JP5050199B2 - マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料 - Google Patents

Description

本発明は、マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料に関し、特に高強度で、かつ加工性が良いマグネシウム合金材料を得ようとするものである。

マグネシウム合金は軽量、高強度な構造材料として期待されているが、加工性が悪いために実用化が遅れている。

その中でも、ＡＺ３１マグネシウム合金（これをＡＺ３１Ｍｇ合金と呼ぶ）については、加工時に１パスごとに温度を下げながら多軸鍛造加工（Ｍｕｌｔｉ−ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｆｏｒｇｉｎｇ（ＭＤＦ））をすることにより、結晶粒をサブミクロン以下に制御し、これにより強度と加工性とを同時に両立させようとした降温多軸鍛造法が提案されている（特許文献１参照）。

ここで、ＡＺ３１Ｍｇ合金は、マグネシウム（Ｍｇ）に、アルミニウム（Ａｌ）及び亜鉛（Ｚｎ）を、それぞれ質量比で約３〔％〕及び約１〔％〕含み、添加元素として鉄（Ｆｅ）やマンガン（Ｍｎ）を微量に含むマグネシウム合金である。
国際公開番号ＷＯ２００４／０８５６９２Ａ１

しかしながら、ＡＺ３１Ｍｇ合金を実用の構造材料として適用しようとした場合、比強度が未だ低く、耐腐食性も低いことから、より高強度かつ高耐腐食性をもつマグネシウム合金が求められている。

ＡＺ３１Ｍｇ合金よりも、強度が大きく、しかも高い耐腐食性をもつマグネシウム合金として、ＡＺ６１マグネシウム合金（これをＡＺ６１Ｍｇ合金と呼ぶ）があるが、ＡＺ３１Ｍｇ合金より、加工性がさらに悪いために加工性の向上に関する研究がほとんど行われていなかった。

ここで、ＡＺ６１Ｍｇ合金は、マグネシウム（Ｍｇ）に、アルミニウム（Ａｌ）及び亜鉛（Ｚｎ）をそれぞれ質量比で約６〔％〕及び約１〔％〕含み、添加元素として鉄（Ｆｅ）やマンガン（Ｍｎ）などを含むマグネシウム合金である。

本発明は以上の点を考慮してなされたもので、実用の構造材料として十分に適用し得るように加工性を改善したＡＺ６１Ｍｇ合金材料を提供できるようにしようとするものである。

かかる課題を解決するため本発明においては、マグネシウムに、アルミニウム及び亜鉛を含むＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を、それぞれＸ軸方向、Ｙ軸方向、Ｚ軸方向及びＸ軸方向に圧縮する降温多軸鍛造加工を行うことによって、微細化された結晶組織を有する加工金属材料を得るようにする。

本発明によれば、ＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を降温多軸鍛造加工を行うことによって微細化された結晶組織を有する加工金属材料を得るようにしたことにより、高強度で、高い耐腐食性を有し、かつ加工性が良いマグネシウム合金材料を実現できる。

以下図面について、本発明の一実施の形態を詳述する。

（１）全体の構成
図１において、１は全体として金属材料製造システムを示し、結晶粒微細化加工装置２に金属材料素材３としてＡＺ６１Ｍｇ合金バルク材を受け入れると共に、結晶粒微細化加工装置２において加工して得られた加工金属材料４を、製品化装置５の加工処理部６において製品化処理した後実用構造製品７として送り出す。

金属材料素材３は、例えば図２に示すような成分を有するサンプル番号１又は２のうちの一方、例えばサンプル番号１のＡＺ６１Ｍｇ合金を用いる。

結晶粒微細化加工装置２は、４段の微細化加工部、すなわち第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄを有し、第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄにおいて、それぞれ１パス分の多軸鍛造加工を行う。

多軸鍛造加工は、図３（Ａ）に示すように、Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸方向の寸法比が２．２２：１．４９：１．０の加工対象金属材料８に対して、先ずＸ軸方向に圧縮力を加えることにより、図３（Ｂ）に示すように、Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸方向の寸法比が１．０：２．２２：１．４９になるように圧縮加工し、続いて図３（Ｃ）に示すように、Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸方向の寸法比が１．４９：１．０：２．２２になるようにＹ軸方向に圧縮力を加え、その後図３（Ａ）に示すように、Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸方向の寸法比が２．２２：１．４９：１．０になるようにＺ軸方向に圧縮力を加える。

かくして、加工対象金属材料８の加工軸を回転させながら、１サイクル分の多軸鍛造加工を行うことができ、Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸方向に順次圧縮力を加える１回の鍛造処理を「パス」と呼ぶ。

図１の実施の形態の場合、図３（Ａ）に示す加工を行う１パスと、図３（Ｂ）に示す加工を行う２パスと、図３（Ｃ）に示す加工を行う３パスと、図３（Ａ）に示す加工を再度行う４パスとを第１段、第２段、第３段及び第４段微細化加工部１１Ａ、１１Ｂ、１１Ｃ及び１１Ｄにおいて順次行った後、図３（Ｂ）に示す加工を再度行う５パス圧縮加工を製品化装置５の加工処理部６において行うことにより、各パスごとにひずみ量Δε＝０．８の強圧縮加工をする。

第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄは、それぞれ治具１２内に形成された圧縮加工室１３内に入れた加工対象金属材料１４を圧縮加工工具１５によって強圧縮加工をする。

加工対象金属材料１４は、圧縮加工室１３に入れられる前に、保温炉１６において第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄに割り当てられた降下加工温度になるように加熱保温される。

当該加熱された加工対象金属材料１４は矢印ａ１によって示すように保温炉１６から圧縮加工室１３に入れられ、かくして圧縮加工された加工対象金属材料１４は矢印ａ２によって示すように圧縮加工室１３から取り出されて次段の微細化加工部の保温炉１６に送り込まれる。

この実施の形態の場合、第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄは、１パスから４パスの圧縮加工の際に、図４の曲線Ｋ１、Ｋ２、Ｋ３及びＫ４で示す真応力−累積ひずみ曲線が得られるような、圧縮加工温度、６２３〔Ｋ〕、５７３〔Ｋ〕、５２３〔Ｋ〕及び５０３〔Ｋ〕に設定される。

かくして、第１段微細化加工部１１Ａから第４段微細化加工部１１Ｄまで、順次加工対象金属材料１４を１パス目から４パス目まで圧縮加工をする際の圧縮加工温度を、次第に降下させながら多軸鍛造加工を行う（これを降温多軸鍛造加工（ＭＤＦ）法と呼ぶ）ことにより、加工対象金属材料１４に割れを起させることなく、しかも加工対象金属材料１４であるＡＺ６１Ｍｇ合金の結晶粒を１〔μｍ〕程度にまで微細化し、これにより高強度で、かつ加工性が良い加工金属材料４を結晶粒微細化加工装置２から送り出す。

この実施の形態の場合、結晶粒微細化加工装置２から得られた加工金属材料４は、製品化装置５の加工処理部６において５パス目の圧縮加工処理をされ、これにより結晶粒の粒径が１〔μｍ〕以下の超微細化組織をもち、従って実用上高強度な実用構造製品７として送り出される。

（２）微細化加工結果
以上の構成によれば、第１段、第２段、第３段及び第４段微細化加工部１１Ａ、１１Ｂ、１１Ｃ及び１１Ｄにおいて加工温度を各パスごとに順次６２３〔Ｋ〕、５７３〔Ｋ〕、５２３〔Ｋ〕及び５０３〔Ｋ〕に下げながら多軸鍛造加工を行うことにより、加工対象金属材料１４に全く割れを起こさずに、図４に示すように、加工対象金属材料１４内にひずみを累積させ、これにより結晶粒を容易に微細化できた。

各パスにおける微細化組織の発達状態は、図５に示す通りであった。

図５の光学顕微鏡組織写真において、直線横断法によって平均結晶粒径を測定したところ、多軸鍛造加工前の金属材料素材３においては累積ひずみ量がε＝０の状態において３８．５〔μｍ〕（図５（Ａ））であったのに対して、２パス目において累積ひずみ量がε＝１．６の状態（図５（Ｂ））を経て、４パス目において累積ひずみ量ε＝３．２になった状態（図５（Ｃ））において、約１〔μｍ〕まで微細化した結晶組織になっていることが確認できた。

かくして結晶粒微細化加工装置２から、割れを起こさずに、しかも僅か４パス分の加工をするだけで、平均結晶粒径が３８．５〔μｍ〕から１〔μｍ〕にまで超微細化された結晶組織を有する加工金属材料４を得ることができ、これにより高強度の実用の構造製品を製品化する目的に適したバルク材を供給できる。

このバルク材としての加工金属材料４を実用構造製品７を得ることを想定した製品化装置５において、さらに５パス目として、図４の曲線Ｋ５で示すように加工温度５０３〔Ｋ〕で真ひずみ０．８の強加工を行った結果得られる微細粒組織は、累積ひずみε＝４．０の状態で、図５（Ｄ）に示すように、光学顕微鏡では確認できないほどの超微細粒となることが分かった。

この５パス目の微細粒組織を有する実用構造製品７は結晶粒が超微細であることにより、その強度は一段と大きいと評価できる。

（３）異なる成分の金属材料素材の場合
上述の実施の形態においては、図２のサンプル番号１のＡＺ６１Ｍｇ合金を用いてこれを結晶粒微細化加工装置２によって降温多軸鍛造加工をした場合として述べたが、金属材料素材３としてサンプル番号１とは多少成分が異なるサンプル番号２のＡＺ６１Ｍｇ合金を用いて同じ結晶粒微細化加工装置２によって降温多軸鍛造加工をしたところ、得られた加工金属材料４は、図６に示すように、平均結晶粒径が約１〔μｍ〕の均一な超微細組織となることが分かった。

これにより、金属材料素材３として添加元素が多少違っても、上述の実施の形態による降温多軸鍛造法による加工によれば、同じような微細化組織が得られることが確認できた。

（４）硬さの変化
硬さ試験によれば、結晶粒微細化加工装置２が降温多軸鍛造加工をしている間に加工対象金属材料１４に生ずる硬さは、図７の直線Ｋ１１に示すように、累積ひずみεの増加に比例するように増加する。

当該硬さ変化曲線Ｋ１１との比較例として、ＡＺ３１Ｍｇ合金を同じ条件で降温多軸鍛造加工をした場合の硬さの変化を曲線Ｋ１２によって示す。

上述の実施の形態の場合の硬さ変化曲線Ｋ１１は、累積ひずみ量εが増加するとほぼ比例して硬さが増加し、４パス目では１２００ＭＰＡまで上昇し、５パス目には更に上昇した。

この硬さ変化曲線Ｋ１１は、比較例であるＡＺ３１Ｍｇ合金の硬さ変化曲線Ｋ１２と比較して、累積ひずみ量の増加（従って結晶粒微細化の進行）に伴う硬さの増加割合が高く、結局累積ひずみ量の増加に対して３０〔％〕以上も高強度化されていることが分かる。

因に、従来、ＡＺ３１Ｍｇ、ＡＺ６１Ｍｇ合金は、ともに室温での塑性加工性が著しく低いため、加工、整形は熱間・温間で行われる。鍛造によれば強度の向上が期待できるが、例えばＡＺ３１Ｍｇの場合で２０〔％〕以下（約５００〔ＭＰａ〕から約６００〔ＭＰａ〕以下への上昇）に過ぎない。

これに対して、降温多軸鍛造法によって結晶粒を超微細化すれば、比較例として図７において変化曲線Ｋ１２で示すように、ＡＺ３１Ｍｇ合金の強度は、８５０〔ＭＰａ〕程度まで上昇し、この結果７０〔％〕は増加する。

このＡＺ３１Ｍｇ合金の場合と比較して、上述の実施の形態についてＡＺ６１Ｍｇ合金について降温多軸鍛造法により結晶粒を超微細化した場合は、図７において変化曲線Ｋ１１で示すように、結晶粒微細化によって著しい強度向上が得られ、累積ひずみ４で比較するとその強度は超微細粒ＡＺ３１Ｍｇ合金よりさらに６０〔％〕高い。

図７において、ＡＺ６１Ｍｇ合金の直線の傾きがより大きく、このことはＡＺ６１Ｍｇ合金の強度上昇がＡＺ３１Ｍｇ合金に比べてより顕著であることを示している。従って強度差は加工ひずみの増加とともにさらに大きくなる。

このように、ＡＺ６１Ｍｇ合金を降温多軸鍛造加工することにより得られる加工金属材料の硬さは、ＡＺ３１Ｍｇ合金の場合と比較して一段と高強度化されている。

（５）熱的安定性
図１の結晶粒微細化加工装置２によって得た加工金属材料４は、図８に示すように熱的安定性をもっている。

図８は、累積ひずみε＝３．２を有する４パス目の加工金属材料４に、５２３〔Ｋ〕で１５〔分〕間の焼鈍を行った後の超微細粒組織を示したもので、１〔μｍ〕にまで微細化された結晶粒は２．０〔μｍ〕まで粗大化したものの、焼鈍に伴う結晶粒粗大化は極めて小さい。

また、図７で符号Ｋ１３で示すように、この焼鈍を行うことにより生じた硬さの低下は、小さく、１０〔％〕程度の強度低下に止まっていることを確認した。

これらの結果は、ＡＺ６１Ｍｇ合金を降温多軸鍛造加工した結果得られる加工金属材料４は、極めて熱的安定性に優れていることを示している。

これに対して、ＡＺ３１Ｍｇ合金は、より低い温度での焼鈍でも容易に結晶粒の粗大化が起こってしまうことや、強ひずみ加工により得られた超微細粒材は熱的に不安定であることが知られている。

この点からみて、上述の実施の形態による降温多軸鍛造加工により得られるＡＺ６１Ｍｇ合金の微細化加工材の特性は、一段と向上している。

（６）引張試験
図９は上述の実施の形態によって降温多軸鍛造加工されたＡＺ６１Ｍｇ合金の微細化加工材の引張試験結果を示すもので、引張軸は最終圧縮軸に対し垂直とした。

これは、圧縮面に（０００１）底面集合組織が形成されるため、最も延びが得られない方法である。

それにも関わらず、ひずみ速度８．３×１０^−３〔ｓ^−１〕の２パス材で５０〔％〕以上、４パス材（累積ひずみ量ε＝３．２）で極めて高い延性が観察された（図９（Ａ））。

特に、図９（Ｂ）において符号Ｋ２１で示すように、ひずみ速度８．３×１０^−４〔ｓ^−１〕で加工した場合、４パス材（累積ひずみε＝３．２）の引張試験温度４７３〔Ｋ〕では、約３００〔％〕の超塑性延びが得られた。

これは、比較材として同じ条件下で引張試験を行った超微細粒ＡＺ３１Ｍｇ材に比べて、延びが約１．５〔倍〕、強度で約２０〔％〕高いことが確認できた。

これにより、図４の累積ひずみの拡大結果を含め、ＡＺ６１Ｍｇ合金を４パス圧縮加工した超微細材は、高い加工性を有し、強度も高いことが分かった。

さらには、降温多軸鍛造加工後の塑性加工性が極めて高いことから、降温多軸鍛造加工により結晶粒を超微細化加工することにより、結晶粒微細化加工装置２によって得られた加工金属材料４を製品化装置５において製品化加工する際に、図１０において他の実施の形態として示すような圧延装置２０を用いることができることを示している。

圧延装置２０は、加工材２１を案内ローラ２２によって２段の圧延ローラ２３Ａ、２３Ｂ及び２４Ａ、２４Ｂ間を通すことにより、矢印ｂで示すように、圧延加工する。

この実施の形態の場合、圧延ローラ２３Ａ、２３Ｂ及び２４Ａ、２４Ｂの回転方向は、矢印ｃで示すように反転することにより、加工材２１を矢印ｄで示すように圧延ローラ２３Ａ、２３Ｂ及び２４Ａ、２４Ｂを往復通過させ、これにより圧延設備を小規模にすることができる。

（７）加工温度条件
図４について上述した降温多軸鍛造加工について、加工適正温度を確認するため、加工開始温度（６２３〔Ｋ〕）から加工終了温度（５０３〔Ｋ〕）になるまでの各パスの加工温度を、±２０〔Ｋ〕変化させたところ、図１１に示す真応力−累積ひずみ曲線が得られることが確認できた。

ここで、各パスにおける加工温度を、±２０〔Ｋ〕の範囲で変化させても、全く割れが起こらないまま強加工が実現できた。

各パスにおける多軸鍛造加工温度は、前段のパスにおける多軸鍛造加工温度と同じでも結晶粒微細化が起こることが明らかになっているので、各パスごとの加工温度の降温側の限度が前段のパスにおける多軸鍛造加工温度以下に設定される。

この実験の結果における４パス後の最終微細化組織は、図１２に示すように、加工開始温度と最終加工温度がそれぞれ２０〔Ｋ〕ずつ異なった場合でも、４パス後（累積ひずみ量３．２）に得られた最終結晶粒径は約１〔μｍ〕である。

＋２０〔Ｋ〕の温度が高い方の微細化組織は、−２０〔Ｋ〕の温度が低い方と比較して結晶粒径が大きいが、その差は僅かである。

この実験の範囲では、全く割れを起こさず、適用された全温度範囲で降温多軸鍛造加工が可能で、結晶粒は容易に微細化されることが確認できた。

これと同時に、上述の実施の形態における降温多軸鍛造プロセスは、ＡＺ６１Ｍｇ合金に対して適用できる温度範囲が広いことが確認でき、このことは、当該降温多軸鍛造プロセスの向上化、実用化に大きな利点となることが分かった。

また、１パスから４パスに至るまでの加工温度は、図１３に示す設定直線Ｋ３１を中心として、±５０〔Ｋ〕の曲線Ｋ３２及びＫ３３の間に設定すれば良い。

実際上、１パス目に加工する前の金属材料素材３の粒径（すなわち初期粒径の大きさ）に応じて、適正な加工温度を設定すれば良い。

（８）他の実施の形態
図１４は、他の実施の形態である金属材料製造システム３１を示すもので、図１の第１段ないし第４段微細化加工部１１Ａ〜１１Ｄの場合と同様に、治具３２の圧縮加工室３３に入れた加工対象金属材料３４を圧縮加工工具３５によって矢印Ｐ２で示す圧縮加工力によって圧縮加工を行うように、圧縮加工装置３６が形成されている。

圧縮加工装置３６には、前段保温炉４２及び後段保温炉４３が設けられ、ＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料加工素材４１が加工対象金属材料３４として前段保温炉４２に入れられ、所定の加工温度に保温される。

１パス目の加工時、加工対象金属材料３４は、前段保温炉４２において所定の加工温度６２３〔Ｋ〕に保温されており、これが矢印ａ１１で示すように圧縮加工室３３に入れられて１パス目の圧縮加工がされた後、矢印ａ１２で示すように、圧縮加工室３３から後段保温炉４３に保持される。

後段保温炉３４は、２パス目の加工温度５７３〔Ｋ〕に加工対象金属材料３４を保温する。

かくして前段保温炉４２に入れられた全ての加工対象金属材料３４について、１パス目の圧縮加工が終了すると、後段保温炉４３において２パス目の加工温度５７３〔Ｋ〕に保温された加工対象金属材料３４が、矢印ａ１３によって示すように、圧縮加工室３３に入れられて圧縮加工され、その後矢印ａ１４で示すように圧縮加工室３３から前段保温炉４２に取り出される。

前段保温炉４２には圧縮加工室３３から取り出されてきた加工対象金属材料３４を３パス目の加工温度５２３〔Ｋ〕に保温する。

かくして後段保温炉４３に入れられた全ての加工対象金属材料３４についての加工が終了すると、続いて前段保温炉４２において３パス目の加工温度５２３〔Ｋ〕に保温された加工対象金属材料３４が、再度矢印ａ１１で示すように、圧縮加工室３３に入れられて圧縮加工された後、矢印ａ１２で示すように、後段保温炉４３に取り出される。

このとき後段保温炉４３は加工対象金属材料３４を４パス目の加工温度５０３〔Ｋ〕に保温し、かくして保温された加工対象金属材料３４が、再度矢印ａ１３で示すように、圧縮加工室３３に入れられて圧縮加工をした後、矢印ａ１４で示すように前段保温炉４２に取り込まれる。

このようにして１台の圧縮加工装置３６を用いて、１パス目、２パス目、３パス目及び４パス目の圧縮加工を保温温度６２３〔Ｋ〕、５７３〔Ｋ〕、５２３〔Ｋ〕及び５０３〔Ｋ〕で加工することにより、４パス目の加工終了時に粒径が１〔μｍ〕にまで微細化された超微細組織を有する加工対象金属材料３４が前段保温炉４２に保持された状態が得られる。

この微細化加工が終了した加工対象金属材料３４は、加工金属材料４４として外部に設けられている製品化装置に送り出される。

以上の構成によれば、１台の圧縮加工装置３６によって４パス分の降温多軸鍛造加工を行うことができることにより、比較的小規模な設備で少量生産する目的に適した金属材料生産システムを実現できる。

かくするにつき、上述した場合と同様に、加工途中で割れることなく微細化加工ができることにより、硬さ特性、熱的安定性、延び特性が優れたＡＺ６１Ｍｇ合成材料を実現できる。

実用の構造製品材料に適したマグネシウム金属材料を得る場合に適用できる。

本発明の一実施の形態による金属材料製造システムを示す略線的系統図である。 金属材料素材に添加されている成分を示す図表である。 （Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）はＸ軸、Ｙ軸及びＺ軸について圧縮加工する多軸鍛造加工の説明に供する略線的斜視図である。 １パスないし５パスの圧縮加工時に生ずる真応力−累積ひずみを示す特性曲線図である。 （Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）及び（Ｄ）は、圧縮加工前、２パス目、４パス目及び５パス目の圧縮加工によって微細化加工された微細化組織の発達状態を示す光学顕微鏡写真図である。 サンプル番号２のＡＺ６１Ｍｇ合金において、降温多軸鍛造した結果微細化された微細化組織を示す光学顕微鏡写真図である。 降温多軸鍛造加工中のひずみ増加による硬さの変化を示す特性曲線図である。 降温多軸鍛造加工後に金属材料を５２３〔Ｋ〕で１５〔秒〕保持したときの微細化組織を示す光学顕微鏡写真図である。 （Ａ）及び（Ｂ）は引張試験結果を示す特性曲線図である。 製品化装置の他の実施の形態を示す略線的系統図である。 降温多軸鍛造加工の温度域を変化させたときに得られた真応力−累積ひずみ曲線を示す特性曲線図である。 （Ａ）及び（Ｂ）は降温多軸鍛造加工の温度域を変化させたとき得られた微細化組織を示す光学顕微鏡写真図である。 降温温度設定範囲を示す特性曲線図である。 他の実施の形態の金属材料製造システムを示す略線的系統図である。

符号の説明

１、３１……金属材料製造システム、２……結晶粒微細化加工装置、３……金属材料素材、４……加工金属材料、５……製品化装置、６……加工処理部、７……実用構造製品、１１Ａ〜１１Ｄ……第１段〜第４段微細化加工部、１２、３２……治具、１３、３３……圧縮加工室、１４、３４……加工対象金属材料、１５、３５……圧縮加工工具、１６、３６……保温炉、２０……圧延装置、２１……加工材、２２……案内ローラ、２３Ａ、２３Ｂ、２４Ａ、２４Ｂ……圧延ローラ、４１……金属材料素材、４２……前段保温炉、４３……後段保温炉、４４……加工金属材料。

Claims (4)

1. マグネシウムに、アルミニウム及び亜鉛を含むＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を、順次、Ｘ軸方向、Ｙ軸方向、Ｚ軸方向及びＸ軸方向に圧縮する降温多軸鍛造加工を行うことによって、微細化された結晶組織を有する加工金属材料を得る
   ことを特徴とするマグネシウム合金材料製造方法。
2. マグネシウムに、アルミニウム及び亜鉛を含むＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を、順次、第１段パス、第２段パス、第３段パス及び第４段パスにおいて、６２３Ｋ±２０Ｋ、５７３Ｋ±２０Ｋ、５２３Ｋ±２０Ｋ、及び５０３Ｋ±２０Ｋ、の加工温度で、それぞれＸ軸方向、Ｙ軸方向、Ｚ軸方向及びＸ軸方向に圧縮する降温多軸鍛造加工を行うことによって、微細化された結晶組織を有する加工金属材料を得る
   ことを特徴とするマグネシウム合金材料製造方法。
3. マグネシウムに、アルミニウム及び亜鉛を含むＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を、順次、第１段パス、第２段パス、第３段パス及び第４段パスにおいて、６２３Ｋ±２０Ｋ、５７３Ｋ±２０Ｋ、５２３Ｋ±２０Ｋ、及び５０３Ｋ±２０Ｋ、の加工温度で、それぞれＸ軸方向、Ｙ軸方向、Ｚ軸方向及びＸ軸方向に圧縮する降温多軸鍛造加工を行うことによって微細化された結晶組織を有する加工金属材料を得る圧縮加工手段
   を具えることを特徴とするマグネシウム合金材料製造装置。
4. マグネシウムに、アルミニウム及び亜鉛を含むＡＺ６１Ｍｇ合金でなる金属材料素材を、順次、第１段パス、第２段パス、第３段パス及び第４段パスにおいて、６２３Ｋ±２０Ｋ、５７３Ｋ±２０Ｋ、５２３Ｋ±２０Ｋ、及び５０３Ｋ±２０Ｋ、の加工温度で、それぞれＸ軸方向、Ｙ軸方向、Ｚ軸方向及びＸ軸方向に圧縮する降温多軸鍛造加工を行うことによって微細化された結晶組織を有する
   ことを特徴とするマグネシウム合金材料。