JP2018141234A - マグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】常温を含む温度範囲における加工性と強度とを両立させることが可能で汎用性の高いマグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法を提供する。【解決手段】マグネシウム合金は、０．２〜２質量％のＡｌと、０．２〜１質量％のＭｎと、０．２〜２質量％のＺｎと、少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物がマグネシウム母相の（０００１）面上に分散している。【選択図】図１

Description

本発明は、マグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法に関する。

マグネシウム合金は、実用金属中最軽量の金属として知られており、アルミニウム合金に代わる軽量材料として鉄道、航空機、自動車などへの適用が検討されている。しかし、マグネシウム合金展伸材はアルミニウム合金に比べて強度や加工性に劣る。この点を克服し、マグネシウム合金の用途を拡大するために、新しい展伸材の開発を含む様々な研究が行われてきた。

従来の展伸マグネシウム合金は、強加工による結晶粒微細化や、希土類金属元素と亜鉛を合金元素として添加することで３００ＭＰａを超える強度を得ている（例えば特許文献１参照）。しかし、従来技術により開発された合金には実用上多くの問題点が存在する。

特許文献１のように希土類金属を合金元素として添加した合金は優れた強度を有する。しかし、高価な希土類金属を使用するために原料コストが高くなる。また、容易に熱間加工などの１次加工や最終形状への２次加工ができないため製造コストも高い。したがって、自動車や鉄道などに適用できるような汎用的な材料が開発できる可能性は著しく低い。

また、強加工による結晶粒微細化により強度を向上させた展伸材が知られている（例えば非特許文献１参照）。しかし、変形組織が形成され、既に加工硬化した状態になっているため、室温での２次加工が著しく困難である。それだけでなく、大型部材を作製することも困難である。

一方、高強度合金の開発に加え、常温での加工性の向上に関する研究についてもこれまで多数行われている（特許文献２，３参照）。これらの報告例ではエリクセン値（ＩＥ値）によって常温の加工性が評価されている。

幾つかの報告において、合金元素添加や圧延プロセスの改良などによって、アルミニウム合金に匹敵する優れた常温での加工性を有する合金を開発した例が報告されている（特許文献３参照）。しかし常温加工性の向上に伴い強度が低下する傾向があった。なお、特定の鋳造材や押出材において時効処理を用いて強度を改善した例も報告されている（特許文献４，５参照）。

特開２０１３−７９４３６号公報 特開２００４−１０９５９号公報 特開２０１０−１３７２５号公報 特開２００２−２６６０４４号公報 特開２０１６−１６９４２７号公報

W.J.Kim, I.B.Park, S.H.Han, Scripta Materialia 66 (2012) 590 - 593

ところで、例えば自動車のボディパネルの場合、機械的性質として求められる１６０ＭＰａの０．２％耐力と８ｍｍ程度のエリクセン値を有する合金が求められており、多くの用途において、強度と常温での優れた２次加工性の両者を発現する合金が強く求められている。ところが従来のマグネシウム合金やマグネシウム合金の製造方法では、強度と常温における２次加工性とを十分に兼ね備えた汎用性の高い材料は得られていなかった。

そこで本発明では、常温を含む温度範囲における加工性と強度とを両立させることが可能で、汎用性の高いマグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法を提供することを目的とする。

上記した課題を解決する方法としては時効処理の適用が挙げられる。Ｔ６処理と呼ばれる熱処理は、熱間または温間における加工によって得た展伸材に対して施す熱処理プロセスの一種であり、合金中に合金元素を過飽和に固溶させる溶体化処理（Ｔ４処理）と、析出物を分散させて最大硬度まで強化する時効処理よりなる。

Ｔ６処理を板材や棒材などの塑性加工品に適用すると、Ｔ４処理後は析出物の母相への固溶や母相の回復、再結晶、および結晶配向度の低下により塑性加工品が軟化するので成形加工性を向上させることができ、その後の時効処理により微細な析出物を高密度に分散させることで強度を付与できる。現在の商用マグネシウム合金の板材として知られるＭｇ−３Ａｌ−１Ｚｎ合金などは時効硬化しないためにこうした熱処理は適用できないが、本発明者らにおいて鋭意検討の結果、特定のマグネシウム合金であれば、Ｔ６処理を利用して常温を含む温度範囲における加工性と強度とを両立させることが可能であることを見出し、本発明に至った。

即ち、上記目的を達成する本発明のマグネシウム合金は、０．２〜２質量％のＡｌと、０．２〜１質量％のＭｎと、０．２〜２質量％のＺｎと、少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物がマグネシウム母相の（０００１）面上に分散している。
本発明のマグネシウム合金は、さらにＡｌ及びＭｎよりなる析出物を含有していてもよい。

このマグネシウム合金では、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物の形状が板状であって、当該板状の長辺が３〜６ｎｍの範囲にあり、当該析出物の数密度は１０^２０〜１０^２４／ｍｍ^３であるのが好適である。またマグネシウム母相の結晶粒径の平均は２０μｍ以下であるのがよい。

このマグネシウム合金では、Ｘ線回折により測定した（０００２）極点図の正規化したＲＤ−ＴＤ面の板厚中央部における（０００２）極の集積度が５．０以下であるのが好適である。

本発明のマグネシウム合金では、室温におけるエリクセン値が６．５ｍｍ以上であるのが好適である。また、溶体化処理材の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上であるのがよく、最終的に成形後時効処理を施したマグネシウム合金の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上であるのが好ましい。また何れの段階においても破断伸びが２０％以上であるのが好適である。

上記目的を達成する本発明のマグネシウム合金の製造方法は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＣａを溶解して鋳造固体を得る工程１と、鋳造固体を均質化処理して均質化固体を得る工程２と、均質化固体を熱間または温間で加工して有形固体を得る工程３と、有形固体を溶体化処理して冷却固体を得る工程４と、冷却固体を時効処理してマグネシウム合金を得る工程５と、を含み、工程２において、４００℃以上５００℃以下で所定時間の均質化処理を行うことで均質化固体を得、工程５において、１４０〜２５０℃の温度で所定時間の時効処理をすることでマグネシウム合金を得ている。

本発明のマグネシウム合金の製造方法では、工程４と工程５との間に冷却固体を二次加工する二次加工工程を含めることができる。その場合、０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上の冷却固体を二次加工し、工程５により０．２％耐力を１６０ＭＰａ以上にすることが好ましい。また工程３において、熱間または温間での加工により処理するのが好適である。さらに工程５において、マグネシウム合金の硬さが増大する時間時効処理するのが好適である。

本発明によれば、常温を含む温度範囲における加工性と強度とを両立させることが可能で、高価な希土類金属元素を合金元素として用いないことから、汎用性の高いマグネシウム合金及びマグネシウム合金の製造方法を提供することができる。

本発明の実施例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す。 実施例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。 実施例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材と工程５の時効処理材の引張応力−ひずみ曲線を示す。 実施例１の時効処理材を透過型電子顕微鏡により観察したもので、（ａ）は明視野ＴＥＭ像、（ｂ）は[０１１（バー）０]、[１１２（バー）０]方位から得た制限視野回折像、(ｃ)は３次元アトムマップを示す図である。 実施例１の時効処理材を透過型電子顕微鏡により観察したもので、（ａ）は明視野ＴＥＭ像、（ｂ）はＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像（High-angle Annular Dark Field Scanning Transmission Electron Microscopy、高角散乱環状暗視野走査透過電子顕微鏡像）、（ｃ）は（ｂ）のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の拡大図、（ｄ）は（ｃ）の矢印に沿った元素分析の結果を示す図である。 実施例５における工程４の冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す図である。 実施例５における工程４の冷却固体である溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。 実施例５における工程４の冷却固体である溶体化処理材と工程５の時効処理材の引張応力−ひずみ曲線を示す。 実施例７における工程４の冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す図である。 実施例７における工程４の冷却固体である溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。 実施例７における工程４の冷却固体である溶体化処理材と工程５の時効処理材の引張応力−ひずみ曲線を示す。 実施例９における工程４の冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す図である。 実施例９における工程４の冷却固体である溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。 実施例９における工程４の冷却固体である溶体化処理材と工程５の時効処理材の引張応力−ひずみ曲線を示す。 比較例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す図である。 比較例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。 比較例１における工程４の冷却固体である溶体化処理材と工程５の時効処理材の引張応力−ひずみ曲線を示す。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
本発明のマグネシウム合金は、０．２〜２質量％のＡｌと、０．２〜１質量％のＭｎと、０．２〜２質量％のＺｎと、少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる合金である。

このマグネシウム合金は、Ｍｇ又はＡｌ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＣａを固溶したＭｇからなるマグネシウム母相と、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＣａのうちの１種以上を含む析出物とを有している。マグネシウム合金の形態は、特に限定されず、例えば板材等の各種素材の形態であってもよく、中間体や最終製品の形態であってもよい。

本発明のマグネシウム合金におけるマグネシウム母相では、Ｔ４処理により結晶配向度が低下し、析出物を形成する合金元素であるＡｌ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｍｎが固溶している。マグネシウム母相の結晶粒径の平均は２０μｍ以下であるのがよい。結晶粒径が過剰に大きいと、クラックの起点となる変形双晶の形成が容易となり、常温での成形加工性を著しく低下させることになるため好ましくない。

本発明のマグネシウム合金に含有されるＡｌの割合は、０．２〜２質量％とするのがよい。Ａｌの含有割合が少ないと、後述する有用な析出物を得にくく、一方、過剰であると、析出する相が強化に有効ではないＡｌ_２Ｃａ相などの粗大な析出物に変化するために好ましくない。

本発明のマグネシウム合金に含有されるＭｎの割合は、０．２〜１質量％とするのがよい。Ｍｎの含有割合が少ないと、結晶粒の粗大化を抑制する役割を果たすＡｌ−Ｍｎ系化合物が形成され易く、一方、過剰であると、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の形成にＡｌが使われてしまうので大きな時効硬化を示さなくなるため好ましくない。

本発明のマグネシウム合金に含有されるＺｎの割合は、０．２〜２質量％とするのがよい。Ｚｎの含有割合が少ないと、結晶の配向度が高くなるので優れた常温加工性が得られない。一方で過剰であると、合金の融点が下がり、溶体化処理後の冷却時に割れる可能性があるだけでなく、時効硬化能が著しく低下し易いため好ましくない。

本発明のマグネシウム合金に含有されるＣａの割合は、０．２〜１質量％とするのが好ましい。Ｃａの含有割合が少ないと、後述する有用な析出物を得にくく、一方、Ｃａの含有割合が過剰であると、ＡｌとＣａ、またはＭｇとＣａよりなる析出物が形成し、成形性や延性の低下を招くために好ましくない。

本発明のマグネシウム合金における析出物は、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物とＡｌ及びＭｎよりなる析出物とが存在する。Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物は、マグネシウム母相の（０００１）面上に分散したＧｕｉｎｉｅｒ．Ｐｒｅｓｔｏｎ．Ｚｏｎｅ（Ｇ．Ｐ．Ｚｏｎｅ、Ｇ．Ｐ．ゾーン）と呼ばれるナノサイズの析出物である。Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物を時効処理中に形成することで、合金の強度を向上することができる。
なお、析出物が分散しているとは、微細なナノオーダーの析出物が多数析出している状態であればよい。マグネシウム合金の時効処理材で観察されるＭｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物（Ｇ．Ｐ．Ｚｏｎｅ）は板状析出物であってもよい。このナノサイズの板状析出物は、例えば板状の長辺が３〜６ｎｍの範囲にあり、元素組成式はＭｇ_２（Ｃａ，Ａｌ）である。すなわち、Ｍｇが６７ａｔ％、Ｃａ＋Ａｌが３３ａｔ％となっているが、これらの寸法や元素組成式に限定されない。

Ａｌ及びＭｎよりなる析出物は、棒状のＡｌ−Ｍｎ系析出物である。このＡｌ−Ｍｎ系析出物は、ＡｌとＭｎとにより均質化処理や溶体化処理の際に析出物が形成されることにより、組織を微細化できる。Ａｌ及びＭｎよりなる析出物は、マグネシウム合金の溶体化処理材及び時効処理材で観察される。棒状のＡｌ−Ｍｎ系析出物は、例えば長さが５０ｎｍ〜３００ｎｍ程度であり、直径が２−２０ｎｍ程度であるが、これに限定されるものではない。

Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物（Ｇ．Ｐ．Ｚｏｎｅ）の数密度は１０^２０〜１０^２４／ｍｍ^３であるのが好適である。数密度が過剰に低いと、ナノ析出物による強度を向上する効果が得にくくなるため好ましくない。一方、ＡｌとＭｎよりなる析出物の数密度は、１０^２０〜１０^２１／ｍｍ^３程度である。このＡｌとＭｎよりなる析出物の数密度をＧ.Ｐ.Ｚｏｎｅの数密度である１０^２０〜１０^２４／ｍｍ^３と比較すると、１０^３〜１０^４ｍｍ^−３程度低い値であるので、マグネシウム合金の強度には大きく影響しない。

結晶粒の配向度は、（０００２）極点図の正規化したＲＤ−ＴＤ面の板厚中央部における（０００２）面の集積度が５．０未満とされている。これにより結晶粒の配向度を低くすることができ、優れた成形性を得ることができる。

本発明のマグネシウム合金は、室温におけるエリクセン値が６．５ｍｍ以上であるのがよい。これによりマグネシウム合金の常温でのプレス等の加工性を向上することができ、加熱状態での加工性も一層向上することができる。このエリクセン値（ＩＥ値）は、エリクセン試験により外周部を固定した薄板に球頭パンチを一定のスピードで押し当てることで薄板を変形させて、材料に破断が生じるまでのくぼみの高さによって常温での加工性を評価するものである。

一方、本発明のマグネシウム合金は、常温での加工性を向上しつつも、０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上であるのがよく、破断伸びが２０％以上であるのがよい。０．２％耐力は、降伏応力とも呼ばれている。さらにビッカース硬さが４５ＨＶ以上であるのが望ましい。本発明のマグネシウム合金の時効処理材の０．２％耐力は、１６０ＭＰａ以上であるのが好ましい。

次に、マグネシウム合金の製造方法について説明する。
この製造方法は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＣａを溶解して鋳造することで鋳造固体を得る工程１と、鋳造固体を均質化処理して均質化固体を得る工程２と、均質化固体を熱間または温間加工して有形固体を得る工程３と、有形固体を溶体化処理して冷却固体を得る工程４と、冷却固体を時効処理してマグネシウム合金を得る工程５と、を含んでいる。

（工程１：鋳造）
工程１では、０．２〜２質量％のＡｌと、０．２〜１質量％のＭｎと、０．２〜２質量％のＺｎと、少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなる合金成分を溶解して鋳造することで鋳造固体を作製する。溶解の際に用いる溶解炉や鋳造固体のサイズは特に限定されるものではなく、所望の組成の鋳造固体が作製できればよい。

（工程２：均質化処理）
工程２では、鋳造固体を４００℃以上５００℃以下で所定時間の均質化処理を行うことで均質化固体を作製する。均質化処理では、鋳造固体中に存在する合金元素分布を均質化し、溶湯の冷却中に形成される析出物をマグネシウム母相に固溶させる。

Ｚｎが高濃度にマクロ偏析している領域では、３４０℃以上の温度で熱処理を開始すると合金が融解するおそれがある。そのため、まず３４０℃未満の温度で熱処理することで、鋳造時に形成されたＭｇ−Ｚｎ相の初期溶融を抑制してＺｎを分散した後、４００℃以上５００℃以下において所定時間の熱処理を施すことで、Ｚｎの分布を均質化して均質化固体を得る。

なお、均質化処理の条件は特に限定されるものではなく、鋳造固体や合金元素成分に応じて設定することができ、所定の温度及び時間の条件における熱処理により合金元素がマグネシウム母相に固溶できればよい。

（工程３：熱間または温間加工）
工程３では、均質化固体を温間における圧延により板材に加工することで、板状の有形固体を作製する。圧延では、試料温度、ロール温度、圧下率、ロール周速、通過数、試料の中間熱処理の有無、中間熱処理の温度及び時間などの圧延条件を設定して、均質化固体を板材に加工する。
試料温度及びロール温度は圧延中に試料が割れない程度に低くしてもよい。また圧下率は圧延中に試料が割れない程度に大きくしてもよい。試料の中間熱処理は圧延途中で行う熱処理であり、冷却過程においてクラックが生じず、かつ局所的な融解が起きない範囲の高温で行ってもよい。
なお、熱間または温間加工は特に圧延加工に限定されるものではなく、微細組織が作製できる展伸加工法であればよく、例えば双ロール鋳造圧延をはじめ鍛造や押出加工など如何なる方法でもよい。

（工程４：溶体化処理）
工程４では、板状の有形固体を溶体化処理し、これを冷却することで冷却固体を作製する。溶体化処理では、有形固体を熱処理することで、熱間または温間加工中に形成された微細析出物をマトリックス中に固溶させ、かつ再結晶させて組織を形成する。

熱間または温間加工後に溶体化処理を施すことで、結晶粒の配向をランダムに配向させることができ、優れた成形性を付与することができる。溶体化処理では、有形固体に応じ３５０℃から５００℃の溶体化処理温度で、１５分から２４時間の溶体化処理時間保持することで行う。ただし、熱処理時間の長時間化は製造コストの増加につながるので必要以上の時間を行う必要はない。

（二次加工工程）
工程４の後、溶体化処理後に得られた冷却固体の形状とは異なる形状のマグネシウム合金を製造する場合、冷却固体に対して二次加工を実施することができる。二次加工は特に限定されるものではなく、所望の形状に応じてプレス加工、絞り加工等の板金加工や機械加工などを適宜行うことができる。また溶体化処理により得られた冷却固体の形状のままでマグネシウム合金を製造する場合には、二次加工を実施することなく次工程を行うことが可能である。

（工程５：時効処理）
工程５では、冷却固体を熱処理により時効硬化処理することで、溶体化処理された冷却固体に析出した析出物を分散させて強度を付与して、本発明のマグネシウム合金を作製する。ここでは商用マグネシウム合金では従来使われなかった時効処理を用いることで、マグネシウム合金の大幅な強化を達成することができる。
時効処理では、１４０〜２５０℃の温度で所定時間の時効処理を行う。時効処理を行う時間はマグネシウム合金の硬さが増大する時間、好ましくはマグネシウム合金の硬さが最大となる時間行う。

このようにして製造される本発明のマグネシウム合金は、０．２〜２質量％のＡｌと、０．２〜１質量％のＭｎと、０．２〜２質量％のＺｎと、少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物がマグネシウム母相の（０００１）面上に分散し、好ましくはさらにＡｌ及びＭｎよりなる析出物を含有している合金である。
上記のようなマグネシウム合金及びその製造方法によれば、圧延後に溶体化処理を施すことで結晶粒の配向をランダムに配向させることができ、これにより優れた成形性を付与することができる。また結晶粒の配向をランダムに配向させることで強度が急激に低下するが、時効処理によりナノサイズの析出物を形成させることで成形性、強度、延性を両立させることが可能である。

さらにこれらのマグネシウム合金及びその製造方法によれば、常温を含む温度範囲における加工性と強度との両立が可能な汎用性の高いマグネシウム合金が得られる。例えば自動車のボディパネル等の自動車材料として、適用可能な機械的性質として求められる耐力や常温加工性を実現することができる。
高価かつ資源の少ない重希土類金属元素を用いることなく、比較的安価な合金元素からなり、また既存の設備を利用して単純な圧延と熱処理の組み合わせで行う熱処理や加工により、従来の商用マグネシウム合金板材を大きく上回る優れた成形性と室温強度を発現させることができる。これにより例えば自動車応用に要求される特性を満たすことも可能である。

なお、上記実施形態は、本発明の範囲内において適宜変更可能である。例えば上記マグネシウム合金の製造方法では、熱間または温間加工後に溶体化処理した状態のマグネシウム合金を、絞り、曲げなどの各種の加工を施して成形体を作製し、その後に時効処理を施すことで強化する例について説明したが、熱間または温間加工後に溶体化処理及び時効処理してマグネシウム合金を作製し、その後絞り、曲げなどの各種の加工を施して成形体を作製することも可能である。その場合、マグネシウム合金の製造方法としては、熱間または温間加工後に溶体化処理して時効処理を施さない状態で完了することもでき、加工材料の製造方法として本発明を適用することが可能である。

次に、本発明の実施例について説明する。なお、合金組成は全て質量％にて記載している。
［実施例１］
（工程１：鋳造）
高周波誘導溶解炉（ＵＬＶＡＣ社製、ＦＭＩ−Ｉ−２０Ｆ）を用い、表１のＡ−１に示すように、Ｍｇ−１．２Ａｌ−０．３Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．３Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型を用いて鋳造して鋳造固体を作製した。Ｍｇ以外の元素であるＡｌ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｚｎの前に記載している数字は、各元素の質量％を示している。鋳造固体の厚みを概略１０ｍｍとした。

（工程２：均質化処理）
鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度１０℃／ｈで５００℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。この均質化処理では、鋳造時に形成されたＭｇ−Ｚｎ相の初期溶融を抑制するために、まず３００℃で熱処理し、その後５００℃で熱処理することでＺｎの分布を均質化した。

（工程３：熱間または温間加工）
圧延装置（ウエノテックス株式会社製、Ｈ９１３２）を用いてロールにより加圧可能な圧延通路に均質化固体を通過させることで、粗圧延工程と最終圧延工程とに分けて圧延処理を行い、有形固体を作製した。粗圧延工程では、表１に示すように、ロールの周速が２ｍ／ｍｉｎの圧延装置を用い、試料温度及びロール温度を３００℃とし、圧下率１５％で圧延通路を４回通過させて、厚み１０ｍｍの均質化固体を厚み５ｍｍにまで圧延した。

粗圧延工程に引き続いて最終圧延工程を、表１に示すように、ロールの周速が２ｍ／ｍｉｎの圧延装置を用い、中間熱処理を行いつつ実施した。最終圧延工程では、試料温度及びロール温度を１００℃とし、圧下率２３％で圧延通路を６回通過させた。圧延通路を通過させる毎に、試料再加熱温度５００℃で５分間保持して空冷する中間熱処理を施しつつ最終圧延を行うことで、厚みを１ｍｍまで圧延し、有形固体を作製した。

（工程４：溶体化処理）
板状の有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製した。溶体化処理温度を４５０℃とし溶体化処理時間を１時間として加熱した。
得られた冷却固体の機械的強度を測定したところ、表２に示すように、エリクセン試験（試験器：エリクセン社製、１１１型）により評価した成形性（ｉｎｄｅｘ Ｅｒｉｃｈｓｅｎ ｖａｌｕｅ）であるエリクセン値が７ｍｍ、ビッカース硬さが４７ＶＨＮ、０．２％耐力が１２７ＭＰａ、引張強さが２２３ＭＰａ、破断伸びが３０％であった。

図１に冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像（ニコン社製、Ｅｃｌｉｐｓｅ ＬＶ−１００）を示す。切片法により算出した結晶粒径は１２．０μｍであった。結晶粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）のlineal intercept method (E112-13)に則って算出した。また図２に溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。（０００２）極の集積度（ｍａｘｉｍｕｍ ｒａｎｄｏｍ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ、ｍ．ｒ．ｄ．又は集合組織強度とも呼ばれる）は３．６であった。ここで、集合組織強度は（０００２）面集合組織の相対強度（ランダムに配向した時を１とする）を示す尺度である。

（工程５：時効処理）
冷却固体に対し、表３に示すように、時効温度２００℃として時効時間として０．５ｈとして時効処理を施した。得られた冷却固体の機械的強度を測定したところ、表３に示すように、ビッカース硬さが５７ＶＨＮ、０．２％耐力が１８７ＭＰａ、引張強さが２４８ＭＰａ、破断伸びが２８％であった。

図３に工程４の冷却固体である溶体化処理材（Ｔ４）と工程５の時効処理材（Ｔ６）の引張応力−ひずみ曲線を示す。時効処理によって、降伏強度は１８７ＭＰａまで著しく増加していた。

図４は、実施例１の時効処理材を透過型電子顕微鏡により観察した像を示し、（ａ）は明視野ＴＥＭ像、（ｂ）は[０１１（バー）０]、 [１１２（バー）０]方位から得た制限視野回折像、(ｃ)は３次元アトムマップを示す図である。透過型電子顕微鏡としては、ＦＥＩ社の走査透過電子顕微鏡（Ｔｉｔａｎ、 Ｇ２ ８０−２００）を用いた。
図４（ａ）の明視野ＴＥＭ像中の線状のひずみコントラスト及び制限視野回折像のストリークによってＧ．Ｐ．Ｚｏｎｅの存在が確認できた。
３次元アトムプローブ（3 dimensional atom Probe, ３ＤＡＰとも呼ぶ）は、試料に高電圧を印加し、試料の表面から電界蒸発するイオンを、質量分析装置で検出して、個々に検出されたイオンを深さ方向へ連続的に検出し、検出された順番にイオンを並べることにより、３次元の原子分布を測定する方法である。３次元アトムプローブは、国立研究開発法人物質・材料研究機構の発明者（宝野和博）が自作し、イオン分析には、カメカ社製の質量分析装置（ADLD detector）を用いた。
図４（ｃ）の３次元アトムマップから図４（ａ）で観察したＧ．Ｐ．Ｚｏｎｅが、Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなることが確認できた。Ｇ．Ｐ．Ｚｏｎｅの典型的な元素組成式はＭｇ_２（Ｃａ，Ａｌ）で、Ｍｇが６７ａｔ％、Ｃａ＋Ａｌが３３ａｔ％との理論解析があるが、この理論と一致していることが分かった。

図５は、実施例１の時効処理材を透過型電子顕微鏡により観察したもので、（ａ）は明視野ＴＥＭ像、（ｂ）はＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像（High-angle Annular Dark Field Scanning Transmission Electron Microscopy、高角散乱環状暗視野走査透過電子顕微鏡像）、（ｃ）は（ｂ）のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の拡大図、（ｄ）は（ｃ）の矢印に沿った元素分析の結果を示す図である。元素分析は、ＦＥＩ社の走査透過電子顕微鏡に付加したＥＤＳ（ＦＥＩ社のＥＤＳ元素分析装置（Super X）を用いて行った。
図５（ａ）〜（ｃ）に示すように、マグネシウム母相中には、図４で示したＣａとＡｌよりなるＧ．Ｐ．Ｚｏｎｅ以外の析出物が観察された。この析出物は、元素分析の結果、図５（ｄ）に示すように、ＡｌとＭｎよりなることが確認できた。図５（ｄ）に示すように、Ｍｇ：８０〜９０ａｔ％、Ａｌ：５〜１０ａｔ％、Ｍｎ：５〜１０ａｔ％で、ＺｎとＣａは０．５ａｔ％〜１．０ａｔ％と読める。しかし、これはＴＥＭ−ＥＤＳ元素分析では、試料の膜厚よりも析出物のサイズが小さいため、析出物周辺のマグネシウム母相からでる信号を含む為である。すなわち、析出物単体の元素分析信号に対して、マグネシウム母相がノイズとして影響を与える為である。
以上より明らかなように、常温付近の温度範囲における加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金を得ることができた。

［実施例２］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理時間を２時間にした他は、実施例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。
実施例２の溶体化処理を行った試料について、実施例１で観察したＡｌとＭｎよりなる析出物（図５参照）の数密度を測定したところ、数密度は１０^２０〜１０^２１ｍｍ^−３程度であった。ＡｌとＭｎよりなる析出物の数密度は、Ｇ.Ｐ.Ｚｏｎｅの数密度である１０^２０〜１０^２４／ｍｍ^３よりも１０^３〜１０^４ｍｍ^−３程度低いことが判った。これにより、ＡｌとＭｎよりなる析出物は、Ｇ.Ｐ.Ｚｏｎｅと比較すると、マグネシウム合金の強度には大きく影響しないことが判明した。

［実施例３］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理時間を４時間にした他は、実施例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例４］
工程１において、表１のＡ−２に示すように、Ｍｇ−１．２Ａｌ−０．３Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．３Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、最終圧延工程におけるロール温度を２００℃とした。また工程５において、表３に示すように時効温度を４５０℃とし時効時間を２時間とした。その他は実施例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、圧延処理条件と時効処理条件とを変化させても、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例５］
工程３において均質化固体を圧延処理することで有形固体を作製する際、表１のＡ−２に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を２００℃とし、表２に示すように、工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、溶体化処理時間を２時間にした他は、実施例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、圧延処理条件と溶体化処理条件とを変化させても、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例６］
工程１において、表１のＢ−１に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．３Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。
工程３において最終圧延工程の試料再加熱温度を４５０℃とし、また工程５において、表３に示すように時効温度を３５０℃とし時効時間を４時間とした。その他は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び３に示す。表２及び表３から明らかなように、組成、均質化条件、圧延処理条件、時効処理条件を変化させても、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例７］
工程１において、表１のＢ−１に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．３Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型により鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。
工程３において最終圧延工程の試料再加熱温度を４５０℃とし、また工程５において、表３に示すように時効時間を０．２５ｈにした。その他は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。

得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３並びに図６〜図８に示す。
図６に冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す。切片法により算出した結晶粒径は９．７μｍであった。また図７に溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。（０００２）極の集積度は３．７であり、圧延方向に傾斜していた。
図８に工程４の冷却固体である溶体化処理材（Ｔ４）と工程５の時効処理材（Ｔ６）の引張応力−ひずみ曲線を示す。また応力−ひずみ曲線から得た０．２％耐力、引張強さ及び伸び（Ｅ_ｆ）を表３に示す。
溶体化処理材の降伏強度は１４２ＭＰａであり、エリクセン値が７．５ｍｍの優れた常温成形性を有していた。その後の時効により、降伏強度は２０１ＭＰａまで著しく増加していた。
以上より明らかなように、常温付近の温度範囲における加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金を得ることができた。

［実施例８］
工程１において、表１のＢ−２に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を２００℃とする他は、実施例７と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例７と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例９］
工程１において、表１のＣ−１に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．８Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。
工程３において試料再加熱温度を４５０℃とし、表２に示すように、工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、溶体化処理温度を３５０℃として溶体化処理時間を４時間にし、また工程５において、表３に示すように時効温度を２００℃とし時効時間を２時間とした。
その他は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、組成、均質化条件、圧延処理条件、時効処理条件を変化させても、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例１０］
工程１において、表１のＣ−１に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．８Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。また工程３において、最終圧延工程の試料再加熱温度を４５０℃とし、工程５において、表３に示すように時効時間を１ｈにした。その他は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。

得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３並びに図９〜図１１に示す。
図９に冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す。切片法により算出した結晶粒径は１０．７μｍであった。また図１０に溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。（０００２）極の集積度は３．５であった。
図１１に工程４の冷却固体である溶体化処理材（Ｔ４）と工程５の時効処理材（Ｔ６）の引張応力−ひずみ曲線を示す。また応力−ひずみ曲線から得た０．２％耐力、引張強さ、伸び及びエリクセン値を表３に示す。溶体化処理材の降伏強度は１４４ＭＰａであり、エリクセン値が７．７ｍｍの優れた常温成形性を有していた。その後の時効処理によって、降伏強度は２０４ＭＰａまで著しく増加した。
以上より明らかなように、常温付近の温度範囲における加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金を得ることができた。

［実施例１１］
工程１において、表１のＣ−２に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を２００℃とする他は、実施例１０と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１０と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例１２］
工程１において、表１のＤ−１に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−１．６Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。また、第３工程において、最終圧延工程の試料再加熱温度を４５０℃とし、工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を３５０℃とし、溶体化処理時間を４時間にし、工程５において、表３に示すように時効時間を１ｈにした。その他は実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。

得られた固体の物性の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３並びに図１２〜図１４に示す。図１２に冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す。切片法により算出した結晶粒径は８．５μｍであった。また図１３に溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。（０００２）極の集積度は３．７であった。
図１４に工程４の冷却固体である溶体化処理材（Ｔ４）と工程５の時効処理材（Ｔ６）の引張応力−ひずみ曲線を示す。また応力−ひずみ曲線から得た０．２％耐力、引張強さ、伸び及びエリクセン値を表３に示す。
溶体化処理材の降伏強度は１６０ＭＰａであり、エリクセン値が値８．３ｍｍの優れた常温成形性を有していた。時効処理を行っても降伏強度はあまり増加しなかった。
以上より明らかなように、常温付近の温度範囲における加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金を得ることができた。

［実施例１３］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を４５０℃にし、工程５において、表３に示すように時効時間を０．５ｈにした他は、実施例１２と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１２と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例１４］
工程１において、表１のＤ−２に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を２００℃とし、表２に示すように、溶体化処理時間を１時間にした他は、実施例１２と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１２と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［実施例１５］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を４５０℃にし、工程５において、表３に示すように時効時間を０．２５ｈにした他は、実施例１２と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２及び表３に示す。表２及び表３から明らかなように、実施例１２と同様に、常温付近の温度範囲における加工性が確保でき、加工性と強度とを両立できるマグネシウム合金が得られていた。

［比較例１］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を３５０℃にして溶体化処理時間を４ｈにし、工程５において時効処理を行わない他は、実施例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。

得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表１乃至表３並びに図１５〜図１７に示す。図１５に冷却固体である溶体化処理材の光学顕微鏡像を示す。切片法により算出した結晶粒径は９．９μｍであった。また図１６に溶体化処理材のＸ線回折より得た（０００２）極点図を示す。（０００２）極の集積度は４．０であった。
図１７に工程４の冷却固体である溶体化処理材（Ｔ４）と工程５の時効処理材（Ｔ６）の引張応力−ひずみ曲線を示す。また応力−ひずみ曲線から得た０．２％耐力、引張強さ、伸び及びエリクセン値を表３に示す。溶体化処理材の降伏強度は１４９ＭＰａであり、エリクセン値が６．４ｍｍであった。そのため表２から明らかなように加工性が不足していた。

［比較例２］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を４５０℃にして溶体化処理時間を０．１７ｈとする他は、比較例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２に示すように、比較例２の溶体化処理材のエリクセン値は６．２ｍｍであり、明らかに加工性が不足していた。

［比較例３］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を５００℃にして溶体化処理時間を１ｈとする他は、比較例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２に示すように、比較例３の溶体化処理材のエリクセン値は５．６ｍｍであり、明らかに加工性が不足していた。

［比較例４］
工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、表２に示すように、溶体化処理温度を５００℃にして溶体化処理時間を２４ｈとする他は、比較例１と同様にしてマグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２から明らかなように結晶粒径が過剰に大きく、０．２％耐力が不足していた。

［比較例５］
工程３において均質化固体を圧延処理することで有形固体を作製する際、表１のＡ−２に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を２００℃とし、表２に示すように、工程４において溶体化処理温度を４５０℃にして溶体化処理時間を４ｈにする他は、比較例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２に示すように、比較例４の溶体化処理材のエリクセン値は４ｍｍであり、明らかに加工性が不足していた。

［比較例６、比較例７、比較例８］
工程３において均質化固体を圧延処理することで有形固体を作製する際、表１のＡ−３に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を３００℃とし、表２に示すように、工程４において溶体化処理温度を４５０℃にし、溶体化処理時間を１ｈ（比較例６）、２ｈ（比較例７）、４ｈ（比較例８）にする他は、比較例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２から明らかなように、比較例６、比較例７、比較例８において、エリクセン値はそれぞれ、６．３ｍｍ、５．４ｍｍ、５．３ｍｍと何れも小さく、結晶粒径が大きいため、加工性が不足していた。

［比較例９、比較例１０、比較例１１］
工程３において均質化固体を圧延処理することで有形固体を作製する際、表１のＡ−４に示すように、最終圧延工程における試料温度及びロール温度を３００℃とし、試料の再加熱を行わないで熱間または温間加工を行い、表２に示すように、工程４において溶体化処理温度を４５０℃にし、溶体化処理時間を１ｈ（比較例９）、２ｈ（比較例１０）、４ｈ（比較例１１）にする他は、比較例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２から明らかなように、比較例９、比較例１０、比較例１１において、エリクセン値はそれぞれ、５．３ｍｍ、６．２ｍｍ、５．９ｍｍと何れも小さく、結晶粒径が大きいため、加工性が不足していた。

［比較例１２］
工程１において、表１のＢ−２に示すようにＭｇ−１．２Ａｌ−０．５Ｃａ−０．４Ｍｎ−０．３Ｚｎの組成の合金を溶解及び鋳型で鋳造して鋳造固体を作製し、工程２において鋳造固体を３００℃で４時間保持後、昇温速度７．５℃／ｈで４５０℃まで昇温し、その後６時間保持した後、室温まで水冷することで均質化処理を施し、均質化固体を作製した。工程３において、最終圧延工程の試料温度及びロール温度を２００℃とし、表２に示すように、工程４において有形固体を溶体化処理することで冷却固体を作製する際、溶体化処理温度を３５０℃として溶体化処理時間を１時間にした他は、比較例１と同様にして、マグネシウム合金を製造した。
得られた固体の製造条件及び機械的特性と微細組織の特徴を表２に示す。表２に示すように、比較例１２の溶体化処理材のエリクセン値は５．８ｍｍであり、明らかに加工性が不足していた。

上記実施例１〜１５と比較例１〜１２から、実施例１〜１５は、優れた常温加工性、つまり大きなエリクセン値と共に、強度が高いことが判明した。

本発明は、上記実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。

Claims (13)

1. ０．２〜２質量％のＡｌと、
   ０．２〜１質量％のＭｎと、
   ０．２〜２質量％のＺｎと、
   少なくとも０．２〜１質量％のＣａと、を含有し、
   残部がＭｇ及び不可避不純物からなり、
   Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物がマグネシウム母相の（０００１）面上に分散している、マグネシウム合金。
2. さらにＡｌ及びＭｎよりなる析出物を含有している、請求項１に記載のマグネシウム合金。
3. 前記Ｍｇ、Ｃａ及びＡｌよりなる析出物の形状が板状であって、当該板状の長辺が３〜６ｎｍの範囲にあり、当該析出物の数密度は１０^２０〜１０^２４／ｍｍ^３である、請求項１又は２に記載のマグネシウム合金。
4. 前記マグネシウム母相の結晶粒径の平均は２０μｍ以下である、請求項１〜３の何れかに記載のマグネシウム合金。
5. Ｘ線回折により測定した（０００２）極点図の正規化したＲＤ−ＴＤ面の板厚中央部における（０００２）面の集積度が５．０以下である、請求項１〜４の何れかに記載のマグネシウム合金。
6. 室温におけるエリクセン値が６．５ｍｍ以上である、請求項１〜５の何れかに記載のマグネシウム合金。
7. 溶体化処理材の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上である、請求項１〜６の何れかに記載のマグネシウム合金。
8. 時効処理材の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上である、請求項７に記載のマグネシウム合金。
9. 破断伸びが２０％以上である、請求項１〜８の何れかに記載のマグネシウム合金。
10. Ｍｇ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＣａを溶解して鋳造固体を得る工程１と、
    前記鋳造固体を均質化処理して均質化固体を得る工程２と、
    前記均質化固体を熱間または温間で加工して有形固体を得る工程３と、
    前記有形固体を溶体化処理して冷却固体を得る工程４と、
    前記冷却固体を時効処理してマグネシウム合金を得る工程５と、
    を含み、
    前記工程２において、４００℃以上５００℃以下で所定時間の均質化処理を行い、前記均質化固体を得、
    前記工程５において、１４０〜２５０℃の温度で所定時間の時効処理をすることでマグネシウム合金を得る、マグネシウム合金の製造方法。
11. 前記工程４と前記工程５との間に、前記冷却固体を二次加工する二次加工工程を含んでいる、請求項１０に記載のマグネシウム合金の製造方法。
12. ０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上の前記冷却固体を二次加工し、前記工程５により０．２％耐力を１６０ＭＰａ以上にする、請求項１１に記載のマグネシウム合金の製造方法。
13. 前記工程５において、前記マグネシウム合金の硬さが増大する時間時効処理する、請求項１１に記載のマグネシウム合金の製造方法。