高強度高韌性鎂合金及其製造方法
2023-06-14 07:06:41 1
專利名稱：高強度高韌性鎂合金及其製造方法
技術領域：
本發明涉及高強度高韌性鎂合金及其製造方法，更具體來說，涉及通過以特定比例含有特定的稀土類元素而實現了高強度高韌性的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。
背景技術：
鎂合金因其回收再利用性，作為攜帶電話或筆記本型個人電腦的筐體或汽車用部件而迅速地開始普及。
為了能夠用於這些用途中，對於鎂合金要求高強度和高韌性。為了製造高強度高韌性的鎂合金，以往從材料方面及製法方面進行了各種研究。
在製法方面，為了促進納米結晶化，開發出了急冷凝固粉末冶金(RS-P/M)法，能夠獲得鑄造材料的大約2倍的400MPa左右的強度的鎂合金。
作為鎂合金，已知有Mg-Al類、Mg-Al-Zn類、Mg-Th-Zn類、Mg-Th-Zn-Zr類、Mg-Zn-Zr類、Mg-Zn-Zr-RE(稀土類元素)類等成分體系的合金。即使用鑄造法製造具有這些組成的鎂合金，也無法獲得足夠的強度。當用所述RS-P/M法製造具有所述組成的鎂合金時，雖然與用鑄造法製造的情況相比能夠達到更高的強度，然而強度依然不充分，或者即使強度足夠，韌性(延展性)也不充分，從而有難以在要求高強度及高韌性的用途中使用的缺點。
作為具有高強度及高韌性的鎂合金，提出過Mg-Zn-RE(稀土類元素)類合金(例如專利文獻1、2及3)。
另外，在專利文獻4中公布有利用液體急冷法製作的Mg-1原子％Zn-2原子％Y合金、Mg-1原子％Zn-3原子％Y合金。該合金通過利用急冷使晶粒微細化來實現高強度化。
另外，在非專利文獻1中公布有將Mg-1原子％Zn-2原子％Y合金的鑄造物以擠壓比4、溫度420℃擠壓，進行了16次ECAE加工的鎂合金。該鎂合金屬於通過利用急冷使晶粒微細化來實現高強度化的專利文獻4中所公布的發明的思想的延伸。為此，通過進行16次ECAE加工而實現晶粒的微細化。
專利文獻1專利3238516號公報(圖1)專利文獻2專利2807374號公報專利文獻3特開2002-256370號公報(權利要求的範圍、實施例)專利文獻4WO02/066696(PCT/JP01/00533)非專利文獻1Material Transactions，Vol.44，No.4(2003)463～467頁但是，以往的Mg-Zn-RE類合金中，例如是將無定形狀的合金材料熱處理，進行微細結晶化，得到高強度的鎂合金。這樣，為了獲得所述無定形狀的合金材料，就會有需要相當量的鋅和稀土類元素的成見，要使用比較多地含有鋅和稀土類元素的鎂合金。
雖然專利文獻1及2中記載有能夠獲得高強度及高韌性，然而基本上沒有實際上強度及韌性都達到用於實用的水平的合金。另外，現在鎂合金的用途已經擴大，以往的強度及韌性並不充分，需要具有更高的強度及韌性的鎂合金。
另外，非專利文獻1中，由於在以擠壓比4擠壓後，進行16次的ECAE加工，因此有製造成本增大的缺點。另外，即使通過進行16次的ECAE加工而使總變形量增加到16以上，屈服強度也停留於200MPa左右，強度不充分。
發明內容
本發明是考慮到如上所述的情況而完成的，其目的在於，針對鎂合金的擴大了的用途，提供強度及韌性都處於能夠用於實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。
為了解決所述問題，本發明的高強度高韌性的鎂合金的特徵是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，最好所述高強度高韌性鎂合金具有hcp結構鎂相，是對鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物。
本發明的高強度高韌性鎂合金的特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b本發明的高強度高韌性鎂合金的特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工而製作塑性加工物，對所述塑性加工物進行了熱處理後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述hcp結構鎂相的平均粒徑在2μm以上。另外，最好所述長周期疊層結構相的平均粒徑在0.2μm以上，在所述長周期疊層結構相的晶粒內存在多個隨機晶界，由所述隨機晶界規定的晶粒的平均粒徑在0.05μm以上。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好與所述hcp結構鎂相的位錯密度相比，所述長周期疊層結構相的位錯密度至少小1種數量級。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以使所述塑性加工物具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以使所述至少一種的析出物的合計體積百分率超過0％而在40％以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好在進行所述塑性加工時的總變形量在10以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)或滿足(5)及(6)。
(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)或滿足(6)及(7)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5
本發明的高強度高韌性鎂合金的特徵是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，最好所述高強度高韌性鎂合金具有hcp結構鎂相，是在將鎂合金鑄造物切削後進行了塑性加工的塑性加工物。
本發明的高強度高韌性鎂合金的特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，通過切削所述鎂合金鑄造物而製作片狀的鑄造物，利用塑性加工將所述鑄造物固化了的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b本發明的高強度高韌性鎂合金的特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，通過切削所述鎂合金鑄造物而製作片狀的鑄造物，製作利用塑性加工將所述鑄造物固化了的塑性加工物，對所述塑性加工物進行了熱處理後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述hcp結構鎂相的平均粒徑在0.1μm以上。片狀固化成形材料的晶體粒徑比鑄造材料更小。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好與所述hcp結構鎂相的位錯密度相比，所述長周期疊層結構相的位錯密度至少小1種數量級。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以使所述塑性加工物具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以使所述至少一種的析出物的合計體積百分率超過0％而在40％以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，最好在進行所述塑性加工時的總變形量在10以下。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有超過0原子％而在2.5原子％以下的從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。
本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法的特徵是，具備製作如下的鎂合金鑄造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)；通過對所述鎂合金進行塑性加工而製作塑性加工物的工序。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，最好所述鎂合金鑄造物具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
根據所述的本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法，通過對鎂合金鑄造物進行塑性加工，可以使塑性加工後的塑性加工物的硬度及屈服強度與塑性加工前的鑄造物相比提高。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在製作所述鎂合金鑄造物的工序和製作所述塑性加工物的工序之間，追加對所述鎂合金鑄造物實施均質化熱處理的工序。此時的熱處理條件最好為溫度為400℃～550℃，處理時間為1分鐘～1500分鐘。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在製作所述塑性加工物的工序之後，追加對所述塑性加工物實施熱處理的工序。此時的熱處理條件最好為溫度為150℃～450℃，處理時間為1分鐘～1500分鐘。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)或滿足(5)及(6)。
(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本發明的高強度高韌性鎂合金中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)或滿足(6)及(7)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法的特徵是，具備製作如下的鎂合金鑄造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)；通過切削所述鎂合金而製作片狀的切削物的工序；通過對所述切削物進行利用塑性加工的固化而製作塑性加工物的工序。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，最好所述鎂合金鑄造物具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，也可以在所述Mg中合計含有超過0原子％而在2.5原子％以下的從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，最好所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。即，所述塑性加工在壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工當中，無論是單獨使用還是組合使用都可以。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，最好在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下，另外，更優選的總變形量在10以下。另外，進行所述塑性加工時的每一次的變形量優選0.002以上4.6以下。
而且，所謂總變形量是指，未被退火等熱處理消除的總變形量。即，對於因在製造工序的途中進行熱處理而被消除的變形不算在總變形量中。
但是，對於進行製作片狀的切削物的工序的高強度高韌性鎂合金的情況，是指在製作了最終用於固化成形的材料後進行塑性加工時的總變形量。即，對於製作好最終用於固化成形的材料前的變形量不算在總變形量中。所述所謂最終用於固化成形的材料是指片狀材料的接合性差、抗拉強度在200MPa以下的材料。另外，片狀材料的固化成形是使用了擠壓、壓延、鍛造、衝壓、ECAE等的加工。也可以在固化成形後，使用壓延、擠壓、ECAE、拉伸、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW等。另外，在最終的固化成形前，也可以增加對片狀材料進行球磨、反覆鍛造、搗磨等各種塑性加工。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，在製作所述塑性加工物的工序之後，也可以還具備對所述塑性加工物進行熱處理的工序。這樣，就可以使熱處理後的塑性加工物的硬度及屈服強度與熱處理前相比進一步提高。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，最好所述熱處理的條件為在200℃以上而小於500℃，在10分鐘以上而小於24小時。
另外，本發明的高強度高韌性鎂合金的製造方法中，進行了所述塑性加工後的鎂合金的hcp結構鎂相的位錯密度最好比長周期疊層結構相的位錯密度大1種數量級以上。
如上說明所示，根據本發明，針對鎂合金的擴大了的用途，可以提供強度及韌性都處於能夠用於實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。
圖1是表示實施例1、比較例1及比較例2各自的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖2是表示從實用化的觀點考慮優選的鎂合金的組成範圍的圖。
圖3是表示實施例2～4各自的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖4是表示實施例5及6各自的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖5是表示實施例7～9各自的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖6是表示比較例3～9各自的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖7是表示參考例的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖8是表示本發明的實施方式1的鎂合金的組成範圍的圖。
圖9是表示本發明的實施方式7的鎂合金的組成範圍的圖。
圖10是表示實施例10的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖11是表示實施例26的鑄造材料的晶體組織的照片。
圖12是表示了對實施例1的試樣在375℃的溫度下實施了ECAE加工時的ECAE的循環次數與屈服強度(σy)、抗拉強度(σUTS)、伸長(％)的關係的圖表。
圖13是表示了對實施例1的試樣在400℃的溫度下實施了ECAE加工時的ECAE的循環次數與屈服強度(σy)、抗拉強度(σUTS)、伸長(％)的關係的圖表。
具體實施例方式
下面將對本發明的實施方式進行說明。
本發明人回歸基本，從2元鎂合金開始研究合金的強度及韌性，繼而將該研究擴大到多元鎂合金。其結果發現，強度及韌性都具有高水平的鎂合金為Mg-Zn-Y類，另外與以往技術不同，在鋅的含量為5.0原子％以下，Y的含量為5.0原子％以下這樣的低含量下，可以獲得以往所沒有的高強度及高韌性。
形成有長周期疊層結構相的鑄造合金在塑性加工後或通過在塑性加工後實施熱處理，可以獲得高強度·高延展性·高韌性的鎂合金。另外，發現了形成了長周期疊層結構，在進行塑性加工後，或者在塑性加工熱處理後，可以獲得高強度·高延展性·高韌性的合金組成。
另外發現，通過切削形成了長周期疊層結構的鑄造合金而製作片狀的鑄造物，對該鑄造物進行塑性加工，或者在塑性加工後實施熱處理，與不進行切削為片狀的工序的情況相比，可以獲得更高強度·更高延展性·更高韌性的鎂合金。另外，發現了形成了長周期疊層結構，切削為片狀，進行塑性加工後，或者在塑性加工熱處理後，可以獲得高強度·高延展性·高韌性的合金組成。
通過將具有長周期疊層結構相的金屬塑性加工，可以使長周期疊層結構相的至少一部分彎曲或折曲。這樣就可以獲得高強度·高延展性·高韌性的金屬。
另外，在彎曲或折曲了的長周期疊層結構相中含有隨機晶界。據認為通過該隨機晶界鎂合金被高強度化，高溫下的晶界滑動被抑制，從而可以在高溫下獲得高強度。
另外，因在hcp結構鎂相中含有高密度的位錯，因而鎂合金被高強度化，因長周期疊層結構相的位錯密度低，因而可以實現鎂合金的延展性的提高和高強度化。所述長周期疊層結構相的位錯密度最好與所述hcp結構鎂相的位錯密度相比至少小1種數量級。
(實施方式1)本發明的實施方式1的鎂合金基本上是含有Mg、Zn及Y的三元以上的合金。
本實施方式的Mg-Zn-Y合金的組成範圍是圖8所示的由H-I-C-D-E-H線包圍的範圍。即，當將鋅的含量設為a原子％，將Y的含量合計設為b原子％時，則a和b就滿足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本實施方式的Mg-Zn-Y合金的組成範圍優選圖8所示的由F-G-C-D-E-F線包圍的範圍。即，當將鋅的含量設為a原子％，將Y的含量合計設為b原子％時，則a和b就滿足下述式子(1)～(4)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b另外，本實施方式的更優選的Mg-Zn-Y合金的組成範圍為圖8所示的由A-B-C-D-E-A線包圍的範圍。即，當將鋅的含量設為a原子％，將Y的含量合計設為b原子％時，則a和b就滿足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b這是因為，當鋅的含量在5原子％以上時，則特別是韌性(或延展性)就有降低的傾向。另外還因為，當Y的含量合計在5原子％以上時，則特別是韌性(或延展性)就有降低的傾向。
另外，當鋅的含量小於0.5原子％，或Y的含量合計小於1.0原子％時，則強度及韌性的至少一方就變得不充分。所以，將鋅的含量的下限設為0.5原子％，將Y的含量的下限設為1.0原子％。
強度及韌性的增大在鋅為0.5～1.5原子％處變得明顯。在鋅含量為0.5原子％附近，當稀土類元素含量變少時，雖然強度有降低的傾向，然而在該範圍的情況下，也顯示出比以往更高的強度及更高的韌性。所以，本實施方式的鎂合金的鋅的含量的範圍最寬為0.5原子％以上5.0原子％以下。
本實施方式的Mg-Zn-Y類鎂合金中，具有所述的範圍的含量的鋅和稀土類元素以外的成分是鎂，然而也可以含有對合金特性不會造成影響的程度的雜質。
(實施方式2)本發明的實施方式2的鎂合金基本上是含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的合計含量設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本實施方式的優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的合計含量設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(6)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b(5)0≤c≤3.0
(6)0.2≤b+c≤6.0另外，本實施方式的更優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的合計含量設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0將鋅的含量設為5原子％以下的理由、將Y的含量設為5原子％以下的理由、將鋅的含量設為0.5原子％以上的理由、將Y的含量設為1.0原子％以上的理由與實施方式1相同。另外，將第4元素的含量的上限設為3.0原子％的理由是第4元素的固溶限度低。另外，使之含有第4元素的理由是因為具有使晶粒微細化的效果和具有使金屬間化合物析出的效果。
本實施方式的Mg-Zn-Y類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式3)本發明的實施方式3的鎂合金基本上是含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。而且，所謂Mm(混合稀土合金)是以Ce及La為主成分的多個稀土類元素的混合物或合金，是從礦石中將作為有用的稀土類元素的Sm或Nd等精練除去後的殘渣，其組成依賴於精練前的礦石的組成。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)或滿足(1)～(3)、(5)及(6)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0
(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本實施方式的優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(6)或滿足(1)～(4)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b(5)0≤c＜2.0(6)0.2≤b+c≤6.0(7)c/b≤1.5本實施方式的更優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)或滿足(1)～(3)、(5)及(6)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5設為所述式子(6)的理由是因為，由於當大於1.5倍時，則長周期疊層結構相的形成的效果被減弱，因此鎂合金的重量變大。
將鋅的含量設為5原子％以下的理由、將1種或2種以上的稀土類元素的含量合計設為5原子％以下的理由、將鋅的含量設為0.5原子％以上的理由、將稀土類元素的含量合計設為1.0原子％以上的理由與實施方式1相同。另外，將第4元素的含量的上限設為2.0原子％的主要理由是第4元素的固溶限度基本上沒有。另外，使之含有第4元素的理由是因為具有使晶粒微細化的效果和具有使金屬間化合物析出的效果。
本實施方式的Mg-Zn-Y類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式4)本發明的實施方式4的鎂合金基本上是含有Mg、Zn及Y的五元以上的合金，第4元素是從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素，第5元素是從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％，將1種或2種以上的第5元素的含量合計設為d原子％時，則a、b、c及d就滿足下述式子(1)～(6)或滿足(1)～(3)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5另外，本實施方式的優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％，將1種或2種以上的第5元素的含量合計設為d原子％時，則a、b、c及d就滿足下述式子(1)～(7)或滿足(1)～(3)、(7)及(8)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b
(5)0≤c≤3.0(6)0≤d＜2.0(7)0.2≤b+c+d≤6.0(8)d/b≤1.5另外，本實施方式的更優選的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％，將1種或2種以上的第5元素的含量合計設為d原子％時，則a、b、c及d就滿足下述式子(1)～(6)或滿足(1)～(3)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5設為所述式子(7)的理由是因為，由於當大於1.5倍時，則長周期疊層結構相的形成的效果被減弱，因此鎂合金的重量變大。
將Zn、Y、第4元素及第5元素的合計含量設為6.0原子％以下的理由是當超過6％時，則會變重，原料成本升高，另外韌性會降低。將Zn的含量設為0.5原子％以上，將Y、第4元素及第5元素的合計含量設為1.0原子％以上的理由是當設為更低的濃度時，則強度就變得不充分。另外，使之含有第4元素、第5元素的理由是因為具有使晶粒微細化的效果和具有使金屬間化合物析出的效果。
本實施方式的Mg-Zn-Y類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式5)作為本發明的實施方式5的鎂合金，可以舉出在實施方式1～4的組成中增加了Me的鎂合金。其中，Me是從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。該Me的含量設為超過0原子％而在2.5原子％以下。當添加Me時，則可以在維持高強度高韌性的同時，改善其他的性質。例如，在耐腐蝕性或晶粒微細化等方面具有效果。
(實施方式6)對本發明的實施方式6的鎂合金的製造方法進行說明。
將由實施方式1～5的任意一種的組成構成的鎂合金溶解而鑄造，製作鎂合金鑄造物。鑄造時的冷卻速度為1000K/秒以下，更優選100K/秒以下。作為鑄造工藝，可以使用各種工藝，例如可以使用高壓鑄造、輥澆注(roll cast)、傾斜板鑄造、連續鑄造、觸融壓鑄(thixo molding)、壓鑄等。另外，也可以使用將鎂合金鑄造物以給定形狀切出的工藝。
然後，也可以對鎂合金鑄造物實施均質化熱處理。此時的熱處理條件優選設為溫度為400℃～550℃，處理時間為1分鐘～1500分鐘(或24小時)。
然後，對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工。作為該塑性加工的方法，例如使用擠壓、ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工法、壓延、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW(friction stir welding；摩擦攪拌焊接)加工、它們的反覆加工等。
當進行利用擠壓的塑性加工時，最好將擠壓溫度設為250℃以上500℃以下，將由擠壓造成的截面減少率設為5％以上。
ECAE加工法是為了在試樣中導入均勻的變形而在每次循環中使試樣長邊方向旋轉90°的方法。具體來說，是如下的方法，即，在截面形狀形成了L字形的成形孔的成形用模子的所述成形孔中，使作為成形用材料的鎂合金鑄造物強行地進入，特別是在L狀成形孔的彎曲成90°的部分處，對所述鎂合金鑄造物施加應力，而獲得強度及韌性優良的成形體。作為ECAE的循環次數優選1～8次循環。更優選3～5次循環。ECAE的加工時的溫度優選250℃以上500℃以下。
當進行利用壓延的塑性加工時，最好將壓延溫度設為250℃以上500℃以下，將壓下率設為5％以上。
當進行利用拉伸加工的塑性加工時，最好進行拉伸加工時的溫度為250℃以上500℃以下，所述拉伸加工的截面減少率在5％以上。
當進行利用鍛造的塑性加工時，最好進行鍛造加工時的溫度在250℃以上500℃以下，所述鍛造加工的加工率在5％以上。
對所述鎂合金鑄造物進行的塑性加工最好每一次的變形量在0.002以上4.6以下，總變形量在15以下。另外，所述塑性加工更優選每一次的變形量在0.002以上4.6以下，總變形量在10以下。將優選的變形量設為15以下，將更優選的變形量設為10以下的理由是，即使增大總變形量，鎂合金的強度也不會隨之而增加，另外，越增大總變形量，則製造成本就越高。
而且，ECAE加工的變形量為0.95～1.15/次，例如進行16次ECAE加工時的總變形量變為0.95×16＝15.2，進行8次ECAE加工時的總變形量變為0.95×8＝7.6。
另外，擠壓加工的變形量為在擠壓比為2.5時為0.92/次，在擠壓比為4時為1.39/次，在擠壓比為10時為2.30/次，在擠壓比為20時為2.995/次，在擠壓比為50時為3.91/次，在擠壓比為100時為4.61/次，在擠壓比為1000時為6.90/次。
如上所述地對鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相的晶體組織，具有該長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上(更優選10％以上)，所述hcp結構鎂相的平均粒徑在2μm以上，所述長周期疊層結構相的平均粒徑在0.2μm以上。在該長周期疊層結構相的晶粒內存在多個隨機晶界，由該隨機晶界規定的晶粒的平均粒徑在0.05μm以上。雖然在隨機晶界中位錯密度大，然而長周期疊層結構相的隨機晶界以外的部分的位錯密度小。所以，hcp結構鎂相的位錯密度與長周期疊層結構相的隨機晶界以外的部分的位錯密度相比大1種數量級以上。
所述長周期疊層結構相的至少一部分彎曲或折曲。另外，所述塑性加工物也可以具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。所述析出物的合計體積百分率優選超過0％而在40％以下。另外，對於進行了所述塑性加工後的塑性加工物，與進行塑性加工前的鑄造物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。
也可以對於對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工後的塑性加工物實施熱處理。該熱處理條件優選設為溫度在200℃以上而小於500℃，熱處理時間為10分鐘～1500分鐘(或24小時)。將熱處理溫度設為小於500℃是因為，當在500℃以上時，則因塑性加工而施加的變形量就被消除。
對於進行了該熱處理後的塑性加工物，與進行熱處理前的塑性加工物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。另外，在熱處理後的塑性加工物中也與熱處理前相同，在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相的晶體組織，具有該長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上(更優選10％以上)，所述hcp結構鎂相的平均粒徑在2μm以上，所述長周期疊層結構相的平均粒徑在0.2μm以上。在該長周期疊層結構相的晶粒內存在多個隨機晶界，由該隨機晶界規定的晶粒的平均粒徑在0.05μm以上。雖然在隨機晶界中位錯密度大，然而長周期疊層結構相中的隨機晶界以外的部分的位錯密度小。所以，hcp結構鎂相的位錯密度與長周期疊層結構相中的隨機晶界以外的部分的位錯密度相比大1種數量級以上。
所述長周期疊層結構相的至少一部分彎曲或折曲。另外，所述塑性加工物也可以具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。所述析出物的合計體積百分率優選超過0％而在40％以下。
根據所述實施方式1～6，針對鎂合金的擴大了的用途，例如作為強度及韌性都被要求高性能的高技術用合金的用途，可以提供強度及韌性都處於能夠用於實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。
(實施方式7)本發明的實施方式7的鎂合金是適用於通過切削鑄造物而製作的多個數mm見方以下的片狀鑄造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的三元以上的合金。
本實施方式的Mg-Zn-Y合金的組成範圍是圖9所示的由A-B-C-D-E線包圍的範圍。即，當將鋅的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％時，則a和b就滿足下述式子(1)～(3)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b這是因為，當鋅的含量在5原子％以上時，則特別是韌性(或延展性)就有降低的傾向。另外還因為，當Y的含量在5原子％以上時，則特別是韌性(或延展性)就有降低的傾向。
另外，當鋅的含量小於0.25原子％，或Y素的含量小於0.5原子％時，則強度及韌性的至少一方就變得不充分。所以，將鋅的含量的下限設為0.25原子％，將稀土類元素的合計含量的下限設為0.5原子％。像這樣可以使鋅的含量及Y的含量各自的下限與實施方式1相比低1/2的原因是因為適用於片狀鑄造物。
強度及韌性的增大在鋅為0.5～1.5原子％處變得明顯。在鋅含量為0.5原子％附近，當稀土類元素含量變少時，雖然強度有降低的傾向，然而在該範圍的情況下，也顯示出比以往更高的強度及更高的韌性。所以，本實施方式的鎂合金的鋅的含量的範圍最寬為0.25原子％以上5.0原子％以下。
本實施方式的Mg-Zn-RE類鎂合金中，具有所述的範圍的含量的鋅和稀土類元素以外的成分是鎂，然而也可以含有對合金特性不會造成影響的程度的雜質。
(實施方式8)本發明的實施方式8的鎂合金是適用於通過切削鑄造物而製作的多個數mm見方以下的片狀鑄造物的合金，是基本上含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0將鋅的含量設為5原子％以下的理由、將1種或2種以上的稀土類元素的含量合計設為5原子％以下的理由、將鋅的含量設為0.25原子％以上的理由、將Y的含量設為0.5原子％以上的理由與實施方式7相同。另外，將第4元素的含量的上限設為3.0原子％的理由是第4元素的固溶限度較低。另外，使之含有第4元素的理由是因為具有使晶粒微細化的效果和具有使金屬間化合物析出的效果。
本實施方式的Mg-Zn-RE類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式9)本發明的實施方式9的鎂合金是適用於通過切削鑄造物而製作的多個數mm見方以下的片狀鑄造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的四元或五元以上的合金，第4元素是從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％時，則a、b及c就滿足下述式子(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0將鋅的含量設為5原子％以下的理由、將1種或2種以上的稀土類元素的含量合計設為5原子％以下的理由、將鋅的含量設為0.25原子％以上的理由、將Y的含量設為0.5原子％以上的理由與實施方式7相同。另外，將第4元素的含量的上限設為2.0原子％的理由是第4元素的固溶限度基本上沒有。另外，使之含有第4元素的理由是因為具有使晶粒微細化的效果和具有使金屬間化合物析出的效果。
本實施方式的Mg-Zn-RE類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式10)本發明的實施方式10的鎂合金是適用於通過切削鑄造物而製作的多個數mm見方以下的片狀鑄造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的五元以上的合金，第4元素是從由Yb、Tb、Sm、Nd及Gd構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素，第5元素是從由La、Ce、Pr、Eu及Mm構成的一組中選擇的1種或2種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成範圍是當將Zn的含量設為a原子％，將Y的含量設為b原子％，將1種或2種以上的第4元素的含量合計設為c原子％，將1種或2種以上的第5元素的含量合計設為d原子％時，則a、b、c及d就滿足下述式子(1)～(6)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0將Zn、Y、第4元素及第5元素的合計含量設為小於6.0原子％的理由、將Zn、Y、第4元素及第5元素的合計含量設為超過1.0原子％的理由與實施方式4相同。
本實施方式的Mg-Zn-RE類鎂合金中，也可以含有對合金特性不造成影響的程度的雜質。
(實施方式11)作為本發明的實施方式11的鎂合金，可以舉出在實施方式7～10的組成中增加了Me的鎂合金。其中，Me是從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。該Me的含量設為超過0原子％而在2.5原子％以下。當添加Me時，則可以在維持高強度高韌性的同時，改善其他的性質。例如，在耐腐蝕性或晶粒微細化等方面具有效果。
(實施方式12)對本發明的實施方式12的鎂合金的製造方法進行說明。
將由實施方式7～11的任意一種的組成構成的鎂合金溶解而鑄造，製作鎂合金鑄造物。鑄造時的冷卻速度為1000K/秒以下，更優選100K/秒以下。作為該鎂合金鑄造物，使用從錠材中以給定形狀切出的材料。
然後，也可以對鎂合金鑄造物實施均質化熱處理。此時的熱處理條件優選設為溫度為400℃～550℃，處理時間為1分鐘～1500分鐘(或24小時)。
然後，通過切削該鎂合金鑄造物，製作多個數mm見方以下的片狀鑄造物。
然後，也可以使用壓縮或塑性加工法的方法將片狀鑄造物預成形，實施均質化熱處理。此時的熱處理條件優選設為溫度為400℃～550℃，處理時間為1分鐘～1500分鐘(或24小時)。另外，對於所述預成形的成形物，也可以在150℃～450℃的溫度下實施1分鐘～1500分鐘(或24小時)的熱處理。
片狀的鑄造物一般被用於例如觸變模(thixo mold)的原料中。
而且，也可以使用壓縮或塑性加工法的方法將混合了片狀鑄造物和陶瓷粒子的材料預成形，實施均質化熱處理。另外，在將片狀鑄造物預成形之前，也可以附加性地實施強變形加工。
然後，通過對所述片狀鑄造物進行塑性加工，而將片狀鑄造物固化成形。作為該塑性加工的方法，可以與實施方式6的情況相同地使用各種方法。而且，在將該片狀鑄造物固化成形之前，也可以增加利用球磨或搗磨機、高能量球磨等的機械合金化或體材機械合金化(bulk mechanicalalloying)等反覆加工處理。另外，在固化成形後，也可以再增加塑性加工或噴丸加工。另外，既可以將所述鎂合金鑄造物與金屬間化合物粒子或陶瓷粒子、纖維等複合化，也可以將所述切削物與陶瓷粒子、纖維等混合。
像這樣進行了塑性加工的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相的晶體組織。該長周期疊層結構相的至少一部分彎曲或折曲。對於進行了所述塑性加工後的塑性加工物，與進行塑性加工前的鑄造物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。
對所述片狀鑄造物進行塑性加工時的總變形量優選15以下，另外，更優選的總變形量為10以下。另外，每次進行所述塑性加工時的變形量優選0.002以上4.6以下。
而且，這裡所說的總變形量是指，未被退火等熱處理消除的總變形量，是將片狀鑄造物預成形後進行塑性加工時的總變形量。即，對於因在製造工序的途中進行熱處理而被消除的變形不算在總變形量中，另外，對於將片狀鑄造物預成形前的變形量不算在總變形量中。
也可以對於對所述片狀鑄造物進行了塑性加工後的塑性加工物實施熱處理。該熱處理條件優選設為溫度在200℃以上而小於500℃，熱處理時間為10分鐘～1500分鐘(或24小時)。將熱處理溫度設為小於500℃是因為，當在500℃以上時，則因塑性加工而施加的變形量就被消除。
對於進行了該熱處理後的塑性加工物，與進行熱處理前的塑性加工物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。另外，在熱處理後的塑性加工物中也與熱處理前相同，在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相的晶體組織。該長周期疊層結構相的至少一部分彎曲或折曲。
所述實施方式12中，由於通過切削鑄造物而製作片狀鑄造物，使組織微細化，因此與實施方式6相比，可以製作更高強度·更高延展性·更高韌性的塑性加工物等。另外，本實施方式的鎂合金與實施方式1～6的鎂合金相比，即使鋅及稀土類元素為更低濃度，也可以獲得高強度及高韌性的特性。
根據所述實施方式7～12，針對鎂合金的擴大了的用途，例如作為強度及韌性都被要求高性能的高技術用合金的用途，可以提供強度及韌性都處於能夠用於實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。
實施例以下將對實施例進行說明。
實施例1中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y的三元體系鎂合金。
實施例2中，使用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1原子％Y-1.5原子％Gd的四元體系鎂合金。實施例2的鎂合金是複合添加了形成長周期疊層結構的稀土類元素和不形成長周期疊層結構的稀土類元素的合金。
實施例3中，使用97.5原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y-0.5原子％La的四元體系鎂合金。
實施例4中，使用97.5原子％Mg-0.5原子％Zn-1.5原子％Y-0.5原子％Yb的四元體系鎂合金。
實施例3及4各自的鎂合金是複合地添加了形成長周期疊層結構的稀土類元素和不形成長周期疊層結構的稀土類元素的合金。
實施例5中，使用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1.5原子％Y-1原子％Gd的四元體系鎂合金。
實施例6中，使用96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的三元體系鎂合金。
比較例1中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％La的三元體系鎂合金。
比較例2中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Yb的三元體系鎂合金。
比較例3中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Ce的三元體系鎂合金。
比較例4中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Pr的三元體系鎂合金。
比較例5中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Nd的三元體系鎂合金。
比較例6中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Sm的三元體系鎂合金。
比較例7中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Eu的三元體系鎂合金。
比較例8中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Tm的三元體系鎂合金。
比較例9中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Lu的三元體系鎂合金。
作為參考例，使用98原子％Mg-2原子％Y的二元體系鎂合金。
(鑄造材料的組織觀察)
首先，在Ar氣氣氛中利用高頻溶解製作實施例1～6、比較例1～9及參考例各自的組成的錠材，從這些錠材中切出Ф10×60mm的形狀。利用SEM、XRD進行了該切出的鑄造材料的組織觀察。將這些晶體組織的照片表示於圖1～圖7中。
圖1中，表示了實施例1及比較例1、2各自的晶體組織的照片。圖3中，表示了實施例2的晶體組織的照片。圖4中，表示了實施例3、4的晶體組織的照片。圖5中，表示了實施例5的晶體組織的照片。圖6中，表示了比較例3～9的晶體組織的照片。圖7中，表示了參考例的晶體組織的照片。圖10中，表示了實施例6的晶體組織的照片。
如圖1、圖3～5所示，在實施例1～6的鎂合金中形成有長周期疊層結構的晶體組織。與之不同，如圖1、圖6及圖7所示，比較例1～9及參考例各自的鎂合金未形成長周期疊層結構的晶體組織。
根據實施例1～6及比較例1～9各自的晶體組織確認了以下的情況。
在Mg-Zn-RE三元體系鑄造合金中，在RE為Y的情況下形成長周期疊層結構，而當RE為La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Yb時，則不形成長周期疊層結構。Gd的性質與La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb略有不同，雖然Gd的單獨添加(必須有Zn)不會形成長周期疊層結構，然而與作為形成長周期疊層結構的元素的Y複合添加時，即使是2.5原子％也可以形成長周期疊層結構(參照實施例2、5)。
另外，在將Yb、Tb、Sm、Nd及Gd添加於Mg-Zn-Y中的情況下，如果是5.0原子％以下，則不會妨礙長周期疊層結構的形成。另外，在將La、Ce、Pr、Eu及Mm添加於Mg-Zn-Y中的情況下，如果是5.0原子％以下，則不會妨礙長周期疊層結構的形成。
比較例1的鑄造材料的晶體粒徑為10～30μm左右，比較例2的鑄造材料的晶體粒徑為30～100μm左右，實施例1的鑄造材料的晶體粒徑為20～60μm，在晶界上都觀察到了大量的結晶物。另外，在比較例2的鑄造材料的晶體組織中，在粒內存在有微細的析出物。
(鑄造材料的維氏硬度實驗)利用維氏硬度實驗評價了實施例1、比較例1及比較例2各自的鑄造材料。比較例1的鑄造材料的維氏硬度為75Hv，比較例2的鑄造材料的維氏硬度為69Hv，實施例1的鑄造材料的維氏硬度為79Hv。
(ECAE加工)對所述實施例1及比較例1、2各自的鑄造材料在400℃下實施了ECAE加工。為了在試樣中導入均勻的變形，ECAE加工法使用在每次循環中使試樣長邊方向旋轉90度的方法，進行4次及8次循環。此時的加工速度為2mm/秒的一定值。
(ECAE加工材料的維氏硬度實驗)利用維氏硬度實驗評價了實施了ECAE加工的試樣。4次ECAE加工後的試樣的維氏硬度為比較例1的試樣為82Hv，比較例2的試樣為76Hv，實施例1的試樣為96Hv，與ECAE加工前的鑄造材料相比，觀察到10～20％的硬度的提高。進行了8次ECAE加工的試樣中，與進行了4次ECAE加工的試樣相比，在硬度上基本上沒有變化。
(ECAE加工材料的晶體組織)利用SEM、XRD進行了對實施了ECAE加工的試樣的組織觀察。比較例1、2的加工材料中存在於晶界上的結晶物被以數μm量級截斷，微細地均勻地分散，而實施例1的加工材料中，確認結晶物未被微細地截斷，而是在保持點陣和匹配性的狀態下被切斷。進行了8次ECAE加工的試樣中，與進行了4次ECAE加工的試樣相比，在組織上基本上沒有變化。
(ECAE加工材料的拉伸實驗)利用拉伸實驗評價了實施了ECAE加工的試樣。拉伸實驗是與擠壓方向平行地在初期變形速度為5×10-4/秒的條件下進行的。對於進行了4次ECAE加工的試樣的拉伸特性，在比較例1、2的試樣中，顯示出200MPa以下的屈服應力和2～3％的伸長，而實施例1的試樣中，則顯示出了260MPa的屈服應力和15％的伸長。鑄造材料的特性為0.2％耐力100MPa，伸長4％，而它是遠遠地超過了該特性的特性。
圖12是表示了對實施例1的試樣在375℃的溫度下實施了ECAE加工時的ECAE的循環次數與屈服強度(σy)、抗拉強度(σUTS)、伸長(％)的關係的圖表。
圖13是表示了對實施例1的試樣在400℃的溫度下實施了ECAE加工時的ECAE的循環次數與屈服強度(σy)、抗拉強度(σUTS)、伸長(％)的關係的圖表。
從圖12及圖13中發現，即使增多ECAE的循環次數而增大總變形量，鎂合金的強度也不會隨之增加。
(ECAE加工材料的熱處理)將實施了4次的ECAE加工的試樣在225℃下等溫保持，調查了保持時間和硬度變化的關係。實施例1的試樣中，通過實施225℃的熱處理，硬度進一步提高，利用拉伸實驗得到的屈服應力可以提高至300MPa。
另外，當使對實施例1的鑄造材料的ECAE的加工溫度下降到375℃時(即，對實施例1的鑄造材料，不是在400℃下，而是在375℃下實施4次的ECAE加工時)，實施例1的ECAE加工材料的屈服應力為300MPa，顯示了12％的伸長。此外確認，通過對該實施了ECAE加工的試樣實施225℃的熱處理，利用拉伸實驗得到的屈服應力可以提高至320MPa。
(實施例6的鑄造合金的擠壓)實施例6的鑄造合金是具有長周期疊層結構的96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的三元體系鎂合金。對該鑄造合金，在溫度為300℃、截面減少率為90％、擠壓速度為2.5mm/秒的條件下進行了擠壓加工。該擠壓後的鎂合金在室溫下顯示出了420MPa的拉伸屈服強度和2％的伸長。
(實施例6～42及比較例10～15的鑄造合金的擠壓後的特性)製作具有表1所示組成的鎂合金的鑄造材料，對該鑄造材料以表1所示的擠壓溫度及擠壓比進行了擠壓加工。對該擠壓加工後的擠壓材料，在表1所示的實驗溫度下，利用拉伸實驗測定了0.2％耐力(屈服強度)、抗拉強度、伸長。將這些測定結果表示在表1中。
Mg-Zn-Y類擠壓合金機械特性
表1表示了將Zn和Y的添加量不同的各種Mg-Zn-Y合金鑄造材料以表1所示的擠壓溫度和擠壓比，以擠壓速度2.5mm/秒進行了擠壓加工後的室溫下的拉伸實驗的結果。
將具有實施例30的組成的鎂合金的鑄造材料的晶體組織表示於圖11中。
從實施例17～20的測定結果可以發現，通過添加第4元素，與三元體系相比，可以改善強度或伸長或者強度和伸長兩方面。
從高強度高韌性鎂合金的實用化的觀點考慮，即使伸長小，只要強度高，則也能夠經得起實用，另外即使強度略低，只要伸長大，則也能夠經得起實用。所以，當將屈服強度(MPa)設為S，將伸長(％)設為d時，從實用化的觀點考慮，優選滿足下述式子(1)及(2)的鎂合金。
S＞-15d+435…(1)S≥325…(2)根據表1的測定數據，滿足所述式子(1)及(2)的Mg-Zn-Y合金的組成範圍如圖2所示。
即，滿足所述式子(1)及(2)的Mg-Zn-Y合金的組成範圍是圖2所示的由K-L-C-D-E-F-G-H-K的線包圍的範圍，是不包括G-H-K-L-C-D-E-F的線上的範圍。
另外，滿足所述式子(1)及(2)的優選的Mg-Zn-Y合金的組成範圍是圖2所示的由I-J-C-D-E-F-G-H-I的線包圍的範圍，是不包括G-H-I-J-C-D-E-F的線上的範圍。
另外，滿足所述式子(1)及(2)的更優選的Mg-Zn-Y合金的組成範圍是圖2所示的由A-B-C-D-E-F-G-H-A的線包圍的範圍，是不包括G-H-A-B-C-D-E-F的線上的範圍。
而且，圖2所示的點I是Zn為1原子％，Y為0.75原子％，點K是Zn為1原子％，Y為0.5原子％，點K是Zn為1原子％，Y為0.5原子％，點L是Zn為5/3原子％，Y為0.5原子％，點J是Zn為2原子％，Y為0.75原子％，點C是Zn為5原子％，Y為3原子％，點D是Zn為5原子％，Y為5原子％，點E是Zn為2.5原子％，Y為5原子％，點F是Zn為0.5原子％，Y為3.5原子％，點G是Zn為0.5原子％，Y為2原子％，點H是Zn為1原子％，Y為2原子％。
(實施例43～62的鑄造合金的擠壓後的特性)使用高頻溶解爐在Ar氣氣氛中熔煉具有表2所示組成的Mg-Zn-Y合金的錠材，通過切削該錠材而製作片狀的鑄造材料。然後，在將片狀材料填充於銅製的罐中後，在150℃下進行加熱真空脫氣而密封。其後，對填充於罐中的片狀材料，對每個罐分別以表2所示的擠壓溫度及擠壓比進行了擠壓加工。對該擠壓加工後的擠壓材料，在表2所示的實驗溫度下，利用拉伸實驗測定了0.2％耐力(屈服強度)、抗拉強度、伸長。另外，對擠壓材料的硬度(維氏硬度)也進行了測定。將這些測定結果表示在表2中。
Mg-Zn-Y合金片
表2表示了將通過切削Zn和Y的添加量不同的Mg-Zn-Y合金鑄造材料而製作的片狀材料以各種擠壓溫度和擠壓比，以擠壓速度2.5mm/秒擠壓固化了的試樣的室溫下的拉伸實驗及硬度實驗的結果。
從實施例46～48的測定結果可以發現，直至200℃的高溫強度高於鑄造塑性加工合金。
而且，本發明並不限定於所述的實施方式及實施例，在不脫離本發明的主旨的範圍內，可以進行各種變更而實施。
權利要求
1.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a一5/6≤b。
2.根據權利要求1所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述高強度高韌性鎂合金具有hcp結構鎂相，是對鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物。
3.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
4.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工而製作塑性加工物，對所述塑性加工物進行了熱處理後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
5.根據權利要求2至4中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述hcp結構鎂相的平均粒徑在2μm以上。
6.根據權利要求2至5中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，與所述hcp結構鎂相的位錯密度相比，所述長周期疊層結構相的位錯密度至少小1種數量級。
7.根據權利要求3至6中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上。
8.根據權利要求2至7中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述塑性加工物具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。
9.根據權利要求8所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述至少一種的析出物的合計體積百分率超過0％而在40％以下。
10.根據權利要求2至9中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。
11.根據權利要求2至10中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下。
12.根據權利要求2至10中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在10以下。
13.根據權利要求1至12中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0。
14.根據權利要求1至12中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)或滿足(5)及(6)，(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5。
15.根據權利要求1至12中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)或滿足(6)及(7)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5。
16.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
17.根據權利要求16所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述高強度高韌性鎂合金具有hcp結構鎂相，是在將鎂合金鑄造物切削後進行了塑性加工的塑性加工物。
18.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，通過切削所述鎂合金鑄造物而製作片狀的鑄造物，利用塑性加工將所述鑄造物固化了的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
19.一種高強度高韌性鎂合金，其特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，通過切削所述鎂合金鑄造物而製作片狀的鑄造物，製作利用塑性加工將所述鑄造物固化了的塑性加工物，對所述塑性加工物進行了熱處理後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
20.根據權利要求17至19中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述hcp結構鎂相的平均粒徑在0.1μm以上。
21.根據權利要求17至20中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，與所述hcp結構鎂相的位錯密度相比，所述長周期疊層結構相的位錯密度至少小1種數量級。
22.根據權利要求18至21中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述長周期疊層結構相的晶粒的體積百分率在5％以上。
23.根據權利要求17至22中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述塑性加工物具有從由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土類元素的化合物及Mg和Zn和稀土類元素的化合物構成的析出物組中選擇的至少一種析出物。
24.根據權利要求23所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述至少一種的析出物的合計體積百分率超過0％而在40％以下。
25.根據權利要求17至24中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。
26.根據權利要求17至25中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下。
27.根據權利要求17至25中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在10以下。
28.根據權利要求16至27中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
29.根據權利要求16至27中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
30.根據權利要求16至27中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
31.根據權利要求1至30中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特徵是，在所述Mg中合計含有超過0原子％而在2.5原子％以下的從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。
32.一種高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，具備製作如下的鎂合金鑄造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)；通過對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工而製作塑性加工物的工序，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
33.根據權利要求32所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，所述鎂合金鑄造物具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
34.根據權利要求32或33所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0。
35.根據權利要求32或33所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)或滿足(5)及(6)，(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5。
36.根據權利要求32或33所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)或滿足(6)及(7)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5。
37.一種高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，具備製作如下的鎂合金鑄造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)；通過切削所述鎂合金而製作片狀的切削物的工序；通過對所述切削物進行利用塑性加工的固化而製作塑性加工物的工序，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
38.根據權利要求37所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，所述鎂合金鑄造物具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。
39.根據權利要求37或38所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b十c≤6.0。
40.根據權利要求37或38所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c滿足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
41.根據權利要求37或38所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有c原子％的從由Yb、Tb、Sm及Nd構成的一組中選擇的至少一種元素，合計含有d原子％的從由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd構成的一組中選擇的至少一種元素，c及d滿足下述式子(4)～(6)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
42.根據權利要求32至41中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在所述Mg中合計含有超過0原子％而在2.5原子％以下的從由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V構成的一組中選擇的至少一種元素。
43.根據權利要求32至42中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，所述塑性加工是進行壓延、擠壓、ECAE、拉伸加工、鍛造、衝壓、滾壓成形、彎曲、FSW加工及它們的反覆加工當中的至少一個的加工。
44.根據權利要求32至43中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在15以下。
45.根據權利要求32至43中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在進行所述塑性加工時的總變形量在10以下。
46.根據權利要求32至45中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，在製作所述塑性加工物的工序之後，還具備對所述塑性加工物進行熱處理的工序。
47.根據權利要求46所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，所述熱處理的條件為在200℃以上而小於500℃，在10分鐘以上而小於24小時。
48.根據權利要求32至47中任意一項所述的高強度高韌性鎂合金的製造方法，其特徵是，進行了所述塑性加工後的鎂合金的hcp結構鎂相的位錯密度比長周期疊層結構相的位錯密度大1種數量級以上。
全文摘要
本發明針對鎂合金的擴大了的用途，提供強度及韌性都處於能夠用於實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其製造方法。本發明的高強度高韌性的鎂合金的特徵是，製作如下的鎂合金鑄造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩餘部分由Mg構成，a和b滿足下述式子(1)～(3)，對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工而製作塑性加工物，對所述塑性加工物進行了熱處理後的塑性加工物在常溫下具有hcp結構鎂相及長周期疊層結構相。(1)0.5≤a＜5.0，(2)0.5＜b＜5.0，(3)2/3a－5/6≤b。
文檔編號C22C23/00GK1886529SQ200480034690
公開日2006年12月27日 申請日期2004年11月26日 優先權日2003年11月26日
發明者河村能人, 山崎倫昭 申請人:河村能人