JP6607464B2 - 成形可能なマグネシウム型の展伸用合金 - Google Patents

Description

発明の詳細な説明

［技術分野］
[1]本発明は、一般には、新規なマグネシウム‐カルシウム合金組成物に関する。より詳細には、本発明は、成形性を高めるためのいくつかの合金化元素を含む、マグネシウム‐亜鉛‐希土類‐カルシウム‐ジルコニウム、及びマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の展伸用合金、それから形成されたマグネシウム型の展伸用合金シート並びに上記マグネシウム型の展伸用合金シートを形成する方法又はプロセスに特に関する。

［発明の背景］
[2]以下の本発明の背景の論考は、本発明の理解を容易にしようとするものである。しかし、本論考は、言及された任意の材料が、出願の優先日において発表されている、公知である又は一般常識の一部であることを認めるものでも承認するものでもないことが理解される。

[3]マグネシウム（Ｍｇ）は、２０℃において１．７４ｇ／ｃｍ^３の密度を有する最軽量の構造材料であり、密度はアルミニウム（Ａｌ）の密度の約２／３及び鋼の密度の１／４である。この特性はマグネシウムを、鋼及びＡｌ合金を置換するための有望な候補にしている。特に自動車、航空宇宙、ライトレール、高速列車産業における構造用途のためのマグネシウムシート合金の開発への関心が急速に高まりつつある。これはマグネシウム合金の広範な適用は、エネルギー節約を支援し、それによってランニングコストを低減することができるためである。しかし、従来のＭｇシート合金、例えば、ＡＺ３１及びＺＫ６０は、これらの中温における延性及び成形性が乏しいために、工業分野で広範には使用されていない。

[4]従来のマグネシウム展伸／シート合金、例えばＡＺ３１、ＺＫ６０は、サーモメカニカルプロセスの間に強い底面集合組織を発達させ、強い機械的異方性を有する。したがって、これらの合金は中温において、アルミニウム及び鋼合金等の競合する金属より成形性が劣る。既存の市販のマグネシウム合金の中温における限定された成形性は、これらの材料の広い用途を制限する。

[5]Ｍｇ合金シートの成形性は、合金組成物の改変及び加工パラメーターの制御によって改善することができる。Ｍｇ‐ＲＥ（希土類）合金シートは、市販のＡＺ３１合金シートに比較して延性及び成形性の実質的な改善を示す。さらに、近年報告された文献によれば、Ｍｇ‐ＲＥ合金に非ＲＥ元素、すなわちＺｎを添加すると、Ｍｇ‐ＲＥ二元合金シートより優れた延性及び成形性を付与し得る。しかしながら、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ合金シートより良好な延性及び成形性を有するマグネシウム合金シートを製造する方法を報告した文献は今のところない。

[6]したがって、優れた成形性及び機械的特性を有するシート形成のための、新規なマグネシウム合金、好ましくはＣａを含むＭｇ型の展伸用合金を開発することが望ましい。

［発明の概要］
[7]本発明の第１の側面は、（ｗｔ％）：０．１〜２．０のＺｎ、０．０５〜１．５のＣａ、０．１〜１．０のＺｒ、０〜１．３の、Ｇｄ若しくはＹを含む希土類元素又はその混合物、０〜０．３のＳｒ、Ａｌ：０〜０．７ｗｔ％、残部のＭｇ及び他の不可避不純物から本質的になるマグネシウム型の展伸用合金を提供する。

[8]本発明は、この第１の側面において、成形性を高めるためにいくつかの合金化元素を含む、マグネシウム‐亜鉛‐希土類‐カルシウム‐ジルコニウム、及びマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の展伸用合金に関する。該合金は、合金化元素の総量が好ましくは４ｗｔ％未満である（又は等しい）、希薄合金化組成物を含む。いずれか１つの理論に限定されるものではないが、本発明者らは、Ｍｇ‐Ｚｎ‐ＲＥ‐Ｚｒ及びＭｇ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）合金への低コスト合金化元素Ｃａの添加を含む希薄合金化組成物は、集合組織を顕著に弱め、合金の成形性を改善することができることを見出した。得られた適当な組成を有するＭｇ‐Ｚｎ‐ＲＥ‐Ｃａ‐Ｚｒ合金の成形性は、既存のＭｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐（Ｚｒ）合金より優れた成形性を有する。

[9]合金組成物に応じて、ある量の希土類元素が存在してもよい。最も一般的な形態では、マグネシウム合金は、（ｗｔ％）：０〜１．３の希土類元素又はその混合物を含むが、いくつかの形態では、希土類元素又はその混合物は、０．０５ｗｔ％と１．３ｗｔ％との間で含んでもよい。希土類元素又はその混合物は、ランタニド系列又はイットリウムの希土類元素を含んでもよい。本明細書の目的では、ランタニド元素は、５７（ランタン）から７１（ルテチウム）まで増加して含まれる原子番号を有する元素の群を含む。このような元素は、該系列におけるより軽い元素がランタンと化学的に類似しているのでランタニドと称される。厳密に言えばランタンは、３族元素であり、イオンのＬａ^３＋は、ｆ電子を有さない。しかし、本明細書の目的では、ランタンは、ランタニド系列の希土類元素の１つとして包含されるものと理解されるであろう。本発明の目的では、イットリウムも「希土類元素」という用語に包含されるであろう。したがって、ランタニド系列の希土類元素は、ランタン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、プロメチウム、サマリウム、ユウロピウム、ガドリニウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム及びルテチウムを含む。いくつかの実施形態において、希土類成分はガドリニウム（Ｇｄ）を含む。他の実施形態において、希土類成分は、ガドリニウム（Ｇｄ）及びランタン（Ｌａ）の混合物を含む。他の実施形態において、希土類成分は、ガドリニウム及びイットリウムの混合物を含む。他の実施形態において、希土類成分は、ガドリニウム又はイットリウム及びランタニド系列の希土類元素の混合物を含む。ランタニド系列又はイットリウムの希土類元素を含む実施形態の利点は、その比較的高いマグネシウムへの溶解度である。

[10]合金化元素は、以下の通りに機能すると理解される：希土類元素は、集合組織を弱めて中温におけるＭｇ‐Ｚｎ合金の成形性を向上させるために添加される。ジルコニウムは、結晶粒微細化剤として添加される。アルミニウムは、Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金の時効硬化応答を促進するために添加される。

[11]本発明の第２の側面は、（ｗｔ％）：Ｚｎ：０．１〜２．０、Ｃａ：０．０５〜１．５、Ｚｒ：０．１〜１．０、Ｇｄ：０〜１．０、好ましくは０．０５〜１．０、Ｓｒ：０〜０．３、Ｌａ：０〜０．３、Ａｌ：０〜０．７、並びに残部のＭｇ及び他の不可避不純物から本質的になるマグネシウム型の展伸用合金を提供し、ここで、合金化元素の総重量％は４％未満である。

[12]好ましい実施形態において、マグネシウム型の展伸用合金は、（ｗｔ％）：Ｃａ：０．３〜１．０、Ｚｎ：０．３〜１．０、Ｚｒ：０．２〜０．７、Ｇｄ：０．１〜０．５、Ｓｒ：０〜０．２、Ｌａ：０〜０．２、Ａｌ：０〜０．５、並びに残部のＭｇ及び他の不可避不純物から本質的になり、ここで、合金化元素の総重量％は４％未満である。

[13]いくつかの実施形態において、本発明は、合金組成物の成形性を高めるためにいくつかの合金化元素を含む、２種の一般的なカルシウム含有マグネシウム展伸用合金組成物に分類することができる。一般的な合金グループは、次の通りである。
グループ１：Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金；及び
グループ２：Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金

[14]次に、これらの個々のグループの特定の合金組成物を論じる。

グループ１：Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金。
[15]グループ１において、Ｍｇ合金は、０．５％を超えるが２．０％未満のＺｎ、０．０５％〜１．０％のＧｄ、０．０５％〜１．０％のＣａ、０．１％〜１．０％のＺｒ、０％〜０．３％のストロンチウム（Ｓｒ）、０％〜０．３％のランタン（Ｌａ）、０％〜０．７％のＡｌ並びに残部のＭｇ、及び他の不可避不純物を含む。加えて、好ましくは、Ｚｎの量は、０．５％〜１．５％の範囲である。さらに、Ｇｄの量は、好ましくは、０．１％を超え０．５％未満である。加えて、０．１％を超え０．７％未満のＣａを含有することが好ましい。さらに、Ｚｒの量は、好ましくは、０．２％を超え０．７％未満である。加えて、Ｓｒの量は、好ましくは０．２％未満である。さらに、Ｌａの含有量は、０．２％未満であることが好ましい。加えて、Ａｌの量は、好ましくは０．２％を超え０．５％未満である。

グループ２：Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金。
[16]グループ２において、Ｍｇ合金は、０．３％を超えるが１．５％未満のＣａ、０．１％〜０．８％のＺｎ、０％〜１．０％、好ましくは０．１％〜１．０％のＧｄ、０％〜０．７％のＡｌ、０％〜０．３％Ｓｒ、０．１％〜１．０％のＺｒ、並びに残部のＭｇ、及び他の不可避不純物を含む。加えて、Ｃａの含有量は、０．６％〜１．０％の範囲であることが好ましい。さらに、Ｚｎの量は、好ましくは、０．３％を超え０．５％未満である。加えて、Ｇｄの量は、好ましくは、０．１％を超え０．５％未満である。さらに、Ａｌの量は、好ましくは０．１％を超え０．７％未満であり、より好ましくはＡｌの量は、０．２％を超え０．５％未満である。加えて、Ｓｒの量は、好ましくは０．２％未満である。さらに、Ｚｒの量は、好ましくは、０．２％を超え０．７％未満である。

[17]合金化元素の総量は、好ましくは４％未満、より好ましくは３％未満、さらに好ましくは２．５％未満である。さらなる合金化添加物は、添加物が変形の間に亀裂のための核形成部位として作用することがある第２の相の粒子の形成を引き起こすので、Ｍｇ展伸用合金の成形性に対して有害である可能性があるものと理解される。

[18]実施形態において、マグネシウム型の展伸用合金は、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｃａ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．１Ｓｒ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．１Ｌａ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．４Ｇｄ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．３Ａｌ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．３Ａｌ‐０．１Ｓｒ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．５Ｚｒ、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ、又はＭｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒのうちの１つから選択される。

[19]好ましい実施形態において、マグネシウム型の展伸用合金は、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．５Ｚｒ、又はＭｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒのうちの１つから選択される。

[20]マンガン（Ｍｎ）はまた、鉄の含有量を最小限に抑え、耐食性をさらに向上させるために、Ｚｒ不含有及びＺｒ含有合金の両者に添加することができる。存在する場合、Ｍｎ量は、好ましくは０．０５％を超え０．７％未満、より好ましくは０．１％を超え０．５％未満である。

[21]マグネシウム型の合金は、好ましくは最小量の付随的不純物を含む。いくつかの実施形態において、マグネシウム型の合金は、０．５重量％未満未満、より好ましくは０．２重量％未満の付随的不純物を含む。付随的不純物は、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、及びＴｈを単独で、又は組合せて様々な量で含み得る。

[22]本発明はまた、本発明の第１又は第２の側面による少なくとも１つのマグネシウム型の展伸用合金を含むマグネシウム型の展伸用合金シートに関する。この点に関して、本発明者らは、Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）合金系のシート形態への適用を、報告されている文献又は特許公開公報中には承知していない。したがって、本発明者らは、マグネシウム型の展伸用合金のシート形態は特有であると考える。

[23]本発明はまた、マグネシウム型の合金シート製品を製作する方法に関する。したがって、本発明の第３の側面は、マグネシウム型の合金シート製品を製作する方法であって、
本発明の第１又は第２の側面によるマグネシウム型の合金からマグネシウム合金溶融物を用意するステップと、
上記マグネシウム合金溶融物を所定の厚さに従ってスラブ又はストリップに鋳造するステップと、
上記鋳造スラブ又はストリップを均質化又は予熱するステップと、
引き続いて、上記均質化したスラブ又はストリップの上記厚さを減少させるために、上記均質化又は予熱したスラブ又はストリップを適切な温度で熱間圧延して、所定の厚さの合金シート製品を製造するステップと、
上記合金シート製品を適切な温度である時間アニールするステップと、
を含む、方法を提供する。

[24]マグネシウム合金溶融物は、任意の適切な方法を用いて製造することができる。多くの実施形態において、個々の元素を混合し、炉内、例えば高周波誘導溶融炉において、軟鋼るつぼ等の適切な容器中で、この合金の実施形態に対する液相温度を超える温度まで溶融した。いくつかの実施形態において、該溶融物は、アルゴン雰囲気下で約７６０℃まで加熱される。

[25]鋳造ステップは、任意の適切な鋳造プロセスを含むことができる。例えば、鋳造ステップは、インゴット又はビレットを鋳造することを含んでいてもよい。他の実施形態において、鋳造ステップは、シート又はストリップに鋳造することを含んでいてもよい。いくつかの実施形態において、鋳造は、マグネシウム合金溶融物を直接チル（ＤＣ）鋳造機、砂型鋳造機、又は金型鋳造機のうちの１つに流し込むことを含む。例えば、鋳造ステップは、予熱後に引き続いて押出されて、スラブ又はストリップを形成するＤＣ鋳造ビレットを用いることを含んでいてもよい。他の実施形態において、鋳造ステップは、マグネシウム合金溶融物を双ロール鋳造機のロール間に供給して、ストリップを作り出すことを含む。

[26]鋳造スラブ又はストリップの均質化又は予熱は、好ましくは３００〜５００℃の間の温度で起こる。実際の均質化温度は、合金組成物に左右される。いくつかの実施形態において、鋳造スラブ又はストリップの均質化又は予熱の後に、急冷（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）、好ましくは水急冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）が続く。鋳造スラブ又はストリップの均質化又は予熱は、好ましくは約０〜２４時間の間行われる。

[27]均質化したスラブ又はストリップは、好ましくは５ｍｍ厚さのストリップに機械加工され、次いで熱間圧延される。熱間圧延は、好ましくは３００〜５５０℃、より好ましくは３５０〜５００℃の温度範囲で行われる。熱間圧延は、典型的には、５０〜９５％、好ましくは７０〜８０％の総減厚を生じさせる。

[28]いくつかの実施形態において、熱間圧延は、複数の圧延パスを用いて行われ、ここで、各圧延パスの後、シートは次の圧延の前に３５０〜５００℃の範囲の温度で再加熱される。シートは、約５〜２０分間、好ましくは５〜１０分間好ましくは再加熱される。１パス当たりの減厚は、好ましくは約２０％である。したがって、１パス当たりの減厚は約２０％であるので、総減厚は約８０％であり得る。

[29]最終圧延の後、シートは、静的再結晶を介して蓄積されたひずみを除去するために、最終アニール処理を受ける。アニール温度は、合金の組成物に対して１時間の標準的な期間で得られたアニール曲線の変曲点から好ましくは±５０℃である。さらに、上記合金シート製品をアニールする期間は、好ましくは約１分間〜２４時間である。

[30]本発明者らは、本発明のマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の合金の様々な実施形態を、人工時効処理によって強化することが可能であることを見出した。したがって、いくつかの実施形態において、本方法は、アニールされた合金に、１５０℃で少なくとも１時間合金を加熱することを含む時効硬化処理を施すステップをさらに含むことができる。時効硬化期間は、必要な期間又は最大の析出硬化を得るのに十分な期間に依存する。

[31]本発明を、付随の図面を参照して説明するが、図面は、本発明の特に好ましい実施形態を例示している。

[32]図１は、実験的試験レジームを含む、発明によるマグネシウム展伸用合金を製作する方法を示すフローチャートである。 [33]図２は、アニールされたままのＢ１、Ｂ２、Ｂ３、Ｂ４、及びＢ５合金シート及び比較例のアニールされたままのＡＺ３１及びＴ４‐６０１６Ａｌ合金シートの引張応力‐ひずみ曲線を提供する。 [34]図３は、アニールされたままのＢ６、Ｂ７、Ｂ８、Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１１、Ｂ１２、及びＢ１３合金シート及び比較例のアニールされたままのＡＺ３１及びＴ４‐６０１６Ａｌ合金シートの引張応力‐ひずみ曲線提供する。 [35]図４は、Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートの時効硬化応答のプロットを提供する。 [36]図５は、３５０、４００、４５０及び５００℃の温度における、アニール時間の関数としての、Ｂ２合金シートの硬度の変化のプロットを提供する。

［詳細な説明］
[37]本発明は、成形性を高めるためにいくつかの合金化元素を含む、マグネシウム‐亜鉛‐希土類‐カルシウム‐ジルコニウム、及びマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の展伸用合金に関する。本発明は、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｚｒ合金等のマグネシウム‐亜鉛‐希土類‐カルシウム‐ジルコニウム、及びマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の展伸用合金の成形性が、微量又は希薄合金化量のＣａの添加により向上することを明らかにする。

[38]図１は、本発明のマグネシウム合金シートを製作する方法を示すフローチャートを図示する。図１に示すように、本明細書に記載の組成物によるマグネシウム‐亜鉛‐希土類‐カルシウム‐ジルコニウム、及びマグネシウム‐カルシウム‐亜鉛‐（ジルコニウム）型の展伸用合金が、開始ステップ１０５において最初に用意される。

[39]溶融物の調製に続いて、ステップ１１０において、個々の合金は、適切な鋳造技術を用いて鋳造される。いくつかの実施形態において、鋳造ステップは、インゴット、ビレット、棒、角材又は他の成形体を鋳造することを含んでもよい。他の実施形態において、鋳造ステップは、シート又はストリップに鋳造することを含んでもよい。

[40]鋳造技術の例には、双ロール鋳造（ＴＲＣ）、鋳造又はＤＣ鋳造の２面上にチルプレートの有り又は無しによる砂型鋳造が含まれる。マグネシウム合金に適したいくつかの直接チル（ＤＣ）鋳造法及び装置は、当技術分野で公知であり、本発明のプロセス／方法に使用することができるものと理解される。ストリップ又はスラブは、引き続いて当技術分野で公知のマグネシウム合金に対して適した方法及び装置を用いて再度スラブ又はストリップに押出されたＤＣ鋳造ビレットからも作製することができる。

[41]一実施形態において、合金は、アルゴン雰囲気下、約７６０℃において軟鋼るつぼを用いた高周波誘導溶融炉を用いて溶融され、鋳造された。得られた溶融物は、厚さ３０ｍｍ ｘ 幅５５ｍｍ ｘ 長さ１２０ｍｍの適切なサイズのインゴットに注がれた。

[42]均質化又は予熱は、鋳造プロセスに伴う樹枝状晶間偏析及び組成上の差異を低減するために使用される。適した商業的な慣行は、通常５〜１０℃の非平衡固相未満の温度を選択することである。マグネシウム、カルシウム及び亜鉛が合金の主要成分であると仮定すれば、合金組成に応じて３００〜５００℃の温度範囲である。均質化ステップに要する時間は、鋳造インゴット、ビレット、ストリップ又はスラブのサイズによって決まる。ＴＲＣストリップに対しては２〜４時間の時間で十分であり、一方、砂型鋳造スラブ又は直接チル鋳造スラブに対しては、最大２４時間までが必要である。均質化処理の後に、急冷ステップ、典型的には水急冷ステップが続く。

[43]実験の目的で、均質化されたインゴットは、厚さ５ｍｍのストリップに機械加工される。しかし、ストリップは、鋳造ステップにおいて上記で論じたように、いくつかの他の技術を用いて形成することができるものと理解される。

[44]均質化したインゴット、ストリップ又はスラブを、次いで、ステップ１２０において、適した温度で熱間圧延する。鋳造材料に応じて、異なる圧延ステップを使用してもよい。砂型鋳造、ＤＣ鋳造又は任意の他のタイプの鋳造によって製造された、２５ｍｍを超える厚さを有する合金スラブに対して、ブレークダウン圧延ステップを使用することができる。このステップの目的は、厚さを減少させることに加えて、鋳造組織を微細化し、除去することである。このステップの温度は、圧延施設において利用可能な炉に依存するが、通常３５０〜５００℃の間の温度が使用される。ＴＲＣによって製造された合金ストリップに対して、ブレークダウン圧延ステップの必要がなく、２５０℃〜４５０℃の間の温度で圧延が行われる。熱間圧延には、ストリップがローラーの間を何度も通過することが含まれる。各圧延パスの後、次の圧延の前にシートを、典型的には３５０〜５００℃の範囲の温度で約５〜１０分間再加熱して、次のパスの前に温度を上昇させる。１パス当たり１０％のパーセント減厚を有する少数の冷間パスを、最終圧延又はサイジング操作として使用してもよい。ステップ１２５において、このプロセスは最終厚さ（設定誤差範囲内で）が得られるまで継続される。１パス当たりの減厚は約２０％であり、総減厚は約８０％であり得る。

[45]最終圧延の後、シートは、ステップ１３０において静的再結晶を介して蓄積されたひずみを除去するために、適切な温度及び時間においてアニール処理を受けた。アニールは、圧延によって著しくひずみ硬化されてきた合金に、延性を復活させることが意図されている熱処理プロセスである。アニール熱処理には３つのステージ‐回復、再結晶化及び粒子成長が存在する。回復の間に、導電率のような合金の物理的特性が回復され、一方、再結晶化の間、冷間加工された構造は、新規な一連のひずみを含まない粒子によって置き換えられる。再結晶化は、金属組織学的方法によって認識され、硬度又は強度の低下及び延性の増加によって確認され得る。新規なひずみを含まない粒子が、再結晶化に必要な温度を超えて加熱された場合、粒子成長が起こり、強度の大幅な低下がもたらされるので、回避されるべきである。再結晶化温度は、とりわけ、合金組成物、初期の粒子サイズ及び先行する変形に依存し、したがって、一定の温度ではない。実用的な目的では、該温度は高度にひずみ硬化された（冷間加工された）合金が１時間内に完全に再結晶する温度として定義される。

[46]各合金に対する最適アニール温度及び条件は、合金を様々な温度に最大１時間まで曝露した後、硬度を測定し、再結晶化が終了し、粒子成長が開始する近似の温度を特定するためのアニール曲線を作ることによって特定される。この温度はまた、硬度‐アニール温度曲線の変曲点として特定してもよい。この方法は、最適温度を容易に及び合理的に正確に得ることを可能にする。

[47]その後、アニールされたストリップを、適した媒体、例えば水で急冷した。

[48]説明された合金の実施形態の比較上の利点を試験し、シート製品を形成するために製作されてきた合金の低温成形性を立証するために、一連の実験を行った。

[49]本発明によって開発された合金（Ｂ１〜Ｂ１３）及び比較例の試料（ＡＺ３１及びＴ４‐Ａｌ６０１６）を含む、いくつかの合金組成物を形成し、これらの実験において試験した。表１は、試験した合金組成物のそれぞれの組成物を要約する。

[50]

[51]合金組成物のそれぞれのシートを、上記の方法を用いて製造した。これらの実験において、個々の元素を混合し、アルゴン雰囲気下約７６０℃で、軟鋼るつぼを用いて、高周波誘導溶融炉で溶融した。均質化処理を、合金組成物に応じて３００〜５００℃の範囲の温度で行った。均質化処理の後に、水急冷ステップが続いた。均質化されたインゴットを、厚さ５ｍｍのストリップに機械加工し、次いで、３５０〜５００℃の範囲の温度で熱間圧延した。１パス当たりの減厚は約２０％であり、総減厚は約８０％であった。各圧延パスの後、次の圧延の前に、シートを３５０〜５００℃の範囲の温度で約５〜１０分間再加熱した。最終圧延の後、シートは、静的再結晶を介して蓄積されたひずみを除去するために、アニール処理を受けた。

[52]次いで、これらのシートに、以下の実施例で説明するように機械的試験を行った。

実施例１：室温における機械的特性
[53]開発された合金（Ｂ１〜Ｂ１６）及び対照試料（ＡＺ３１及びＴ４‐Ａｌ６０１６）のアニールされたままのシートの、引張特性及び成形性を室温で評価した。

[54]調べた合金組成物（表１を参照されたい）のそれぞれのアニールされたままのシートを、スクリュー駆動のＩｎｓｔｒｏｎ ４５０５装置を用いて、室温において１０^−３／ｓのひずみ速度で圧延方向に沿って試験した。各引張試料の厚さは約１ｍｍであり、標点距離は約１０ｍｍであった。開発された合金の室温成形性を直径６ｍｍのパンチでミニ深絞り試験によって評価するために、試料を厚さ０．５ｍｍにさらに圧延した。アニールされたディスクの直径は、９、９．５、１０、１０．５、１１．５、１３．１及び１４．６ｍｍであった。限界深絞り比（ＬＤＲ）は、パンチ直径に対する、破損することなく完全に絞ることができた最大ディスク直径の比と定義される。結論を言えば、高いＬＤＲ値はより良好な成形性を表し、低い「ＬＤＲ値は不十分な成形性を示す。

[55]表２は、開発された合金シート（Ｂ１〜Ｂ１３）及び比較例の合金（ＡＺ３１及びＡｌ６０１６）の室温における機械的特性を要約する。Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３、Ｂ４、及びＢ５合金シート及び比較又はベンチマークのＡＺ３１及びＡｌ６０１６合金シートを含む、アニールされたままのＭｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ系の得られた引張応力‐ひずみ曲線を図２に示す。

[56]Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金シートは、ＡＺ３１合金シートの延性と比較して際立って高い延性を示した。Ｂ１合金シートの総伸び率及びＬＤＲ値は、それぞれ約３２％及び１．９３に達した。Ｂ１合金に０．２％Ｃａを添加すると、総伸び率を３２％から３８％までさらに向上させ、強度を１４１ＭＰａから１５２ＭＰａまで増加させ、ＬＤＲ値を１．９３から２．０２まで高めることができることが判明した。Ｂ２合金シートの成形性、延性、及び強度は、６０１６合金シートのものよりむしろ優れていることは注目に値する。Ｃａ含有量を０．２％から０．５％（Ｂ３合金）に増加させた場合、Ｂ３合金シートの延性は３３％まで減少し、ＬＤＲは１．８７まで低下した。上記結果は、Ｃａは、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ合金の成形性及び強度の改善には必須であるが、Ｃａ含有量の厳密な制御が必要であり、さもなければ、逆の結果をもたらすことになる。同様に、Ｂ２合金に０．１％Ｓｒ又は０．１％Ｌａをさらに添加すると、強度の増加を引き起こすが、延性及び成形性を低下させることになる。

[57]以前には、Ｍｇ‐Ｃａ型の合金は、脆性であると考えられており、そのためにシートを製作するためには適した候補と見なされなかった。しかし、本調査では、Ｍｇ‐０．８Ｃａ合金へのＺｎ（０．４％）の希薄な添加は、圧延性、延性加えて成形性を大きく改善させて、Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ型の合金シートを多くの工業用途に対して理想的なものにすることができることを見出してきた。

[58]これらの実施例において、８種の異なるＭｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ型の合金（Ｂ６〜Ｂ１３）から形成された合金シートを試験した。Ｂ６〜Ｂ１３の機械的特性を表２に示す。包括的にみると、Ｂ１３（Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ）は、すべてのＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートの中でも、延性（２３％）、成形性（１．８３ＬＤＲ）加えて降伏強度（１３７ＭＰａ）という点からは最良の機械的特性を与えた。

[59]上記の機械的試験結果は、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ、及びＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートは、ＡＺ３１合金シートよりも高い延性及び成形性を有することを示している。特に、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金シートの延性、成形性及び強度は、Ａｌ６０１６合金のものとさえ競合し得るものであり、これらの合金を広範な商業的な用途に対して理想的なものにしている。

[60]

実施例２：
[61]アニールされたＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートを、シリコーン油中で１５０℃において最大析出硬化を得るのに十分な期間加熱することによって、時効硬化処理した。

[62]時効応答を、ビッカース硬度及び引張試験によって測定した。時効硬化シートの引張特性及び成形性は、室温で評価した。

[63]溶液処理（４００℃で０．５時間）の後、１５０℃の時効温度による、Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートの時効曲線を図４にプロットした。

[64]Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートは、優れた延性及び成形性を有するだけでなく、時効硬化応答特性も有することが判明した。換言すると、シート製作後、これらの合金シートの強度を、１５０℃における時効処理によってさらに改善することができる。図３及び表３に示すように、Ｂ６合金シートの硬度値は、時効前は４６ＶＨＮであった。しかし、１５０℃で３０時間における時効処理後は、Ｂ６合金シートは、１２ＶＨＮの硬度の増分で、５８ＶＨＮまでのピーク時効に達した。一方、ピーク時効に達する時間は、Ｂ６合金に０．４％Ｇｄを添加した場合は７２時間に延長され、Ｂ６合金に０．３％Ａｌを添加した場合は１２時間に短縮された。Ｂ６合金にＧｄ又はＡｌを希薄添加すると、ピーク時効に達する時間が変化するのみであり、ピーク硬度値は同じのままであった。さらに、Ｂ６合金に０．５％Ｚｒ又は０．１％Ｓｒを添加した場合、ピーク硬度及び熱処理の所要の時間は、明らかには変化しなかった。

[65]ピーク時効の条件におけるＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金シートの引張特性の概要を表４に示す。Ｔ６処理（溶液処理に続いて人工時効を行った）により、それぞれ、Ｂ６合金シートの降伏強度は１２８ＭＰａから１５３ＭＰａまで、Ｂ７合金シートは１２５ＭＰａから１４６ＭＰａまで、Ｂ８合金シートは１２３ＭＰａから１６３ＭＰａまで、Ｂ９合金シートは１２８ＭＰａから１６４ＭＰａまで、Ｂ１０合金シートは１３７ＭＰａから１６６ＭＰａまで、Ｂ１１合金シートは１３２ＭＰａから１７４ＭＰａまで、Ｂ１２合金シートは１２９ＭＰａから１６６ＭＰａまで、及びＢ１３合金シートは１３７ＭＰａから１６８ＭＰａまで増加した。Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の展伸用合金シートのＵＥ、ＴＥ及びＳＨＥは、予想通りに低下した。これに関しては、延性がわずかに減少し、Ｂ１３合金シートを例にとると、Ｂ１３合金シートの延性は、２３％（アニールされた状態）から１９％（ピーク時効の状態）に低下した。

[66]

[67]

実施例３
[68]上記の結果は、Ｂ２合金シートがＭｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ系の中でも最良の延性及び成形性を示すことを表している。したがって、この合金シートの機械的特性をさらに改善するために、該シートの性能に影響を及ぼすはずである２種の重要な加工パラメーターを調整した：圧延温度及びアニール条件。

[69]Ｂ２合金シートに、最適化された機械的特性のためのサーモメカニカルプロセスパラメーターを決定するために、前述の方法及び実験装置を用いて、様々な熱間圧延及びアニール条件を行った。表５及び６に、様々なサーモメカニカルプロセス条件下で製造された、これらの２種の合金のアニールされたままのシートの引張特性を要約する。

[70]アニール工程の間に、再結晶化は粒子サイズを微細化し得て、可塑性変形によって生じた欠陥を除去し、集合組織を弱める。その結果、アニールされたシートの延性及び成形性は、圧延されたままのものに比べて著しく増加した。実験結果は、３５０℃〜５００℃の温度範囲で再結晶化が起こり得ることを示している。あるアニール温度でアニール時間を延長しても硬度がもはや明らかに低減しない場合、再結晶化は完了したことになる。

[71]最終機械的特性は、アニール温度及び時間と密接に関連していたので、アニール条件を最適化するためにＢ２合金シートを選択した。本合金シートの最適アニール条件を、様々な温度で様々な時間曝露した後、硬度の変化を測定することによって特定した。したがって、様々なアニール温度における再結晶化の完了時間を見出すために、様々なアニール温度及びアニール時間を有するＢ２合金シート試料の硬度試験を実施した。

[72]４５０℃で圧延され、引き続いて様々な温度でアニールされたＢ２シートに対する、曝露時間の関数としての硬度変化を図５に示す。硬度値は、最初の１分間のアニールで急速に低下し、Ｂ２展伸用合金シートに対して、３５０℃では１時間、４００℃では０．５時間、４５０℃では０．５時間、又は５００℃では０．５時間後に安定してきたことが判明した。したがって、シートを３５０℃では１時間、４００℃では０．５時間、４５０℃では０．５時間、及び５００℃では０．５時間アニールを行い、次いで圧延方向に沿って試験した。アニール温度の上昇と共に、Ｂ２合金シートの降伏強度は予想通りに低下し、一方、これらの合金のひずみ硬化指数はわずかに増加した。Ｂ２合金シートのＵＥ及びＳＨＥは、５００℃で０．５時間アニールした後で減少したことに留意されたい。

[73]さらに、表５に示すように、Ｂ２合金シートの再結晶化時間は、アニール温度が３５０℃の場合は１時間である。しかし、アニール温度が４００、４５０及び５００℃の場合、Ｂ２合金シートの再結晶化時間は０．５時間である。

[74]また、室温の引張試験を３５０℃で１時間、４００℃、４５０℃及び５００℃で０．５時間の様々な条件下でアニールされたＢ２合金シートに行った。様々なアニール条件下のＢ２合金シートの降伏強度、ＵＴＳ、ＵＥ、ＴＥ、及びＳＨＥを含めた機械的特性を表６に要約する。Ｂ２合金シートに関しては、３８％の延性をもたらす４００℃で０．５時間のアニール処理が、最適アニール条件であることが証明された。

[75]

[76]

[77]ＵＥ及びＳＨＥの値を考慮に入れると、４５０℃の熱間圧延及び４００℃で０．５時間のアニールは、両方の合金に対して最良の成形性をもたらす。

結論
[78]全体的に見れば、実験結果からＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金は、中程度の成形性を示すが、これらは人工時効処理によって有意に強化することができることを結論づけることができる。例えば、アニールされたままの状態のＭｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ合金の降伏強度は、約１３７ＭＰａに過ぎないが、１５０℃の時効処理の適用によって１６８ＭＰａまで増加させることができる。

[79]本発明者らはまた、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金から形成されたシートは、強度及び成形性という点で卓越した機械的特性を示すことを見出している。Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ合金に０．２％Ｃａを添加すると、結果として形成された合金シートの成形性（１．９３ＬＤＲから２．０２ＬＤＲまで）及び強度（１４１ＭＰａから１５２ＭＰａまで）の顕著な増加をもたらすことが判明した。Ｃａ含有量を０．５％に増加させると、Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．５Ｚｒ合金と比較して、降伏強度（降伏強度）の１５２ＭＰａから１５５ＭＰａまでのわずかな増加がもたらされたが、ＬＤＲ値は、２．０２から１．８７まで低下した。該結果は、Ｃａ元素は、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ合金シートの成形性及び強度の改善にとっては必須であるが、Ｃａ含有量の厳密な制御が必要であることを示している。Ｍｇ‐１Ｚｎ‐０．４Ｇｄ‐０．２Ｃａ‐０．５Ｚｒ合金に０．１％Ｓｒ又は０．１％Ｌａをさらに添加すると、強度は増加したが、ＬＤＲ値は低下した。

[80]Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ合金に加えて、Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐Ｓｒ‐（Ｇｄ）‐Ｚｒ合金シートも、室温で十分な強度及び成形性を示した。Ｍｇ‐０．８Ｃａ‐０．４Ｚｎ‐０．１Ｓｒ‐０．４Ｇｄ‐０．５Ｚｒ組成物は、降伏強度（１３７ＭＰａ）及び成形性（１．８３ＬＤＲ）という点から最良の機械的特性を示した。

[81]要約すると、本発明は、マグネシウム合金の開発及び得られた高度に成形可能なマグネシウム合金シートに関する。Ｍｇ‐Ｚｎ‐ＲＥ‐Ｚｒ合金に合金化元素Ｃａを添加すると、それぞれの合金シートの延性及び成形性を顕著に改善することができる。より詳細には、Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｚｒ型の合金に少量のＣａを添加すると、高い延性、成形性、及び適度に優れた強度を有する新規なＭｇ合金シートをもたらす。この点に関して、（１）Ｍｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ系に希薄なカルシウムを添加すると、延性及び成形性が実質的に改善された。（２）Ｍｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金も、少量の合金化元素を添加することによって優れた延性及び成形性を示した。これらの新規な合金から形成されたシートの延性及び成形性は、現在使用されているＡＺ３１よりはるかに優れており、６０１６合金シートに匹敵することができ、合金及びこれらに対応する合金シートは、多くの工業用途に適していることを示している。

[82]本発明者らは、上記の特徴は、本発明の合金を特に自動車用途に適したものにしていると考える。加えて、本発明の合金は、押出成型、鍛造及び双ロール鋳造を含めた一連の既存の生産技術によって加工することができる。

[83]当業者なら、本明細書に記述された本発明は、特定的に記述されたもの以外の、組成物及びステップの取合せに導入することができる変形及び修正を受け入れることができることを理解するであろう。本発明には、本発明の精神及び範囲に含まれるすべてのこのような変形及び修正が包含されることを理解されたい。

[84]「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｅ）」、「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｅｓ）」、「含まれた（ｃｏｍｐｒｉｓｅｄ）」又は「含んでいる（ｃｏｍｐｒｉｓｉｎｇ）」という用語が、本明細書（特許請求の範囲を含めて）に使用される場合、これらの用語は、提示された特徴、完全体・整数（ｉｎｔｅｇｅｒｓ）、ステップ又は成分の存在を明示しているが、１つ又は複数の他の特徴、完全体・整数、ステップ、成分又はこれらの群の存在を排除するものではないと解釈される。

[85]将来の特許出願は、本出願に基づいてオーストラリア又は外国に出願されても、又は本出願からの優先権主張であってもよい。以下の暫定的な特許請求の範囲は、一例として提供されており、任意のこのような将来の出願において請求される可能性のあるものの範囲を限定するものではないと理解される。後の日付において、１つ又は複数の本発明をさらに定義する又は再定義するために、特徴を暫定的な特許請求の範囲に付け加えても又は削除してもよい。

Claims (24)

1. ０．１〜２．０重量％のＺｎ、
   ０．０５〜０．５重量％のＣａ、
   ０．１〜１．０重量％のＺｒ、
   ０．１〜１．０重量％のＧｄ若しくはＹ、又は、Ｇｄ及びＹのうち少なくともいずれかを含む０．１〜１．０重量％の希土類元素混合物、
   ０〜０．３重量％のＳｒ、
   ０〜０．７重量％のＡｌ、
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなる、マグネシウム型の展伸用合金。
2. 前記希土類元素混合物を含み、
   前記希土類元素混合物が、ガドリニウム又はイットリウム、及びランタンからなる、請求項１に記載の合金。
3. 前記希土類元素混合物を含み、
   前記希土類元素混合物が、ガドリニウム及びランタンからなる、請求項１又は２に記載の合金。
4. 希土類元素として、ガドリニウムのみを含む、請求項１に記載の合金。
5. ０．１〜２．０重量％のＺｎ、
   ０．０５〜０．５重量％のＣａ、
   ０．１〜１．０重量％のＺｒ、
   ０．１〜１．０重量％のＧｄ、
   ０〜０．３重量％のＳｒ、
   ０〜０．３重量％のＬａ、
   ０〜０．７重量％のＡｌ、並びに
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなる、マグネシウム型の展伸用合金。
6. ０．３〜１．０重量％のＺｎ、
   ０．３〜０．５重量％のＣａ、
   ０．２〜０．７重量％のＺｒ、
   ０．１〜０．５重量％のＧｄ、
   ０〜０．２重量％のＳｒ、
   ０〜０．２重量％のＬａ、
   ０〜０．５重量％のＡｌ、並びに
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなる、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
7. ０．５〜２．０重量％のＺｎ、
   ０．０５〜０．５重量％のＣａ、
   ０．１〜１．０重量％のＺｒ、
   ０．１〜１．０重量％のＧｄ、
   ０〜０．３重量％のＳｒ、
   ０〜０．３重量％のＬａ、
   ０〜０．７重量％のＡｌ、並びに
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなるＭｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金である、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
8. ０．５〜１．５重量％のＺｎ、
   ０．１〜０．５重量％のＣａ、
   ０．２〜０．７重量％のＺｒ、
   ０．１〜０．５重量％のＧｄ、
   ０〜０．２重量％のＳｒ、
   ０〜０．２重量％のＬａ、
   ０．２〜０．５重量％のＡｌ、並びに
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなるＭｇ‐Ｚｎ‐Ｇｄ‐Ｃａ‐Ｚｒ型の合金である、請求項７に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
9. ０．３〜０．５重量％のＣａ、
   ０．１〜０．８重量％のＺｎ、
   ０．１〜１．０重量％のＺｒ、
   ０．１〜１．０重量％のＧｄ、
   ０〜０．７重量％のＡｌ、
   ０〜０．３重量％のＳｒ、並びに
   残部のＭｇ及び他の不可避不純物
   からなるＭｇ‐Ｃａ‐Ｚｎ‐（Ｚｒ）型の合金である、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
10. 合金化元素の総重量％が、４％未満である、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
11. ０．０５〜０．７重量％のＭｎをさらに含む、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
12. マグネシウム型の合金が、０．５重量％未満の付随的不純物を含む、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
13. マグネシウム型の合金が、０．２重量％未満の付随的不純物を含む、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
14. 残部のＭｇ‐１重量％のＺｎ‐０．４重量％のＧｄ‐０．２重量％のＣａ‐０．５重量％のＺｒである、請求項１又は５に記載のマグネシウム型の展伸用合金。
15. 請求項１〜１４のいずれか一項に記載のマグネシウム型の展伸用合金の少なくとも１種を含む、マグネシウム型の展伸用合金シート。
16. 請求項１５に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法であって、
    請求項１〜１４のいずれか一項に記載のマグネシウム型の合金からマグネシウム合金溶融物を用意するステップと、
    前記マグネシウム合金溶融物を所定の厚さに従ってスラブ又はストリップに鋳造するステップと、
    前記鋳造スラブ又はストリップを均質化又は予熱するステップと、
    引き続いて、前記均質化したスラブ又はストリップの前記厚さを減少させるために、前記均質化又は予熱したスラブ又はストリップを適切な温度で熱間圧延して、所定の厚さの合金シート製品を製造するステップと、
    前記合金シート製品を適切な温度である時間アニールするステップと、
    を含む、方法。
17. 鋳造が、マグネシウム合金溶融物を双ロール鋳造機のロール間に供給してストリップを作り出すことを含む、請求項１６に記載の方法。
18. 鋳造スラブ又はストリップの均質化又は予熱が、３００〜５００℃の間の温度で起こる、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
19. 鋳造スラブ又はストリップの均質化又は予熱の後に、水急冷が続く、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
20. 熱間圧延が、３００〜５５０℃の温度範囲で行われる、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
21. 熱間圧延が、５０〜９５％の総減厚を生じさせる、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
22. 熱間圧延が、複数の圧延パスを用いて行われ、ここで、各圧延パスの後、シートが次の圧延の前に３５０〜５００℃の範囲の温度で再加熱される、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
23. 鋳造が、マグネシウム合金溶融物を直接チル（ＤＣ）鋳造機、砂型鋳造機、又は金型鋳造機のうちの１つに流し込むことを含む、請求項１６に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。
24. アニールされた合金に、１５０℃で少なくとも１時間合金を加熱することを含む時効硬化処理を施すステップをさらに含む、請求項１６又は１７に記載のマグネシウム型の合金シート製品を製作する方法。

Images