WO2019013226A1 - マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法 - Google Patents

マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法 Download PDF

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stress
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英俊 染川
嘉昭 大澤
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国立研究開発法人物質・材料研究機構
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention is magnesium (Mg) of fine crystal grains excellent in room temperature ductility in which two or more of four elements of manganese (Mn), zirconium (Zr), bismuth (Bi) and tin (Sn) are added.
  • the present invention relates to a base alloy wrought material and a method of manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a Mg-based alloy wrought material characterized in that elements other than the above four types are not added to the alloy and a method of manufacturing the same.
  • Mg alloys are attracting attention as next-generation lightweight metal materials.
  • the Mg metal crystal structure is hexagonal, the difference between the critical shear stress (CRSS) of the non-bottom slip represented by the bottom slip and the cylinder face is extremely large at around room temperature. Therefore, compared with other metal wrought materials such as aluminum (Al) and iron (Fe), since it has poor ductility, plastic deformation processing at room temperature is difficult.
  • CRSS critical shear stress
  • rare earth elements such as yttrium (Y), cerium (Ce), and lanthanum (La) are added to improve the plastic deformability. It is because the rare earth elements have a function to lower the non-bottom CRSS, that is, to reduce the difference between the bottom and non-bottom CRSS and to facilitate non-bottom dislocation sliding motion.
  • Y yttrium
  • Ce cerium
  • La lanthanum
  • Patent Document 3 rare earth elements or general-purpose elements Ca, Sr, Ba, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Dr, Tm, Yb, There is disclosed a fine grained Mg alloy excellent in strength characteristics in which a small amount of one kind of element of Lu is contained and the grain size is refined. The strengthening of this alloy is mainly attributed to the segregation of these solute elements at grain boundaries. On the other hand, in the case of a fine grained Mg alloy, nondislocation dislocation sliding motion is activated by the action of grain boundary compatibility stress.
  • any added element has the function of suppressing the occurrence of grain boundary sliding, so grain boundary sliding hardly contributes to deformation. Therefore, the ductility at room temperature of these alloys is required to be further improved in ductility at the same level as that of conventional Mg alloys. That is, it is necessary to search for solute elements that do not suppress the occurrence of grain boundary sliding while maintaining the microstructure structure on which the grain boundary compatibility stress acts.
  • these alloys are characterized by showing. Moreover, these alloys are characterized by using a stress reduction degree as an index of formability, and the value thereof indicates 0.3 or more.
  • it is necessary to be excellent in room temperature ductility and formability even at higher speed conditions, that is, in a high speed region.
  • a plurality of solute elements are often added.
  • bonds between the additive elements and the additive elements and the base material element (Mg in the present invention) are combined to form an intermetallic compound.
  • These intermetallic compounds become sites of stress concentration during deformation, and become origins of fracture. Therefore, even if it is an additive element that exhibits excellent properties in a binary alloy, the additive element shown in a binary alloy by adding a plurality of elements such as ternary or quaternary alloys. It is unclear whether this effect of the (Here, a binary alloy is an alloy to which one type of element is added, and an alloy containing two or three types of elements is referred to as a ternary or quaternary alloy)
  • rare earth elements such as Y are known to be effective as elements for activating non-bottom dislocations of Mg-based binary alloys.
  • Mg-4 mass% Y-3 mass% MM alloy containing a plurality of rare earth elements Commonly known WE 43 alloy (MM: misch metal) forms an intermetallic compound mainly composed of rare earth elements in the Mg matrix, It has been pointed out that the dispersion of particles causes a reduction in ductility. Thus, the influence of the addition of a plurality of elements is difficult to know in advance.
  • a Mg-based alloy which is easy to plastic deformation at room temperature, is excellent in room temperature ductility and formability even in a high speed region, is not rapidly broken, and is excellent in energy absorption ability is desired.
  • it is an object to provide such a Mg-based alloy relatively inexpensively.
  • Mg-based ternary alloys and quaternary alloys containing two or more kinds of elements of Mn, Zr, Bi and Sn are Mg-groups containing any of Mn, Zr, Bi and Sn.
  • the present inventors know, there are no documents or disclosure examples that have the same or more effects on mechanical properties as compared to binary alloys. The present inventors believe that there is no document disclosing the characteristics of Mg-based ternary alloys and quaternary alloys containing two or more elements of Mn, Zr, Bi, and Sn.
  • the inventors of the present invention have conducted intensive studies to find that a Mg-based alloy material to which two or more elements of four types of Mn, Zr, Bi, and Sn are added is thermally controlled at a temperature and a reduction ratio.
  • the conventional alloy for example, AZ31
  • the wrought material is in the form of a plate, a tube, a rod, a line, etc. made by plastic strain application at hot, warm or cold temperature such as rolling, extrusion, drawing, forging, etc.
  • a Mg-based alloy extension comprising Mg-A mol% X-B mol% Z, the balance being Mg and unavoidable impurities,
  • X is any one element of Mn, Bi and Sn
  • Z is any one or more elements of Mn, Bi, Sn, and Zr, and does not overlap with the element of X
  • the value of A is 0.03 mol% or more and 1 mol% or less
  • the relationship between A and B is A ⁇ B
  • the upper limit value of B is 1.0 times or less of the upper limit value of A
  • the lower limit value of B is 0.03 mol% or more.
  • Mg-based alloy wrought material having an average crystal grain size of 20 ⁇ m or less in the Mg-based alloy wrought material.
  • the Mg-based alloy wrought material is manufactured by melting and casting a metal material, solutionizing the cast alloy, and applying plastic strain after the solution treatment.
  • the Mg matrix and / or grain boundaries in the metal structure of the Mg-based alloy wrought material Provided is a Mg-based alloy wrought material in which intermetallic compound particles having an average diameter of 0.5 ⁇ m or less and composed of Mg and an additive element (a metal added to Mg) are dispersed.
  • the intermetallic compound particle refers to a particle made of an intermetallic compound composed of a compound or mixture of a matrix element and an additive element.
  • intermetallic compounds are said to be compounds composed of two or more kinds of metals, and the atomic ratio of the constituent elements is an integer, and is considered to exhibit unique physical and chemical properties different from the constituent elements.
  • Ru The shape of the particles can be spherical, needle-like or plate-like, depending on the respective composition.
  • the Mg-based alloy wrought material according to the first or second aspect, wherein the initial strain rate of the wrought material is a room temperature tension of 1 ⁇ 10 -3 s -1 or less.
  • the value of the equation ( ⁇ max - ⁇ bk ) / ⁇ max is 0.2 when the maximum applied stress is defined as ( ⁇ max ) and the stress at break ( ⁇ bk )
  • a Mg-based alloy wrought material which is the above.
  • Such an alloy is superior in room temperature ductility to a conventional alloy (for example, AZ31) because the value of the degree of stress reduction ( ⁇ max ⁇ bk ) / ⁇ max is 0.2 or more.
  • an initial strain rate of the wrought material is 1 ⁇ 10 ⁇ 3 s ⁇ 1 or less.
  • Room temperature tensile or compression test to provide a wrought Mg base alloy which does not break even when a nominal strain of 0.2 or more is applied. The test may be either a tensile or compression test. Such an alloy does not break even when given a nominal strain of 0.2 or more, so room temperature ductility is superior to conventional alloys (eg AZ31) and does not break suddenly.
  • the initial strain rate of the wrought material is 1 ⁇ 10 ⁇ 3 s ⁇ 1 or more.
  • the area surrounded by the nominal stress and the nominal strain curve provides a Mg-based alloy wrought material showing 200 kJ or more.
  • Such alloys have greater resistance to failure as compared to conventional alloys (e.g. AZ31) because the area enclosed by the nominal stress and the nominal strain curve is greater than 200 kJ.
  • a method of manufacturing the Mg-based alloy wrought material according to any one of the first to fifth aspects wherein Mg-based alloy casting is carried out through the steps of melting and casting.
  • Material is subjected to solution treatment at a temperature of 400 ° C. or more and 650 ° C. or less for 0.5 hours or more and 48 hours or less, and plastic deformation is applied as a cross section reduction rate of 70% or more at a temperature of 50 ° C. or more and 550 ° C. or less
  • a method of manufacturing a Mg-based alloy wrought material to be subjected to hot plastic working.
  • a processing method of heating a metal to a temperature equal to or higher than a recrystallization temperature to make a plate, a bar, a shape steel or the like can be mentioned as an example of hot plastic working, but it is not limited thereto.
  • the cross-sectional area of the material before processing is subtracted from the cross-sectional area of the material before processing in such a cross section approximately perpendicular to the drawing processing direction of the plate, rod, and shape steel, the cross-sectional area of the material before processing is The proportions correspond.
  • Such a processing method can continuously produce long materials such as rails.
  • it is a Mg-based alloy consisting of Mg-Amol% X-Bmol% Z and the balance being Mg and unavoidable impurities, where X is any one element of Mn, Bi and Sn.
  • Z are any one or more elements of Mn, Bi, Sn, and Zr and do not overlap with the element of X, and the value of A is 0.03 mol% or more and 1 mol% or less, and A The relationship between A and B is A ⁇ B, and the upper limit of B is 1.0 times or less of the upper limit of A, and the lower limit of B is 0.03 mol% or more.
  • the plastic strain applying method is any of extrusion, forging, rolling and drawing.
  • a manufacturing method of a Mg based alloy wrought material which is any processing method is provided.
  • Nominal stress-nominal strain curve obtained by room temperature tensile test of Mg-3Al-1Zn alloy extruded material Nominal stress-nominal strain curve obtained by room temperature compression test of Mg-3Al-1Zn alloy extruded material. The nominal stress-nominal strain curve obtained by the room temperature tensile test of the Mg based alloy extruded material of the example.
  • a and B is A ⁇ B, and the value of A is preferably 1 mol% or less, more preferably 0.5 mol% or less, and still more preferably 0.3 mol% or less.
  • the lower limit of A is 0.03 mol% or more.
  • the upper limit of B is preferably 1.0 times or less, more preferably 0.9 times or less, and still more preferably 0.8 times or less the upper limit of A.
  • the lower limit value of B is 0.03 mol% or more.
  • 0.03 mol% is a value that defines the boundary between the unavoidable impurities and the additive element.
  • the Mg-based alloy material can be expressed as Mg-aMn-bBi-cSn-dZr (respectively a, b, c, and d are mol%), and any of the following conditions It is also possible to handle as satisfying the Each of a, b, c and d is 0 or more.
  • Condition 1 (a corresponds to A, b + c + d corresponds to B) 1 ⁇ a ⁇ b + c + d + 0.03, (2) Condition 2 (b corresponds to A. a + c + d corresponds to B) 1 ⁇ b ⁇ a + c + d ⁇ 0.03 or (3) Condition 3 (c corresponds to A. a + b + d corresponds to B) 1 ⁇ c ⁇ a + b + d ⁇ 0.03.
  • the average grain size of the Mg matrix that is, the grains after hot working is 20 ⁇ m or less. More preferably, it is 10 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or less.
  • a section method G 0551: 2013
  • the JIS standard by optical microscope observation of a cross section (a conceptual view of how grains and grain boundaries appear in a microscopic field of view 7). If the grain size is fine or the grain boundaries are unclear, it is difficult to use the sectioning method, so a bright field image or dark field image obtained by a transmission electron microscope or an electron beam backscattered diffraction image You may use and measure.
  • the grain boundary compatibility stress generated in the vicinity of the grain boundary does not affect the entire area within the grain. That is, it is difficult for non-bottom dislocation sliding to be active in the entire region of the crystal grain, and improvement in ductility can not be expected.
  • intermetallic compounds of 0.5 ⁇ m or less may be dispersed in the Mg crystal grains and in the grain boundaries.
  • heat treatment such as strain relief annealing may be performed after hot working as long as the average grain size can be maintained at 20 ⁇ m or less.
  • the additive element may or may not segregate in the grain boundaries.
  • the molten Mg-based alloy cast material is subjected to solution treatment at a temperature of 400 ° C. or more and 650 ° C. or less.
  • the solution treatment temperature is less than 400 ° C., it is necessary to maintain the temperature for a long time in order to form a solid solution of the added solute element homogeneously, which is not preferable from an industrial viewpoint.
  • the temperature exceeds 650 ° C., local melting starts because the temperature is above the solid phase temperature, which is dangerous for operation.
  • the solution treatment time is preferably 0.5 hours or more and 48 hours or less.
  • any method such as gravity casting, sand casting, die casting, continuous casting, and the like can be adopted as long as it can produce the Mg-based alloy casting material of the present invention.
  • the temperature for hot working is preferably 50 ° C. or more and 550 ° C. or less, more preferably 75 ° C. or more and 525 ° C. or less, and still more preferably 100 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the processing temperature is less than 50 ° C., a large number of deformation twins that are the origin of cracking and cracks are generated, so that a healthy wrought material can not be manufactured. If the processing temperature exceeds 550 ° C., recrystallization proceeds during processing to inhibit grain refinement, which further causes a decrease in die life of extrusion processing.
  • the straining at the time of hot working is performed such that the total cross-section reduction rate is 70% or more, preferably 80% or more, and more preferably 90% or more. If the total cross-section reduction rate is less than 70%, the straining is insufficient, and thus the grain size can not be reduced. It is also conceivable to form a structure in which fine grains and coarse grains are mixed. In such a case, since coarse particles become the starting point of fracture, room temperature ductility decreases.
  • the hot working method is typically extrusion, forging, rolling, drawing or the like, but any working method may be adopted as long as it is a plastic working method that can impart strain. However, it is not preferable that the crystal grain size of the Mg matrix is easily coarsened if the cast material is only subjected to solution treatment without performing hot working.
  • indices can be calculated from nominal stress and nominal strain curves obtained by room temperature tensile test and compression test respectively. Since speeding up is important, both of the tensile and compression tests are nominal stress and nominal strain curve obtained by initial strain rate of 1 ⁇ 10 -3 s -1 or more.
  • Figures 1 and 2 show the nominal stress and nominal strain curves obtained from room temperature tensile and compression tests with commercial magnesium alloy (Mg-3 mass% Al-1 mass% Zn: commonly known AZ31) extruded material.
  • the stress-strain curve at the time of tensile test shown in FIG. 1 shows a slight work-hardening after yielding and then breaks when the nominal strain reaches about 0.2.
  • the stress-strain curve at the time of the compression test shown in FIG. 2 also shows a large work hardening after yielding, but the fracture occurs at a nominal strain of about 0.2. Both tensile and compressive tests are found to break early in the case of conventional Mg-based alloys.
  • the degree of stress reduction can be determined by Equation 1, and the value of the degree of stress reduction is preferably 0.2 or more, and more preferably 0.25 or more. Note that ⁇ max is the maximum applied stress, and ⁇ bk is the stress at break, an example of which is shown in FIG.
  • This resistance: F can also be determined from the nominal stress and nominal strain curve obtained by the room temperature tensile test as an area surrounded by the nominal stress and nominal strain curve. F is influenced by the strain rate and tends to increase as the test rate is increased. Therefore, the value of F is determined under an initial strain rate of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 s ⁇ 1 , preferably 200 kJ or more, more preferably 250 kJ or more, and still more preferably 300 kJ or more.
  • a commercially available pure Mn (99.9 mass%) and a commercially available pure Mg (99.98 mass%) were used to prepare a Mg--Mn matrix alloy using an iron crucible.
  • Mg-Zr master alloys were prepared using commercially available pure Zr and commercially available pure Mg.
  • the target content was adjusted to be 0.1 mol% Mn-0.1 mol% Zr using each mother alloy, and a cast iron Mg—Mn—Zr alloy was melted using an iron crucible.
  • the melting temperature was 700 ° C.
  • the melting and holding time was 5 minutes
  • casting was performed using an iron mold having a diameter of 50 mm and a height of 200 mm. Thereafter, the cast material was subjected to solution treatment at 500 ° C. for 8 hours.
  • the microstructures of the various extruded materials were photographed by an optical microscope, and the average grain size of the Mg matrix was determined by the section method and is summarized in Table 1.
  • the average grain size was 5 ⁇ m or less in any of the extruded materials.
  • the microstructure obtained by using the electron beam backscattering diffraction method is as shown in FIG.
  • the aspect composed of the same contrast is one crystal grain, that is, the Mg parent phase and is 5 ⁇ m or less.
  • a fine structure appearance observed using a transmission electron microscope is shown in FIG.
  • An aggregate of black contrast is an intermetallic compound. It can be confirmed that an intermetallic compound having a diameter of 100 to 200 nm is present.
  • FIG. 3 shows a nominal stress-nominal strain curve obtained by the room temperature tensile test of Example 2.
  • the extruded material of Mg-0.3Bi-0.1Zr alloy it can be confirmed that the tensile strain at break exceeds 1.0 and the excellent ductility is exhibited.
  • the nominal stress and the nominal strain curve of the extruded material of the Mg-based alloy in the tensile test shown in FIG. 3 show a large degree of stress reduction after reaching the maximum applied stress.
  • the value of ( ⁇ max - ⁇ bk ) / ⁇ max is 0.75, so that the plastic deformation limit of the alloy of the present invention is large, and the formability is It is suggested that it is excellent. From Table 1, it is understood that the value of ( ⁇ max - ⁇ bk ) / ⁇ max of any extruded material is a value larger than that of the commercial magnesium alloy: AZ31, and shows excellent formability.
  • FIG. 4 shows a nominal stress-nominal strain curve obtained by a room temperature compression test using Example 2. It can be seen that even if the nominal strain at the time of the compression test reaches 0.5, the stress reduction as shown in FIG. 2 does not occur, and the deformation continues.
  • the region shown by the hatched portion in the figure corresponds to the resistance to destruction, and 403 kJ was obtained. It can be seen that the area surrounded by stress and strain increases as the initial strain rate in the compression test increases by an order of magnitude.
  • Table 1 shows F obtained at an initial strain rate of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 s ⁇ 1 . It can be confirmed that any of the extruded materials exhibits excellent resistance to breakage.
  • Table 1 defines a case where the nominal stress at the time of the compression test drops sharply (20% between each measurement) as "broken", and the nominal strain at that time is summarized as the compressive breaking strain: eC. There is. The expression about 0.5 or more suggests that breakage does not occur even if the compression nominal strain is applied by 0.50, and has excellent compression deformability.
  • Table 1 summarizes the room temperature characteristics of the grooved roll material. It can be confirmed that the grooved rolling method is an excellent value as compared with commercial magnesium alloy: AZ31. The tensile and compression test pieces are collected from the direction parallel to the rolling direction, and the test conditions are the same as those of the extruded material.
  • the internal structure is refined by one plastic strain application method, but if the reduction in area is smaller than a predetermined value, plastic strain application may be performed several times. it can.
  • the Mg-based alloy of the present invention exhibits excellent room temperature ductility, it is rich in secondary workability and can be easily formed into a complicated shape including a plate shape. In particular, stretch forming, deep drawing and the like have extremely excellent properties. In addition, since grain boundary sliding appears, it is considered that the internal friction characteristics are excellent, and adaptation to a portion where vibration or noise is a problem is considered. Furthermore, since the addition of a small amount of a general-purpose element and the rare earth element are not used, it is possible to reduce the price of the material compared to the conventional rare earth-doped Mg alloy.

Abstract

複数の溶質元素添加は、添加元素同士の結合による金属間化合物の形成により破壊起点となり得る。非底面転位運動を活性化させる微細組織構造を維持しながら、安価で汎用性のある元素を用いて、破壊の起点とならず、粒界すべりを促進させる作用のある添加元素探索が好ましい。Ｍｎ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎの４種類のうち二種類以上を含み、残部がＭｇと不可避的成分からなるＭｇ基合金展伸材であって、母材の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下、かつ、前記展伸材の引張・圧縮試験による応力ひずみ曲線図において、それぞれ、最大負荷応力（σｍａｘ）と破断時応力（σｂｋ）の関係、（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値が０．２以上であり、破壊に対する抵抗が２００ｋＪ以上を示し、室温変形中にＭｇ母相の結晶粒サイズが微細化することを特徴とする室温延性に優れたＭｇ基合金展伸材を提供する。

Description

マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法
　本発明は、マンガン（Ｍｎ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ビスマス（Ｂｉ）、スズ（Ｓｎ）の４種類の元素のうち二種類以上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）基合金展伸材及びその製造方法に関する。より詳しくは、前記４種類以外の元素を合金添加元素としないことを特徴とするＭｇ基合金展伸材及びその製造方法に関するものである。
　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、Ｍｇ金属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）などの他の金属展伸材料と比較して、延性に乏しいため、室温での塑性変形加工が難しい。
　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よく用いられている。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。しかしながら、素材価格が高騰するため、経済的観点から、希土類元素代替が求められている。
　一方、Ｍｇの結晶粒界近傍では、変形を継続するために必要な複雑な応力、すなわち、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提唱されている。
　特許文献３では、希土類元素又は汎用元素であるＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｄｒ，Ｔｍ，Ｙｂ、Ｌｕのうち一種類の元素を微量に含有させ、結晶粒が微細化している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応力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。
　発明者らは、一種類のみの溶質元素を添加させることに着目し、特許文献４では、０．０７～２ｍａｓｓ％のＭｎが含有し、また、特許文献５では、Ｍｎに代えて、Ｚｒを０．１１～２ｍａｓｓ％含有させても室温延性に優れることを開示している。また、ＭｎやＺｒをＢｉに代えて、０．２５～９ｍａｓｓ％のＢｉを含有しても室温延性に優れることを見出し、特許出願（ＷＯ２０１７／１５４９６９）している。これらの合金は、平均結晶粒サイズが１０μｍ以下で、破断伸びが１００％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（＝ひずみ速度感受性指数）が０．１以上を示すことを特徴としている。また、これらの合金は、成形性の指標として、応力低下度を用い、その値が０．３以上を示すことを特徴としている。しかし、工業的観点から、より早い速度条件、すなわち高速域においても、室温延性や成形性に優れる必要がある。また、部材として使用する場合、部材の製造において好ましい室温延性や成形性に優れることだけでなく、構造物を形成する材料においては急に壊れず破壊に対して大きな抵抗（＝エネルギー吸収能）を示す必要もある。すなわち、急に壊れず、エネルギー吸収能に優れ、室温延性と成形性が兼備したＭｇ基合金の開発が望まれている。
　一般的に、金属材料の破壊に対する抵抗（エネルギー吸収能）を向上させるためには、複数の溶質元素を添加させることが多い。しかし、複数の元素を添加した場合、溶解や熱処理、展伸加工時に、添加元素同士の結合や添加元素と母材元素（本発明ではＭｇ）と結合し、金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、変形中、応力集中サイトになり破壊の起点となる。そのため、二元系合金において、優れた特性を発揮する添加元素であっても、三元系や四元系合金など、複数の元素を添加することで、二元系合金において示された添加元素によるこの効果が継続、発揮するかは不明である。（ここで、二元系合金とは、一種類の元素が添加した合金で、二種類、三種類の元素が含有した合金を三元系、四元系合金と言う）
　例えば、Ｍｇ基二元系合金の非底面転位を活性化させる元素として、前記のとおり、Ｙをはじめとする希土類元素が有効であることが知られている。しかし、複数の希土類元素が含有するＭｇ－４ｍａｓｓ％Ｙ－３ｍａｓｓ％ＭＭ合金：通称ＷＥ４３合金（ＭＭ：ミッシュメタル）は、Ｍｇ母相に希土類元素を主成分とする金属間化合物を形成し、これらの粒子分散が延性の低下を招くと指摘されている。このように、複数の元素を添加することによる影響は、事前に、はかり知ることが困難である。
国際出願ＷＯ２０１３／１８０１２２号公報 特開２００８－２１４６６８号公報 特開２００６－１６６５８号公報 特開２０１６－１７１８３号公報 特開２０１６－８９２２８号公報 国際出願ＷＯ２０１７／１５４９６９号公報
Ｊ．Ｋｏｉｋｅ　ｅｔ　ａｌ．，Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，５１（２００３）ｐ２０５５．
　上述してきたように、室温での塑性変形加工が容易であり、特に、高速域においても室温延性や成形性に優れ、急に壊れず、エネルギー吸収能に優れるＭｇ基合金が望まれており、本願では、そのようなＭｇ基合金を比較的安価に提供することを課題としている。
　ところで、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎのうち二種類以上の元素が含有するＭｇ基三元系合金や四元系合金は、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎのうちいずれかの元素が含有するＭｇ基二元系合金と比べて、その機械的特性において同等又はそれらを超える効果を備えるとする文献や開示例は、本発明者らが知る限りでは存在しない。また、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎのうち二種類以上の元素が含有するＭｇ基三元系合金や四元系合金に関する特性を開示する文献等は、皆無であると本発明者らは考える。
　しかるに、本発明者らは、鋭意研究をすることにより、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎの４種類のうち二種類以上の元素を添加した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、従来合金（例えばＡＺ３１）に比較して、急に壊れず、破壊に対して大きな抵抗（＝エネルギー吸収能）を示し、優れた室温加工性及び変形能を有するＭｇ基合金伸展材が提供できることを見出した。ここで、展伸材とは、圧延、押出し、引抜き、鍛造などの熱間や温間又は冷間温度にて、塑性ひずみ付与加工によって造られた板状、管状、棒状、線状などからなる素材の総称をいう。
　具体的には、以下のようなものを提供する。
　本発明の第１の側面において、Ｍｇ－Ａｍｏｌ％Ｘ－Ｂｍｏｌ％Ｚからなり、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ基合金伸展材であって、
　ここで、ＸはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎのうちいずれか一種類の元素であり、
　ＺはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素であって、Ｘの元素と重複しないものであり、
　Ａの値は、０．０３ｍｏｌ％以上１ｍｏｌ％以下であり、
　ＡとＢの関係は、Ａ≧Ｂであって、Ｂの上限値はＡの上限値に対して１．０倍以下であり、Ｂの下限値は０．０３ｍｏｌ％以上であると共に、
　前記Ｍｇ基合金展伸材の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であるＭｇ基合金展伸材を提供する。ここで、一般には、Ｍｇ基合金展伸材は、金属材料を溶解し、鋳造し、鋳造合金を溶体化処理し、そして、溶体化処理後に塑性ひずみが付与されて製造される。
　本発明の第２の側面において、上記第１の側面において記載のＭｇ基合金展伸材であって、前記Ｍｇ基合金展伸材の金属組織中のＭｇ母相及び／又は結晶粒界に、平均直径が０．５μｍ以下でＭｇや添加元素（Ｍｇ以外に添加される金属）から構成される金属間化合物粒子が分散しているＭｇ基合金展伸材を提供する。ここで、金属間化合物粒子は、母相元素及び添加元素の化合物又は混合物からなる金属間化合物からなる粒子のことをいう。一般に、金属間化合物は、２種類以上の金属によって構成される化合物のことを言うとされ、構成元素の原子比は整数であり、成分元素と異なる特有の物理的・化学的性質を示すとされる。粒子の形状は、それぞれの組成により、球状形、針状形、板状形になり得る。
　本発明の第３の側面において、上記第１の側面又は第２の側面において記載のＭｇ基合金展伸材であって、展伸材の初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以下の室温引張試験によって得られる応力－ひずみ曲線図において、最大負荷応力を（σｍａｘ）と破断時応力を（σｂｋ）と定義したときの式（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値が０．２以上であるＭｇ基合金展伸材を提供する。このような合金は、応力低下度（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値が０．２以上であるため、室温延性が、従来合金（例えばＡＺ３１）に比較して優れている。
　本発明の第４の側面において、上記第１の側面から第３の側面のいずれかにおいて記載のＭｇ基合金展伸材であって、展伸材の初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以下の室温引張又は圧縮試験によって、公称ひずみを０．２以上付与しても破断しないＭｇ基合金展伸材を提供する。試験は、引張又は圧縮試験の何れかであればよい。このような合金は、公称ひずみを０．２以上付与しても破断しないため、室温延性が、従来合金（例えばＡＺ３１）に比較して優れており、急に壊れない。
　本発明の第５の側面において、上記第１の側面から第４の側面のいずれかにおいて記載のＭｇ基合金展伸材であって、展伸材の初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以上の室温圧縮試験によって得られる応力－ひずみ曲線図において、公称応力と公称ひずみ曲線によって囲まれる面積が、２００ｋＪ以上を示すＭｇ基合金展伸材を提供する。このような合金は、公称応力と公称ひずみ曲線によって囲まれる面積が２００ｋＪ以上なので、従来合金（例えばＡＺ３１）に比較して、破壊に対して大きな抵抗を有する。
　本発明の第６の側面において、上記第１の側面から第５の側面のいずれかにおいて記載のＭｇ基合金展伸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０．５時間以上、４８時間以下の溶体化処理した後、塑性ひずみ付与として、５０℃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Ｍｇ基合金展伸材の製造方法を提供する。ここで、断面減少率は、鍛造等の塑性加工において用いられる用語であり、断面減少率＝（素材断面積－加工後断面積）／素材断面積×１００％で定義することができる。また、例えば、金属を再結晶温度以上に加熱して、板、棒、形鋼などにする加工法を熱間塑性加工の例として挙げることもできるが、これらに限られない。このような板、棒、形鋼の展伸加工方向にほぼ垂直な断面において、加工前の素材の断面積から加工後の成形品の断面積を引いたものの、加工前の素材の断面積に対する割合が相当する。このような加工方法では、レールなど長尺材を連続的に生産できる。また、Ｍｇ－Ａｍｏｌ％Ｘ－Ｂｍｏｌ％Ｚからなり、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ基合金であって、ここで、ＸはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎのうちいずれか一種類の元素であり、ＺはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素であって、Ｘの元素と重複しないものであり、Ａの値は、０．０３ｍｏｌ％以上１ｍｏｌ％以下であり、ＡとＢの関係は、Ａ≧Ｂであって、Ｂの上限値はＡの上限値に対して１．０倍以下であり、Ｂの下限値は０．０３ｍｏｌ％以上である、Ｍｇ基合金を、溶解、鋳造してＭｇ基合金鋳造材を製造する工程と、前記Ｍｇ基合金鋳造材を、４００℃以上、６５０℃以下の温度で０．５時間以上、４８時間以下の溶体化処理して、溶体化処理Ｍｇ基合を製造する工程と、前記溶体化処理Ｍｇ基合に対して、５０℃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、塑性ひずみ付与工程とを含む、Ｍｇ基合金展伸材の製造方法を提供することもできる。また、上述するように、Ａ及びＢ、及び、Ｘ及びＺを規定すれば、それぞれの特性を備えるＭｇ基合金展伸材を製造することができる。
　本発明の第７の側面において、上記第６の側面において記載のＭｇ基合金展伸材の製造方法であって、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Ｍｇ基合金展伸材の製造方法を提供する。
Ｍｇ－３Ａｌ－１Ｚｎ合金押出材の室温引張試験によって得られる公称応力－公称ひずみ曲線。 Ｍｇ－３Ａｌ－１Ｚｎ合金押出材の室温圧縮試験によって得られる公称応力－公称ひずみ曲線。 実施例のＭｇ基合金押出材の室温引張試験により得られた公称応力－公称ひずみ曲線。 実施例：Ｍｇ－Ｍｎ－Ｚｒ合金押出材の室温圧縮試験により得られた公称応力－公称ひずみ曲線。 実施例：Ｍｇ－Ｍｎ－Ｚｒ合金押出材の電子線後方散乱回折法によって取得された微細組織図。 実施例のＭｇ基合金展伸材の透過型電子顕微鏡観察によって取得された微細組織図。 Ｍｇ－３Ａｌ－１Ｚｎ合金押出材の光学顕微鏡観察によって取得された微細組織図。
　本発明の実施例において、Ｍｇ基合金素材は、Ｍｇ－Ａｍｏｌ％Ｘ－Ｂｍｏｌ％Ｚからなり、Ｘ＝Ｍｎ、Ｂｉ、Ｓｎのうちいずれか一種類の元素で、Ｚ＝Ｍｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素が選択されている。すなわち、ＸがＭｎの場合、Ｚは、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素である。ＸがＳｎの場合、Ｚは、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素である。また、ＸがＢｉの場合、Ｚは、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素である。ＡとＢの関係は、Ａ≧Ｂであり、Ａの値は、好ましくは１ｍｏｌ％以下、より好ましくは０．５ｍｏｌ％以下、更により好ましくは０．３ｍｏｌ％以下である。Ａの下限値は、０．０３ｍｏｌ％以上である。Ｂの上限値は、Ａの上限値に対して１．０倍以下が好ましく、０．９倍以下がより好ましく、０．８倍以下が更に好ましい。Ｂの下限値は、０．０３ｍｏｌ％以上である。
　ここで、０．０３ｍｏｌ％は不可避的不純物と添加元素との境界を定める値である。Ｍｇ基合金素材の原料として、リサイクルＭｇ基合金を用いる場合には、各種の合金元素が予め含まれている可能性があるため、Ｍｇ基合金素材の原料として用いる場合に、通常含まれるような含有量を排除するためである。不可避的不純物に含まれる元素には、例えばＦｅ（鉄）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）がある。
　尚、本発明の実施例において、Ｍｇ基合金素材は、Ｍｇ－ａＭｎ－ｂＢｉ－ｃＳｎ－ｄＺｒ（それぞれ、ａ、ｂ、ｃ、ｄはｍｏｌ％）と表すことができ、次のいずれかの条件を満足するものとして、取り扱うことも可能である。尚、ａ、ｂ、ｃ、ｄは、それぞれ、０以上である。
（１）条件１（ａがＡに相当。ｂ＋ｃ＋ｄがＢに相当。）
１≧ａ≧ｂ＋ｃ＋ｄ≧０．０３、
（２）条件２（ｂがＡに相当。ａ＋ｃ＋ｄがＢに相当。）
１≧ｂ≧ａ＋ｃ＋ｄ≧０．０３、　又は
（３）条件３（ｃがＡに相当。ａ＋ｂ＋ｄがＢに相当。）
１≧ｃ≧ａ＋ｂ＋ｄ≧０．０３。
　熱間加工後のＭｇ母相すなわち結晶粒の平均結晶粒サイズが、２０μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは、１０μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下である。結晶粒サイズの測定は、断面の光学顕微鏡観察により、ＪＩＳ規格に基づいた切片法（Ｇ　０５５１：２０１３）を使用することが望ましい（顕微鏡視野における結晶粒及び粒界の見え方の概念図を図７に示す）。結晶粒サイズが微細な場合や、結晶粒界が不鮮明な場合、切片法の使用が困難であるため、透過型電子顕微鏡によって得られる明視野像や暗視野像、または電子線後方散乱回折像を用いて、測定してもかまわない。ここで、結晶粒サイズが２０μｍより粗大な場合、結晶粒界近傍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、平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であれば、Ｍｇ結晶粒内及び結晶粒界に０．５μｍ以下の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２０μｍ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。なお、結晶粒界には、添加元素が偏析していても、偏析してなくても良い。
　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基合金鋳造材を、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、添加した溶質元素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。また、溶体化処理時間は、０．５時間以上、４８時間以下が好ましい。０．５時間未満の場合、溶質元素が母相内全域に拡散することが不十分なため、鋳造時の偏析が残存し、健全な素材を創製することができない。４８時間を超える場合、作業時間が長くなるため、工業的観点から好ましくない。もちろん、鋳造法は、重力鋳造、砂型鋳造、ダイキャスト、連続鋳造など、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、５０℃以上、５５０℃以下が好ましく、７５℃以上、５２５℃以下がより好ましく、１００℃以上、５００℃以下が更に好ましい。加工温度が５０℃未満の場合、割れや亀裂の起点となる変形双晶が数多く生じるため、健全な展伸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。また、微細粒と粗大粒が混在した組織を形成することが考えられる。この様な場合、粗大粒が破壊の起点となるため、室温延性が低下する。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になり易く、あまり好ましいとは言えない。
　室温におけるＭｇ基合金展伸材の延性や成形性を評価する指標すなわち応力低下度と、破壊に対する抵抗（Ｆと定義する）について説明する。両指標は、それぞれ室温引張試験と圧縮試験によって取得される公称応力と公称ひずみ曲線から算出することができる。なお、速度の高速化が重要であるため、引張・圧縮試験ともに１ｘ１０－３　ｓ－１以上の初期ひずみ速度によって得られた公称応力と公称ひずみ曲線であることとする。
　図１と２に、商業用マグネシウム合金（Ｍｇ－３ｍａｓｓ％Ａｌ－１ｍａｓｓ％Ｚｎ：通称ＡＺ３１）押出材によって、室温引張と圧縮試験から得られた公称応力と公称ひずみ曲線を示す。図１に示す引張試験時の応力－ひずみ曲線では、降伏後、わずかな加工硬化を示した後、公称ひずみが０．２程度に到達した時に破断に至っている。一方、図２に示す圧縮試験時の応力－ひずみ曲線においても、降伏後、大きな加工硬化を示すが、公称ひずみ：０．２程度で破断に至っている。引張および圧縮試験ともに、従来のＭｇ基合金の場合、変形の早期で破断することが分かる。
　応力低下度は、式１によって求めることができ、応力低下度の値が、０．２以上であることが好ましく、０．２５以上であることがより好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 なお、σｍａｘは最大負荷応力、σｂｋは破断時応力であり、その例を図１に示している。
　次に、破壊に対する抵抗：Ｆは、図２に示す室温圧縮試験によって得られる公称応力と公称ひずみ曲線によって囲まれた面積に相当し、面積が大きいほど、破壊に対する抵抗（＝エネルギー吸収能）が大きい（図中斜線部）。この抵抗：Ｆは、室温引張試験によって得られる公称応力と公称ひずみ曲線からも同様に、公称応力と公称ひずみ曲線によって囲まれた面積として求めることができる。Ｆは、ひずみ速度に影響を受け、試験速度の高速化にともない、増加する傾向にある。そのため、Ｆの値は、初期ひずみ速度が１ｘ１０－３　ｓ－１の条件にて求め、好ましくは２００ｋＪ以上、より好ましくは２５０ｋＪ以上、よりさらに好ましくは３００ｋＪ以上である。なお、引張試験でも、圧縮試験と同様の公称応力と公称ひずみ曲線（図１）が得られるが、ＭｇおよびＭｇ基合金の場合、圧縮試験の方が、わずかな公称ひずみで破壊が起こるため、引張試験より厳格に破壊に対する抵抗を評価することができる。
　市販の純Ｍｎ（９９．９ｍａｓｓ％）と市販の純Ｍｇ(９９．９８ｍａｓｓ％)を、鉄製るつぼを用いて、Ｍｇ－Ｍｎ母合金を作製した。同様に、市販の純Ｚｒと市販の純Ｍｇを用いて、Ｍｇ－Ｚｒ母合金を作製した。それぞれの母合金を用い、目標含有量が、０．１ｍｏｌ％Ｍｎ－０．１ｍｏｌ％Ｚｒとなるように調整し、鉄製るつぼを用いてＭｇ－Ｍｎ－Ｚｒ合金鋳造材を溶製した。なお、Ａｒ雰囲気にて、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。その後、鋳造材を５００℃、８時間にて溶体化処理した。
　溶体化処理後の鋳造材を、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１６５℃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。）
　添加元素としてＭｎやＺｒを使用する場合は、前述の各母合金を用い、ＢｉやＳｎを添加する場合は、市販の純Ｂｉや純Ｓｎを用い、目的組成となるように調整し、鉄製るつぼにて各種鋳造材を溶製した。その後、容体化処理条件（温度と時間）や円柱押出ビレット寸法、押出加工時の押出比と保持時間は、前記と同じ条件にて、各種押出材を作製した。なお、押出温度は表１に示すとおりである。
　各種押出材の微細組織は、光学顕微鏡により撮影し、Ｍｇ母相の平均結晶粒サイズは、切片法によって求め、表１にまとめた。いずれの押出材においても、平均結晶粒サイズは、５μｍ以下であった。なお、電子線後方散乱回折法を用いて取得された微細組織は、図５に示すとおりである。同図において、同じコントラストから構成される様相が、一つの結晶粒、すなわちＭｇ母相であり、５μｍ以下からなることが確認できる。また、透過型電子顕微鏡を用いて観察した微細組織様相を図６に示す。黒色のコントラストからなる集合体が、金属間化合物である。直径１００～２００ｎｍサイズの金属間化合物が存在することが確認できる。
　Ｍｇ基合金押出材から採取した試験片について、初期ひずみ速度が、１ｘ１０－３　ｓ－１で室温引張試験を行った。全ての引張試験は、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。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、実施例２の室温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。Ｍｇ－０．３Ｂｉ－０．１Ｚｒ合金押出材では、引張破断ひずみが１．０を超え、優れた延性を示すことが確認できる。ここで、引張試験時の公称応力が急激に（各測定間で２０％）低下した場合を「破断」したと定義し、その時の公称ひずみを、引張破断ひずみ：ｅＴとして表１にまとめている。いずれの押出材の引張破断ひずみが０．３０を超え、優れた引張延性を示すことが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図３に示す引張試験時のＭｇ基合金押出材の公称応力と公称ひずみ曲線では、最大負荷応力に到達した後、大きな応力低下度を示していることが分かる。例えば、Ｍｇ－０．３Ｂｉ－０．１Ｚｒ合金押出材の場合、（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値は０．７５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。表１より、いずれの押出材の（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値は、商業用マグネシウム合金：ＡＺ３１より大きな値であり、優れた成形性を示すことが分かる。
　Ｍｇ基合金押出材から採取した試験片について、初期ひずみ速度が、１ｘ１０－２と１ｘ１０－３　ｓ－１で室温圧縮試験を行った。試験片は、高さ８ｍｍ、直径４ｍｍからなる円柱試験片を用いた。試験片は、押出方向に対して、平行方向から採取した。図４には、実施例２を用いて、室温圧縮試験により得られた公称応力－公称ひずみ曲線を示す。圧縮試験時の公称ひずみが０．５に到達しても、図２に示すような応力低下が起こらず、変形が継続していることが分かる。また、図内斜線部で示す領域が、破壊に対する抵抗に相当し、４０３ｋＪと求まった。圧縮試験時の初期ひずみ速度が、更に一桁大きくなると、応力とひずみによって囲まれた面積は増大することがわかる。表１に、初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１で得られたＦを示す。いずれの押出材も優れた破壊に対する抵抗を示すことが確認できる。また、表１には、圧縮試験時の公称応力が急激に（各測定間で２０％）低下した場合を「破断」したと定義し、その時の公称ひずみを、圧縮破断ひずみ：ｅＣとしてまとめている。なお、０．５以上に関する表記は、圧縮公称ひずみを０．５０付与しても破断が起こらず、優れた圧縮変形能を有することを示唆している。
　ここで、溝ロール加工の工程手順を記載する。溶体化処理後の各種鋳造材を、機械加工により、直径４０ｍｍ、長さ８０ｍｍの円柱圧延ビレットに加工した。加工後のビレットを４００℃に設定した電気炉内で３０分間以上保持した．その後、ロール温度は室温にて、1回の圧延による減断面率を１８％とし、総断面減少率が９２％となるように、繰返し圧延を実施した。（以下、溝ロール材と称す）
　表１に、溝ロール材の各室温特性をまとめている。展伸加工方法が溝ロール法であっても、商業用マグネシウム合金：ＡＺ３１と比較して、優れた値を示すことが確認できる。なお、引張および圧縮試験片は、圧延方向に対して平行方向から採取し、試験条件は前記押出材と同じである。
　また、破壊に対する抵抗および応力低下度に及ぼす結晶粒サイズの影響を調査した。各種Ｍｇ基合金押出材を２００度に設定したマッフル炉に１時間保持した。その後、上記と同一の手順、同形状の試験片を用いて、室温引張および圧縮試験を実施した。表１に得られた結果を示す。熱処理により平均結晶粒サイズが粗大化しているが、商業用マグネシウム合金：ＡＺ３１と比較して、優れた値を示すことが確認できる。
比較例
　商業用マグネシウム合金（Ｍｇ－３ｍａｓｓ％Ａｌ－１ｍａｓｓ％Ｚｎ：通称ＡＺ３１）押出材を用いて、室温引張と圧縮試験を行った。いずれも前記の実施例と同じ試験片寸法、試験条件である。引張・圧縮試験によって得られた破断伸びや応力低下度、Ｆの値などは、表１にまとめている。また、光学顕微鏡によって取得した微細組織様相を図７に示している。黒色の線で示されるものが結晶粒界であり、黒線で囲まれた領域が、一つの結晶粒に相当する。
　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基合金は、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。特に、張り出し成形や深絞り成形などは極めて優れた特性を有する。また、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への適応が考えられる。更に、汎用元素の微量添加と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することが可能である。
　　σｍａｘ　最大負荷応力
　　σｂｋ　破断時応力
　　Ｆ　破壊に対する抵抗（＝エネルギー吸収能）

Claims (7)

  1. 　Ｍｇ－Ａｍｏｌ％Ｘ－Ｂｍｏｌ％Ｚからなり、残部がＭｇと不可避的不純物からなるＭｇ基合金展伸材であって、
    　ここで、ＸはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎのうちいずれか一種類の元素であり、
    　ＺはＭｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｒのうちいずれか一種類以上の元素であって、Ｘの元素と重複しないものであり、
    　Ａの値は、０．０３ｍｏｌ％以上１ｍｏｌ％以下であり、
    　ＡとＢの関係は、Ａ≧Ｂであって、Ｂの上限値はＡの上限値に対して１．０倍以下であり、Ｂの下限値は０．０３ｍｏｌ％以上であると共に、
    　前記Ｍｇ基合金展伸材の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であるＭｇ基合金展伸材。
  2. 　請求項１に記載のＭｇ基合金展伸材であって、前記Ｍｇ基合金展伸材の金属組織中のＭｇ母相及び／又は結晶粒界に、平均直径が０．５μｍ以下でＭｇや添加元素から構成される金属間化合物粒子が存在しているＭｇ基合金展伸材。
  3. 　請求項１又は２に記載のＭｇ基合金展伸材であって、初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以下の室温引張試験によって得られる応力－ひずみ曲線図において、最大負荷応力を（σｍａｘ）と破断時応力を（σｂｋ）と定義したときの式（σｍａｘ－σｂｋ）／σｍａｘの値が０．２以上であるものであるＭｇ基合金からなるＭｇ基合金展伸材。
  4. 　請求項１から３のいずれかに記載のＭｇ基合金展伸材であって、初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以下の室温引張又は圧縮試験によって、公称ひずみを０．２以上付与しても破断しないものであるＭｇ基合金からなるＭｇ基合金展伸材。
  5. 　請求項１から４のいずれかに記載のＭｇ基合金展伸材であって、初期ひずみ速度：１ｘ１０－３　ｓ－１以上の室温圧縮試験によって得られる応力－ひずみ曲線図において、公称応力と公称ひずみ曲線によって囲まれる面積が、２００ｋＪ以上を示すものであるＭｇ基合金からなるＭｇ基合金展伸材。
  6. 　請求項１から５のいずれかに記載のＭｇ基合金展伸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０．５時間以上、４８時間以下の溶体化処理した後、塑性ひずみ付与として、５０℃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ことを特徴とするＭｇ基合金展伸材の製造方法。
  7. 　請求項６に記載のＭｇ基合金展伸材の製造方法であって、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ことを特徴とするＭｇ基合金展伸材の製造方法。
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