(1)軽希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、Nd、Sm)の1� �以上、及びZnを含み、軽希土類元素の総量が 0.01~1.0質量%であり、Znの総量が0.4~2.6質量%で� �り、他に不可避に混入する不純物を含むこ� �により構成されるマグネシウム合金を、熱� �・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行うことに� �り、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マグ ネシウム合金板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)Y及び/又はScの総量が、0.5質量%以下である� ��前記(1)に記載の易成形性マグネシウム合金� ��材の製造方法。
(3)軽希土類元素の総量が、0.01~0.7質量%である 、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)軽希土類元素として、軽希土類元素を主成 分とする希土類元素混合物(ミッシュメタル:M m)を使用する、前記(1)又は(3)に記載の易成形� ��マグネシウム合金板材の製造方法。
(5)軽希土類元素に代わるCa、及びZnを含み、Ca の総量が0.01~0.6質量%であり、Znの総量が0.4~2.6 質量%であり、他に不可避に混入する不純物� �含むことにより構成されるマグネシウム合� �を、熱間・温間圧延し、圧延後に焼鈍を行� �ことにより、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 するマグネシウム合金板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。
(6)Caの総量が、0.01~0.3質量%である、前記(5)に� ��載の易成形性マグネシウム合金板材の製造� ��法。
(7)更に、総量が0.01~2.0質量%であるAlを添加す� ��、前記(5)又は(6)に記載の易成形性マグネシ� ��ム合金板材の製造方法。
(8)更に、総量が0.01~0.8質量%であるMn及び/又は Zrを添加する、前記(1)又は(5)に記載の易成形� ��マグネシウム合金板材の製造方法。
(9)Mn及び/又はZrの総量が、0.01~0.5質量%である� ��前記(8)に記載の易成形性マグネシウム合金� ��材の製造方法。
(10)試料温度を400℃~500℃で熱間圧延する、前� ��(1)又は(5)に記載の易成形性マグネシウム合� ��板材の製造方法。
(11)総圧下率30%以上の熱間・温間圧延を行う� �前記(1)又は(5)に記載の易成形性マグネシウ� �合金板材の製造方法。
(12)熱間・温間圧延した後に、熱処理による� �鈍を行う、前記(1)又は(5)に記載の易成形性� �グネシウム合金板材の製造方法。
(13)熱処理による焼鈍により、粒界の新しい� �列を伴う再結晶を起こす、前記(12)に記載の� ��成形性マグネシウム合金板材の製造方法。
(14)焼鈍時の試料温度が、260℃~450℃、保持時� ��が、10分~3時間である、前記(12)又は(13)に記� ��の易成形性マグネシウム合金板材の製造方� ��。
(15)焼鈍時の試料温度が、300℃~400℃、保持時� ��が10分~3時間である、前記(12)又は(13)に記載� ��易成形性マグネシウム合金板材の製造方法� ��
(16)Liの含有量が0.1質量%未満であり、XRD法(シ� ��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し、常温(30℃)で、エ� �クセン値が少なくとも8.0以上であることを� �徴とする易成形性マグネシウム合金板材。
(17)軽希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、Nd、Sm)の1� ��以上、及びZnを含み、軽希土類元素の総量� �、0.01~1.0質量%であり、Znの総量が0.4~2.6質量%� ��あり、他に不可避に混入する不純物を含む� ��とにより構成されるマグネシウム合金から� ��り、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こ� �を特徴とする易成形性マグネシウム合金板� �。
(18)Y及び/又はScの総量が、0.5質量%以下である 、前記(17)に記載の易成形性マグネシウム合� �板材の製造方法。
(19)軽希土類元素の総量が、0.01~0.7質量%であ� �、前記(17)又は(18)に記載の易成形性マグネシ ウム合金板材。
(20)軽希土類元素として、軽希土類元素を主� �分とする希土類元素混合物(ミッシュメタル: Mm)を使用したことを特徴とする、前記(17)又� �(18)に記載の易成形性マグネシウム合金板材� ��
(21)軽希土類元素に代わるCa、及びZnを含み、C aの総量が0.01~0.6質量%であり、Znの総量が、0.4 ~2.6質量%であり、他に不可避に混入する不純� ��を含むことにより構成されるマグネシウム� ��金をからなり、XRD法(シュルツの反射法)に� �る測定で、(0002)面集合組織の板幅方向に極� �有することを特徴とする易成形性マグネシ� �ム合金板材。
(22)Caの総量が、0.01~0.3質量%である、前記(21)� �記載の易成形性マグネシウム合金板材。
(23)更に、総量が0.01~2.0質量%であるAlが添加さ れている、前記(21)又は(22)に記載の易成形性� ��グネシウム合金板材。
(24)更に、総量が0.01~0.8質量%であるMn及び/又� �Zrが添加されている、前記(17)又は(21)に記載� ��易成形性マグネシウム合金板材の製造方法� ��
(25)Mn及び/又はZrの総量が、0.01~0.5質量%である 、前記(24)に記載の易成形性マグネシウム合� �板材の製造方法。
(26)常温(30℃)で、エリクセン値が少なくとも8 .0以上である、前記(17)又は(21)に記載の易成� �性マグネシウム合金板材。
(27)前記(16)~(26)のいずれかに記載の易成形性� �グネシウム合金板材の成形体からなること� �特徴とするマグネシウム合金製プレス成形� �。
(28)板幅方向に(0002)面の極を有する集合組織� �示す、前記(27)に記載のマグネシウム合金製� ��レス成形体。
(29)前記(27)又は(28)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8.0 以上の優れた成形性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、軽 希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、Nd、Sm)の1種以� �、及びZnを含み、軽希土類元素の総量が0.01~1 .0質量%、好ましくは0.01~0.7質量%の範囲であり 、Znの総量が0.4~2.6質量%の範囲であり、適宜� �0.01~0.8質量%、好ましくは0.01~0.5質量%の範囲� �Mn及び/又はZrを含むものであり、他に不可避 に混入する不純物を含むことにより構成され るマグネシウム合金を、適当な条件で熱間・ 温間圧延し、適当な条件で熱処理に供するこ とを特徴とするものである。本発明において 、エリクセン値が8.0以上とは、エリクセン値 が少なくても8.0の値であることを意味する。

 また、本発明は、常温(30℃)で、エリクセ ン値が8.0以上の優れた成形性を有する易成形 性マグネシウム合金板材を製造する方法であ って、Ca、及びZnを含み、Caの総量が0.01~0.6質� ��%、好ましくは0.01~0.3質量%の範囲、Znの総量� ��0.4~2.6質量%の範囲であり、必要に応じて、Mn 及び/又はZrを0.01~0.8質量%、好ましくは0.01~0.5� ��量%の範囲、Alを0.01~2.0質量%の範囲含み、他� ��不可避に混入する不純物を含むことにより� ��成されるマグネシウム合金を、適当な条件� ��熱間・温間圧延し、適当な条件で焼鈍する� ��とを特徴とするものである。

 また、本発明は、上記製造方法で作製し� ��易成形性マグネシウム合金板材であって、� ��希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、Nd、Sm)の1種以 上、及びZnを含み、軽希土類元素の総量が0.01 ~1.0質量%、好ましくは0.01~0.7質量%の範囲であ� ��、Znの総量が0.4~2.6質量%の範囲であり、適宜 、0.01~0.8質量%、好ましくは0.01~0.5質量%の範囲 のMn及び/又はZrを含むものであり、他に不可� ��に混入する不純物を含むことにより構成さ� ��るマグネシウム合金からなり、XRD法(シュル ツの反射法)による測定で、(0002)面集合組織� �板幅方向に極を有し、常温(30℃)で、エリク� ��ン値が少なくとも8.0の成形性を示すことを� ��徴とするものである。

 また、本発明は、上記製造方法で作製し� ��易成形性マグネシウム合金板材であって、C a、及びZnを含み、Caの総量が0.01~0.6質量%、好� ��しくは0.01~0.3質量%の範囲、Znの総量が0.4~2.6� ��量%の範囲であり、必要に応じて、Mn及び/又 はZrを0.01~0.8質量%、好ましくは0.01~0.5質量%の� ��囲、Alを0.01~2.0質量%の範囲含み、他に不可� �に混入する不純物を含むことにより構成さ� �るマグネシウム合金板材であり、XRD法(シュ� ��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し、常温(30℃)で、エリ� �セン値が少なくとも8.0の成形性を示すこと� �特徴とするものである。

 また、本発明は、上記製造方法で作製し� ��易成形性マグネシウム合金板材の成形体で� ��って、板幅方向に(0002)面の極を有する集合� ��織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� ��なるマグネシウム合金部材の点に特徴を有� ��るものである。

 本発明者らは、以前の研究において、マ� ��ネシウム合金プレス成形体を、従来のプレ� ��成形法よりも、低温で作製するための手段� ��して、マグネシウムに、微量の軽希土類元� ��(Ce、Y)を添加して、マグネシウムの成形性� �向上させることを着想した。マグネシウム� �の軽希土類元素の添加は、底面すべりと非� �面すべりのCRSSの差を低減させ、結果として� ��圧延材の塑性異方性を低減し、圧延材に優� ��た成形性をもたらした。しかしながら、こ� ��らの合金のエリクセン値は、せいぜい4~5程� ��であり、アルミニウム合金と比較して、低� ��ものであった。

 そこで、本発明者らは、上記マグネシウ� ��合金の成形性を更に改善する手段として、Z nを適当量添加し、更に、当該合金を、適当� �条件で熱間・温間圧延することを着想し、� �細かつ系統的な実験を試みた。その結果の� �つとして、図1~4に、後記する実施例で用い� �Mg-1.5質量%Zn-0.2質量%Ce合金圧延材の(0002)面集� ��組織を示す。

 390℃で圧延した試料には、焼鈍の有無に� ��かわらず、商用マグネシウム合金圧延材(AZ3 1B圧延材等)に特有の集合組織が現れた。すな わち、ND方向(垂直方向)からRD方向(圧延方向)� ��、約30°回転した付近に、(0002)面の極が現れ 、RD方向に、(0002)面が傾いた分布を示した。

 それに対して、450℃で圧延し、更に、350� ��(90分)で焼鈍した試料の集合組織には、ND方� ��からTD方向(板幅方向)に約30°回転した付近� �、(0002)面の極が現れ、RD方向よりもTD方向に� ��(0002)面が傾いた分布を示した。TD方向に広� �りを持った集合組織を示すMg-1.5質量%Zn-0.2質� ��%Ce合金圧延材(450℃圧延材)は、商用マグネ� �ウム合金よりも、ランダムな集合組織を有� �るため、成形性は、著しく向上した。

 軽希土類元素と亜鉛を添加したマグネシ� ��ム合金を、熱間圧延すると、商用マグネシ� ��ム合金とは全く異なる集合組織が現れる原� ��の一つとして、c/a比の変化が挙げられる。� ��1~4のうち、450℃圧延材の焼鈍後の集合組織� ��、Mg-Li合金の(0002)面集合組織と酷似してい� �[文献:H.Takuda et al.:Mater.Sci.Eng.A Vol.271(1999)251 -256]。

 Mg-18at%Li合金のc/a比(常温)は、1.6086であり� ��純Mg(1.6236)よりも著しく低い値を取る(非特� �文献1)。それゆえに、軽希土類元素類とZnの� ��加が、マグネシウム合金のc/a比に影響を及� ��し、結果として、図1~4に示す集合組織が発� ��すると考えることができる。

 結果的に、本発明者らは、マグネシウム� ��、規定量の軽希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、 Nd、Sm)の1種以上、Zn、及び必要により、Mn、Zr を添加した合金を、適当な条件で熱間・温間 圧延し、更に、適当な熱処理に供することに より、板材の(0002)面集合組織に板幅方向に極 を発現させ、常温(30℃)で、アルミニウム合� �に準ずる、もしくは匹敵する成形性及び延� �を有する易成形性マグネシウム合金板材及� �その加工材を作製することに成功した。

 すなわち、本発明者らは、具体的には、L iを利用せずに、常温(30℃)で、アルミニウム� ��金に準ずる、もしくは匹敵する、優れた成� ��性、すなわち、エリクセン値が8.0以上の成� ��性を有する易成形性マグネシウム合金板材� ��作製することに成功した。

 本発明者らは、更なる詳細かつ系統的な� ��験を試みた結果、規定量のCa、Zn、及び必要 により、Al、Mn、Zrを添加した合金を、適当な 条件で熱間・温間圧延し、更に、適当な条件 で熱処理を行うことにより、希土類元素を添 加した合金とほぼ同じ集合組織が形成され、 優れた常温成形性が発現することを発見した 。

 その結果の一つとして、図8に、後記する 実施例で用いるMg-1.5質量%Zn-0.08質量%Ca合金圧� ��材の(0002)面集合組織を示す。本試料は、厚� ��5mmの試料を、試料温度450℃で、1mmまで圧延� ��、350℃(90分)の熱処理に供した試料の結果で ある。

 Mg-1.5質量%Zn-0.08質量%Ca合金圧延材の集合� �織には、ND方向からTD方向(板幅方向)に約30°� ��転した付近に、(0002)面の極が現れ、RD方向� �りもTD方向に、(0002)面が傾いた分布を示した 。TD方向の広がりを持った集合組織を示すMg-1 .5質量%Zn-0.08質量%Ca合金圧延材は、商用マグ� �シウム合金よりもランダムな集合組織を有� �るため、成形性は、著しく向上した。

 その結果、本発明者らは、マグネシウム� ��、規定量のCa、Zn、及び必要により、Mn、Zr,A lを添加した合金を、適当な条件で熱間・温� �圧延し、更に、適当な条件で熱処理を行う� �とにより、板材の(0002)面集合組織に、板幅� �向に極を発現させ、常温(30℃)で、アルミニ� ��ム合金に匹敵する成形性及び延性を有する� ��グネシウム合金板材を作製することに成功� ��た。

 すなわち、本発明者らは、具体的には、L iや軽希土類元素を利用せずに、常温(30℃)で� ��アルミニウム合金に匹敵する易成形性、す� ��わち、エリクセン値が8.0以上の成形性を有� ��るマグネシウム合金板材を作製することに� ��功した。

 次に、本発明を発現させるために必要な� ��金組成について詳細に説明する。はじめに� ��軽希土類元素(Y、Sc、La、Ce、Pr、Nd、Sm)の1種 以上を添加したマグネシウム合金の合金組成 について説明する。本発明において、軽希土 類元素の1種以上とは、上記元素の1種又は2種 以上であることを意味する。

 Ce、La、Nd、Pr、Smは、マグネシウムに常温 で殆ど固溶せず[文献:L.L.Rokhlin:“Magnesium Alloy s Containing Rare Earth Metals”,(Taylor & Franci s,London,2003)pp.18-67]、固溶硬化の影響は少ない� ��

 一方、Ce、La、Nd、Pr、Smの1種以上を1.0質� �%以上添加すると、軽希土類元素が析出し、� ��形性・延性を低下させるため、本発明では� ��Ce、La、Nd、Pr、Smの1種以上の添加量は、1.0� �量%以下、好ましくは0.7質量%以下に設定すべ きである。

 Y、Scは、マグネシウムに、常温で2質量%� �上固溶する[文献:L.L.Rokhkin:“Magneium Alloys Con taining Rare Earth Metals”,(Taylor & Francis,Lond on,2003)pp.18-67]。しかし、Y及び/又はScを、0.5質 量%よりも多く添加すると、固溶硬化の影響� �強くなり、成形性及び延性に悪影響を及ぼ� �。それゆえに、本発明では、Y及び/又はScの� ��加量は、0.5質量%以下に設定すべきである。

 なお、軽希土類元素単体と比較して、入� ��が容易であるミッシュメタル(Mm:軽希土類元 素を主成分とする希土類元素群)を代用品と� �て利用しても、同様の効果が発現すること� �実験により確認している。本発明では、該� �ッシュメタル(Mm)を、「La、Ce、Pr、Nd、Sm、Y� �Scのいずれかを主成分とする希土類元素群」 として、それらと同等のものとして取り扱う こととする。

 前述の通り、Ce、La、Nd、Pr、Smは、常温で 、Mgに固溶せず、その1種以上を1.0質量%以上� �加すると、析出物として、素材の成形性に� �影響を及ぼす。一方、Y、Scは、常温で、Mgに 固溶するが、その1種以上を0.5質量%以上添加� ��ると、固溶硬化の影響が無視できず、素材� ��成形性に悪影響を及ぼす。なお、それぞれ� ��添加元素が素材の成形性に及ぼす因子は、� ��立しており、軽希土類元素群を合わせて、� ��加することができる。

 Znは、マグネシウムに、常温で、2~3質量%� ��溶する[文献:Binary alloy phase diagrams,T.B.Massal ski(ed.)(American Society for Metals,Metals Park,Ohio,19 86),pp.2571-2572]。

 3質量%程度のZnを添加すると、析出物が形 成され、成形性・延性が低下するため、添加 量は、2.6質量%以下と設定すべきである。ま� �、Zn添加の影響を顕在化させるためには、0.4 質量%以上の添加が必要である。

 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、材料の成形性及び延 性が劣化する。それゆえに、本発明では、Mn� ��Zrの添加量は、0.01~0.8質量%、より好ましく� �0.01~0.5質量%に設定することが好ましい。

 次に、軽希土類元素の代わりに、Caを添� �したマグネシウム合金の合金組成について� �明する。Caは、マグネシウムに、常温で、殆 ど固溶せず[文献:Binary alloy phase diagrams,T.B.Ma ssalski(ed.)(American Society for Metals,Metals Park,Ohi o,1986),pp.925-928]、固溶硬化の影響は少ない。

 一方、0.6質量%以上(あるいは0.3質量%以上)の Caを添加すると、金属間化合物のMg ₂ Ca等が析出し、圧延性、成形性、延性を低下� ��せるため、Caの添加量は、0.6質量%以下、好� ��しくは0.3質量%以下と設定すべきである。ま た、Ca添加の影響を顕在化させるためには、0 .01質量%以上の添加が必要である。

 Znは、マグネシウムに、常温で、2~3質量%� ��溶する[文献:Binary alloy phase diagrams,T.B.Massal ski(ed.)(American Society for Metals,Metals Park,Ohio,19 86),pp.2571-2572]。

 3質量%程度のZnを添加すると、析出物が形 成され、成形性・延性が低下するため、Znの� ��加量は、2.6質量%以下と設定すべきである。 また、Zn添加の影響を顕在化させるためには� ��0.4質量%以上の添加が必要である。

 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、材料の成形性及び延 性が劣化する。それゆえに、本発明では、Mn, Zrの添加量は、0.01~0.8質量%、より好ましくは0 .01~0.5質量%に設定することが好ましい。

 Alは、マグネシウムに、常温で、1~2質量%� ��溶し[文献:Binary alloy phase diagrams,T.B.Massalski (ed.)(American Society for Metals,Metals Park,Ohio,1986) ,pp.169-171]、固溶強化を手段とした材料強化に 有効である。

 しかし、Alを一定以上添加すると、Ca、Zn� ��加の効果が無くなり、板材の(0002)面集合組� ��に、板幅方向の極が発現しなくなるため、A lの添加量は、2.0質量%以下と設定すべきであ� ��。なお、軽希土類元素を添加した合金にAl� �添加すると、Al-RE(希土類元素)系金属間化合� ��が形成し、常温成形性が劣化する。そのた� ��、軽希土類元素を添加した合金へのAlの添� �は、避けるべきである。

 次に、上記組成により構成されるマグネ� ��ウム合金の圧延条件及び焼鈍条件について� ��明する。上記組成により構成されるマグネ� ��ウム合金板材の成形性を向上させるために� ��、試料を、熱間・温間圧延等の熱間・温間� ��工に供し、更に、焼鈍を行うことにより、� ��幅方向に(0002)面の極が現れる集合組織を作� ��込む必要がある。板幅方向に(0002)面の極が� ��れる集合組織を作り込むために必要とされ� ��加工条件は、添加する元素(軽希土類元素、 Ca)の種類により異なる。

 図1~4に示す通り、Mg-Zn-Ce系合金において� �、試料を、高温(450℃程度)に加熱した上で、 熱間・温間圧延を行い、更に、焼鈍を行うと 、板幅方向に(0002)面の極が現れる集合組織が 発現する。一方、試料温度390℃で、圧延を実 施すると、焼鈍を行っても、板幅方向に(0002) 面の極は現れず、成形性は、改善されない。 なお、この現象は、Mg-Zn-La系合金においても� ��認されている(後記する、実施例17、比較例6 を参照)。

 このように、Mg-Zn-Ce系合金及びMg-Zn-La系合 金の(0002)面集合組織に、板幅方向の極を発現 させるためには、400℃以上の試料温度で、熱 間・温間加工を行う必要がある。なお、Mg-Zn- Ce系合金及びMg-Zn-La系合金に好適な試料温度� �、ロール加熱機構の有無により若干異なる� �ロールに、加熱機構があり、ロール表面を� �200℃程度に加熱できる場合は、圧延時の試� �温度を、低く設定することができる。具体� �には、試料温度を400~430℃程度に設定すると� ��い。

 ロールに、加熱機構が無く、ロール表面� ��度が、常温~100℃である場合は、圧延前の試 料温度を430~480℃程度に設定する必要がある� �なお、圧延前の試料温度を、500℃以上に設� �すると、加熱時に、結晶粒の異常粒成長が� �こり、圧延後の試料組織が不均一となるた� �、避けるべきである。

 一方、他の軽希土類元素(Y、Sc、Nd、Pr、Sm )の1種以上を添加したマグネシウム合金の(000 2)面集合組織には、比較的低温(400℃未満)で� �温間加工を行っても、板幅方向に(0002)面の� �が現れる。また、軽希土類元素の代わりに� �Caを添加したマグネシウム合金に関しても、 比較的低温(400℃未満)で、温間加工を行って� ��、板幅方向に(0002)面の極が現れる。

 そのため、Ce、La以外の軽希土類元素を主 に添加したマグネシウム合金、及び、Caを添� ��したマグネシウム合金に関しては、圧延温� ��の制約は無く、熱間・温間圧延を実施する� ��とにより、成形性の改善に資する集合組織� ��作り込むことができる。

 上記組成により構成されるマグネシウム� ��金板材の(0002)面集合組織に、板幅方向の極� ��発現させるためには、一定以上の加工を行� ��、十分な歪みエネルギーを試料に投入する� ��要がある。図5~8に、後記するMg-1.5質量%Zn-0.0 8質量%Ca合金圧延材の(0002)面集合組織を示す� �

 本試料は、厚み5mmの試料を、試料温度450� ��もしくは350℃で、厚み4mm(圧下率20%)もしく� �1mm(圧下率80%)まで圧延し、350℃(90分)の熱処� �に供した試料の結果である。圧下率20%の圧� �を行った試料の(0002)面集合組織には、試料� �度に関係無く、板幅方向に明確な極は現れ� �い。

 一方、圧下率の高い圧延(圧下率80%)を行� �た試料には、板幅方向に明確な極が発現す� �。このように、集合組織を改質するために� �、少なくとも圧下率30%以上の圧延、より好� �しくは50%以上の圧延を行い、試料に十分な� �みエネルギーを投入する必要がある。

 上記組成により構成されるマグネシウム� ��金板材の(0002)面集合組織に、板幅方向の極� ��発現させるためには、上記条件で熱間・温� ��圧延を行った試料に、適当な条件の熱処理� ��行うことが不可欠である。図9~14に、後記す るMg-1.5質量%Zn-0.08質量%Ca合金圧延材の熱処理� ��後の(0002)面集合組織を示す。図9~14に示す通 り、焼鈍前の試料には、圧延温度(390℃及び45 0℃)に関係なく、板幅方向に、(0002)面の極は� ��れない。

 また、低温(250℃)で焼鈍を行っても、板� �方向に、(0002)面の極は現れない。すなわち� �適当な条件、260℃、10分以上、好ましくは300 ℃以上、10分以上で焼鈍を行い、粒界の新し� ��配列を伴う再結晶を起こさないと、板幅方� ��に、(0002)面の極は現れず、優れた常温成形� ��は発現しない。しかし、450℃を越える温度� ��3時間以上の焼鈍を行うと、焼鈍中に異常粒 成長が起こり、常温成形性は劣化する。その ため、焼鈍条件は、450℃以下、3時間未満に� �定すべきである。

 なお、粒界の新しい配列を伴う再結晶と� ��、焼鈍中に新たな大傾角粒界の発生を伴う� ��結晶を指し、大傾角粒界の発生を伴わない� ��結晶(いわゆる回復)とは区別される。一般� �に、大傾角粒界の発生を伴う再結晶は、加� �した金属を融点の約1/2以上の温度に加熱す� �と発現する。マグネシウムの融点は、650℃� �あるので、焼鈍中の粒成長を抑制しつつ、� �界の新しい配列を伴う再結晶を起こすため� �は、300℃~400℃で、焼鈍を行うことが最も好� ��しい。

 上記本発明の要素を駆使して作製された� ��グネシウム合金板材は、常温(30℃)で、アル ミニウム合金に匹敵する常温成形性、すなわ ち、エリクセン値が8.0以上の成形性を示す。 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。 また、エリクセン試験は、JIS B7729及びJIS Z22 74に準ずる試験を指す。