JP7274585B2 - 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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Description
本発明の一実施形態は、マグネシウム合金板材およびその製造方法に関するものである。
最近、世界的に二酸化炭素排出に対する規制が厳格に行われている実情で、自動車産業での車体軽量化は必須条件になっている。よって、軽量化のための様々な研究が行われており、このうち、構造用材料として最も軽いマグネシウムに対する関心も高まっている。
但し、マグネシウム合金を様々な産業分野に適用するためには成形性と耐食性を改善する必要がある。まず、耐食性は、最近、多様な表面処理技法が開発されて、ある程度克服可能な水準である。しかし、マグネシウムの低成形性は製品開発に制約をもたらす。マグネシウムの低成形性の理由は次の通りである。
マグネシウムは結晶構造がＨＣＰ構造であり、ｕｎｉｔ ｃｅｌｌのｃ／ａ比が他のＨＣＰ構造を有する素材に比べて高くて、常温では底面すべり（Ｂａｓａｌ ｓｌｉｐ）系｛０００１｝＜１１－２０＞のみ活性化可能である。特に、圧延あるいは押出された素材の場合、ＨＣＰのＣ軸が圧延板材の厚さ方向と平行にすることによって、Ｃ軸変形受容をさらに難しくする。このようなマグネシウム合金の低成形性を克服するために様々な技術が開発されてきている。
特に、工程を通じた改善のうち、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共晶（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、この全ての工程は商用化と距離が遠い。また、常温成形性が不足していて温間成形を実施するが、このときの付加的な費用も大きい問題がある。
よって、合金組成を制御して高成形性のマグネシウム合金材を発現しようとする努力もある。先行特許（公開番号：２０１２－００５５３０４）の場合、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開示したが、その場合、後述の本発明の一実施形態のようにストリップキャスティング工法には適用できない問題がある。よって、量産性が欠如し、長時間鋳造時、鋳物材とロール間融着現象により長時間鋳造が難しい。
また、先行特許（出願番号：２０１５－０１８５０１７）は既存のＡｌ：３重量％、Ｚｎ：重量１％、Ｃａ：重量１％合金を工程改善を通じて限界ドーム高さ７ｍｍ以上の高成形性を得ることができている。但し、Ｃａが添加された合金の場合、工程中に高温晶出相であるＡｌ２Ｃａ相が生成されて偏析帯に形成されやすい。偏析帯は成形性に悪影響を及ぼす問題がある。
ガドリニウム（Ｇｄ）と亜鉛（Ｚｎ）の関係を制御して、マグネシウム合金板材の集合組織を分散させ、非底面すべり系の活性化が容易であり得る。これにより、自動車用アルミニウム合金水準の成形性を確保しようとする。
本発明の一実施形態のマグネシウム合金板材は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避的不純物を含み、下記関係式１を満足することができる。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
具体的に、前記関係式１は、３．０以上および１５．０以下であってもよい。
さらに具体的に、前記関係式１は３．０以上および１３．０以下であってもよい。
前記マグネシウム合金板材１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含むことができる。
前記マグネシウム合金板材は二次相を含み、前記マグネシウム合金板材の面積４００００μｍ２当り二次相の個数は１個～２０個であり得る。
このとき、前記二次相の平均粒径は０．１～３μｍであり得る。
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は５～３０μｍであり得る。
前記マグネシウム合金板材の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は１０．５ｍｍ以上であり得る。
前記マグネシウム合金板材は、エッジクラックが５ｍｍ以内であり得る。
前記マグネシウム合金板材は、（０００１）面に対する最大集合強度が４．５以下であり得る。
さらに具体的に、前記関係式１は３．０以上および１３．０以下であってもよい。
前記マグネシウム合金板材１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含むことができる。
前記マグネシウム合金板材は二次相を含み、前記マグネシウム合金板材の面積４００００μｍ２当り二次相の個数は１個～２０個であり得る。
このとき、前記二次相の平均粒径は０．１～３μｍであり得る。
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は５～３０μｍであり得る。
前記マグネシウム合金板材の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は１０．５ｍｍ以上であり得る。
前記マグネシウム合金板材は、エッジクラックが５ｍｍ以内であり得る。
前記マグネシウム合金板材は、（０００１）面に対する最大集合強度が４．５以下であり得る。
本発明の他の一実施形態のマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避的不純物を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、前記合金溶湯は下記関係式１を満足することができる。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
具体的に、前記関係式１は、３．０以上および１５．０以下であってもよい。
さらに具体的に、前記関係式１は、３．０以上および１３．０以下であってもよい。
前記合金溶湯１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含むことができる。
前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、５時間以上実施することができる。
前記圧延材を準備する段階は、１５０～３５０℃の温度範囲で圧延することができる。
具体的に、圧延１回当り０％超過および３０％以下の圧下率で圧延することができる。
さらに具体的に、前記関係式１は、３．０以上および１３．０以下であってもよい。
前記合金溶湯１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含むことができる。
前記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、５時間以上実施することができる。
前記圧延材を準備する段階は、１５０～３５０℃の温度範囲で圧延することができる。
具体的に、圧延１回当り０％超過および３０％以下の圧下率で圧延することができる。
ガドリニウム（Ｇｄ）と亜鉛（Ｚｎ）の関係を制御して、自動車用アルミニウム合金水準の成形性を確保することができる。
以下、本発明の実施形態を詳しく説明する。但し、これは例示として提示されるものであって、これによって本発明が制限されるのではなく、本発明は後述の特許請求範囲の範疇によって定義されるだけである。
本発明の一実施形態のマグネシウム合金板材は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇ、およびその他不可避的不純物を含むことができる。
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。
Ｚｎは、０．１～１．５重量％だけ含むことができる。具体的には、１～１．５重量％であってもよい。
Ｚｎ元素は具体的に、後述のＧｄ元素と共に結晶粒界または双晶境界に固溶される場合、集合組織分散効果が大きくなり得る。
具体的に、Ｚｎ元素が０．１重量％未満である場合、成形性および圧延性向上効果が微小であることがある。一方、１．５重量％を超過して添加する場合、二次相分率増加と粗大化によって機械的物性および成形性が低下することがある。
Ｚｎ元素は具体的に、後述のＧｄ元素と共に結晶粒界または双晶境界に固溶される場合、集合組織分散効果が大きくなり得る。
具体的に、Ｚｎ元素が０．１重量％未満である場合、成形性および圧延性向上効果が微小であることがある。一方、１．５重量％を超過して添加する場合、二次相分率増加と粗大化によって機械的物性および成形性が低下することがある。
Ｇｄは、０．０８～０．７重量％だけ含むことができる。具体的には、０．１～０．６重量％であってもよい。さらに具体的には、０．１～０．５重量％であってもよい。
Ｇｄ元素は、結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）あるいは双晶境界（ｔｗｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に固溶されて偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）し得る。偏析とは、溶質元素がある特定部位に集中して存在することを意味する。よって、本発明の一実施形態には双晶境界（ｔｗｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）あるいは結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に集中して存在するということを意味し得る。よって、Ｇｄ元素は前述の界面に偏析し得る。
Ｇｄ元素は、結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）あるいは双晶境界（ｔｗｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に固溶されて偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）し得る。偏析とは、溶質元素がある特定部位に集中して存在することを意味する。よって、本発明の一実施形態には双晶境界（ｔｗｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）あるいは結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に集中して存在するということを意味し得る。よって、Ｇｄ元素は前述の界面に偏析し得る。
具体的に、偏析（Ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）したＧｄ元素は固溶けん引効果（ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇｇｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ）を与え、圧延および熱処理工程中に集合組織分散化を加速化させることができる。前述のように、Ｚｎ元素と共に固溶される場合、集合組織分散効果がさらに優れることになる。
但し、０．０８重量％未満の場合、固溶強化効果が微小なことがある。
但し、０．０８重量％未満の場合、固溶強化効果が微小なことがある。
０．７重量％を超過して添加する場合、Ｍｇ５ＧｄおよびＭｇＺｎ二次相の大きさと分率が大きくなることがある。この場合、成形性に劣位の影響を及ぼすことがある。また、０．７重量％を超過することによって後述の関係式１（［Ｚｎ］／［Ｇｄ］）の値が３．０以上になるためにはＺｎの含量も２．１重量％を超過しなければならない。これにより、二次相分率増大と粗大化によって機械的物性および成形性が低下することがある。
このとき、上記マグネシウム合金板材は、下記関係式１を満足することができる。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
具体的に、ガドリニウム（Ｇｄ）の重量％に対する亜鉛（Ｚｎ）の重量％の比は３．０以上であってもよい。具体的に、３．０以上および１５．０以下であってもよい。具体的に、１３．０以下であってもよい。具体的に、ガドリニウムに対する亜鉛の重量比をこのように制御することによって、粒界にガドリニウムと亜鉛が共に固溶されて固溶強化効果が優れることになる。
より一層具体的に、ガドリニウムに対する亜鉛の重量比が３未満である場合、結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）および双晶境界（ｔｗｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に共に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）するガドリニウム（Ｇｄ）と亜鉛（Ｚｎ）元素の量が減少することがある。これによって、偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）している元素の固溶強化効果（ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇｇｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ）程度が低まることがある。即ち、固溶された偏析の量が多いほど非底面すべり系が活性化されて、成形性が優れるようになり得る。
このとき、固溶偏析（Ｓｏｌｕｔｅ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）は通常基底面に沿って分布する確率が高くて基底面すべり（ｓｌｉｐ）を制御することができる。反面、非底面すべり（ｓｌｉｐ）には影響がないため両すべり（ｓｌｉｐ）系間活性化程度の格差が減りながら、非底面すべり（ｓｌｉｐ）活性化確率が高くなり得る。
但し、１５超過である場合には、ガドリニウムが過度に少なく含まれるか亜鉛が過度に多く含まれることがある。この場合、成形性向上効果が微小であることがある。または、二次相分率増大および二次相粗大化現象が誘発され成形性および加工性に不利なこともある。
上記マグネシウム合金板材は、マンガンを０．３重量％以下（０重量％除外）でさらに含むことができる。
Ｍｎ成分はＦｅ－Ｍｎ系化合物を形成して、板材内Ｆｅ成分の含量を低減する役割を果たす。即ち、Ｆｅ不純物制御に容易である。
但し、Ｍｎ成分の上限値を０．３重量％に限定する理由は、マンガンを０．３重量％超過して添加すればＧｄ固溶度が小さくなって成形性が低下するためである。
Ｍｎ成分はＦｅ－Ｍｎ系化合物を形成して、板材内Ｆｅ成分の含量を低減する役割を果たす。即ち、Ｆｅ不純物制御に容易である。
但し、Ｍｎ成分の上限値を０．３重量％に限定する理由は、マンガンを０．３重量％超過して添加すればＧｄ固溶度が小さくなって成形性が低下するためである。
具体的に、マンガンを上記範囲だけ含む場合、成形性が優れることになる。さらに具体的に、合金元素の添加量が少ない合金であるほどベンディング性、熱伝導性、および耐食性が全て優れることになる。
上記マグネシウム合金板材は二次相を含み、上記マグネシウム合金板材の面積４００００μｍ２当り二次相の個数は1個～２０個であり得る。
このとき、上記二次相は、Ｍｇ５Ｇｄ、ＭｇＺｎ、またはこれらの組み合わせであり得る。
このとき、上記二次相は、Ｍｇ５Ｇｄ、ＭｇＺｎ、またはこれらの組み合わせであり得る。
上記二次相の平均粒径は、０．１～３μｍであり得る。
具体的に、二次相の平均粒径と個数は前述の合金成分の組成範囲と関係式１を制御したことによる結果である。二次相の平均粒径と個数を上記範囲に制御して、非底面すべり系の活性化を向上させることができる。これによって、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。
具体的に、二次相の平均粒径と個数は前述の合金成分の組成範囲と関係式１を制御したことによる結果である。二次相の平均粒径と個数を上記範囲に制御して、非底面すべり系の活性化を向上させることができる。これによって、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。
上記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は５～３０μｍであり得る。
具体的に、マグネシウム合金板材の平均結晶粒径が上記範囲である場合、成形性がさらに優れることになる。さらに具体的に、上記範囲より小さい場合、常温成形性が低下することがある。上記範囲より大きい場合には、高温で成形性が低下することがある。
具体的に、マグネシウム合金板材の平均結晶粒径が上記範囲である場合、成形性がさらに優れることになる。さらに具体的に、上記範囲より小さい場合、常温成形性が低下することがある。上記範囲より大きい場合には、高温で成形性が低下することがある。
これにより、上記マグネシウム合金板材の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は１０．５ｍｍ以上であり得る。具体的には、１１．０ｍｍ以上であり得る。
本明細書で限界ドーム高さ（ＬＤＨ）とは、常温でのエリクソン試験を通じて導出される値を意味する。限界ドーム高さを通じて材料の成形性を比較することができる。
本明細書で限界ドーム高さ（ＬＤＨ）とは、常温でのエリクソン試験を通じて導出される値を意味する。限界ドーム高さを通じて材料の成形性を比較することができる。
上記マグネシウム合金板材はエッジクラックが５ｍｍ以内であり得る。より具体的に、１ｍｍ以下であり得る。
エッジクラックとは、マグネシウム合金板材表面部の周縁に形成された溝を意味する。エッジクラックは、加工性が低い場合に誘発されることがある。即ち、成形性の高い合金であるほど加工性が良いためエッジクラックが低減できる。
エッジクラックとは、マグネシウム合金板材表面部の周縁に形成された溝を意味する。エッジクラックは、加工性が低い場合に誘発されることがある。即ち、成形性の高い合金であるほど加工性が良いためエッジクラックが低減できる。
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はエッジクラックが上記範囲であり得る。前述のように、エッジクラックが小さいほど加工性が良いため、下限を限定しない。
よって、エッジクラックが上記範囲である場合、成形性が優れることになる。より具体的に、エッジクラックはＡｌ２Ｃａ二次相によってさらに多く誘発されることがあるが、本発明の一実施形態による合金はＣａ成分を含まなくて前述の二次相がないのでエッジクラックが低減され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。
上記マグネシウム合金板材は、（０００１）面に対する最大集合強度が４．５以下であり得る。具体的には、１．０～４．５以下であり得る。
（０００１）面に対する集合強度が上記範囲である場合、底面結晶粒の分率が少なくて非底面すべり系の活性化が容易であり得る。これにより、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。
本発明の他の一実施形態のマグネシウム合金板材の製造方法は、全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇ、およびその他不可避的不純物を合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階、この鋳造材を均質化熱処理する段階、この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、およびこの圧延材を最終焼鈍する段階を含むことができる。
上記合金溶湯の成分および組成を限定した理由は前述の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一であるので省略する。
上記合金溶湯を準備する段階で、上記溶湯は下記関係式１を満足することができる。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
［関係式１］
［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３
但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。
上記合金溶湯の温度は６５０～７５０℃であってもよい。
具体的に、マグネシウム合金は上記温度範囲で鋳造することができる。
具体的に、マグネシウム合金は上記温度範囲で鋳造することができる。
さらに具体的に、６５０℃未満ではマグネシウム合金の溶融が満足に行われないことがある。一方、７５０℃超過では発火によって溶湯管理が困難なことがある。
前述の合金溶湯を鋳造して鋳造材を準備する段階を実施することができる。
具体的には、ストリップキャスティング、重力鋳造、またはこれらの組み合わせを通じて鋳造することができる。但し、これに制限するのではない。
具体的には、ストリップキャスティング、重力鋳造、またはこれらの組み合わせを通じて鋳造することができる。但し、これに制限するのではない。
その後、上記鋳造材を均質化熱処理する段階を実施することができる。
上記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。具体的に、１時間以上実施することができる。
上記鋳造材を均質化熱処理する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。具体的に、１時間以上実施することができる。
温度が３００℃以上であってこそガドリニウム（Ｇｄ）元素の固溶が可能である。また温度が高いほどガドリニウムの固溶量が増加できる。但し、５００℃を超過する場合、鋳造材表面が酸化することがある。よって、量産工程に適しないことがある。
上記圧延材を準備する段階は、１５０～３５０℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、１５０℃以上の温度が確保されてこそエッジクラックなく圧延が可能であり得る。３５０℃を超過して圧延することは現実的に量産性に符合しない。
具体的に、１５０℃以上の温度が確保されてこそエッジクラックなく圧延が可能であり得る。３５０℃を超過して圧延することは現実的に量産性に符合しない。
圧延１回当り０％超過および３０％以下の圧下率で圧延することができる。
本明細書で圧下率とは、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割った後、１００をかけたものを意味する。
本明細書で圧下率とは、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割った後、１００をかけたものを意味する。
具体的に、上記圧下率で圧延を数回実施して最終目標厚さまで圧延することができる。
上記圧延材を準備する段階は、上記圧延材を中間焼鈍する段階をさらに含むことができる。
上記中間焼鈍する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、１０分～１５時間実施することができる。
上記中間焼鈍する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、１０分～１５時間実施することができる。
具体的に、２回連続圧延後、中間焼鈍を実施することができる。または、３回連続圧延後、中間焼鈍を実施することができる。または、中間焼鈍なく圧延することができる。
さらに具体的に、上記温度範囲で中間焼鈍を実施する場合、圧延時発生した応力を十分に解消することができる。
上記圧延材を最終焼鈍する段階は、３００～５００℃の温度範囲で実施することができる。
具体的に、１０分～１５時間実施することができる。
上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。
具体的に、１０分～１５時間実施することができる。
上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。
前述の工程を通じて製造したマグネシウム合金板材のエリクソン値が１０．５ｍｍ以上であり得る。具体的には、１１．０ｍｍ以上であり得る。
上記値は、従来のアルミニウム金属と類似の水準の常温成形性を意味し得る。
上記値は、従来のアルミニウム金属と類似の水準の常温成形性を意味し得る。
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記の実施例は本発明の好ましい一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるのではない。
（実施例）
下記表１に開示された合金成分の重量％によって実施例および比較例の合金溶湯を準備した。
その後、上記溶湯キャスティング法で鋳造して鋳造材を準備した。
その後、この鋳造材を４００℃で７時間均質化熱処理した。
この均質化熱処理された鋳造材を３００℃で圧延１回当り約２０％の圧下率で圧延した。この圧延中に中間焼鈍も実施した。具体的に、４００℃で１時間実施した。
最後に、この圧延材を４００℃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０．４～１．８ｍｍであった。
また、実施例および比較例のエリクソン値は下記のように測定して示した。
下記表１に開示された合金成分の重量％によって実施例および比較例の合金溶湯を準備した。
その後、上記溶湯キャスティング法で鋳造して鋳造材を準備した。
その後、この鋳造材を４００℃で７時間均質化熱処理した。
この均質化熱処理された鋳造材を３００℃で圧延１回当り約２０％の圧下率で圧延した。この圧延中に中間焼鈍も実施した。具体的に、４００℃で１時間実施した。
最後に、この圧延材を４００℃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０．４～１．８ｍｍであった。
また、実施例および比較例のエリクソン値は下記のように測定して示した。
（エリクソン値測定方法）
横、縦それぞれ５０～６０ｍｍ大きさのマグネシウム合金板材を使用し、板材の表面には板材と球形パンチ間の摩擦を減少させるために潤滑剤を使用した。
このとき、ダイおよび球形パンチの温度は常温にしてテストを実施した。
より一層具体的に、マグネシウム合金板材を上部ダイと下部ダイの間に挿入した後、板材の外周部を１０ｋＮの力で固定し、その後２０ｍｍの直径を有する球形（ｄｏｍｅ）パンチを使用して５ｍｍ／ｍｉｎの速度で板材に変形を加えた。その後、板材が破断されるまでパンチを挿入した後、破断時に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ソン値または限界ドーム高さ（ＬＤＨ）という。これから板材の成形性を比較することができる。具体的には、マグネシウム合金板材の変形高さが高いほどエリクソン値が大きく、成形性が優れることになる。
横、縦それぞれ５０～６０ｍｍ大きさのマグネシウム合金板材を使用し、板材の表面には板材と球形パンチ間の摩擦を減少させるために潤滑剤を使用した。
このとき、ダイおよび球形パンチの温度は常温にしてテストを実施した。
より一層具体的に、マグネシウム合金板材を上部ダイと下部ダイの間に挿入した後、板材の外周部を１０ｋＮの力で固定し、その後２０ｍｍの直径を有する球形（ｄｏｍｅ）パンチを使用して５ｍｍ／ｍｉｎの速度で板材に変形を加えた。その後、板材が破断されるまでパンチを挿入した後、破断時に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ソン値または限界ドーム高さ（ＬＤＨ）という。これから板材の成形性を比較することができる。具体的には、マグネシウム合金板材の変形高さが高いほどエリクソン値が大きく、成形性が優れることになる。
まず、表１に開示されているように、本発明の一実施形態はアルミニウムを含まなくてもよい。アルミニウムを含む場合、Ｇｄ固溶が不可能なことがある。
これは、本願の図１および２でも確認することができる。
図１は、Ｍｇ－Ｇｄ二元系の状態図を示したものである。
具体的に、図１はＭｇ－Ｚｎ０．５重量％－ｘＧｄの状態図であり、４００℃でのＧｄ固溶量が分かる。また、図１のように各元素含量による状態図を描いて図２を導出することができる。
図１は、Ｍｇ－Ｇｄ二元系の状態図を示したものである。
具体的に、図１はＭｇ－Ｚｎ０．５重量％－ｘＧｄの状態図であり、４００℃でのＧｄ固溶量が分かる。また、図１のように各元素含量による状態図を描いて図２を導出することができる。
図２は、４００℃で添加元素によるＧｄの最大固溶量を示したものである。
具体的に、図２は、図１のＭｇ－Ｇｄ二元系状態図のようにＡｌ、Ｚｎ、Ｍｇの３元素の状態図を作成した時、固溶可能なＧｄ量を測定して示したものである。
図２に示されたところから、アルミニウムを含む場合、Ｇｄ固溶が不可能であるのを確認することができる。よって、前述のように、本発明の一実施形態はアルミニウムを含まなくてもよい。但し、不純物水準にはアルミニウムが存在し得る。
具体的に、図２は、図１のＭｇ－Ｇｄ二元系状態図のようにＡｌ、Ｚｎ、Ｍｇの３元素の状態図を作成した時、固溶可能なＧｄ量を測定して示したものである。
図２に示されたところから、アルミニウムを含む場合、Ｇｄ固溶が不可能であるのを確認することができる。よって、前述のように、本発明の一実施形態はアルミニウムを含まなくてもよい。但し、不純物水準にはアルミニウムが存在し得る。
さらに具体的に、アルミニウムを０．００５重量％以下で含むことができる。
また、表１に開示されているように、ガドリニウム（Ｇｄ）と亜鉛（Ｚｎ）を共に含み、ガドリニウムに対する亜鉛の重量比が３以上である本願実施例の場合、エリクソン値に優れた結果が分かる。
また、表１に開示されているように、ガドリニウム（Ｇｄ）と亜鉛（Ｚｎ）を共に含み、ガドリニウムに対する亜鉛の重量比が３以上である本願実施例の場合、エリクソン値に優れた結果が分かる。
一方、Ｇｄを単独で含む比較例１の場合、常温エリクソン値が４．６ｍｍであって、本願実施例に比べて成形性が低い結果を確認することができる。
一方、比較例２のようにＧｄとＺｎを全て含む場合、比較例１に比べてエリクソン値が顕著に増加したことが分かる。これは、ＧｄとＺｎが共に固溶されて粒界に偏析しながら固溶強化効果が発現したためである。
但し、比較例２の場合、Ｚｎ／Ｇｄ（関係式１）の値が３未満であることが分かる。その結果、比較例１に比べてはエリクソン値が優れるが、実施例に比べてはエリクソン値が劣位であるのを確認することができる。
より具体的に、本願実施例はアルミニウムと類似の水準の常温成形性であり得る。商用されるアルミニウム合金のうちのＡｌ５０８３は常温でのエリクソン値が約１２ｍｍ水準である。
一方、比較例２のようにＧｄとＺｎを全て含む場合、比較例１に比べてエリクソン値が顕著に増加したことが分かる。これは、ＧｄとＺｎが共に固溶されて粒界に偏析しながら固溶強化効果が発現したためである。
但し、比較例２の場合、Ｚｎ／Ｇｄ（関係式１）の値が３未満であることが分かる。その結果、比較例１に比べてはエリクソン値が優れるが、実施例に比べてはエリクソン値が劣位であるのを確認することができる。
より具体的に、本願実施例はアルミニウムと類似の水準の常温成形性であり得る。商用されるアルミニウム合金のうちのＡｌ５０８３は常温でのエリクソン値が約１２ｍｍ水準である。
このような実施例の特性は、本願図３および４を通じても確認することができる。
図３は、実施例１と比較例４の段階別微細組織を光学顕微鏡（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で観察して示したものである。
具体的に、図３の熱処理後写真に示されているように、実施例１は比較例４に比べて二次相の個数が顕著に少ないのを肉眼でも確認することができる。さらに具体的に、実施例１の場合、面積４００００μｍ２当り二次相の個数が約２０個以下であって少ないことが分かる。一方、比較例４は同じ面積当り５０～１００個水準であって実施例より多いことが分かる。
このとき、二次相はＭｇ５ＧｄおよびＭｇＺｎである。
また、実施例に比べて比較例で粗大な粒径の二次相がさらに多く含まれたのを確認することができる。
図３は、実施例１と比較例４の段階別微細組織を光学顕微鏡（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で観察して示したものである。
具体的に、図３の熱処理後写真に示されているように、実施例１は比較例４に比べて二次相の個数が顕著に少ないのを肉眼でも確認することができる。さらに具体的に、実施例１の場合、面積４００００μｍ２当り二次相の個数が約２０個以下であって少ないことが分かる。一方、比較例４は同じ面積当り５０～１００個水準であって実施例より多いことが分かる。
このとき、二次相はＭｇ５ＧｄおよびＭｇＺｎである。
また、実施例に比べて比較例で粗大な粒径の二次相がさらに多く含まれたのを確認することができる。
比較例４は本発明の一実施形態によるガドリニウム（Ｇｄ）の範囲より多く添加した結果、実施例より二次相の粒径が粗大であり二次相の分率が多い結果を確認することができる。
これにより、先に表１でも開示したように、比較例４の常温エリクソン値は９．３ｍｍであるのに反し、実施例１の常温エリクソン値は１１．０ｍｍであって常温成形性がさらに優れることが分かる。
即ち、本願実施例のようにガドリニウム（Ｇｄ）の組成範囲とガドリニウムと亜鉛との関係式（Ｚｎ／Ｇｄ）を通じて二次相の分率と大きさを制御して変形挙動を妨害する因子を減らすことができる。
これにより、先に表１でも開示したように、比較例４の常温エリクソン値は９．３ｍｍであるのに反し、実施例１の常温エリクソン値は１１．０ｍｍであって常温成形性がさらに優れることが分かる。
即ち、本願実施例のようにガドリニウム（Ｇｄ）の組成範囲とガドリニウムと亜鉛との関係式（Ｚｎ／Ｇｄ）を通じて二次相の分率と大きさを制御して変形挙動を妨害する因子を減らすことができる。
このような特性は図４を通じても確認することができる。
図４は、実施例２および３と比較例４の（０００１）面をＸＲＤ極点図法で分析した結果を示したものである。
ＸＲＤ極点図法を通じて結晶粒の結晶方位による集合組織を示すことができる。
図４は、実施例２および３と比較例４の（０００１）面をＸＲＤ極点図法で分析した結果を示したものである。
ＸＲＤ極点図法を通じて結晶粒の結晶方位による集合組織を示すことができる。
具体的に、極点図は任意に固定された結晶座標系の方向を試片座標系にステレオ投影して示したものである。即ち、多様な方位の結晶粒の（０００１）面に対する極を基準座標系に表示し、これを極密度分布によって密度等高線を描くことによって極点図を示すことができる。このとき、極はブラッグ角によって特定の格子方向に固定したものであり、単結晶に対して複数個の極が表示できる。
したがって、極点図法で示した等高線の密度分布値を数値で表現したものを（０００１）面に対する最大集合強度といえる。
よって、最大集合強度値が小さいほど多様な方位の結晶粒が分布し、底面結晶粒の分率が少なくて成形性が優れるのを意味する。
但し、図４に示されているように、実施例３は比較例４に比べて最大集合強度値が小幅高いことが分かる。さらに、実施例３は比較例４と比較して極点図形状も類似であることが分かる。
よって、最大集合強度値が小さいほど多様な方位の結晶粒が分布し、底面結晶粒の分率が少なくて成形性が優れるのを意味する。
但し、図４に示されているように、実施例３は比較例４に比べて最大集合強度値が小幅高いことが分かる。さらに、実施例３は比較例４と比較して極点図形状も類似であることが分かる。
マグネシウム合金板材の加工性を向上させる方法には、集合組織を分散させる方法と、非底面すべり系を活性化させる方法がある。具体的に、実施例３と比較例４は極点図形状が類似であることから推して、結晶粒の方位が比較的にランダムなものを導出することができる。
但し、表１で前述のように、比較例４は本発明の一実施形態によるガドリニウム（Ｇｄ）の範囲より多く添加した場合である。その結果、比較例４のＺｎ／Ｇｄ値は１．２８であって、３未満の値が導出された。即ち、比較例４は本発明の一実施形態によるガドリニウムの組成と関係式１（Ｚｎ／Ｇｄ）の値を満足しないことが分かる。
ガドリニウムの量が多い場合、二次相の大きさが粗大化され、二次相分率が増加して成形性が低下することがある。これは先に図３で確認した通りである。
さらに、関係式１による値が３未満である場合、結晶粒界または双晶境界に共に偏析されるガドリニウムと亜鉛の量が減少して非底面すべり系活性化が低下することがある。
ガドリニウムの量が多い場合、二次相の大きさが粗大化され、二次相分率が増加して成形性が低下することがある。これは先に図３で確認した通りである。
さらに、関係式１による値が３未満である場合、結晶粒界または双晶境界に共に偏析されるガドリニウムと亜鉛の量が減少して非底面すべり系活性化が低下することがある。
したがって、先に表１と図３および図４に開示したところから、比較例４の場合、非底面すべり系活性化が低下してエリクソン値が実施例より劣位の結果が導出されることがある。表１で開示したように、比較例４の常温エリクソン値は９．３ｍｍであるのに反し、実施例３の常温エリクソン値は１１．１ｍｍである。
即ち、結晶粒の方位がランダムであって（０００１）面に対する最大集合強度が４．５以下である場合、非底面すべり系の活性化がさらに優れた合金板材の成形性がさらに優れることになる。また、二次相の分率が少なく大きさがさらに小さな合金板材の成形性がさらに優れることになる。
具体的に、Ｚｎ／Ｇｄ（関係式１）値が高まるほど非底面すべり系を活性化させることができる。さらに、ガドリニウム（Ｇｄ）成分の含量が減りながら二次相の分率も減るため変形挙動が容易であり得る。
また、比較例９のようにガドリニウムの組成が本発明の一実施形態による範囲を満足しない場合、常温でのエリクソン値が３．５ｍｍ水準であった。
この場合、ガドリニウムの含量が過度に少なくて固溶強化効果が微小であることが分かる。
この場合、ガドリニウムの含量が過度に少なくて固溶強化効果が微小であることが分かる。
本発明は上記実施例に限定されるわけではなく、互いに異なる多様な形態に製造でき、本発明の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の技術的な思想や必須の特徴を変更せず他の具体的な形態に実施できるということが理解できるはずである。したがって、以上で記述した実施例はすべての面で例示的なものであり限定的ではないものと理解しなければならない。
Claims (13)
- マグネシウム合金板材全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避的不純物からなり、
下記関係式１を満足し、
前記マグネシウム合金板材は二次相を含み、
前記二次相は、Ｍｇ５Ｇｄ、ＭｇＺｎ、またはこれらの組み合わせであり、
前記マグネシウム合金板材の面積４００００μｍ２当り二次相の個数は１個～２０個であり、
前記二次相の平均粒径は０．１～３μｍであり、
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は５～３０μｍである、マグネシウム合金板材。
［関係式１］ １５．０≧［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
（但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。） - 前記マグネシウム合金板材は、下記関係式１を満足する、請求項１に記載のマグネシウム合金板材。
［関係式１］ １３．０≧［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
（但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。） - 前記マグネシウム合金板材１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含む、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の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は１０．５ｍｍ以上であり、
前記限界ドーム高さ（ＬＤＨ）は、前記マグネシウム合金板材を上部ダイと下部ダイの間に挿入した後、前記マグネシウム合金板材の外周部を１０ｋＮの力で固定し、その後２０ｍｍの直径を有する球形（ｄｏｍｅ）パンチを使用して５ｍｍ／ｍｉｎの速度で前記マグネシウム合金板材に変形を加えた後、前記マグネシウム合金板材が破断されるまでパンチを挿入した後、破断時の前記マグネシウム合金板材の変形高さである、請求項１～３のいずれか１項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エッジクラックが５ｍｍ以内である、請求項１～４のいずれか１項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（０００１）面に対する最大集合強度が４．５以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載のマグネシウム合金板材。
- 全体１００重量％に対して、Ｚｎ：０．１～１．５重量％、Ｇｄ：０．０８～０．７重量％、残部Ｍｇおよびその他不可避的不純物を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、
前記合金溶湯は下記関係式１を満足し、
製造されたマグネシウム合金板材は二次相を含み、
前記二次相は、Ｍｇ５Ｇｄ、ＭｇＺｎ、またはこれらの組み合わせであり、
前記マグネシウム合金板材の面積４００００μｍ２当り二次相の個数は１個～２０個であり、
前記二次相の平均粒径は０．１～３μｍであり、
前記マグネシウム合金板材の平均結晶粒径は５～３０μｍである、マグネシウム合金板材の製造方法。
［関係式１］ １５．０≧［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
（但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。） - 前記合金溶湯は下記関係式１を満足する、請求項７に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
［関係式１］ １３．０≧［Ｚｎ］／［Ｇｄ］≧３．０
（但し、［Ｚｎ］、［Ｇｄ］は各元素の重量％を意味する。） - 前記合金溶湯１００重量％に対して、Ｍｎ：０．３重量％（０重量％除外）以下をさらに含む、請求項７又は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、３００～５００℃の温度範囲で実施する、請求項７～９のいずれか１項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、５時間以上実施する、請求項７～１０のいずれか１項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、１５０～３５０℃の温度範囲で圧延する、請求項７～１１のいずれか１項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回当り０％超過および３０％以下の圧下率で圧延する、請求項７～１２のいずれか１項に記載のマグネシウム合金板材の製造方法。
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