JP5692847B2 - 常温成形性と強度を改善したマグネシウム合金板材及びその作製方法 - Google Patents

Description

本発明は、優れた常温成形性と強度を有する易成形性マグネシウム合金板材、並びにその製造方法、及び易成形性マグネシウム合金板材を用いて作製したプレス成形体及びその部材に関するものであり、更に詳しくは、Ｚｎ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎを適当量添加したマグネシウム合金圧延材を、所定の条件で，圧延・焼鈍することにより、常温（３０℃）で、アルミニウム合金（５０００系もしくは６０００系相当）に匹敵する成形性を付与し、更に、優れた強度（降伏応力）を付与することを可能とする、マグネシウム合金板材、その製造方法、そのプレス成形体及びその部材に関するものである。本発明は、宇宙・航空材料・電子機器材料、自動車部材等、幅広い分野で利用することが可能なマグネシウム合金製部材及び筐体に関する新技術・新製品を提供するものである。

マグネシウムは、実用構造金属材料中、最も低密度（＝１．７ｇ／ｃｍ^３）であり、金属材料特有の易リサイクル性を有し、資源も豊富に存在することから、次世代の構造用軽量材料として注目されている。

塑性加工プロセス、特に、板材のプレス成形は、高い歩留まりを保持しつつ、精密成形品・大型成形品を作製するための重要な手段であり、更に、成形と同時に、高強度・高靭性化を図ることができることから、この種のプロセスは、需要拡大の有効な手段と言える。マグネシウム合金製板材から、プレス成形により、成形体を作製する場合、薄肉、かつ高比強度な成形体を、安価なプロセスで作製することができ、家電製品筐体等の分野において、多くの需要が予測できる。

金属の塑性変形の基本となる転位の運動性は、すべり面間隔／原子間距離の比に影響されることが知られている。したがって、最密六方晶であるマグネシウム合金の場合、ａ軸長さとｃ軸長さの比（ｃ／ａ比）が大きく（ｃ／ａ＝１．６２３６）、底面すべりと非底面すべりでは、転位の運動性に大きな違いが生じる。

そのため、マグネシウム合金の非底面すべりの臨界分解せん断応力（ＣＲＳＳ）は、常温において、他のすべり系と比較して、非常に大きく、常温成形性は、必然的に低い。更に、マグネシウム合金板材には、（０００２）面が板面に対して平行に配向する、集合組織が形成されるため、塑性変形時の板厚方向の歪みが期待できず、そのことが、常温成形性を低める一因となっている。

現在、幅広い分野で利用されているアルミニウム合金の常温成形性（エリクセン値）は、上記のマグネシウム合金よりも高く、５０００系合金であると、８．３（５０８３−Ｏ材）、６０００系合金であると、９．２（６０６１−Ｔ４材）、１０００系合金であると、１１．０（１１００−Ｏ材）である（非特許文献１）。一方、従来の商用マグネシウム合金の常温成形性（エリクセン値）は、せいぜい２．０〜５．０である（非特許文献２）。

したがって、マグネシウム合金に関しても、今後、マグネシウム合金板材の著しい需要を見込むためには、アルミニウム合金板材に相当する常温成形性（常温でのエリクセン値が、少なくとも７．０以上）を付与することが必要であり、当技術分野においては、優れた易成形性を有する新しいマグネシウム合金板材の製造技術及びその製品を開発することが強く要請されている。

成形性に乏しいマグネシウム合金を、常温でプレス成形する手法としては、集合組織を制御したマグネシウム合金板材を利用することが挙げられる。近年、マグネシウム合金の集合組織を改質する手法として、マグネシウム合金板材に繰り返し曲げ加工を施す手法が提案されている。

本手法は、主に汎用マグネシウム合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ系合金）を対象とし、その常温成形性を、アルミニウム合金並み（エリクセン値：６．５以上）に高めるものである（特許文献１）。しかし、本手法は、圧延プロセスにおいて、繰り返し曲げ加工を行う必要があり、既存の圧延設備を直接利用することができないという問題がある。

近年、本発明者らは、マグネシウム合金の集合組織を改質する他の手法として、例えば、汎用マグネシウム合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ系合金）を、所定の試料温度、すなわち４９０℃〜５６６℃まで、短時間、好ましくは５分未満で昇温し、圧延率５％以上、好ましくは５〜５０％の範囲で、熱間圧延を行い、圧延後に、焼鈍を行う手法を開発している（特許文献２）。

また、本発明者らは、汎用マグネシウム合金に対し、固相線温度より５０℃低い温度から固相線温度までの温度範囲に加熱した試料を、一回又は複数回で圧延し、その後、温間、すなわち１５０〜３００℃で、仕上げ圧延を実施し、圧延後に、焼鈍を行う手法を開発している（特許文献３）。

更に、本発明者らは、汎用マグネシウム合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ系合金）に、微量、すなわち０．０１〜０．５質量％のカルシウムを添加した合金を、所定の試料温度、すなわち４５０〜５６６℃まで昇温し、圧延率５％以上の熱間圧延を行い、圧延後に、焼鈍を行う手法を開発している（特許文献４）。

上記手法により作製される圧延材は、いずれも、アルミニウム合金並みの常温成形性を示す。しかし、本手法は、圧延時に、試料を４５０℃以上に加熱する必要があり、試料の発火及び試料の酸化に関する問題があり、そのことが、実用化に際しての問題となっている。

一方、汎用マグネシウム合金とは異なる組成を有するマグネシウム合金に関しては、本発明者らは、規定量の軽希土類元素、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｚｒを添加したマグネシウム合金、もしくは規定量のＣａ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒを添加したマグネシウム合金を、特定の条件で、熱間・温間圧延し、特定の条件で、焼鈍する手法を開発している。

本手法により作製した板材の（０００２）面集合組織には、板幅方向（ＴＤ方向）に、約３５度傾いた極が現れ、アルミニウム合金並みの成形性（エリクセン値８．０以上）が発現する（特許文献５）。

しかし、本手法により得られる圧延材の（０００２）面集合組織は、ＴＤ方向に、約３５°傾いた極を有するため、圧延方向（ＲＤ方向）には、変形しにくいが、ＴＤ方向には、変形し易く、ＴＤ方向の強度（降伏応力）が低いことが、実用化に向けた課題となっている。

従来、アルミニウム合金並みの常温成形性を有するマグネシウム合金板材を作製する手段として、繰り返し曲げ加工を行う手法、汎用マグネシウム合金（Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ系合金）を、高温で、圧延する手法、特定元素を微量添加したマグネシウム合金を、熱間加工する手法等、様々な方法が提案されている。しかし、いずれの手法も、１）既存の圧延機を用いて、２）試料の発火や酸化を心配する必要のない圧延温度で、３）圧延材に高い常温成形性と強度（降伏応力）を同時に付与すること、を、同時に満足することは困難であり、そのことが、マグネシウム合金板材の実用化に向けての課題となっていた。

特開２００５−２９８８８５号公報 特開２０１０−１３３００５号公報 特開２０１０−２０２８９７号公報 特願２０１０−０４４７９５ 特開２０１０−０１３７２５号公報

アルミニウムハンドブック（第４版），軽金属協会編（軽金属協会発行，東京，１９８９），ｐ．９８ Ｙ．Ｃｈｉｎｏ，Ｈ．Ｉｗａｓａｋｉ ａｎｄ Ｍ．Ｍａｂｕｃｈｉ：Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ａ，Ｖｏｌ．４６６（２００７），ｐ．９０

このような状況の中で、本発明者らは、上記従来技術に鑑みて、既存の圧延機を利用する技術であり、また、発火や酸化が懸念される４５０℃を超えて試料を加熱する必要の無い技術であり、かつ、作製された板材に優れた常温成形性（エリクセン値で、７．０以上）と、強度（ＴＤ方向の降伏応力が、９０ＭＰａ以上）を付与する技術、を開発することを目標として鋭意研究開発を重ねた結果、マグネシウムに、特定量のＺｎ、Ｃａ（もしくはＣａとＳｒ）、及び、必要により、Ｚｒ、Ｍｎを添加した合金を、適当な条件で圧延し、更に、適当な熱処理に供することにより、既存の圧延機を用い、試料温度４５０℃以下の圧延で、優れた常温成形性と、強度（降伏応力）を有する、マグネシウム合金板材を作製することに成功し、本発明を完成するに至った。

本発明は、優れた常温成形性と、強度（降伏応力）を有する、易成形性マグネシウム合金板材及びその製造方法を提供することを目的とするものである。また、本発明は、該易成形性マグネシウム合金を成形して、複雑形状を有するマグネシウム合金製プレス成形体、及びそのマグネシウム合金製部材を常温で作製することを可能とする、当該マグネシウム合金プレス成形体の製造方法及びその製品を提供することを目的とするものである。

上記技術課題を解決するための本発明は、以下の技術的手段から構成される。
（１）質量％で、Ｚｎを２．６１〜６．２０％含有し、Ｃａを０．１〜０．５％含有し、あるいは、これらの成分に加え、更に、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎの１種以上をそれぞれＳｒ０．５％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｍｎ０．３％以下の範囲で含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなるＭｇ合金を、試料表面温度２５０〜４５０℃まで加熱した状態で、少なくとも圧延率２０％以上の圧延を施し、圧延後に、３００〜４５０℃にて、１０分以上の焼鈍条件で焼鈍を行う工程により、板幅方向に対して、平行に引張り変形を行う準静的室温引張り試験において、得られる０．２％耐力が、９０ＭＰａ以上である圧延材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（２）質量％で、Ｓｒを０．０５〜０．５％付加したＭｇ合金を用いる、前記（１）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（３）質量％で、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３％付加したＭｇ合金を用いる、前記（１）又は（２）に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（４）上記Ｍｇ合金を、試料表面温度２５０〜４２０℃まで加熱した状態で圧延する、前記（１）から（３）のいずれか一項に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
（５）質量％で、Ｚｎを２．６１〜６．２０％含有し、Ｃａを０．０１〜０．５％含有し、あるいは、これらの成分に加え、更に、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎの１種以上をそれぞれＳｒ０．５％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｍｎ０．３％以下の範囲で含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなるＭｇ合金圧延材であり、常温におけるエリクセン値が、少なくとも７．０以上であり、板幅方向に対して、平行に引張り変形を行う準静的室温引張り試験において、得られる０．２％耐力が、９０ＭＰａ以上であることを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
（６）質量％で、Ｓｒを０．０５〜０．５％付加したＭｇ合金である、前記（５）に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（７）質量％で、Ｚｒ及び／又はＭｎを０．０１〜０．３％付加したＭｇ合金である、前記（５）又は（６）に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（８）ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有する、前記（５）から（７）のいずれか一項に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
（９）前記（５）から（８）のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製プレス成形体。
（１０）前記（９）に記載のマグネシウム合金製プレス成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製部材。

次に、本発明について更に詳細に説明する。
本発明は、常温（３０℃）で、エリクセン値が、７．０以上の優れた成形性を有し、かつＴＤ方向の引張り降伏応力が９０ＭＰａ以上の、優れた強度を有する、易成形性マグネシウム合金板材を製造する方法であって、Ｚｎの総量が、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％（以下、質量％をｍａｓｓ％と記載する。）であり、Ｃａの総量が、０．１〜０．５ｍａｓｓ％であり、もしくは、Ｃａを、０．１〜０．５ｍａｓｓ％含有した上で、Ｓｒを、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％含有し、必要に応じて、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなる組成を有するマグネシウム合金板材を、１５０〜４５０℃、より好ましくは、１５０〜４２０℃の試料温度まで昇温した上で、圧延率２０％以上の圧延行い、圧延後に、焼鈍を行うことを特徴とするものである。

また、本発明は、Ｚｎの総量が、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％であり、Ｃａの総量が、０．１〜０．５ｍａｓｓ％であり、もしくは、Ｃａを、０．１〜０．５ｍａｓｓ％含有した上で、Ｓｒを、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％含有し、必要に応じて、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなる組成を有するマグネシウム合金板材であって、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織のＴＤ方向に極を有し、エリクセン値で、少なくとも７．０以上の常温成形性を示し、更に、ＴＤ方向の室温引張り試験において、９０ＭＰａ以上の降伏応力（０．２％耐力）を示すことを特徴とするものである。

更に、本発明は、上述の製造方法で作製した易成形性マグネシウム合金板材の成形体であって、上記のエリクセン値と、上記の降伏応力を示す、マグネシウム合金製プレス成形体、及び該マグネシウム合金製プレス成形体からなるマグネシウム合金部材の点に、特徴を有するものである。

本発明者らは、以前の研究において、Ｍｇ−Ｚｎ系合金に、微量の軽希土類元素（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｙ等）を添加した合金、もしくは、Ｍｇ−Ｚｎ系合金に、微量のＣａを添加した合金を、熱間圧延に供し、更に、熱処理を行うと、エリクセン値８．０以上の優れた常温成形性が発現することを明らかにした。

図１の（１）及び（２）は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料、及びＭｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金試料を、試料温度４５０℃で、１パスあたりの圧下率を２０％／パスとし、厚み５ｍｍから１ｍｍまで圧延した試料の、焼鈍後の（０００２）面集合組織と常温エリクセン試験の結果である。

なお、図１（１）及び（２）は、後に示す［比較例１］及び［比較例２］に相当する。図１（１）には、汎用マグネシウム合金圧延材に特有の集合組織が観察される。すなわち、ＮＤ方向（垂直方向）に対して平行な位置に、（０００２）面のピークが現れる。

一方、図１（２）には、ＮＤ方向からＴＤ方向に、約３５°回転した付近に、（０００２）面の極が現れる。ＴＤ方向に広がりを持った集合組織を示すＭｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金圧延材は、汎用マグネシウム合金よりも、ランダムな集合組織を有し、常温成形性は、著しく向上する。

ＴＤ方向に、約３５°回転した付近に、（０００２）面の極が現れる集合組織は、ｃ／ａ比の低いＨＣＰ金属（ＺｒやαＴｉ）を、圧延した際に得られる集合組織と同じである。それゆえに、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金圧延材に現れた特異な集合組織の形成は、Ｚｎと特定元素（軽希土類元素もしくはカルシウム）を添加した合金について、特定の条件で、圧延を行うと、ｃ／ａ比が低くなった際に現れる効果と同様の効果（非底面すべりの活発化等）が発現し、それが、集合組織形成に影響を及ぼした結果であると考えることができる。

上述した以前の研究で作製された圧延材は、優れた常温成形性を示すが、ＴＤ方向に、約３５°傾いた位置に、（０００２）面の極を有するため、ＴＤ方向には変形し易いが、ＲＤ方向には変形しにくい欠点がある。ここで、下記の表１に、各種Ｍｇ合金の常温引張り特性を示す。表１の（１）と（２）は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ合金とＭｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金の結果である。それぞれ、図１の（１）と（２）、もしくは［比較例１］と［比較例２］と同じ試料の結果である。

Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金圧延材の結果に注目すると、ＲＤ方向に対して、０°の方向に引張り変形を加えた場合は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ合金よりも高い降伏応力を示すが、圧延方向に対して、４５°、９０°方向に引張り変形を加えた場合の降伏応力は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ合金よりも、著しく低い値を示す。この降伏応力の低下の原因は、（０００２）面の極のＴＤ方向への傾きに起因する。このような機械的特性の異方性を改善すること、すなわち、ＴＤ方向の降伏応力低下を抑制することが、当該マグネシウム合金圧延材を実用化する上での課題となっている。

そこで、本発明者らは、鋭意研究開発の結果、上記の圧延材に、高い常温成形性と優れた強度を同時に付与する手段として、マグネシウムに、高濃度のＺｎを固溶させることにより発現する固溶強化を積極的に利用することに着目した。

本発明者らは、詳細かつ系統的な実験を試みた結果、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に限定し、微量添加する元素を、Ｃａ（もしくはＣａとＳｒ）に限定した上で、所定濃度のＣａ（もしくはＣａとＳｒ）を添加し、必要に応じて、所定濃度のＺｒ及び／又はＭｎを添加した合金試料を、試料表面温度１５０〜４５０℃で圧延し、焼鈍を行うと、優れた常温成形性と、優れた強度（降伏応力）が、同時に発現することを見出した。

ここで、図１の（３）に、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金を３５０℃で圧延した試料の、焼鈍後の（０００２）面集合組織とエリクセン試験結果を示す。図１の（３）は、後に示す［実施例２］に該当する。図１の（３）の（０００２）面集合組織は、図１の（２）と同様に、ＮＤ方向からＴＤ方向に、約３５°回転した付近に、（０００２）面の極を有し、ＴＤ方向に広がりを持った集合組織を示すため、アルミニウム合金並みの優れた常温成形性（エリクセン値：８．１）が発現する。

Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金圧延材［図１の（３）］が、特異な集合組織を示したのは、前述の通り、Ｍｇ−Ｚｎ合金に、微量のＣａを添加することにより、ｃ／ａ比が低まる時に発現する効果（非底面すべりの活発化）と同じ効果が発現し、それが、圧延時の材料変形メカニズムに影響を及ぼしたためと考えることができる。

本発明者らは、更に、Ｃａの他に、Ｓｒを付加的に添加すると、Ｃａを単独で添加した時と同様に、もしくは相対的に、優れた常温成形性が発現することを見出した。図１の（４）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ−０．１ｍａｓｓ％Ｓｒ合金を、３５０℃で、圧延した試料の、焼鈍後の（０００２）面集合組織とエリクセン試験の結果である。

図１の（４）は、後に示す［実施例８］に該当する。図１の（４）に示す通り、Ｓｒを０．１ｍａｓｓ％添加した合金は、Ｓｒを添加しない合金［図１の（３）］よりも、優れた常温成形性を示す。なお、図１の（３）、及び図１の（４）からは、Ｓｒ添加の有無に伴う底面集合組織の変化は確認できない。それゆえに、Ｓｒを添加することにより、常温成形性が向上する理由としては、Ｓｒ添加により、相対的に微細な結晶粒が得られたことが挙げられる。

表１の（３）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金を、３５０℃で圧延した試料の室温引張り試験の結果である。表１の（３）の試料は、図１の（３）の試料（［実施例１］）に該当する。表１の（３）の試料は、表１の（２）の試料よりも、高い降伏応力（０．２％耐力）を示し、圧延方向に対して、９０°の引張り変形を加えた場合でも、９４ＭＰａの降伏応力を示す。

Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金圧延材［表１の（３）］が、相対的に高い降伏応力を示す理由としては、高濃度の亜鉛を添加することにより発現する固溶硬化が挙げられる。すなわち、高濃度の亜鉛添加により、母相（マグネシウム）内部に、単範囲規則格子が形成され、顕著な材料硬化が発現したと考えられる。この単範囲規則格子の形成による材料硬化は、後に示す実施例に示す通り、Ｓｒを添加しても発現する。

なお、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に限定し、微量添加する元素をＣａ（もしくはＣａとＳｒ）に限定した上で、所定濃度のＣａ（もしくはＣａとＳｒ）を添加したＭｇ合金を、図１の（２）（［比較例２］）と同じ条件で、圧延を行っても、優れた圧延材を作製することはできない。

ここで、各種Ｍｇ合金圧延材の圧延後の外観を、図２にまとめて示す。図２の（１）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料の試料表面を３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料であり、（２）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料の試料表面を、４００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料であり、（３）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、４８０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。

図２の（４）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、３００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料であり、（５）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料であり、（６）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、４００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。

上記図２の（３）を除き、総圧延率８０％（１パスあたりの圧延率２０％）で、厚み５ｍｍから１ｍｍまでの圧延を行ったものである。図２の（１）、（２）、（３）、（４）、（５）、（６）は、それぞれ、後に示す［比較例３］、［比較例４］、［比較例５］、［実施例１］、［実施例２］、［実施例３］に該当する。

マグネシウム合金は、一般的に、試料を、２５０℃以上に加熱すると、非底面すべりの活動が活発化し、その圧延特性は、著しく向上する。図２の（１）及び（２）に示す通り、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料に関しても、試料温度を、３５０℃から４００℃に高めることにより、耳割れの無い圧延材を作製することができる。この傾向は、亜鉛濃度の低いＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ合金（Ｍｇ１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金［比較例２］）においても、現れる。

一方、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金（Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ−Ｓｒ系合金）のＺｎ濃度を、２．６１ｍａｓｓ％以上に設定すると、上記と異なる圧延特性が発現する。図２の（４）及び（５）に示すように、合金試料の圧延温度が、３００℃ないし３５０℃までの場合、試料温度を、３００℃から３５０℃に高めることにより、耳割れの無い圧延材を作製することができる。

一方、図２の（６）に示すように、合金試料の試料表面温度を、４００℃以上に設定すると、圧延特性は劣化し、試料端部に耳割れが発生する。更に、試料表面温度を、４５０℃を超える高温に設定すると、わずかな圧下を加えただけで、破壊が生じる。

例えば、合金試料を試料表面温度４８０℃で圧延を行うと、２０％の圧下を加えただけで、板材は、破壊してしまう［図２の（３）］。このように、高濃度の亜鉛を添加したＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金（Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ−Ｓｒ系合金）の圧延特性は、公知のマグネシウム合金とは、逆の温度依存性を示す。

高濃度の亜鉛を添加したＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金（Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃａ−Ｓｒ系合金）が、特異な圧延特性（圧延特性の逆温度依存性）を示す理由は、現在調査中であるが、推測される理由の一つとして、析出する金属間化合物の融点を挙げることができる。Ｃａ−Ｚｎ合金の金属間化合物の融点は、比較的低く、Ｃａ_３ＺｎやＣａ_７Ｚｎ_４は、３８０〜４２０℃で融解してしまう。そのため、高濃度のＺｎを添加すると、低融点の金属間化合物が過度に析出し、見かけ上、特異な圧延特性（圧延特性の逆温度依存性）が発現したものと推測できる。

結果として、高濃度の亜鉛を含有したＭｇ−Ｚｎ−Ｃａ系合金を圧延するためには、圧延時の試料表面温度を、２５０〜４５０℃、より好ましくは、２５０〜４２０℃に設定し、圧延を行う必要がある。結果として、試料の発火及び試料の酸化を懸念する必要のない圧延温度で圧延を行っても、優れた常温成形性と強度（降伏応力）を有する高性能マグネシウム合金板材を作製することが可能である。

以上の知見より、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に限定し、微量添加する元素を、Ｃａ（もしくは、Ｃａ＋Ｓｒ）に限定した上で、所定濃度のＣａ（もしくは、Ｃａ＋Ｓｒ）を添加し、必要に応じて、所定の濃度のＺｒ及び／又はＭｎを添加した合金試料を、試料表面温度２５０〜４５０℃、より好ましくは、２５０〜４２０℃で圧延し、焼鈍を行うことにより、エリクセン値７．０以上の優れた常温成形性と、優れた強度（ＴＤ方向の降伏応力が９０ＭＰａ以上）を同時に示す、高性能マグネシウム合金板材を創製した。

本発明のマグネシウム合金板材の成分及び作製条件の限定理由を説明すると、本発明の製造方法に適用されるマグネシウム合金は、Ｚｎ：２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％を含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなる成分組成を有するものであり、もしくは、Ｚｎを２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％、Ｃａを０．１〜０．５ｍａｓｓ％含有し、更に、Ｓｒを、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなる成分組成を有するものである。また、必要に応じて、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％付加した成分組成を有するものである。

Ｚｎの含有量は、有意の固溶硬化を達成するために、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％の範囲内で添加されていることが好ましい。なお、２．６１ｍａｓｓ％以上のＺｎを添加すると、比較的融点の低いＣａ−Ｚｎ系金属間化合物が析出する可能性があるため、試料温度４５０℃以下で圧延を行う必要がある。なお、Ｚｎの添加量が６．２０ｍａｓｓ％を超えると、微細析出層が形成され、板材の強度は著しく向上するが、常温成形性が著しく劣化するため、６．２０ｍａｓｓ％を超える亜鉛添加は、避けるべきである。

Ｃａの含有量は、０．１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加されることが好ましく、０．１ｍａｓｓ％未満であると、集合組織形成に有意の変化が現れなくなる。一方、０．５ｍａｓｓ％を超えるカルシウムを添加すると、Ｍｇ_２Ｃａ等の粗大な金属間化合物が、粒内・粒界に析出し、熱間加工性、常温成形性に悪影響を及ぼすため、避けるべきである。

Ｃａの他に、Ｓｒを付加的に添加すると、Ｃａを単独で添加した時と同様に、もしくはＣａを単独添加した時よりも、優れた強度と成形性が発現する。ＣａとＳｒを同時に添加する場合は、Ｍｇ_２Ｃａ等の粗大な金属間化合物の析出を抑制しつつ、有意の集合組織変形を起こすために、Ｃａの含有量を、０．１〜０．５ｍａｓｓ％と限定し、更に、Ｓｒの含有量を、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％と限定することが望ましい。

Ｍｎ、Ｚｒの添加は、マグネシウム合金板材の結晶粒径を微細にするため、材料強化に有効である。一方、Ｍｎ、Ｚｒを一定以上添加すると、粗大なＭｎ、Ｚｒ相、もしくはＭｎ、Ｚｒ基金属間化合物相が内部に形成され、材料の成形性・延性が劣化する。それゆえに、Ｍｎ、Ｚｒの添加量は、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％と設定すべきである。

上述の通り、合金試料の圧延に際しては、試料表面温度を２５０〜４５０℃、より好ましくは、２５０〜４２０℃に設定した上で、圧延を行うと、耳割れ無い圧延材を作製することができる。なお、圧延前の試料加熱時間は、Ｃａ（もしくは、Ｃａ及びＳｒ）を微量添加した商用マグネシウム合金板材の集合組織形成には、大きな影響を及ぼさないので、試料加熱時間は、任意に設定することができる。

試料に、目的の集合組織を造りこむためには、熱間圧延中に、十分な塑性変形を板材に付与する必要がある。具体的には、全圧延プロセスにおいて、少なくとも所定の試料温度で、２０％以上の圧下を行うことが望ましい。

熱間圧延後の試料内部には、高密度の転位が蓄積されているため、板材の常温成形を行う前に、熱処理（完全焼き鈍し）を行うことが望ましい。具体的には、３００〜４５０℃にて、１０分以上の熱処理に供した後に、プレス成形に供することが望ましい。

上記の発明要素を駆使して作製されたマグネシウム合金板材は、常温（３０℃）で、アルミニウム合金に相当する成形性（エリクセン値で、少なくとも７．０以上）を示す。ここでは、マグネシウム合金板材の成形性を表す指標として、エリクセン値を採用した。エリクセン試験は、ＪＩＳ Ｂ７７２９及びＪＩＳ Ｚ２２７４に準ずる試験を指す。

上記の発明要素を駆使して作製されたマグネシウム合金板材は、相対的に高い強度（降伏応力）を示す。ここでは、高い強度（降伏応力）を示す指標値として、準静的常温引張り試験により得られる０．２％耐力を採用し、圧延方向と引張り方向が９０°の条件で得られる、０．２％耐力を降伏応力と定義し、指標値とした。準静的引張り試験とは、引張り試験を実施する時の初期ひずみ速度が１０^−４〜１０^−１（ｓ^−１）の引張り試験を指す。

本発明により、次のような効果が奏される。
（１）Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に限定し、微量添加する元素を、Ｃａ（もしくは、ＣａとＳｒ）に限定した上で、Ｃａを、０．１〜０．５ｍａｓｓ％（もしくは、Ｃａを、０．１〜０．５ｍａｓｓ％添加し、更に、Ｓｒを、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％）添加し、必要に応じて、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％添加した合金を、試料表面温度１５０〜４５０℃、より好ましくは、１５０〜４２０℃で圧延し、焼鈍を行うことにより、優れた常温成形性と強度を有するマグネシウム合金板材を作製することができる。
（２）本発明を利用すると、試料表面温度１５０〜４５０℃、より好ましくは、１５０〜４２０℃の圧延により、優れた常温成形性と強度を有するマグネシウム合金板材を作製することができ、圧延時の試料の発火を懸念することなく、圧延を行うことができ、更に、試料表面の酸化を懸念することなく、圧延を行うことができる。
（３）得られた板材は、優れた常温成形性（エリクセン値７．０以上）を示し、更に、優れた強度（圧延方向と引張り方向が９０°の条件で得られる降伏応力が、９０ＭＰａ以上）を示すマグネシウム合金板材であり、幅広い用途に適用可能なマグネシウム合金板材を提供することができる。
（４）本発明を利用すると、既存の圧延装置を利用して、優れた常温成形性と優れた強度を示す板材を作製することが可能であり、低コストで板材を作製することができる。
（５）上記マグネシウム合金板材を、常温成形することにより、マグネシウム合金製プレス成形体を作製し、提供することができる。
（６）上記マグネシウム合金製プレス成形体からなる筐体等のマグネシウム合金製部材を作製し、提供することができる。

マグネシウム合金圧延材の（０００２）面集合組織とエリクセン試験の結果を示す。図中、（１）は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ合金を、４５０℃のマッフル炉に、２０分間保持した後に、圧延を行った試料である。（２）は、Ｍｇ−１．５ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金を、４５０℃のマッフル炉に、２０分間保持した後に、圧延を行ったものである。（３）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ合金試料の試料表面を、３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。（４）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｃａ−０．１ｍａｓｓ％Ｓｒ合金試料の試料表面を、３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。いずれの試料の総圧延率も、８０％（１パスあたりの圧延率２０％）であり、厚み５ｍｍから１ｍｍの圧延を行ったものであり、圧延後に、３５０℃（９０分）の焼鈍に供したものである。 図２は、マグネシウム合金圧延材の外観を示す。図中、（１）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料の試料表面を、３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。（２）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ合金試料の試料表面を、４００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。（３）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、４８０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料であり、圧延率２０％の圧延を１回行っただけで、試料は破断した。（４）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、３００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。（５）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、３５０℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。（６）は、Ｍｇ−３．０ｍａｓｓ％Ｚｎ−０．１Ｃａ合金試料の試料表面を、４００℃まで加熱した後に、圧延を行った試料である。上記（３）以外の試料は、総圧延率８０％（１パスあたりの圧延率２０％）で、厚み５ｍｍから１ｍｍまでの圧延を行ったものである。

次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明は、これらの実施例によって何ら限定されるものではない。

以下の実施例及び比較例では、以下に示す試験方法により、試料を作製し、評価を行った。すなわち、高周波炉を用いて、純Ｍｇを溶解した後、Ｚｎ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎを、適宜添加することにより、Ｍｇ合金を作製した。上記Ｍｇ合金のインゴット（５０×３０×５０ｍｍ^３）を、熱間押出し（押出し温度：３００℃、押出し速度：５ｍｍ／ｍｉｎ、押出し比：６）に供し、押出し板材（断面積：５０×５ｍｍ^２）を作製した。得られた押出し板材より、６０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を切出し、それらの試験片を、圧延に供した。

圧延に際しては、後に示す［比較例１］及び［比較例２］に関しては、４５０℃に保持したマッフル炉に、試料を、２０分間保持した後、この試料を、圧延速度５ｍ／ｍｉｎ、１パス毎の圧下率２０％の圧延に供した。この圧延を、繰り返すことにより、厚み５ｍｍから１ｍｍまで、圧延を行った。最後に、得られた圧延材を、３５０℃で、９０分の熱処理に供した。

他の試料ついては、目的とする試料温度よりも、２０℃高めに設定したマッフル炉内に、試料を挿入し、この試料が、所定の温度に到達した時点で、該試料を、圧延速度５ｍ／ｍｉｎ、１パス毎の圧下率２０％の圧延に供した。各試料の圧延時の試料表面温度を、後に示す表２に記載した。

この圧延を、繰り返すことにより、厚み５ｍｍから１ｍｍまで、圧延を行った。最後に、得られた圧延材を、３５０℃で、９０分の熱処理に供した。なお、ロール直径は１５２ｍｍであり、ロール温度は９０℃とした。ロールと試料の潤滑剤として、エステル系の熱間圧延用潤滑剤を用いた。

なお、後に示す［比較例５］に関しては、１回目の圧延において、試料が破壊してしまったため、それ以上の圧延は、実施しなかった。

作製したマグネシウム合金板材の、常温成形性を評価するために、エリクセン試験を実施した。エリクセン試験は、ＪＩＳ Ｂ７７２９及びＪＩＳ Ｚ２２４７に準拠して実施した。なお、ブランクの形状は、板材形状の都合上、φ６０ｍｍ（厚み１ｍｍ）とした。金型（試料）温度は、３０℃とし、成形速度は、５ｍｍ／ｍｉｎとし、しわ押さえ力は、１０ｋＮとした。潤滑剤には、グラファイトグリスを利用した。

作製したマグネシウム合金板材の強度（降伏応力）を調査するために、常温引張特性を実施した。試験片の平行部長さは、１０ｍｍ、平行部幅は、５ｍｍ、平行部厚みは、１．０ｍｍとした。圧延方向と引張り方向の角度が９０°となる引張り試験片を、圧延材から切り出し、引張り試験を行い、０．２％耐力を測定し、降伏応力とした。引張り試験を実施する際の、初期ひずみ速度は、１．７×１０^−３ｓ^−１とした。

上記マグネシウム合金板材の（０００２）面集合組織を、ＸＲＤ法（シュルツの反射法）により測定した。測定に際しては、圧延材より、２０ｍｍ×２０ｍｍ×１ｍｍの板材を切り出し、ＲＤ−ＴＤ面を、厚み０．５ｍｍまで面削した上で、＃４０００のＳｉＣ研磨紙で、表面研磨を実施した試料を利用した。測定データを、ランダムデータ（粉末データ）で規格化した後に、ＴＤ方向の極の有無を確認した。

各試料のエリクセン値、引張り試験の結果、集合組織測定の結果を、下記の表２にまとめて示す。

［実施例１］〜［実施例６］
実施例１〜６では、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に設定し、Ｃａ添加量を、０．０１〜０．９ｍａｓｓ％に設定した合金試料を、試料表面温度１５０〜４５０℃まで加熱して、圧延した。請求項に規定した合金組成で、所定の圧延を実施すると、優れた常温成形性と、優れた強度が同時に発現した。

［実施例７］〜［実施例１９］
実施例７〜１９では、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に設定し、Ｃａを０．０１〜０．９ｍａｓｓ％含有し、また、ＣａとＳｒの総量が０．０１〜１．５ｍａｓｓ％になるようにＳｒを含有した合金試料を、試料表面温度１５０〜４５０℃まで加熱して、圧延した。請求項に規定した合金組成で、所定の圧延を実施すると、優れた常温成形性と、優れた強度が同時に発現した。

［実施例２０］〜［実施例２１］
実施例２０〜２１では、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に設定し、Ｃａを０．０１〜０．９ｍａｓｓ％含有し、また、ＣａとＳｒの総量が０．０１〜１．５ｍａｓｓ％になるようにＳｒを含有し、更に、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．７ｍａｓｓ％含有した合金試料を、試料表面温度１５０〜４５０℃まで加熱して、圧延した。請求項に規定した合金組成で、所定の圧延を実施すると、優れた常温成形性と、優れた強度が同時に発現した。

［比較例１］及び［比較例２］
比較例１、２では、Ｚｎ添加量を、２．６１ｍａｓｓ％未満に設定した。Ｃａを添加していない［比較例１］の（０００２）面集合組織は、ＴＤ方向の極を持たないため、低いエリクセン値を示した。また、［比較例２］の（０００２）面集合組織には、ＴＤ方向の極が確認できるため、優れた常温成形性が発現した。しかし、Ｚｎ濃度が低いため、降伏応力は、低い値を示した。

［比較例３］及び［比較例４］
比較例３、４では、Ｚｎ添加量を、２．６１ｍａｓｓ％以上に設定したが、Ｃａは、添加していない。いずれも、圧延材の０．２％耐力は、９０ＭＰａ以上の高い強度を示した。一方、［比較例３］及び［比較例４］の（０００２）面集合組織には、ＴＤ方向の極が発現しないため、低いエリクセン値を示した。

［比較例５］
比較例５では、Ｚｎ添加量を、２．６１ｍａｓｓ％以上に設定し、Ｃａを０．１ｍａｓｓ％添加した合金試料を、請求項で規定した圧延温度よりも高温で、圧延した。４５０℃を超える温度で圧延を実施すると、わずかな圧下を加えただけで、試料は、破壊してしまい、圧延材を作製することはできなかった。

［比較例６］及び［比較例７］
比較例６、７では、Ｚｎ添加量を、２．６１ｍａｓｓ％以上に設定し、Ｃａを０．９ｍａｓｓ％以上（１．０ｍａｓｓ％）添加し、Ｓｒを所定量（０．１ｍａｓｓ％）添加した合金試料を、それぞれ、試料温度３００℃及び３５０℃で、圧延した。いずれの試料も、厚み５ｍｍから１ｍｍの圧延を実施すると、激しい耳割れが起こり、試料評価を行うための圧延材を作製することができなかった。このように、請求項に規定したＣａ添加量よりも、高濃度のＣａを添加すると、圧延中に、試料に激しい耳割れが発生し、圧延を行うことは困難であった。

［比較例８］
比較例８では、Ｚｎ添加量を、２．６１ｍａｓｓ％以上に設定し、Ｃａを０．８ｍａｓｓ％、Ｓｒを０．８ｍａｓｓ％添加した合金試料を、それぞれ、試料温度３５０℃で、圧延した。［比較例８］の（０００２）面集合組織は、ＴＤ方向の極を有するが、圧延材のエリクセン値は、低い値を示した。このように、請求項に規定したＣａとＳｒの添加量よりも、高濃度のＣａとＳｒを添加すると、圧延材内部に、粗大な金属間化合物が形成され、常温成形性が、著しく劣化してしまうことが分かった。

以上詳述したように、本発明は、常温成形性と強度を改善したマグネシウム合金板材及びその作製方法に係るものであり、本発明により、Ｚｎ添加量を、２．６１〜６．２０ｍａｓｓ％に限定し、Ｃａを０．１〜０．５ｍａｓｓ％添加し、もしくはＣａとＳｒを、Ｃａ濃度を０．１〜０．５ｍａｓｓ％に限定した上で、Ｓｒ濃度が０．０５〜０．５ｍａｓｓ％になるように添加し、必要に応じて、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％のＺｒ及び／又はＭｎを添加した合金試料を、試料表面温度２５０〜４５０℃、より好ましくは２５０〜４２０℃で圧延し、焼鈍を行うことからなる易成形性マグネシウム合金板材の作製方法及びその製品を提供することができる。作製された板材は、アルミニウム合金並の常温成形性（エリクセン値７．０以上）と優れた強度（ＴＤ方向の降伏応力が９０ＭＰａ以上）を示す。本発明を利用すると、アルミニウム合金に匹敵する成形性と、優れた強度を有するマグネシウム合金板材を、既存の圧延機を用い、試料の発火や酸化を懸念せずに作製することが可能であり、成形性と強度を同時に改善したマグネシウム合金板材を作製することができる。また、本発明は、デジタルカメラ・ノートパソコン・ＰＤＡ等の、主に家電製品のプレス成形体を中心として、積極的に適用することが可能な易成形性マグネシウム合金板材を提供するものとして有用である。

Claims (10)

1. 質量％で、Ｚｎを２．６１〜６．２０％含有し、Ｃａを０．１〜０．５％含有し、あるいは、これらの成分に加え、更に、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎの１種以上をそれぞれＳｒ０．５％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｍｎ０．３％以下の範囲で含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなるＭｇ合金を、試料表面温度２５０〜４５０℃まで加熱した状態で、少なくとも圧延率２０％以上の圧延を施し、圧延後に、３００〜４５０℃にて、１０分以上の焼鈍条件で焼鈍を行う工程により、板幅方向に対して、平行に引張り変形を行う準静的室温引張り試験において、得られる０．２％耐力が、９０ＭＰａ以上である圧延材を製造することを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
2. 質量％で、Ｓｒを０．０５〜０．５％付加したＭｇ合金を用いる、請求項１に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
3. 質量％で、Ｚｒ及び／又はＭｎを、０．０１〜０．３％付加したＭｇ合金を用いる、請求項１又は２に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
4. 上記Ｍｇ合金を、試料表面温度２５０〜４２０℃まで加熱した状態で圧延する、請求項１から３のいずれか一項に記載の易成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
5. 質量％で、Ｚｎを２．６１〜６．２０％含有し、Ｃａを０．０１〜０．５％含有し、あるいは、これらの成分に加え、更に、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｍｎの１種以上をそれぞれＳｒ０．５％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｍｎ０．３％以下の範囲で含有し、残部が、Ｍｇ及び不可避不純物からなるＭｇ合金圧延材であり、常温におけるエリクセン値が、少なくとも７．０以上であり、板幅方向に対して、平行に引張り変形を行う準静的室温引張り試験において、得られる０．２％耐力が、９０ＭＰａ以上であることを特徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
6. 質量％で、Ｓｒを０．０５〜０．５％付加したＭｇ合金である、請求項５に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
7. 質量％で、Ｚｒ及び／又はＭｎを０．０１〜０．３％付加したＭｇ合金である、請求項５又は６に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
8. ＸＲＤ法（シュルツの反射法）による測定で、（０００２）面集合組織の板幅方向に極を有する、請求項５から７のいずれか一項に記載の易成形性マグネシウム合金板材。
9. 請求項５から８のいずれかに記載の易成形性マグネシウム合金板材の成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製プレス成形体。
10. 請求項９に記載のマグネシウム合金製プレス成形体からなることを特徴とするマグネシウム合金製部材。