JP2021508002A - マグネシウム合金板材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明はマグネシウム合金板材およびその製造方法に関するものである。具体的には、本発明の一実施形態であるマグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み、前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は、３〜１５μｍであり、前記マグネシウム合金板材はストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の圧延方向（ＲＤ）への長さは最大５０μｍ以下であるマグネシウム合金板材を提供することができる。
Description
本発明の実施形態は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、構造材料として軽量化が可能な材料に対する関心が高まっており、これに対する研究も活発な状況である。マグネシウム合金板材は、構造材料のうち最も低い比重、優れた比強度、電磁気遮蔽能などの長所を有しており、ＩＴ ｍｏｂｉｌｅ製品あるいは自動車用素材としても脚光を浴びている。
しかし、マグネシウム板材を自動車産業に使用するためには多くの障壁が存在する。代表的にはマグネシウム板材の成形性がある。マグネシウム板材は、ＨＣＰ構造であって、常温での変形機構が制限的であるため、常温成形が不可能である。それを克服するために多様な研究がなされてきた。
特に、工程による成形性を改善する方法がある。例えば、上下部圧延ロールの速度を異にする異速圧延、ＥＣＡＰ工程、マグネシウム板材の工程（ｅｕｔｅｃｔｉｃ）温度付近での圧延のような高温圧延法などがある。しかし、前述したすべての工程は商用化が難しいという短所がある。
一方、合金により成形性を改善する方法もある。
一例として、Ｚｎ：１〜１０重量％、Ｃａ：０．１〜５重量％を含有したマグネシウム板材を出願した先行特許がある。ただし、前述した先行特許にはストリップキャスティング法で鋳造する工程には適用できない短所がある。そのため、量産性が欠如し、長時間鋳造時の鋳物材とロールとの間の融着現象により長時間の鋳造が難しいこともある。
また、従来のＡｌ：３重量％、Ｚｎ：重量１％、Ｃａ：重量１％合金の工程を改善し、限界ドーム高さ７ｍｍ以上の高成形マグネシウム合金板材を開示した先行特許もある。上記のような高成形板材の場合、限界ドーム高さが優れるが、ベンディング試験で板材幅方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ，ＴＤ）への変形時クラックが容易に発生する短所がある。
マグネシウム合金板材の製造段階で累積圧下率を制御することによって、常温成形性に優れ、異方性が少ないマグネシウム合金板材を提供する。
本発明の一実施形態であるマグネシウム合金板材は、全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み得る。
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は、３〜１５μｍでありうる。
前記マグネシウム合金板材はストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の圧延方向（ＲＤ）への長さは最大５０μｍ以下でありうる。
前記マグネシウム合金板材においてストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の板材幅方向（ＴＤ）への厚さは最大１μｍ以下でありうる。
前記マグネシウム合金板材は、１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が０．５Ｒ／ｔ以下でありうる。
一方、１５０℃以上で板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が１．５Ｒ／ｔ以下でありうる。
１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値差の絶対値は０．４〜１．４でありうる。
前記マグネシウム合金板材の厚さは、０．８〜１．７ｍｍでありうる。
本発明の他の一実施形態であるマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他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み得る。
前記圧延材を準備する段階で、累積圧下率が８６％以上でありうる。
前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施し得る。具体的には、４〜３０時間実施し得る。
前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、１次均質化熱処理段階、および２次均質化熱処理段階を含み得る。
前記１次均質化熱処理段階は、３００〜４００℃温度範囲で実施し得る。具体的には、１〜１５時間実施し得る。
前記２次均質化熱処理段階は、４００〜５００℃温度範囲で実施し得る。具体的には、１〜１５時間実施し得る。
前記圧延材を準備する段階は、２００〜４００℃温度範囲で実施し得る。また、圧延１回あたり０超過および５０％以下の圧下率で圧延し得る。
前記圧延材を準備する段階は、前記圧延材を中間焼鈍する段階をさらに含み得る。
前記圧延材を中間焼鈍する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施し得る。
具体的には、３０分〜１０時間実施し得る。
具体的には、３０分〜１０時間実施し得る。
前記圧延材を最終焼鈍する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施し得る。具体的には、１０分〜１０時間実施し得る。
本発明の一実施形態によれば、マグネシウム合金板材の製造段階で累積圧下率を制御することによって、２次相の偏析を分散させて２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を低減しようとする。そのために、圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）への変形時、物性の差を減少させることができる。それだけでなく、常温での成形性に優れる。
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は、高強度および軽量を目的とする自動車分野に用いることができる。具体的には、自動車用部品の成形時、ストレッチングおよびベンディングモードでクラックが発生することなく成形が可能である。
本発明の利点および特徴、並びにこれらを達成する方法は、添付する図面と共に詳細に後述されている実施例を参照すると明確になる。しかし、本発明は、以下で開示す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することができ、本実施例は、単に本発明の開示を完全にし、本発明が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囲を完全に知らせるために提供するものであり、本発明は特許請求の範囲によってのみ規定される。明細書全体にわたって同一参照符号は同一構成要素を指す。
したがって、いくつかの実施形態で、良く知られている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しない。他に定義のない限り、本明細書で使われるすべての用語（技術的および科学的用語を含む）は、本発明が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される意味で使われる。明細書全体においてある部分がある構成要素を「含む」という時、これは特に反対の意味を示す記載がない限り、他の構成要素を除くものではなく他の構成要素をさらに含み得ることを意味する。また、単数形は文面で特記しない限り、複数形も含む。
本発明の一実施形態であるマグネシウム合金板材は、全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み得る。
以下、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説明する。
Ａｌは０．５〜３．５重量％だけ含み得る。具体的には、０．５〜１．０重量％だけ含み得る。より具体的には、アルミニウムは常温での成形性を向上させる役割をすることによって、前記含有量だけ含む場合、ストリップキャスティング法による鋳造が可能である。
具体的には、後述するマグネシウム合金板材の製造方法の圧延段階で圧延時の集合組織は強い基底面組織に変化する。この時、前記基底面組織への変化を抑制させるための機構として、溶質牽引（ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇｇｉｎｇ）効果がある。前記溶質牽引機構は、Ｍｇより原子半径が大きいＣａのような元素が結晶粒界内に偏析することによって、熱や変形が加えられた時粒界移動性（ｂｏｕｎｄａｒｙ ｍｏｂｉｌｉｔｙ）を低下させ得る。これにより、圧延中の動的再結晶または圧延変形による基底面集合組織の形成を抑制することができる。
したがって、アルミニウム３．５重量％を超えて添加する場合、Ａｌ２Ｃａ２次相の量も急激に増加するので、粒界に偏析するＣａの量が減少し得る。そのため、溶質牽引効果も減少し得る。それだけでなく、２次相が占める分率が増加することにより、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）分率も増加し得る。前記ストリンガは下記で詳しく説明する。
反面、アルミニウム０．５重量％未満で添加する場合、ストリップキャスティング法による鋳造が不可能である。アルミニウムの溶湯の流動度を向上させる役割により、鋳造時のロールスティッキング（ｒｏｌｌ ｓｔｉｃｋｉｎｇ）現象を防止することができる。したがって、アルミニウムを添加しないＭｇ−Ｚｎ系マグネシウム合金は実際のロールスティッキング現象によりストリップキャスティング法で鋳造が不可能である。
Ｚｎは０．５〜１．５重量％だけ含み得る。
より具体的には、亜鉛はカルシウムとともに添加時、非底面の軟化現象により基底面スリップ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する。ただし、１．５重量％を超えて添加時にはマグネシウムと結合して金属間化合物を作るので、成形性に悪影響を与える恐れがある。
Ｃａは０．１〜１．０重量％だけ含み得る。
カルシウムは亜鉛とともに添加時、非底面の軟化現象をもたらし、非底面スリップ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する。
より具体的には、後述するマグネシウム合金板材の製造方法で圧延時、集合組織は強い基底面集合組織に変化する特性がある。前記特性を抑制させるための機構として、溶質牽引（ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇｇｉｎｇ）効果がある。より具体的には、Ｍｇより原子半径が大きい元素が結晶粒界内に偏析されることによって、熱や変形が加えられた時粒界移動性（ｂｏｕｎｄａｒｙ ｍｏｂｉｌｉｔｙ）を低下させ得る。この時、Ｍｇより原子半径が大きい元素としてＣａを使用することができる。この場合、圧延中の動的再結晶または圧延変形による基底面集合組織の形成を抑制することができる。
ただし、１．０重量％を超えて添加時にはストリップキャスティング鋳造時、鋳造ロールとの粘着性が増加してスティッキング（ｓｔｉｃｋｉｎｇ）現象が激しくなる。これによって、溶湯の流動性を減少させて鋳造性が低くなるので、生産性が減少し得る。
Ｍｎは０．０１〜１．０重量％だけ含み得る。
マンガンはＦｅ−Ｍｎ系化合物を形成し、板材内のＦｅ成分の含有量を低減する役割をする。したがって、マンガンを含む場合、鋳造前合金溶湯状態でドロスまたはスラッジ形態でＦｅ−Ｍｎ化合物を形成することができる。そのために、鋳造時のＦｅ成分の含有量が少ない板材を製造することができる。さらに、マンガンはアルミニウムとＡｌ８Ｍｎ５２次相を形成することができる。これにより、カルシウムが消耗する量を抑制し、カルシウムが結晶粒界に偏析できる量を増加させる役割をする。したがって、マンガン添加時、溶質牽引効果をより向上させることができる。
前記マグネシウム合金板材は、結晶粒界にカルシウム元素が偏析していてもよい。この時、前記カルシウム元素は金属間化合物の形態でない溶質（ｓｏｌｕｔｅ）形態で結晶粒界に偏析し得る。
より具体的には、カルシウムがアルミニウムのような元素と２次相を形成せず、固溶して溶質形態で粒界に偏析することによって、粒界の移動性を低下させて基底面集合組織の形成を抑制することができる。これにより、常温で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。
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は、３〜１５μｍでありうる。
後述するが、本発明の他の一実施形態であるマグネシウム合金板材の製造方法の圧延段階で、累積圧下率が８６％以上である場合、マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は前記範囲でありうる。
これは類似の成分および組成の従来の他のマグネシウム合金に比べて小さい水準でありうる。
したがって、マグネシウム合金板材の平均結晶粒径が前記と同様である場合、温間変形時軟性と成形性が増大し得る。
本明細書における結晶粒径は、マグネシウム合金板材内の結晶粒の直径を意味する。
前記マグネシウム合金板材はストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み得る。
本明細書におけるストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）とは、２次相が固まり、圧延方向（ＲＤ）に帯をなしていることを意味する。
具体的には、前記マグネシウム合金板材内のストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の圧延方向（ＲＤ）への長さは最大５０μｍ以下でありうる。また、前記マグネシウム合金板材内のストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の板材幅方向（ＴＤ）への厚さは最大１μｍ以下でありうる。
前記長さおよび厚さのストリンガを含むことは、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材にはストリンガが殆ど存在しないことを意味する。
一方、圧延方向（ＲＤ）への長さが最大５０μｍを超えたり、板材幅方向（ＴＤ）への厚さが最大１μｍを超えるストリンガがマグネシウム合金板材に存在する場合は物性異方性が大きい。
この時、本明細書における前記板材幅方向（ＴＤ）は圧延方向（ＲＤ）に垂直方向でありうる。
具体的には、板材幅方向（ＴＤ）へのベンディングや引張時圧延方向（ＲＤ）に形成されたストリンガに沿って２次相が壊れ、クラックが容易に伝播され得る。そのため、板材幅方向（ＴＤ）でのベンディング性が圧延方向（ＲＤ）でのベンディング性より劣り得る。
特に、前記のような２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）がマグネシウム合金板材の表面付近に存在する場合、圧延に垂直方向である板材幅方向（ＴＤ）にベンディング試験時クラックがさらに容易に発生し得る。
図１により、２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）によるクラック形成機構（ｍｅｃｈａｎｉｓｍ）を確認することができる。
図１は板材幅方向（ＴＤ）に引張試験時、２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）によるクラック形成機構（ｍｅｃｈａｎｉｓｍ）を順に示す図である。
図１に示すように、板材幅方向（ＴＤ）に引張時圧延方向（ＲＤ）に形成された２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）（白色点）に沿ってクラック（ｃｒａｃｋ）が進行することを確認することができる。すなわち、２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）とクラック進行方向が平行であり、２次相ストリンガに沿ってクラックが続く傾向が大きいことを導き出すことができる。
したがって、板材幅方向（ＴＤ）に引張時、圧延方向（ＲＤ）に引張する場合よりストリンガによるクラックによってベンディング性がさらに劣る。これにより、圧延方向（ＲＤ）に引張（ベンディング）する場合と板材幅方向（ＴＤ）に引張（ベンディング）する場合の物性差が大きい。
すなわち、本明細書における異方性に劣位の影響を及ぼす２次相ストリンガの基準は、圧延方向（ＲＤ）への長さが最大５０μｍを超えたり、板材幅方向（ＴＤ）への厚さが最大１μｍを超えるストリンガと定義する。
また、本明細書における異方性とは、圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）での物性が相異することを意味する。後述するが、本明細書では、Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇ試験により圧延方向（ＲＤ）と引張方向（ＴＤ）に曲げ試験を実施して異方性を測定した。したがって、異方性の指標としてベンディング試験による限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値を表した。
そのために、異方性に優れることは圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）での物性差が少ないことを意味する。
前記ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）をなしている２次相はＡｌ２Ｃａ、Ａｌ８Ｍｎ５、またはこれらの組み合わせでありうる。
また、マグネシウム合金板材の全体面積１００％に対し、前記２次相の面積は５〜１５％でありうる。ただし、これに制限するものではなく、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材は２次相がストリンガをなさず分散した状態でありうる。
したがって、前述したように、前記マグネシウム合金板材は、１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が０．５Ｒ／ｔ以下でありうる。
また、１５０℃以上で板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が１．５Ｒ／ｔ以下でありうる。
また、１５０℃以上で板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が１．５Ｒ／ｔ以下でありうる。
本明細書における限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値とは、Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇテスト後の板材の厚さ（ｔ）に対する板材の内部曲率半径（Ｒ）の比を意味する。具体的には、板材の内部曲率半径（Ｒ）／板材の厚さ（ｔ）でありうる。これは成形性の指標と物性の異方性に対する指標として示することができる。
前記マグネシウム合金板材は、１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値差の絶対値は０．４〜１．４でありうる。
前記範囲は圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）の物性の差が大きくないことを意味する。すなわち、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の物性異方性に優れることを意味する。
そのため、製造されたマグネシウム合金板材の厚さは０．８〜１．７ｍｍでありうる。マグネシウム合金板材の厚さ範囲が前記と同様であると、高強度軽量を目的とする自動車分野などにも用いることができる。
本発明の他の一実施形態であるマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他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み得る。
先に、前記合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階は、ダイカスト、ダイレクトチルキャスティング（Ｄｉｒｅｃｔ ｃｈｉｌｌ ｃａｓｔｉｎｇ）、ビレット鋳造、遠心鋳造、傾動鋳造、金型重力鋳造、砂型鋳造（ｓａｎｄ ｃａｓｔｉｎｇ）、ストリップキャスティングまたはこれらの組み合わせにより鋳造することができる。ただし、これに制限するものではない。
前記鋳造材の厚さは７．０ｍｍ以上でありうる。
また、合金溶湯の成分および組成を限定した理由は、先立って説明した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と同様であるため省略する。
その後、前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施することができる。
具体的には、４時間〜３０時間実施することができる。
具体的には、４時間〜３０時間実施することができる。
さらに具体的には、前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、１次均質化熱処理段階、および２次均質化熱処理段階に分けられる。
前記１次均質化熱処理段階は、３００〜４００℃温度範囲で実施することができる。具体的には、１〜１５時間実施することができる。
前記２次均質化熱処理段階は、４００〜５００℃温度範囲で実施することができる。具体的には、１〜１５時間実施することができる。
より具体的には、前記温度および時間均質化熱処理を実施する場合、鋳造段階で発生した応力を解消することができる。また、１次および２次均質化熱処理段階に分けて実施する場合、１次均質化熱処理段階で３５０℃以上でメルティング現象が起きる２次相を容易に除去することができる。そのため、応力解消時間を低減することができる。
具体的には、１次熱処理段階ではＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ三元系金属間化合物が溶体化され得る。１次熱処理段階を行わず２次熱処理段階をすぐに実施する場合、前記金属間化合物は初期溶融（ｉｎｃｉｐｉｅｎｔ ｍｅｌｔｉｎｇ）が発生して材料内気孔が発生し得る。
また、２次熱処理段階ではＭｇ１７Ａｌ１２のようなベータ相が溶体化されることができ、鋳造時生成されたデンドライト形態が再結晶粒形態に変わる。
前記均質化熱処理された鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階での累積圧下率が８６％以上でありうる。
本明細書における圧下率とは、圧延時圧延ロールを通過する前の材料の厚さと圧延ロールを通過した後の材料の厚さの差を圧延ロールを通過する前の材料の厚さで除した後１００を乗じたことを意味する。
さらに具体的には、累積圧下率とは、鋳造材の厚さと最終圧延材の厚さの差を鋳造材の厚さで除した後１００を乗じたことを意味する。したがって、累積圧下率とは、鋳造材から最終圧延材を製造するまで実施した総圧下率を意味したりもする。
したがって、累積圧下率が８６％以上である場合、これによって製造された本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の結晶粒径が微細でありうる。具体的には、マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は、３〜１５μｍでありうる。
それだけでなく、累積圧下率が前記範囲の場合、偏析帯に集中した２次相を分散させてストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の発生確率を低減することができる。これによって、圧延方向（ＲＤ）と垂直方向である板材幅方向（ＴＤ）への変形を加える時、クラックを引き起こす原因を低減することができる。
また、前記圧延材を準備する段階は、２００〜４００℃温度範囲で実施することができる。
具体的には、圧延温度範囲が前記と同様である場合、クラック発生なしに圧延することができる。それだけでなく、前記温度で圧延する場合、結晶粒界にＣａ偏析が容易であり得る。
具体的には、圧延１回あたり０超過および５０％以下の圧下率で圧延することができる。また、多数の圧延を実施することができる。そのため、前述したように累積圧下率が８６％以上でありうる。
前記圧延材を準備する段階は、前記圧延材を中間焼鈍する段階をさらに含み得る。
前記圧延材を中間焼鈍する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施することができる。また、３０分〜１０時間実施することができる。
より具体的には、前記条件で中間焼鈍を実施する場合、圧延時の発生した応力を充分に解消することができる。より具体的には、圧延材の溶融温度を超えない範囲で、再結晶により応力を解消することができる。
最後に、前記圧延材を最終焼鈍する段階は、３００〜５００℃温度範囲で実施することができる。具体的には、１０分〜１０時間実施することができる。
前記条件で最終焼鈍することによって再結晶を容易に形成することができる。
以下、実施例により詳細に説明する。ただし、下記の実施例は本発明を例示するだけであり、本発明の内容は下記の実施例によって限定されない。
製造例
全体１００重量％に対し、Ａｌ：３．０重量％、Ｚｎ：０．８重量％、Ｃａ：０．６重量％、Ｍｎ：０．３重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含む合金溶湯を準備した。
全体１００重量％に対し、Ａｌ：３．０重量％、Ｚｎ：０．８重量％、Ｃａ：０．６重量％、Ｍｎ：０．３重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含む合金溶湯を準備した。
その後、前記溶湯をストリップキャスティング法で鋳造して鋳造材を準備した。
その後、前記鋳造材を３５０℃で１時間１次均質化熱処理した。
その後、４００〜５００℃で２４時間２次均質化熱処理した。
その後、前記均質化熱処理された鋳造材を２００〜４００℃で圧延１回あたり１５〜２５％の圧下率で圧延した。ただし、実施例と比較例はそれぞれ累積圧下率（総圧下率）が相異するように圧延した。これは圧延回数で制御した。
前記圧延中間に中間焼鈍も実施した。具体的には、３００〜５００℃で１時間実施した。
最後に、前記圧延材を３００〜５００℃で１時間最終焼鈍した。
このように製造されたマグネシウム合金板材の厚さは１ｍｍであった。
このように製造された実施例と比較例の引張強度（ＹＳ）、伸び率（Ｅｌ）、限界ドーム高さ（ＬＤＨ）、および限界ベンディング半径（ＬＢＲ）を評価して下記表１に開示した。
この時、各物性の評価方法は下記のとおりである。
［引張強度の測定方法］
試験片が破断するまでの最大引張荷重を試験前試験片の断面積で除した値を意味する。具体的には、常温で一軸引張試験機を用いて測定し、変形速度（ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）は１０−３／ｓで行った。
試験片が破断するまでの最大引張荷重を試験前試験片の断面積で除した値を意味する。具体的には、常温で一軸引張試験機を用いて測定し、変形速度（ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）は１０−３／ｓで行った。
［伸び率の測定方法］
引張試験時の材料が伸びる比率であって、試験前試験片の長さに対する変化した試験片の長さを百分率で表す値を意味する。具体的には、引張強度の測定条件と同一であり、ゲージ（ｇａｕｇｅ）部分の初期長さに対する増加した長さを測定した。
引張試験時の材料が伸びる比率であって、試験前試験片の長さに対する変化した試験片の長さを百分率で表す値を意味する。具体的には、引張強度の測定条件と同一であり、ゲージ（ｇａｕｇｅ）部分の初期長さに対する増加した長さを測定した。
［エリクセン数値の測定方法］
横、縦それぞれ５０〜６０ｍｍ大きさ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。
横、縦それぞれ５０〜６０ｍｍ大きさ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。
この時、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。
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、前記板材の外周部を１０ｋＮの力で固定し、その後２０ｍｍの直径を有する球状パンチを用いて５ｍｍ／ｍｉｎの速度で前記板材に変形を加えた。その後、前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限界ドーム高さ（ＬＤＨ）という。
［限界曲げ半径（Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇ）の測定方法］
Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇテストによる結果を限界曲げ半径（ＬＢＲ）という。具体的には、テスト後板材の内部曲率半径（Ｒ）／板材の厚さ（ｔ）値を意味する。
Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇテストによる結果を限界曲げ半径（ＬＢＲ）という。具体的には、テスト後板材の内部曲率半径（Ｒ）／板材の厚さ（ｔ）値を意味する。
具体的には、ダイとパンチで構成される装置にヒーティングが可能なように熱線をそれぞれ設置してターゲット温度まで温度を制御する。ダイとパンチはいずれも９０°角度を有し得る。パンチの種類は曲率半径が０Ｒから９Ｒまで多様である。
前記装置を用いる板材をベンディングした後、クラックなしにベンディングされるパンチのＲを導き出す。この時、パンチのベンディング速度は秒当たり３０〜６０ｍｍで測定した。
装置は機械式６０ｔｏｎ ｓｅｒｖｏ ｐｒｅｓｓを用い、パンチとダイが含まれたＶ−ｂｅｎｄｉｎｇ金型をｐｒｅｓｓに設置して用いた。
実施例と比較例の累積圧下率によるマグネシウム合金板材の物性を表１に開示した。
表１に開示したように、累積圧下率が増加するほど圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）に対する物性の差が減少することを確認することができる。それだけでなく、累積圧下率が増加するほど限界ドーム高さ（ＬＤＨ）値も増加することが分かる。具体的には、累積圧下率が８９．２％で最も高い実施例１の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）値が７．２ｍｍで最も優れた。
それだけでなく、実施例１は１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）の限界曲げ半径（ＬＢＲ）値が０であり、板材幅方向（ＴＤ）の限界曲げ半径（ＬＢＲ）値が１．２５以下であることが分かる。
限界曲げ半径（ＬＢＲ）値が低いことは、厳しい（ｓｅｖｅｒｅ）ベンディング条件でよく耐えることを意味する。
そのため、本発明の実施例によるマグネシウム合金板材は、成形性および異方性がいずれも優れることが分かる。
このような結果は図面によっても確認することができる。
図２は実施例１の微細組織をＳＥＭで観察して示す図である。
表１で実施例１は累積圧下率が８９．２％であった。その結果、図２に示すように、圧延方向（ＲＤ）への長さが最大５０μｍを超えたり、板材幅方向（ＴＤ）への厚さが最大１μｍを超える２次相ストリンガ（Ｓｔｒｉｎｇｅｒ）が観察されないことを肉眼で確認することができる。
さらに具体的には、一部の２次相（白色点）が固まっていることを確認できるが、圧延方向（ＲＤ）への長さが５０μｍ以下であるか板材幅方向（ＴＤ）への厚さが１μｍ以下であることが分かる。
図３は比較例１の微細組織をＳＥＭで観察して示す図である。
図３に示すように、比較例１は白色点のような２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｄｅｒ）が圧延方向（ＲＤ）に長く固まっている形状を確認することができる。
これにより比較例１の圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）の物性の差が最も大きい理由を導き出すことができる。
図４は実施例１の２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｄｅｒ）が含まれた地点を拡大した後ＳＥＭで観察した写真と、２次相のＥＤＳ分析結果を示す図である。
図５は比較例１の２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｄｅｒ）が含まれた地点を拡大した後ＳＥＭで観察した写真と、２次相のＥＤＳ分析結果を示す図である。
図５に示すように、比較例１の２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｄｅｒ）の成分をＥＤＳで分析した結果、Ａｌ２ＣａまたはＡｌ８Ｍｎ５が最も多いことを確認することができる。
具体的には、板材幅方向（ＴＤ）に変形時前記のような２次相が集まって圧延方向（ＲＤ）に形成されたストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）に沿ってクラックが発生し得る。したがって、比較例１の圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）の物性の差が最も大きい理由を導き出すことができる。
図６は比較例１、比較例２および２の累積圧下率によるベンディング性をグラフで示す図である。
図６に示すように、常温と２００℃で圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）の物性の差が最も少ないことは実施例１であることを確認することができる。
さらに具体的には、累積圧下率が大きいほど圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）の物性の差が少なくなることが分かる。
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、本発明が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思想や必須の特徴を変更せず他の具体的な形態で実施できることを理解することができる。
したがって、上記実施例はすべての面で例示的なものであり、限定的なものではないと理解しなければならない。本発明の範囲は前記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並びにその均等概念から導き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しなければならない。
Claims (22)
- マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み、
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は、３〜１５μｍである、マグネシウム合金板材。 - 前記マグネシウム合金板材はストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み、
ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の圧延方向（ＲＤ）への長さは最大５０μｍ以下である、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。 - 前記マグネシウム合金板材においてストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の板材幅方向（ＴＤ）への厚さは最大１μｍ以下である、請求項２に記載のマグネシウム合金板材。
- 前記マグネシウム合金板材は、
１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が０．５Ｒ／ｔ以下である、請求項３に記載のマグネシウム合金板材。 - 前記マグネシウム合金板材は、
１５０℃以上で板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が１．５Ｒ／ｔ以下である、請求項４に記載のマグネシウム合金板材。 - 前記マグネシウム合金板材は、
１５０℃以上で圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）への限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値差の絶対値は０．４〜１．４である、請求項５に記載のマグネシウム合金板材。 - 前記マグネシウム合金板材の厚さは、０．８〜１．７ｍｍである、請求項６に記載のマグネシウム合金板材。
- 全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜３．５重量％、Ｚｎ：０．５〜１．５重量％、Ｃａ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０重量％、残部Ｍｇおよびその他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み、
前記圧延材を準備する段階で、
累積圧下率が８６％以上である、マグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、
３００〜５００℃温度範囲で実施する、請求項８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、
４〜３０時間実施する、請求項９に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、
１次均質化熱処理段階；および
２次均質化熱処理段階を含む、請求項８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記１次均質化熱処理段階は、
３００〜４００℃温度範囲で実施する、請求項１１に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記１次均質化熱処理段階は、
１〜１５時間実施する、請求項１２に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記２次均質化熱処理段階は、
４００〜５００℃温度範囲で実施する、請求項１１に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記２次均質化熱処理段階は、
１〜１５時間実施する、請求項１４に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を準備する段階は、
２００〜４００℃温度範囲で実施する、請求項８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を準備する段階は、
圧延１回あたり０超過および５０％以下の圧下率で圧延する、請求項１６に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を準備する段階は、
前記圧延材を中間焼鈍する段階をさらに含む、請求項８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を中間焼鈍する段階は、
３００〜５００℃温度範囲で実施する、請求項１８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を中間焼鈍する段階は、
３０分〜１０時間実施する、請求項１９に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、
３００〜５００℃温度範囲で実施する、請求項８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、
１０分〜１０時間実施する、請求項２１に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
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