出成形された状態から、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材になるように圧延した。得られた超高室温成形性を有するマグネシウム板材は、どのエッジでもひび割れは発生しなかった。このマグネシウム板材を、さらに圧延して厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材にした。このとき、マグネシウム板材を３ｍｍから０．１２ｍｍに圧延したことにより、縮小率は９６％、真ひずみは３．２となった。これは、従来のマグネシウムの、最大冷間縮小率（３０％）および対応する真ひずみ０．４よりも遥かに大きい。厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材を２つに切断し、これらを曲げて「ｍ」形状および「ｇ」形状にした。このことからわかるように、形材または板材に加工したとき、本開示に係る実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムは、優れた室温成形性を示し、表面のひび割れは生じ易くはなかった。

図７は、押出成形された状態の実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。図８は、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。図９は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルの曲げ効果を示す。図１０は、押出成形された状態の比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真である。図１１は、３３％に冷間圧延されたときの比較例５の従来のマグネシウムサンプルを示す写真である。

図８と図１１との比較からわかるように、比較例５の従来のマグネシウムサンプルを３３％に冷間圧延した場合、エッジで相当数のひび割れが発生しこのサンプルは破損した。これに対し、本開示に係る実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムは、エッジにひび割れが生じず、破損もしなかった。

本開示の実施例の超高室温成形性をさらに検証するために、実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムを、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工し曲げた。１８０度曲げた後に破損は生じなかった。

本開示に係る実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムを加工して得られた厚さ１ｍｍのマグネシウム板材の曲げについては、図１２および図１３を参照されたい。図１２は、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工された後であって曲げられる前の実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。図１３は、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工されて曲げられている実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルを示す写真である。

加えて、実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムを厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工した後、このマグネシウム板材は、元に戻したときに肉眼で見えるひび割れが生じることなく、２回曲げることができた。

本開示に係る実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムを加工して得られた厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材の曲げについては、図１４を参照されたい。図１４は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例８の超高室温成形性を有するマグネシウムのサンプルの曲げ効果を概略的に示す。図１４に示されるように、この図のＳ１、Ｓ２およびＳ３は、それぞれ異なる作業を示し、Ｓ１は二回折りたたむ作業を示し、Ｓ２は一回目の開く作業を示し、Ｓ３は二回目の開く作業を示す。

本開示に係る実施例と比較すると、比較例５の従来のマグネシウムを厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工して曲げた場合、９５度曲げるとひび割れが生じた。比較例５の従来のマグネシウムを厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工した場合、一度だけ曲げてから開いたときに、明らかなひび割れが観察された。

比較例５の従来のマグネシウムを加工して得られた厚さ１ｍｍのマグネシウム板材の曲げについては、図１５を参照されたい。比較例５の従来のマグネシウムを加工して得られた厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材の曲げについては、図１６を参照されたい。図１５は、厚さ１ｍｍのマグネシウム板材に加工され曲げられた後の比較例５の従来のマグネシウムのサンプルを示す写真である。図１６は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工された後の比較例５の従来のマグネシウムの曲げ効果を示す。図１６に示されるように、Ｓ４は一回折りたたむ作業を示し、Ｓ５は開く作業を示す。

図７〜図１６からわかるように、本開示に係る実施例の超高室温成形性を有するマグネシウムは、マグネシウムは室温で加工し難いという従来の知識を覆した。超高室温成形性は、押出成形プロセスによって得られ、大きく冷間変形した後も維持することができる。

マグネシウムが室温で超高成形性を有する理由を明らかにするために、本発明者等は、比較例５のマグネシウムおよび実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの押出成形サンプルの微細構造を特徴付けた。これら２つのサンプルは、等軸結晶からなり、いずれのサンプルも強いテクスチャを有していた。比較例５および実施例７の平均結晶粒径は、それぞれ８２μｍおよび１．３μｍであった。４００℃で押出成形した比較例５を、室温で２０％圧縮または圧延したところ、比較例５の平均結晶粒径は、双晶が発生したために５６〜６１μｍに減少した。これとは全く異なり、本開示に係る実施例７を室温で５０％圧縮または圧延したところ、結晶粒の大きさにも形状にも明らかな変化はなかった。サンプルの微細構造を異なる角度から特徴付けたとしても、本開示に係る実施例の平均結晶粒径は、すべての場合において１．１〜１．２μｍであった。冷間変形後、実施例７のテクスチャはわずかに強くなった。

加えて、実施例７のサンプルを厚さ０．１２ｍｍに冷間圧延しても、結晶粒の大きさおよび分布は、押出成形された状態のものと非常によく似ていた。加えて、実施例７の押出成形サンプルの変形量は５０％であり、これは比較例５の押出成形サンプルの変形量２０％よりも遥かに大きかったが、５０％変形した後の実施例７の押出成形サンプルの粒内誤配向は、２０％変形した後の比較例５の押出成形サンプルの粒内誤配向よりも遥かに少なかった。これらの現象は、室温での変形において本開示に係る実施例７の粒内変形は極めて小さかったことを示している。

比較例５および実施例７の微細構造の変化については図１０〜図１２を参照されたい。実施例７を加工することにより得られた厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材の微細構造については図１３を参照されたい。

図１７は、比較例５の従来のマグネシウムの電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction）（ＥＢＳＤ）および結晶粒方位分散（grain orientation spread）（ＧＯＳ）マップの画像を示す。図１８は、実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）および結晶粒方位分散（ＧＯＳ）マップの画像を示す。

図１７に示されるように、この図のａは、押出成形された状態の比較例５の結晶粒の形状および大きさを概略的に示し、この図のｂは、室温で２０％圧縮された後の比較例５の結晶粒の形状および大きさを概略的に示し、この図のｃは、２０％冷間圧延された後の比較例５の結晶粒の形状および大きさを示し、この図のｄは、室温での圧縮後の比較例５の粒内誤配向を示し、この図のｅは、冷間圧延後の比較例５の粒内誤配向を示す。この図のＴは、双晶が発生する位置を示す。

図１８に示されるように、この図のｆは、押出成形された状態の実施例７の結晶粒の形状および大きさを概略的に示し、この図のｇは、室温で５０％圧縮された後の実施例７の結晶粒の形状および大きさを示し、この図のｈは、５０％冷間圧延された後の実施例７の結晶粒の形状および大きさを示し、この図のｉは、室温で圧縮した後の実施例７の粒内誤配向を示し、この得のｊは、冷間圧延後の実施例７の粒内誤配向を示す。

図１９は、図１７のテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す。図２０は、図１８のテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す。

図１９に示されるように、この図のａは、押出成形された状態の比較例５のテクスチャを示し、この図のｂは、室温で２０％圧縮された後の比較例５のテクスチャを示し、この図のｃは、２０％冷間圧延された後の比較例５のテクスチャを示す。

図２０に示されるように、この図のｄは、押出成形された状態の実施例７のテクスチャを示し、この図のｅは、室温で２０％圧縮された後の実施例７のテクスチャを示し、この図のｆは、２０％冷間圧延された後の実施例７のテクスチャを示し、この図のｇは、室温で５０％圧縮された後の実施例７のテクスチャを示し、この図のｈは、５０％冷間圧延された後の実施例７のテクスチャを示す。

図２１は、押出成形された状態の比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。図２２は、室温で２０％圧縮された比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。図２３は、２０％冷間圧延された後の比較例５の従来のマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。

図２４は、押出成形された状態の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。図２５は、室温で５０％圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。図２６は、５０％冷間圧延された後の実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示す。

図２１〜図２６からわかるように、比較例５および実施例７の平均結晶粒径はそれぞれ８２μｍ（図２１参照）および１．３μｍ（図２４参照）であった。４００℃で押出成形された比較例５を室温で２０％圧縮または冷間圧延すると、比較例５の平均結晶粒径は、双晶が発生したために５６．１μｍ（図２２参照）または６０．７μｍ（図２３参照）に減少した。これとは全く異なり、本開示に係る実施例７を室温で５０％圧縮または圧延した場合、結晶粒の大きさにも形状にも明らかな変化はなかった（図２５および図２６参照）。

図２７〜図３０は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの、ＥＢＳＤ画像、ＧＯＳ画像、テクスチャ画像、および結晶粒径分布の棒グラフを示し、図２７は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）画像を示し、図２８は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのＧＯＳ画像を示し、図２９は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒径分布の棒グラフを示し、図３０は、厚さ０．１２ｍｍのマグネシウム板材に加工されたときの実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムのテクスチャの（０００１）極点図を概略的に示す。

室温での成形プロセスにおける比較例５および実施例７の押出成形サンプルの変形モードを研究するために、本発明者等は、これらのサンプルそれぞれの側面（すなわち押出方向に平行な面）を研磨し、これらのサンプルをそれぞれ室温で圧縮試験した。本発明者等は、比較例５の押出成形サンプルを２０％圧縮した場合に結晶双晶化およびすべりの活性化を示す相当数の徴候がその側面に現れたことを発見した（図３１のａおよびｂ参照、この現象はＴおよびＳで示す場所で観察できる）。これに対し、圧縮後の実施例７の押出成形サンプルの側面にはこのような結晶双晶化およびすべり帯は観察されなかった。

実施例７の押出成形サンプルの室温での変形のメカニズムを調査するために、本発明者等は、準その場ＥＢＳＤ（quasi-in-situ EBSD）方法を用いて室温での圧縮の前後の実施例７の押出成形サンプルの微細構造を特徴付けた。本発明者等は、サンプルを６％圧縮すると「新たな」結晶粒が現れることを発見した（図３１のｃおよびｄ参照、ｄの十字形は「新たな」結晶粒が現れた場所を示す）。この「新たな」結晶粒はおそらく圧縮前の結晶粒１〜４の下にあったものである。圧縮時に、この「新たな」結晶粒は結晶粒界のすべりによってサンプルの表面に上昇した。当然、この結晶粒もおそらく再結晶化によって形成されたものである。この「新たな」結晶粒において観察された粒内誤配向は、おそらく再結晶化後の粒内変形によって発生したものである。

図３１は、比較例５の室温変形における結晶双晶化およびすべりの活性化を示す走査型電子顕微鏡画像を示す。図３１に示されるように、この図のａは、室温で２０％圧縮された後の比較例５で発生した双晶化した結晶を示し、この図のｂは、室温で２０％圧縮された後の比較例５で発生したすべり帯を示す。

加えて、図３２は、本開示に係る室温で圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの結晶粒の変化を概略的に示す。図３２に示されるように、この図のｃは、室温で６％圧縮される前の実施例７の微細構造を示し、この図のｄは、実施例７が室温で６％圧縮された後のｃで示されるゾーンの微細構造を示し、この図のｅは、実施例７が室温で６％圧縮される前のカーネル平均誤配向（Kernel average misorientation）方法（以下短縮してＫＡＭと呼ぶ）を用いてｃで示されるゾーンを走査することによる各種結晶粒の画像を示し、ｆは、実施例７が室温で６％圧縮された後にＫＡＭ方法を用いてｃで示されるゾーンを走査したことによる各種結晶粒の画像を示す。ｄおよびｆの十字形は同じ場所を示す。

実施例７の変形メカニズムをさらに調査するために、変形した結晶粒の高ひずみゾーンに現れる２つの新たな結晶粒を、上記「新たな」結晶粒（すなわち図３２のｄおよびｆの十字形で示される場所にある結晶粒）と比較した。高ひずみゾーンに現れた２つの新たな結晶粒は粒内誤配向が非常に小さく、このことは、これら２つの新たな結晶粒が、周囲の変形した結晶粒と比較して粒内変形の度合いが非常に低かったことを示唆している。この現象は、動的再結晶化の発生を示す典型的な特徴である。室温での純マグネシウムの押出成形において、動的再結晶化は、結晶粒径を２ｍｍから０．８ｍｍに減じた。この発見は、実施例７の押出成形サンプルの室温圧縮における動的再結晶化の発生を証明する状況証拠である。

上記２つの結晶粒の微細構造およびテクスチャが図３４に示される。結晶粒径は０．８ミクロンと判断された。図３４は、図３３の動的に再結晶化した結晶粒の微細構造およびテクスチャを概略的に示し、図３３は、室温で圧縮された実施例７の超高室温成形性を有するマグネシウムの、高ひずみゾーンにおける変形した結晶粒の変化を概略的に示す。

図３３に示されるように、この図のａは、室温で圧縮される前の実施例７の準その場ＥＢＳＤ画像であり、この図のｂは、圧縮後の局所的微細構造を反映する、室温で圧縮された後の実施例７のＥＢＳＤ画像であり、ｂにおけるブロックは、圧縮時における低ひずみの新たな結晶粒の出現を示し、この図のｃは、室温で圧縮される前の実施例７のＫＡＭ画像であり、ｃのブロックＡ１およびＡ２は圧縮前の高ひずみゾーンを示し、この図のｄは、室温で圧縮された後の実施例７のＫＡＭ画像である。

このように、本発明者等は、比較例５の主な変形メカニズムが、比較例５の結晶粒が粗大であることを原因とする結晶粒内すべりおよび結晶双晶化であるのに対し、実施例７の主な変形メカニズムが、本開示に係る実施例７の結晶粒が微細であることによる、粒界すべり、結晶粒回転および動的再結晶化を含む、結晶粒界メカニズムであることを、発見した。

図３５は、室温での圧縮の前後の比較例５の従来のマグネシウムの微細構造の変化を概略的に示す。

図３５に示されるように、この図のａは、室温で圧縮される前の比較例５の微細構造を示し、この図のｂは、室温で圧縮された後の比較例５の微細構造を示す。ａとｂとの組み合わせによって示されるように、比較例５の変形メカニズムは、結晶粒が粗大であることを原因とする結晶粒内すべりおよび結晶双晶化であった。

図３５において、Ｄは結晶粒内すべり、ＧＢは粒界、Ｘは双晶境界、Ｌは負荷を表す。
図３６は、室温での圧縮の前後の実施例１〜１２の超高室温成形性を有するマグネシウムの微細構造の変化を概略的に示す。

図３６に示されるように、この図のｃは、室温で圧縮される前の実施例１〜１２の微細構造を示し、ｄの室温圧縮は、室温で圧縮された後の実施例１〜１２の微細構造を示す。ｃとｄとの組み合わせからわかるように、結晶粒が微細であるために、実施例１〜１２の変形メカニズムは、粒界すべり、結晶粒回転、および動的再結晶化を含む、結晶境界メカニズムであった。

図３６において、Ｌは負荷、Ｄｒｇは動的に再結晶化した結晶粒を表す。
上記図面において、Ｐ１は結晶配向の説明であり、Ｐ２は結晶粒方位分散の説明であり、Ｐ３はテクスチャの極点図を図形で表したもの、ＥＤは押出方向、ＣＤは圧縮方向、ＲＤは圧延方向、ＮＤは通常方向、ＴＤは逆方向を表すことに注意しなければならない。

加えて、上記解決策において「室温で２０％圧縮」に含まれる「２０％」は、圧縮された後のサンプルの高さが、圧縮される前のサンプルとの比較で、圧縮方向に２０％減少していることを意味することに、さらに注意しなければならない。同様に、「室温で５０％圧縮」に含まれる「５０％」は、圧縮された後のサンプルの高さが、圧縮される前のサンプルとの比較で、圧縮方向に５０％減少していることを意味する。「２０％冷間圧延」の「２０％」は、冷間圧延後のサンプルの高さが、冷間圧延前のサンプルとの比較で、縮小方向に２０％減少していることを意味する。同様に、「５０％冷間圧延」の「５０％」は、冷間圧延後のサンプルの高さが、冷間圧延前のサンプルとの比較において、縮小方向に５０％減少していることを意味する。

要約すると、本開示に係る実施例と図１〜図３６との組み合わせからわかるように、粗大結晶粒マグネシウム（すなわち結晶粒径＞２μｍの比較例の従来のマグネシウム）および微結晶粒マグネシウム（すなわち結晶粒径≦２μｍの本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム）は同様のテクスチャを有するが、これらの室温での変形プロセスは異なる変形メカニズムによって支配される。粗大結晶粒マグネシウムの場合、その室温変形モードは結晶粒内すべりおよび結晶双晶化である。これら２つの変形モードはいずれも粒内変形である。この場合、室温成形性を高めるためにはテクスチャを弱めるとともにより多くの室温粒内変形モードを活性化することが極めて重要である。結晶粒径が２μｍに減少すると（すなわち本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウム）、粒界すべりが、結晶粒回転および動的再結晶化とともに、主なモードになる。したがって、結晶粒内ひずみは破損を生じさせる程度まで累積しない。この場合、テクスチャ、変位すべり、結晶双晶化などのような粒内変形に影響する要素の重要度は低下するであろう。よって、本開示に係る超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金およびそれから作られた形材または板材はすべて、優れた超高室温成形性を有し、室温で成形が可能である。加えて、超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金の製造方法は、実現が簡単で容易であり、産業用製造に適用することができる。

実施例１３〜２０は、表１に示される対応するプロセスパラメータを用いて調製され、結果として表２に示される特徴的な平均結晶粒径および構造を有する、各種組成を有する複数のマグネシウム合金を示す。対応する製品サンプルはすべて良好な超高室温成形性を示す。

本開示の保護範囲における先行技術の部分は本願ファイルに記載された例に限定されないことに注意する必要がある。先行する特許文献、先行する刊行物、先行する公然使用などを含むがこれらに限定されない、本開示の技術的解決策と矛盾しない先行技術の内容はすべて、本開示の保護範囲に取り込むことができる。

加えて、本開示のさまざまな技術的特徴の組み合わせ方は、本開示の請求項に記載されたやり方または具体例に記載されたやり方に限定されない。本開示に記載されている技術的特徴はすべて、矛盾が生じない限りいかなる態様でも自在に組み合わせるまたは統合することができる。

本開示において先に述べた例はいくつかの具体例にすぎないことにも注意する必要がある。本開示は同様の多くの変形をなすことができる上記例に限定されないことは明らかである。当業者が本開示から直接導き出すまたは想到する修正はすべて本開示の保護範囲に含まれる。

Claims (9)

1. 超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金であって、前記マグネシウムまたはマグネシウム合金の結晶粒径は≦２μｍである、マグネシウムまたはマグネシウム合金。
2. 前記マグネシウムまたはマグネシウム合金の結晶粒径は≦１μｍである、請求項１に記載の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金。
3. 前記超高室温成形性を有するマグネシウム合金は、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つを含み、前記アルミニウム、亜鉛、カルシウム、錫、銀、ストロンチウム、ジルコニウム、および希土類元素のうちの少なくとも１つの総質量百分率は≦１．５％である、請求項１に記載の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金。
4. 前記超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金は、請求項５に記載の方法を用いて製造される、請求項１に記載の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金。
5. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金を製造するための製造方法であって、
   前記超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金は、マグネシウムまたはマグネシウム合金形材に加工され、前記方法は、原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形することにより、前記マグネシウムまたはマグネシウム合金形材を得るステップを含む、製造方法。
6. 押出プッシュロッド速度が０．０５ｍｍ／ｓ〜５０ｍｍ／ｓである、請求項５に記載の製造方法。
7. 前記超高室温成形性を有するマグネシウムまたはマグネシウム合金は、マグネシウムまたはマグネシウム合金板材に加工され、前記方法は、
   （１）前記原材料を温度２０〜１５０℃および押出比１０：１〜１００：１で押出成形することにより、前記マグネシウムまたはマグネシウム合金形材を得るステップと、
   （２）２０〜１００℃で圧延することにより、前記マグネシウムまたはマグネシウム合金板材を形成するステップとを含む、請求項５に記載の製造方法。
8. 前記マグネシウムまたはマグネシウム合金板材の厚さは０．３ｍｍ〜４ｍｍまたは０．０４ｍｍ〜０．３ｍｍである、請求項７に記載の製造方法。
9. 押出温度が２０℃〜８０℃である、請求項５に記載の製造方法。