JP2021508003A - 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。本発明の一実施形態は、マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．５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マグネシウム合金板材を提供する。
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り、活発な研究がなされている。そのため比強度（密度に対する強度）に優れたマグネシウム板材に対する関心が高まっている。
マグネシウムは、密度が１．７４ｇ／ｃｍ２で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であり、振動吸収能、電磁波遮蔽能などに優れＩＴ／Ｍｏｂｉｌｅ分野で脚光を浴びている金属である。
また、自動車分野でも欧州を筆頭とした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くする研究が活発に進行されている。そのためマグネシウムが代替金属の一つとしてされている。
しかし、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。そのため、自動車産業への適用には一部限界がある。これを解消するために多様な研究がなされてきた。
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）温度付近で圧延する高温圧延法などがある。しかし、このすべての工程は商用化とは距離が遠い。
また、他の例として、先行特許（韓国公開特許第２０１２−００５５３０４号公報）のように合金による改善方法がある。具体的には、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使用することができる。ただし、前記板材は、ストリップキャスティング工法への適用はできない。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問題がある。
一方、先行特許（韓国特許出願第２０１５−０１８５０１７号）は、従来のＡｌ：３重量％、Ｚｎ：重量１％、Ｃａ：重量１％合金の工程を改善して限界ドーム高さ７ｍｍ以上の高成形を得ることができた。ただし、前記技術は圧延段階中の中間焼鈍が１回以上と温間成形が必要である。そのために、工程コストが高くかかり、金型／加熱装置などの投資費が多く発生する問題がある。したがって、生産性が低下し、マグネシウム合金の加工コストが競争素材に比べて高い問題がある。
また、現在当社で開発した高成形Ｅ−ｆｏｒｍ合金（ＡＺＸ３１１）板材の場合は部品成形時異方性が存在する。そこで上述した問題を解決したマグネシウム合金板材を提供しようとする。
常温成形性に優れ、かつ物性の異方性が大きくないマグネシウム合金板材およびその製造方法を提供する。
具体的には、アルミニウムを少なく含むことによって生成される２次相の分率も減少することができる。そのため、粒界偏析効果が増加して常温成形性を向上させる。
それだけでなく、２次相の分率低減に伴い２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）も低減しうる。そこで、板材幅方向（ＴＤ）に引張時、圧延方向（ＲＤ）に引張する時と物性の差が大きくないマグネシウム合金板材を提供しようとする。
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：０．５〜１．５重量％、Ｚｎ：０．１〜０．７重量％、Ｃａ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．０１〜０．３重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み得る。
マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、前記Ａｌ：０．５〜１．３重量％でありうる。
前記マグネシウム合金板材は、２次相を含み、前記マグネシウム合金板材全体面積１００％に対し、２次相の面積分率は５％以下でありうる。
前記２次相は、Ａｌ２Ｃａ、Ａｌ８Ｍｎ５、またはこれらの組み合わせでありうる。
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の１５０℃以上での圧延方向（ＲＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔでありうる。
前記マグネシウム合金板材の１５０℃以上での板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔでありうる。
前記マグネシウム合金板材の１５０℃以上での圧延方向（ＲＤ）に対する板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値の比は、０．８〜１．２でありうる。
前記マグネシウム合金板材の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は、８ｍｍ以上でありうる。
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：０．５〜１．５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準備する段階、前記溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階、前記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。
前記合金溶湯を準備する段階において、合金溶湯全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．３重量％でありうる。
前記溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階は、ストリップキャスティング法で鋳造し得る。
前記鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階は、圧延１回あたり５０％以下（０％除外）の圧下率で圧延し得る。
具体的には、前記鋳造材を１回または２回以上圧延し得る。
より具体的には、１００〜３５０℃温度範囲で圧延し得る。
前記鋳造材を圧延して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〜６時間実施し得る。
具体的には、３０分〜６時間実施し得る。
前記圧延材を最終焼鈍する段階は、２５０℃以上で実施し得る。具体的には、３０分〜６００分間実施し得る。
本発明の一実施形態によれば、アルミニウム含有量に応じて２次相の分率と２次相ストリンガを制御し、圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）にベンディング試験時異方性が大きくないマグネシウム合金板材を製造することができる。
それだけでなく、常温での成形性に優れたマグネシウム合金板材を同時に提供することができる。
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：０．５〜１．５重量％、Ｚｎ：０．１〜０．７重量％、Ｃａ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．０１〜０．３重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含み得る。
具体的には、マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、前記Ａｌは０．５〜１．３重量％でありうる。
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０．５〜１．５重量％だけ含み得る。具体的には、０．５〜１．３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り、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。これによって、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１．５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減少することにより、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）も低減し得る。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り得る。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０．１〜０．７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、０．７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ため、成形性に悪影響を与える恐れがある。
Ｃａは０．１〜０．５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において圧延時、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形成を抑制することができる。
ただし、０．５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０．０１〜０．３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、鋳造時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。そのため、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。これによって、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。
したがって、前述したマグネシウム合金板材は、Ａｌ２Ｃａ、Ａｌ８Ｍｎ５、またはこれらの組み合わせである２次相を含み、前記マグネシウム合金板材の全体面積１００％に対し、前記２次相の面積分率は５％以下でありうる。さらに具体的には、３％以下でありうる。より具体的には１％以下でありうる。
これはマグネシウム合金板材の全体重量に対してＡｌを１．５重量％超えて含む従来の他のマグネシウム合金板材に比べて顕著に低い数値である。
２次相の分率を前記範囲のように最小限に制御することによって、粒界偏析を向上させて常温成形性を向上させることができる。それだけでなく、２次相の分率が増加することにより発生する２次相のストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を減少させ得る。
本明細書でストリンガ（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は、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の長さは、最大５０μｍ以下でありうる。
ストリンガの長さ範囲が最大５０μｍ以下範囲であることは、ストリンガが殆ど含まれないことを意味する。
一方、２次相が固まり、圧延方向（ＲＤ）に最大５０μｍを超える帯形状のストリンガが存在する場合、マグネシウム合金板材の物性異方性が大きい。具体的には、マグネシウム合金板材の圧延方向に最大長さ５０μｍを超えるストリンガを含む場合、板材幅方向（ＴＤ）にベンディングまたは引張時圧延方向（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。
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、圧延方向に垂直方向である板材幅方向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、２次相ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含むマグネシウム合金板材の場合、板材幅方向（ＴＤ）に引張時、圧延方向（ＲＤ）に引張する場合より異方性性が劣り得る。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、本明細書において、ベンディング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、最大長さが５０μｍを超えるストリンガと定義する。
また、本明細書における板材幅方向（ＴＤ）は、圧延方向（ＲＤ）と垂直である方向を意味する。
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）と板材幅方向（ＴＤ）に曲げ試験を実施して異方性を測定した。そこで、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）値を示した。
そのため、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。
したがって、前記マグネシウム合金板材の圧延方向（ＲＤ）の１５０℃以上での限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔでありうる。
一方、前記マグネシウム合金板材の板材幅方向（ＴＤ）の１５０℃以上での限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔでありうる
本明細書における限界ベンディング半径（ＬＢＲ）とは、Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇテスト後板材の厚さ（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。
具体的には、前記マグネシウム合金板材の圧延方向（ＲＤ）に対する板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）の比は、０．８〜１．２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。
前記マグネシウム合金板材の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は、８ｍｍ以上でありうる。
本明細書における限界ドーム高さ（ＬＤＨ）とは、常温でのエリクセン試験により導き出される値を意味する。前記値から板材の成形性を比較することができる。
より具体的には、エリクセン数値は板材を変形させてカップ（ｃｕｐ）形状に加工した時、破断が発生するまで板材が変形された高さを意味する。したがって、マグネシウム合金板材の変形高さが高いほど、エリクセン数値が大きい。そのため成形性に優れる。
これにより、本発明の一実施形態によるマグネシウム合金板材の限界ドーム高さは、従来のマグネシウム合金材に比べて優れた水準でありうる。
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：０．５〜１．５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準備する段階（Ｓ１００）、前記溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階（Ｓ２００）、前記鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階（Ｓ３００）、および前記圧延材を最終焼鈍する段階（Ｓ４００）を含み得る。
具体的には、前記段階（Ｓ１００）で合金溶湯全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．０重量％でありうる。
前記溶湯の成分および組成を限定した具体的な理由は、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。
その後前記段階（Ｓ２００）で、前記鋳造材を準備する鋳造方法は、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法またはこれらの組み合わせでありうる。ただし、これに制限するものではない。
より具体的には、ストリップキャスティング法で鋳造することができる。前述した組成の合金溶湯でストリップキャスティング鋳造が可能であり得る。
より具体的には、前記溶湯は０．５〜１０ｍｐｍ速度で鋳造することができる。
そのため、製造された鋳造材の厚さは、３〜１３ｍｍであり得るが、これに制限されるものではない。
前記段階（Ｓ３００）で圧延１回あたり５０％以下（０％除外）の圧下率で圧延することができる。より具体的には、圧延１回あたり圧下率が５０％を超える場合、圧延時クラックが発生し得る。
以下、本明細書において圧下率とは、圧延時の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と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を乗じたものを意味する。
具体的には、鋳造材を１回または２回以上圧延することができる。さらに具体的には、鋳造材の厚さが厚い場合、２回以上圧延することができる。
さらに具体的には、１００〜３５０℃温度範囲で圧延することができる。より具体的には、圧延温度が１００℃未満の場合、圧延時クラックを誘発し得る。一方、圧延温度が３５０℃超過の場合、Ｃａ偏析が低下して不利であり得る。
また、前記段階（Ｓ３００）は、圧延材を中間焼鈍する段階（Ｓ３１０）をさらに含み得る。
具体的には、圧延を２回以上実施する場合、圧延段階の中間に中間焼鈍を実施することができる。この時、前記段階（Ｓ３１０）は３００〜５００℃温度範囲で実施することができる。より具体的には、３０分〜６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。さらに、再結晶により非基底面結晶方位を有する結晶粒の形成を誘導することもできる。
最後に、前記圧延材を最終焼鈍する段階（Ｓ４００）は、２５０℃以上で実施することができる。具体的には、２５０〜４５０℃温度で実施することができる。
さらに具体的には、３０分〜６００分間実施することができる。
さらに具体的には、３０分〜６００分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
下記表１に開示された成分および組成にして実施例と比較例によるマグネシウム合金板材を製造した。
下記表１に開示された成分および組成にして実施例と比較例によるマグネシウム合金板材を製造した。
具体的には、下記表１に開示された成分および組成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２００℃で圧延１回当たり２５％の圧下率で７〜１０回圧延した。
前記圧延中間に中間焼鈍も実施した。具体的には、４００℃で３時間実施した。
最後に、圧延された板材を３００℃で最終焼鈍した。
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。
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、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。
前記装置を用いて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。
前記表１に開示したように、アルミニウム含有量が２重量％である比較例１の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）値は優れるが、限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は劣位であることがわかる。
特に、比較例１は、２００℃で圧延方向（ＲＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値に対する板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値の比が３．７５で圧延方向と板材幅方向にそれぞれ引張時異方性が大きいことが分かる。
また、比較例４の場合、比較例１〜３に比べて異方性に優れたが、実施例１および２に比べては限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値が劣位であることがわかる。
これは本発明の図面によっても確認することができる。
図２は実施例１の断面をＳＥＭで観察した図である。
図２に示すように、実施例１は２次相ストリンガの形態がないことを肉眼で確認することができる。そのため、実施例１は圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）に引張時物性の差が大きくなかったことを導き出すことができる。
図３は比較例１の断面をＳＥＭで観察した図である。
一方、図３に示すように、比較例１は板材の表面と表面の下の部分に２次相が固まり、圧延方向に帯形状のストリンガが含まれたことを確認することができる。また、前記ストリンガの長さは最小１００μｍ以上であることが確認される。
そのため、比較例１の板材幅方向と圧延方向の異方性が大きい理由を導き出すことができる。
具体的には、前記比較例１のベンディング試験時のクラックが生成されたことを図４により確認することができる。
図４は比較例１のベンディング試験時のクラックが生成された断面をＳＥＭで観察した図である。具体的には、図４に示すように、比較例１は表面と表面の下の部分でストリンガを確認することができた。その結果、表面でクラックが容易に形成されたことを確認することができる。
図５は実施例２の断面を光学顕微鏡（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で観察した図である。
図５に示すように、実施例２にも２次相（黒色点）が含まれることが分かる。ただし、マグネシウム合金板材に対して２次相の分率が非常に少ないことを肉眼でも確認することができる。
これにより、本発明による実施例は、アルミニウム含有量に応じて２次相の分率と２次相ストリンガを制御し、圧延方向（ＲＤ）と板材幅方向（ＴＤ）にベンディング試験時の異方性が大きくないマグネシウム合金板材を製造することができる。
それだけでなく、常温での成形性に優れたマグネシウム合金板材を同時に提供することができる。
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 (20)
- マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．５重量％、Ｚｎ：０．１〜０．７重量％、Ｃａ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．０１〜０．３重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避不純物を含む、マグネシウム合金板材。
- マグネシウム合金板材全体１００重量％に対し、前記Ａｌ：０．５〜１．３重量％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は２次相を含み、
前記マグネシウム合金板材全体面積１００％に対して２次相の面積分率は５％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２次相は、Ａｌ２Ｃａ、Ａｌ８Ｍｎ５、またはこれらの組み合わせである、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、ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）を含み、
ストリンガ（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）の長さは、最大５０μｍ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の１５０℃以上での圧延方向（ＲＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔ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１５０℃以上での板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値は、０〜０．５Ｒ／ｔである、請求項６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１５０℃以上での圧延方向（ＲＤ）に対する板材幅方向（ＴＤ）の限界ベンディング半径（ＬＢＲ）値の比は、０．８〜１．２である、請求項７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限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は、８ｍｍ以上である、請求項８に記載のマグネシウム合金板材。
- 全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．５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準備する段階；
前記溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階；
前記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む、マグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記合金溶湯を準備する段階において、
合金溶湯全体１００重量％に対し、Ａｌ：０．５〜１．３重量％である、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階は、
圧延１回あたり５０％以下（０％除外）の圧下率で圧延する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階は、
前記鋳造材を１回または２回以上圧延する、請求項１２に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を圧延して圧延材を準備する段階は、
１００〜３５０℃温度範囲で圧延する、請求項１３に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記鋳造材を圧延して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１０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１５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〜６時間実施する、請求項１６に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、
２５０℃以上で実施する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記圧延材を最終焼鈍する段階は、
３０分〜６００分間実施する、請求項１８に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。 - 前記溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階は、
ストリップキャスティング法で鋳造する、請求項１０に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
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| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
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| A912 | Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board |
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