JP6489576B2

JP6489576B2 - マグネシウム基合金伸展材の製造方法

Info

Publication number: JP6489576B2
Application number: JP2014225765A
Authority: JP
Inventors: 英俊染川; 嘉昭大澤; 忠信井上
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2014-11-06
Filing date: 2014-11-06
Publication date: 2019-03-27
Anticipated expiration: 2034-11-06
Also published as: JP2016089228A

Description

本発明は、ジルコニウム（Ｚｒ）が添加された室温延性に優れた微細結晶粒のマグネシウム（Ｍｇ）基合金伸展材の製造方法に関する。

Ｍｇ合金は、次世代の軽量金属材料として注目されている。しかし、その結晶構造が六方晶であるため、底面すべりと柱面に代表される非底面すべりの臨界分断せん断応力（ＣＲＳＳ）の差が、室温付近では極めて大きい。そのため、アルミニウム（Ａｌ）や鉄（Ｆｅ）などの他の金属材料と比較して、延性は乏しく、室温二次成形や加工が難しい。

これらの問題を解決すべく、希土類元素添加による合金化が良く用いられている。例えば、特許文献１、２では、イットリウム（Ｙ）やセリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）をはじめとする希土類元素を添加し、塑性変形能の改善が図られている。希土類元素には、非底面のＣＲＳＳを低下させる、すなわち、底面と非底面のＣＲＳＳの差を縮め、非底面の転位すべり運動をしやすくする働きがあるためである。一方、希土類元素を使用することから、素材価格の高騰が懸念され、経済的観点から、安価な汎用元素の添加による延性や成形性の改善が求められている。

一方、Ｍｇの結晶粒界近傍では、粒界コンパティビリティー応力が作用し、非底面すべりが活動することも指摘されている（非特許文献１）。そのため、大量の結晶粒界を導入（結晶粒微細化）することは、延性改善に有効であると考えられる。

特許文献３では、希土類元素又は汎用元素を微量に含有させ、強度特性に優れた微細結晶粒Ｍｇ合金が開示されている。この合金の高強度化は、これらの溶質元素が結晶粒界に偏析することが主要因とされている。他方、微細結晶粒Ｍｇ合金は、粒界コンパティビリティー応力の作用による非底面の転位すべり運動が活性化する。しかし、塑性変形を補完する働きのある粒界すべりに関して、これらの合金では、いずれの添加元素も粒界すべりの発現を抑制する働きがあるため、粒界すべりが変形に殆ど寄与しない。そのため、これらの合金の室温における延性は、従来からのＭｇ合金と同等レベルで、更なる延性の改善が求められている。すなわち、粒界コンパティビリティーが作用する微細組織構造を維持しながら、粒界すべりの発現を抑制しない溶質元素の探索が必要である。

Ｚｒを添加したＭｇ合金は、以下の特許文献や非特許文献に開示はされているものの、Ｍｎ単独添加と同じ効果を示す文献はない。

特許文献４、５や非特許文献２では、ＭｇへのＺｒの添加は、鋳造時のＭｇ母相の結晶粒サイズを微細にする働きがあることと開示されている。しかし、鋳造法のみでは１０μｍ以下の微細な組織を得ることが不可能である。また、ＺｒのＭｇ合金伸展材の結晶粒微細化に対する影響に関しては記載されていない。

特許文献６や非特許文献２では、Ｚｒを含有するＭｇ系合金は、温間や熱間加工により母相の結晶粒サイズを微細化できることが開示されている。これらの文献におけるＭｇ合金は、２００℃以上では粒界すべりが起こり、超塑性挙動を発現することとある。しかし、ＺｒのほかにＺｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ａｇなどの数多くの溶質元素が添加されているため、Ｚｒ添加に起因して粒界すべりが発現したのか不明である。また、室温引張試験によって得られた破断伸びは、３％程度であり、粒界すべりが起こっていないことは明瞭である。

特許文献７では、０．２〜３ｍａｓｓ％のＺｒが含有し、平均結晶粒径が２０〜１００μｍとなる所定の条件で焼鈍（圧延前焼鈍）した上で、温間圧延加工により、底面の集積度合い（集合組織）をランダム化させた、成形性に富み、制振性に優れたＭｇ合金材が開示されている。優れた制振特性を維持するためには、大量の結晶粒界を導入することは望ましくなく、Ｍｇ母相の結晶粒サイズが５０μｍ以下の再結晶組織を有することとある。しかし、結晶粒サイズが微細（数μｍ以下）ではないため、粒界すべりが起こりにくい。そのため、変形に寄与する粒界すべりの割合は極めて小さく、室温における破断伸びは３０％程度にとどまっている。
特許文献８では、０．３５原子％以下のＺｒを含有する二元Ｍｇ合金が記載されているが、用途が医療用生分解性マグネシウム材であり、本願発明の対象とする構造用材料とは用途が全く異なり、その物理的・機械的な性状も記載がない。

国際公開第２０１３／１８０１２２号特開２００８‐２１４６６８号公報特開２００６‐１６６５８号公報特開２００９‐２８０８４６号公報特開２００５‐３５０７５５号公報特開平８‐１３４６１４号公報特開２０１３‐１２９９１４号公報国際公開第２００７／１０８４５０号

J. Koike et al., Acta Mater, 51 (2003) p2055. ASM specialty handbook, Magnesium and magnesium alloys, ASM (1999).

本発明は、Ｚｒのみを添加したＭｇ基合金素材を、温度と減面比を制御した熱間及び温間加工を施すことにより、優れた室温加工性を有するＭｇ基合金伸展材を提供することを課題としている。これに加え、Ｍｇ基合金伸展材の延性や成形性を評価する指標を導入することで、優れた室温加工性を定義付けることも課題としている。

本発明の第１は、Ｍｇ基合金伸展材であって、０．１１ｍａｓｓ％以上、２ｍａｓｓ％以下のＺｒを含み、残部がＭｇと不可避的成分からなり、母材の平均結晶粒径が１０μｍ以下である室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材を提供する。
更に好ましくは、Ｚｒは０．１３ｍａｓｓ％以上、１．５ｍａｓｓ％以下であるとよく、更なる好適範囲は０．１５ｍａｓｓ％以上、１ｍａｓｓ％以下であるとよい。また、母材の平均結晶粒径は、７μｍ以下であるとよく、更なる好適範囲は５μｍ以下であるとよい。結晶粒サイズは、微細であるほど良いため、実質的に結晶粒サイズの下限値は物理的に存在しうる値で足り、結晶粒サイズが１ｎｍというような極端な場合でもよい。

本発明の第２は、発明１のＭｇ基合金伸展材であって、伸展材の室温引張試験によって得られた応力‐ひずみ曲線図において、最大負荷応力（σｍａｘ）と破断時応力（σｂｋ）の関係、（σｍａｘ―σｂｋ）／σｍａｘが０．３以上である室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材を提供する。
本発明の第３は、発明１又は２のＭｇ基合金伸展材であって、伸展材の室温引張または圧縮試験において、粒界すべりの発現の指標となるひずみ速度感受性指数（ｍ値）が０．１以上を示す室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材を提供する。
本発明の第４は、発明１ないし３のいずれかのＭｇ基合金伸展材の金属組織中のＭｇ母相及び結晶粒界に、直径５００ｎｍ以下のＭｇ‐Ｚｒ金属間化合物が１．９５μｍ以下の間隔で分散している室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材を提供する。

本発明の第５は、発明１ないし４のいずれかのＭｇ基合金伸展材を製造する方法であって、溶解、鋳造の工程を経たＭｇ基合金鋳造材を４００℃以上、６５０℃以下の温度で溶体化処理した後、塑性ひずみ付与として、１００℃以上、５５０℃以下の温度で断面減少率７０％以上の熱間塑性加工を施す、室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法を提供する。

本発明の第６は、発明５のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、塑性ひずみ付与方法が、押出加工、鍛造加工、圧延加工、引抜加工のうちのいずれかの加工法である室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法を提供する。

本発明のＭｇ‐Ｚｒ合金によれば、以下の効果がある。
（１）優れた室温延性を示すことから、二次加工性に富み、板形状をはじめとする複雑形状への成形が容易である。
（２）大きなひずみを付与しても破断が起こらないことから、自動車などをはじめとする衝撃吸収材や構造材に適応できる。
（３）粒界すべりが発現することから、内部摩擦特性に優れ、振動やノイズを課題とする部位に適応できる。
（４）希土類元素を用いていないため、従来の希土類添加Ｍｇ合金と比較して素材の価格を低減できる。

公称応力と公称ひずみ曲線と応力低下度の関係。実施例２の微細組織を走査型電子顕微鏡／電子線後方散乱回折により観察した写真。室温引張試験により得られた公称応力‐公称ひずみ曲線（ａ）実施例（ｂ）比較例。実施例の流動応力とひずみ速度の関係。比較例１の微細組織を光学顕微鏡により観察した写真。

本発明の効果を得るためのＭｇ基合金素材のＺｒの含有量は、０．１１ｍａｓｓ％以上、２ｍａｓｓ％以下である。Ｚｒの含有量が０．１１ｍａｓｓ％（＝０．０３ｍｏｌ％）とは、溶質元素であるＺｒが、変形挙動に影響を及ぼす最小添加量である。すなわち、含有量が０．１１ｍａｓｓ％の場合、固溶しているＺｒ原子は、１９．５×１０^−１０ｍの間隔でＭｇ結晶中に存在すると見積もることができる。この距離は、Ｍｇのバーガースベクトルの３倍程度の大きさに相当し、転位などの格子欠陥が原子結合論的に相互作用を及ぼす限界の値であることを意味する。一方、Ｚｒ含有量が２ｍａｓｓ％以上の場合、Ｍｇ結晶中のＺｒの最大固溶量を超過するため、Ｍｇ‐Ｚｒからなる粗大な金属間化合物が、結晶粒内及び結晶粒界に分散する。これらの粗大な金属間化合物粒子の分散は、塑性変形中に破壊の起点となり、延性の向上の観点から好ましいとは言えない。ここで、Ｍｇ‐Ｚｒ金属間化合物粒子の大きさは、好ましくは、５００ｎｍ以下、より好ましくは１００ｎｍ以下である。

熱間加工後のＭｇ母相の結晶粒サイズは１０μｍ以下であることが好ましい。結晶粒サイズが１０μｍより粗大な場合、結晶粒界で生じる粒界コンパティビリティー応力は、結晶粒内全域に影響を及ぼさない。すなわち、非底面転位すべりが結晶粒内全域で活動することが難しく、延性の向上が望めない。もちろん、結晶粒サイズが１０μｍ以下であれば、Ｍｇ結晶粒内及び結晶粒界に５００ｎｍ以下のＭｇ‐Ｚｒ金属間化合物が分散していてもかまわない。また、平均結晶粒サイズを１０μｍ以下に維持できるのであれば、熱間加工後に、ひずみ取り焼鈍などの熱処理を行ってもかまわない。

次に微細組織を得るための製造方法を説明する。溶製したＭｇ‐Ｚｒ合金鋳造材を、４００℃以上、６５０℃以下の温度で溶体化処理を行う。ここで、溶体化処理温度が４００℃未満の場合、Ｚｒを均質に固溶させるためには長時間の温度保持が必要となり、工業的観点から好ましくない。一方、６５０℃を超えると、固相温度以上であるため、局所溶解が始まり、作業上危険である。もちろん、鋳造法は、重力鋳造、砂型鋳造、ダイキャストなど、本発明のＭｇ基合金鋳造材を作製できる手法であればいずれの方法も採用できる。

溶体化処理後、熱間ひずみ付与を行う。熱間加工の温度は、１００℃以上、５５０℃以下が好ましい。加工温度が１００℃未満の場合、加工温度が低いため動的再結晶が起こりにくく、健全な伸展材を作製することができない。加工温度が５５０℃を超える場合、加工中に再結晶化が進行して結晶粒微細化が阻害され、更に、押出加工の金型寿命の低下の原因となる。

熱間加工時のひずみ付与は、総断面減少率が７０％以上、好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上とする。総断面減少率が７０％未満の場合、ひずみ付与が不十分であるため、結晶粒サイズの微細化ができない。更に、ひずみ付与前、すなわち、所定温度に昇温した炉内又はコンテナ内に保持中に、Ｍｇ‐Ｚｒからなる金属間化合物が母相及び結晶粒界に生成することが考えられる。この様な場合、十分なひずみを付与しなければ、これらの金属間化合物を微細に分散させることが難しい。熱間加工方法は、押出、鍛造、圧延、引抜などが代表的であるが、ひずみを付与できる塑性加工法であればいずれの加工法でも採用できる。ただし、熱間加工を実行せず、鋳造材に溶体化処理したのみでは、Ｍｇ母相の結晶粒サイズが粗大であるため、本発明の効果が得られない。

室温におけるＭｇ基合金伸展材の延性や成形性を評価する新しい指標、すなわち、応力低下度とひずみ速度感受性指数（ｍ値）について説明する。図１の公称応力と公称ひずみ曲線から、一様伸び、全伸びなどが測定され、これらの値が素材の成形性の指標となっている。しかし、一様伸びは、均一変形までの伸びであるため、一軸変形を意味する。一方、実際の成形では、一軸変形ではなく、多軸状態が多いため、成形性に優れるか否かは、材料の塑性変形の限界を知ることが重要である。ここで、塑性変形限界とは、材料の延性破壊の発生から破壊に至る過程に対応づけられ、微視的欠陥（ボイド）の発生から成長・全体破壊までの変形尤度（＝応力低下度）によって決定される。すなわち、図１の両矢印で示す変形低下度が大きい程、くびれが生じやすく、多軸状態にて変形に優れると言える。他方、変形低下度が小さい場合、応力集中が生じ、せん断破壊を起こす。優れた成形性を得るためには、式（１）の応力低下度の値が、０．３以上であることが好ましい。

また、粒界すべりの発現の有無は、ｍ値を用いることで予測することができる。式（２）のｍ値は、次の関係にある。

ここで、

はひずみ速度、Ａは定数、σは流動応力である。ｍ値が大きいほど、粒界すべりの発現が大きく、変形への寄与が大きい。一般的なＭｇ合金の室温塑性変形条件では、転位運動が全変形を担うため、ｍ値が０．０５以下である。そのため、発明の効果をえる、すなわち粒界すべりが変形に寄与するためには、ｍ値が０．１以上であることが好ましい。

市販の純Ｚｒ（９９．９ｍａｓｓ％）と市販の純Ｍｇ（９９．９８ｍａｓｓ％）を、鉄製るつぼを用いて、Ａｒ雰囲気にて完全に溶解し、溶解温度８００℃にて１２０分間以上保持した後、鉄製鋳型に鋳込み、Ｍｇ‐Ｚｒ母合金（Ｚｒ＝１．０ｍａｓｓ％）を作製した。その後、Ｚｒ目標含有量が、０．７５ｍａｓｓ％、０．４０ｍａｓｓ％、０．１５ｍａｓｓ％となるようにＭｇ‐Ｚｒ母合金とＭｇを調整し、鉄製るつぼを用いて３種類のＭｇ‐Ｚｒ合金鋳造材を溶製した。なお、溶解温度は７００℃、溶解保持時間を５分とし、直径５０ｍｍ、高さ２００ｍｍの鉄製鋳型を用いて鋳造した。鋳造材を５００℃、２時間にて溶体化処理した後、Ｚｒと不可避成分の元素濃度をＩＣＰ発光分光分析法により分析評価した。分析の結果を表１に示す。

溶体化処理後の鋳造材１〜３を、機械加工により、直径４０ｍｍ、長さ６０ｍｍの円柱押出ビレットに加工した。加工後のビレットを１２０〜２００℃に設定したコンテナ内で３０分間保持した後、押出比２５：１（＝減面率：９４％）にて押出による熱間ひずみ付与加工を行い、直径８ｍｍで長さ５００ｍｍ以上の形状の押出材を作製した。（以下、押出材と称す。）

光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡／電子線後方散乱回折装置を用いて、作製したＭｇ‐Ｚｒ合金の微細組織観察を行った。図２に観察した典型的な微細組織例を示す。図２では同じコントラストからなる領域がひとつの結晶粒であり、Ｍｇ‐０．４０ｍａｓｓ％Ｚｒ合金押出材の結晶粒が１０μｍ以下であることが分かる。なお、各Ｍｇ ‐Ｚｒ合金の平均結晶粒サイズは、切片法で求め、表２にまとめている。ここで、本発明の効果を得るためには、熱間加工後のＭｇ‐Ｚｒ合金の平均結晶粒サイズが、１０μｍ以下であることが重要である。

押出材から採取した試験片について、初期ひずみ速度は、１×１０^−３ｓ^−１と１×１０^−５ｓ^−１で室温引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ規格に基づき、平行部長さ１０ｍｍ、平行部直径２．５ｍｍからなる丸棒試験片を用いた。全ての試験片は、押出方向に対して、平行方向から採取した。図３に室温の引張試験により得られた公称応力‐公称ひずみ曲線を示す。図３（ａ）に示す実施例のＭｇ‐Ｚｒ合金は、優れた延性を示すことが確認できる。ここで、応力が２０％以上低下した場合を「破断」したと定義（図中ではＢＫと表示）し、その時の公称ひずみを、破断伸びとして表２にまとめている。

また、図３（ａ）に示す実施例の公称応力と公称ひずみ曲線は、最大負荷応力後、大きな応力低下度を示していることが分かる。例えば、実施例１の（σｍａｘ―σｂｋ）／σｍａｘの値は０．７を示すことから、本発明合金の塑性変形限界が大きく、成形性に優れることを示唆している。

各引張試験の結果をもとに、公称ひずみ０．１の時の、公称応力の値を流動応力とし、図４に流動応力とひずみ速度の関係を示す。図中、直線の傾きがｍ値に相当し、平均二乗法によって求まった値を表２に示す。実施例にあるＭｇ‐Ｚｒ合金のｍ値は、０．１以上を示し、粒界すべりの発現により、室温において高延性化をもたらしている。

［比較例１］
比較例１では、実施例１と２のＭｇ‐０．７５ｍａｓｓ％Ｚｒ合金押出材とＭｇ‐０．４０ｍａｓｓ％Ｚｒ合金押出材を用い、それぞれ３００℃、２４時間、マッフル炉内にて熱処理を行うことにより、平均結晶粒サイズが１０μｍより大きな試料を作成し、これらを比較例とした。熱処理した各Ｍｇ‐Ｚｒ合金の微細組織観察を行った。図５にＭｇ‐０．７５ｍａｓｓ％Ｚｒ合金の典型的な微細組織例を示す。黒色線で囲まれた領域が一つの結晶粒であり（図中、典型例を斜線で囲みＧと表記）、切片法から算出した平均結晶粒サイズは１７．１μｍであった。これらの合金を用い、実施例と同じ試験片形状・試験条件にて引張試験を行った。図３（ｂ）に比較例の公称応力‐公称ひずみ曲線を示し、得られた結果を表３にまとめている。実施例と比べて、比較例では、破断伸び、ｍ値が共に減少していることが分かる。同一成分組成であっても、平均結晶粒サイズが１０μｍより大きいことで室温における高延性化が阻害されている。

［比較例２］
比較例２では、０．０７〜２ｍａｓｓ％のＭｎを含有し、室温延性に優れたＭｇ合金を特願２０１４‐１３８５６０明細書で開示したものである。具体的には、市販の純Ｍｎ（９９．９％）と市販の純Ｍｇ（９９．９６％）を、鉄製るつぼを用いて、Ａｒ雰囲気にて完全に溶解し、溶解温度８００℃にて１２０分間以上保持した後、鉄製鋳型に鋳込み、Ｍｇ?Ｍｎ母合金（Ｍｎ＝４．８ｍａｓｓ％）を作製した。その後、Ｍｎ目標含有量が、０．１ｍａｓｓ％、０．２５ｍａｓｓ％、０．７ｍａｓｓ％、１．３５ｍａｓｓ％となるようにＭｇ‐Ｍｎ母合金とＭｇを調整し、鉄製るつぼを用いて４種類のＭｇ‐Ｍｎ合金鋳造材を溶製した。なお、溶解温度は７００℃、溶解保持時間を５分とし、直径９０ｍｍ、高さ２００ｍｍの鉄製鋳型を用いて鋳造した。鋳造材を５００℃、２時間にて溶体化処理した後、Ｍｎやその他の元素組成濃度をＩＣＰ発光分光分析法により分析評価した。組成分析の結果を表４に示す。

溶体化処理後の鋳造材４〜７を、機械加工により、直径９０ｍｍ、長さ８０ｍｍの円柱押出ビレットに加工した。加工後のビレットを３００〜４００℃に設定したコンテナ内で３０分間保持した後、押出比５：１にて押出による熱間ひずみ付与加工を行い、直径４０ｍｍで長さ３００ｍｍ以上の形状の一段押出材を作製した。（以下、１ｓｔ押出材と称す。）この１ｓｔ押出材を４０ｍｍの長さに切断した後、表５に示す押出温度に設定したコンテナ内で３０分間保持し、押出比２５：１（＝減面率：９４％）にて、２回目の熱間ひずみ付与加工を行った。（以下、２ｎｄ押出材と称す。）

次に、溝ロール材圧延工程について説明する。Ｍｇ‐Ｍｎ合金の溝ロール材は、次の手順で製作した。１ｓｔ押出材（直径４０ｍｍ）を、長さ８０ｍｍの円柱ビレットを切り出した。溝ロール圧延用円柱ビレットを、表２に示す加工温度に設定したマッフル炉内で６０分間保持し、溝ロール圧延を施した。ここで、ロール表面温度は、室温とし、溝ロール圧延による断面積減を１パスあたり１８％とし、総減面率が９２％となるように１５回繰返し圧延を実施した。

なお、１ｓｔ押出は、直径４０ｍｍからなる円柱ビレットへの形状付与を目的としている。２ｎｄ押出及び溝ロール圧延は、ひずみ付与加工中の動的再結晶を利用した結晶粒微細化を主たる目的としている。

これらの合金は、平均結晶粒サイズが１０μｍからなり、破断伸びが１５０％程度を示し、変形に及ぼす粒界すべりの寄与率の指標であるｍ値が０．１以上を示すことを特徴としている。破断伸びが２０％程度である一般的なマグネシウム合金と比較して、これらのＭｇ‐Ｍｎ合金は優れた室温延性を示している。しかし、二次成形部位によっては、より大きな延性を必要とすることから、同等の、または、より優れた特性が発現する溶質元素の探索が必要である。

なお、本発明の実施例では、一回の塑性ひずみ付与方法によって内部組織の微細化を図ったが、断面減少率が所定の値より少ない場合には、複数回の塑性ひずみ付与を行うこともできる。

本発明のＭｇ‐Ｚｒ合金は、優れた室温延性を示すことから、二次加工性に富み、板形状をはじめとする複雑形状への成形が容易である。そこで、自動車などをはじめとする衝撃吸収材や構造材や、振動やノイズを低減する必要のある部材に利用できる。

σｍａｘ最大負荷応力
σｂｋ破断時応力
ＢＫ応力が２０％以上低下した公称ひずみの値
ＦＳ公称ひずみ０．１の時の公称応力の値、別称：流動応力
ｍひずみ速度感受性指数
ＥＤ押出加工に対して平行方向
ＴＤ押出加工に対して垂直方向
Ｇ結晶粒

Claims

０．１１ｍａｓｓ％以上、２ｍａｓｓ％以下のＺｒを含み、残部がＭｇと不可避的成分からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるＭｇ基合金伸展材を製造する方法であって、
溶解、鋳造の工程を経たＭｇ基合金鋳造材を４００℃以上、６５０℃以下の温度で溶体化処理した後、塑性ひずみ付与として、１００℃以上、５５０℃以下の温度で断面減少率７０％以上の熱間塑性加工を１回施すのみであることを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。
請求項１に記載のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、前記Ｚｒは、０．１５ｍａｓｓ％以上１ｍａｓｓ％以下の範囲で含まれることを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。
請求項１または２に記載のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、前記平均結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。
請求項１〜３のいずれかに記載のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、前記断面減少率は９０％以上であることを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。
請求項１〜４のいずれかに記載のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、前記熱間塑性加工を１２０℃以上２００℃以下の温度で施すことを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。
請求項１〜５のいずれかに記載のＭｇ基合金伸展材の製造方法において、熱間塑性加工法が、押出加工、鍛造加工、圧延加工、引抜加工のうちのいずれかの加工法であることを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金伸展材の製造方法。