CN101027420A - 高强度高韧性金属及其制造方法 - Google Patents

高强度高韧性金属及其制造方法 Download PDF

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CN101027420A CNA2005800326753A CN200580032675A CN101027420A CN 101027420 A CN101027420 A CN 101027420A CN A2005800326753 A CNA2005800326753 A CN A2005800326753A CN 200580032675 A CN200580032675 A CN 200580032675A CN 101027420 A CN101027420 A CN 101027420A
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Abstract

针对镁合金扩大的用途，提供一种强度及韧性均处于可供实用水平的高强度高韧性金属及其制造方法。本发明的高强度高韧性金属由镁合金构成，该镁合金具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。所述镁合金含有Zn为a原子％，含有Gd为b原子％，余量由Mg构成。

Description

高强度高韧性金属及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度高韧性金属及其制造方法，更详细地说是涉及一种通过以特定比例含有特定的稀土类元素，从而达成高强度高韧性的高强度高韧性金属及其制造方法。
背景技术
镁合金凭借其可循环性，开始作为移动电话和笔记本型电脑的框架或者汽车零部件而急速普及。
为了在这些用途中使用，对镁合金就要求有高强度和高韧性。为了制造高强度高韧性金属，一直以来就有各种来自材料方面及制法方面的研究。
在制法方面，为了促进纳米结晶化开发有急冷凝固粉未冶金(RS-P/M)法，能够得到强度约是铸造材2倍的400MPa左右的镁合金。
作为镁合金，已知有Mg-Al系、Mg-Al-Zn系、Mg-Th-Zn系、Mg-Th-Zn-Zr系、Mg-Zn-Zr系、Mg-Zn-Zr-RE(稀土类元素)系等成分系的合金。由铸造法制造具有这些组成的镁合金仍无法获得充分的强度。若根据上述RS-P/M法制造具有上述组成的镁合金，则与通过铸造法进行制造的情况相比虽然成为高强度，但强度依然不充分，即使强度充分韧性(延展性)也不充分，存在难以在要求有高强度及高韧性的用途中使用这样的缺点。
作为这些具有高强度及高韧性的镁合金提出有Mg-Zn-RE(稀土类元素)系合金(例如专利文献1、2及3)
[专利文献1]特许3238516号公报(图1)
[专利文献2]特许2807374号公报
[专利文献3]特开2002-256370号公报(专利请求的范围、实施例)
然而，在现有的Mg-Zn-RE系合金中，例如是对非结晶状的合金材料进行热处理使之微细结晶化，从而得到高强度的镁合金。于是为了得到所述非结晶状的合金材料，就存在需要相当量的锌和稀土类元素这样的偏见，而使用较为大量地含有锌和稀土类元素的镁合金。
在专利文献1及2中虽然记载能够取得高强度及高韧性，但实际上强度和韧性均达到供给于实用水平的合金几乎没有。此外，现在镁合金的用途被扩大，现有的强度和韧性不充分，从而要求具有强度和任性在此之上的镁合金。
发明内容
本发明考虑如上情况而进行，其目的在于提供一种高强度高韧性金属及其制造方法，该金属针对镁合金扩大的用途，其强度及韧性均处于可供实用的水平。
为了解决上述课题，本发明的高强度高韧性金属由镁合金构成，该镁合金具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，
所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的镁以薄片(lamella)状存在。
本发明的高强度高韧性金属，对镁合金进行了塑性加工之后的塑性加工物具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，
所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的镁以薄片状存在。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选以所述薄片状存在的薄片组织的至少一部分弯曲或屈曲。还有，所谓薄片组织就是长周期叠层结构相和具有2H结构的Mg相交替层叠的组织。
本发明的高强度高韧性金属由镁合金构成，该镁合金具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，
所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。
还有，在本说明书中，所谓镁合金意思是以镁为主要成分的合金。
本发明的高强度高韧性金属，对镁合金进行塑性加工之后的塑性加工物具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述塑性加工前的镁合金也可以具有未弯曲或屈曲的长周期叠层结构的结晶组织。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选所述长周期叠层结构相的弯曲或屈曲的区域含随机晶界。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选长周期叠层结构相的位错密度比所述hcp结构镁相的位错密度至少小一位。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn及Y以外的余量为Mg。
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.8
(5)0.2≤b+y≤5.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金中也可以含有从Yb、Tb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn及Y以外的余量为Mg。
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.9
(5)0.1≤b+y≤5.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn及Gd以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn及Gd以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn、Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。还有，优选所述镁合金中的Zn及Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.25≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为超过0原子％、1.5原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有Y合计超过0原子％、1.0原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选所述镁合金含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计低于3原子％。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以通过精炼含有大量稀土类元素的矿石而获得，形成含有大量稀土类元素的稀土类合金用于铸造时的原料的一部分，所述镁合金中的稀土类元素的合计含量为6.0原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，合计超过0原子％、在2.5原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述镁合金也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选所述镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。
本发明的高强度高韧性金属，是具有由一般式Mg(100-x-y)YxZny(1＜x＜5，0.3＜y＜6；x、y均为原子％)表达的组成，并具有平均晶粒粒径为1μm以下的结晶组织的高强度高韧性金属，
所述Mg(100-x-y)YxZny能够通过精炼含有稀土类元素的矿石获得，含有大量稀土类元素的稀土类合金其形成是用于原材料的一部分，通过以附加剪切的方式把由液体急速凝固成的粉未、薄带或细线进行固化而形成。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，优选所述稀土类合金含有从Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计50原子％以上，并且含有Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu以外的稀土类元素合计低于50原子％。
本发明的高强度高韧性金属的制造方法，具有如下工序：准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的Mg以薄片状存在的镁合金的工序；
通过对所述镁合金进行塑性加工，制作保持以所述薄片状存在的薄片状组织的塑性加工物的工序。
本发明的高强度高韧性金属的制造方法，具有如下工序：准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织的镁合金的工序；
通过对所述镁合金进行塑性加工，制作使所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲的塑性加工物的工序。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn及Y以外的余量为Mg。
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
还有，所述Y、Dy、Ho及Er分别是在镁合金铸造物中形成长周期叠层结构相的结晶组织的稀土类元素。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.8
(5)0.2≤b+y≤5.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0
本发明的高强度高韧性金属的制造方法，备如下工序：准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的Mg以薄片状存在的镁合金的工序；
通过切削所述镁合金而制作片状的切削物的工序；
通过对所述切削物进行塑性加工带来的固化，制作保持所述以薄片状存在的薄片组织的塑性加工物的工序。
本发明的高强度高韧性金属的制造方法，具备如下工序：准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织的镁合金的工序；
通过切削所述镁合金制作片状的切削物的工序；
通过对所述切削物进行由塑性加工带来的固化，制作使所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲的塑性加工物的工序。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn及Y以外的余量为Mg。
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Dy、Ho及Er以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，在所述镁合金中也可以含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.9
(5)0.1≤b+y≤5.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，还可以具有对所述镁合金实施热处理的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，也可以还具有对所述镁合金实施热处理的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述片状的切削物的工序之间，或者在制作所述片状的切削物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，也可以还具有对所述镁合金进行热处理的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述片状的切削物的工序之间，或者在制作所述片状的切削物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，也可以还具有对所述镁合金进行热处理的工序。还有，优选所述镁合金中的Zn、Gd、Tb、Tm及Lu以外的余量为Mg。
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)2a-3≤b
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.25≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，优选所述镁合金含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计低于3原子％。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)的镁合金铸造物的工序。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)的镁合金铸造物的工序。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，准备所述镁合金的工序是制作含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过0原子％、在2.5原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，对所述镁合金实施热处理的工序，优选的是在300℃以上、550℃以下，以10分钟以上、低于24小时的热处理条件对所述镁合金实施热处理。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，制作所述镁合金铸造物的工序，也可以通过精炼含有稀土类元素的矿石取得，将含有大量的稀土类元素的稀土类合金用于铸造时的原料的一部分而制作，所述镁合金铸造物中的稀土类元素的合计含量为6.0原子％以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，进行所述塑性加工前的镁合金的晶粒粒径优选为100nm以上、500μm以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，优选进行所述塑性加工后的镁合金中的hcp结构镁相的位错密度比长周期叠层结构相的位错密度大一位以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，优选对所述镁合金进行塑性加工时的温度条件为250℃以上。这是由于若温度条件低于250℃，则塑性加工困难。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，所述塑性加工也可以进行如下之中的至少一个：轧制、挤压、ECAE、拉拔加工及锻造、这些的重复加工、FSW加工。
还有，所谓Mm(混合稀土Mischmetall)是指以Ce及La为主要成分的大量稀土类元素的混合物或合金，是从矿石中精炼并除去作为有用的稀土元素的Sm和Nd等后的残渣，其组成依赖于精炼前的矿石的组成。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，也可以在所述镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过0原子％、在2.5原子％以下。由此，能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，具有所述长周期叠层结构的结晶粒的体积分率优选为5％以上，更优选为10％以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述长周期叠层结构的结晶组织的晶粒粒径优选为100nm以上，500μm以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述塑性加工物也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种化合物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。还有，所述析出物的合计体积分率优选为超过0％、在40％以下。另外，所述塑性加工物具有hcp-Mg。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述塑性加工也可以是进行如下之中的至少一个：轧制、挤压、ECAE、拉拔加工及锻造。
另外，前述的Yb、Sm、Nd及Gd在它们各自与Mg和Zn的3元合金中，是在所述镁合金铸造物中没有形成长周期叠层结构的结晶组织的稀土类元素，在镁中有固溶限。
另外前述的La、Ce、Pr、Eu及Mm在它们各自与Mg和Zn的3元合金中，是在所述镁合金铸造物中没有形成长周期叠层结构的结晶组织的稀土类元素，在镁中几乎没有有固溶限。
根据上述本发明的高强度高韧性金属的制造方法，通过对镁合金铸造物进行塑性加工，能够使塑性加工后的塑性加工物的硬度及屈伏强度比塑性加工前的铸造物有所提高。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，追加对所述镁合金铸造物实施均质化热处理的工序。这时的热处理条件优选为温度400℃～550℃，处理时间1分钟～1500分钟。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，也可以在制作所述塑性加工物的工序之后，追加对所述塑性加工物实施热处理的工序。这时的热处理条件优选为温度150℃～450℃，处理时间1分钟～1500分钟。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，所述塑性加工也可以是进行如下之中的至少一个：轧制、挤压、ECAE、拉拔加工及锻造。总之，所述塑性加工可以单独进行轧制、挤压、ECAE、拉拔加工及锻造之中的一个，也可以进行组合。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，进行所述塑性加工而制作塑性加工物的工序，是通过挤压所述镁合金铸造物而制作使之固化了的塑性加工物的工序，挤压温度可以在250℃以上、500℃以下，挤压造成的截面减少率在5％以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，进行所述塑性加工而制作塑性加工物的工序，是通过轧制所述镁合金铸造物而制作使之固化了的塑性加工物的工序，轧制温度可以在250℃以上、500℃以下，压下率可以在5％以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，进行所述塑性加工而制作塑性加工物的工序，是制作通过ECAE使所述镁合金铸造物固化的塑性加工物的工序，进行ECAE时的温度可以在250℃以上、500℃以下，ECAE的道次数可以是1次以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，进行所述塑性加工而制作塑性加工物的工序，是通过对所述镁合金铸造物进行拉拔加工而制作使之固化了的拉拔加工物的工序，进行所述拉拔加工时的温度可以在250℃以上、500℃以下，所述拉拔加工的截面减少率可以在5％以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，进行所述塑性加工而制作塑性加工物的工序，是通过对所述镁合金铸造物进锻造而制作使之固化了的锻造物的工序，进行所述锻造时的温度可以在250℃以上、500℃以下，所述锻造的加工率可以在5％以上。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，可以在制作所述塑性加工物的工序之后，还具有对所述塑性加工物进行热处理的工序。由此，能够使热处理后的塑性加工物的硬度和屈伏强度较之热处理前有进一步地提高。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，对所述塑性加工物进行热处理时的热处理温度优选为150℃以上、450℃以下，热处理时间优选为1分钟以上、1500分钟以下。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，所述镁合金中也可以含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过0原子％、在2.5原子％以下。
本发明的高强度高韧性金属的制造方法，是通过精炼含有稀土类元素的矿石取得，将含有大量稀土类元素的稀土类合金作为原材料的一部分而使用，形成具有由一般式Mg(100-x-y)YxZny(1＜x＜5，0.3＜y＜6；x、y均为原子％)表达的这种组成的液体，
通过急冷所述液体并使之凝固而形成粉未、薄带或细线，
以附加剪切的方式固化所述粉未、薄带或细线。
另外，在本发明的高强度高韧性金属的制造方法中，优选所述稀土类合金含有从Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，其合计为50原子％以上，同时含有Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu以外的稀土类元素合计低于50原子％。
另外，在本发明的高强度高韧性金属中，所述长周期叠层结构相也可以具有浓度变调。所谓所述浓度变调指的是溶质元素浓度在每个原子层中周期性地变化。
如以上说明，根据本发明能够针对镁合金扩大了的用途，提供一种强度及韧性均处于可供实用水平的高强度高韧性金属及其制造方法。
附图说明
图1是显示实施例1、比较例1及比较例2各自的铸造材的结晶组织的照片。
图2是显示实施例2～4各自的铸造材的结晶组织的照片。
图3是显示实施例5～7各自的铸造材的结晶组织的照片。
图4是显示实施例8及9各自的铸造材的结晶组织的照片。
图5是显示实施例10～12各自的铸造材的结晶组织的照片。
图6是显示比较例3～9各自的铸造材的结晶组织的照片。
图7是显示参考例的铸造材的结晶组织的照片。
图8是显示本发明的实施方式1的镁合金的组成范围的图。
图9是显示本发明的实施方式7的镁合金的组成范围的图。
图10是显示实施例13的铸造材的结晶组织的照片。
图11是显示实施例29的铸造材的结晶组织的照片。
图12是显示没有进行热处理的的铸造材的结晶组织的照片。
图13是显示在200℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。
图14是显示在300℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。
图15是显示在500℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。
图16(a)是显示实施列73的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图16(b)是显示实施列73的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。
图17(a)是显示实施列66的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图17(b)是显示实施列66的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。
图18(a)是显示实施列67的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图18(b)是显示实施列67的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。
图19(a)是显示实施列68的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图19(b)是显示实施列68的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。
图20是实施例66的结晶组织的SEM照片。
图21是实施例67的结晶组织的SEM照片。
图22是实施例68的结晶组织的SEM照片。
图23是实施例73的结晶组织的SEM照片。
图24是显示本发明的实施方式13的镁合金的组成范围的图。
图25是显示本发明的实施方式14的镁合金的组成范围的图。
图26是显示Mg-Zn-Gd系铸造挤压材的X射线衍射图案的图。
图27是显示Mg96.5-Zn1-Gd2.5铸造材(实施例68)的热处理后的挤压材的结晶组织的照片。
图28是显示Mg96-Zn2-Y2铸造材(实施例21)的挤压材的结晶组织的照片。
图29是显示根据气体·雾化法进行急速凝固粉未制作和挤压坯段的制作的系统的图。
图30是显示对坯段进行加热挤压而使这固化成形的过程的图。
图31(A)是显示实施例43的Mg-2原子％Zn-2原子％Y-0.2原子％Zr的铸造材的结晶组织的照片，图31(B)是显示Mg-2原子％Zn-2原子％Y的铸造材的结晶组织的照片。
具体实施方式
以下，对于本发明的实施方式进行说明。
本发明者回归根本，始自2元镁合金来研究合金的强度及韧性，再将此研究扩大到多元镁合金。其结果发现，强度及韧性均具有高水平的镁合金是Mg-Zn-RE(稀土类元素)系，镁合金的稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素，此外与现有技术不同，其锌的含量为5.0原子％以下，稀土类元素的含量为5.0原子％以下，在这样的低含量下，能够获得以往所没有的高强度及高韧性。
发现通过对具有长周期叠层结构相的金属进行塑性加工，能够使长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。由此能够获得高强度·高延展性·高韧性的金属。
形成有长周期叠层结构相的铸造合金，可知在塑性加工后或通过在塑性加工后实施热处理，能够得到高强度·高延展性·高韧性的镁合金。另外，发现的合金组成形成有长周期叠层结构相，塑性加工后或塑性加工热处理后能够得到高强度·高延展性·高韧性。
另外，发现在紧接铸造后的状态下，即使是没有形成长周期叠层结构相的合金，通过对该合金实施热处理，也能够形成长周期叠层结构相。通过对该合金进行塑性加工或在塑性加工后对该合金进行热处理，发现合金组成能够取得高强度·高延展性·高韧性。
另外，通过切削形成有长周期叠层结构的铸造合金而制作片状的铸造物，对该铸造物进行塑性加工，或者在塑性加工后实施热处理，由此与没有进行切削成片状这一工序的情况相比，可知能够取得更为高强度·高延展性·高韧性的镁合金。另外，形成长周期叠层结构，切削成片状，在塑性加工后或者在塑性加工热处理后，发现的合金组成能够获得高强度·高延展性·高韧性。
(实施方式1)
本发明的实施方式1的镁合金，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的3元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素。
来自本实施方式的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图8所示的由A-B-C-D-E的线所包围的范围。即，设锌的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％时，a和b满足下式(1)～(3)。
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
这是由于若锌的含量为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。另外若Y的含量合计在5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。
另外，若锌的含量低于0.5原子％，或者Y的含量低于1.0原子％，则强度及韧性的至少任意一个方面将不充分。因此，锌的含量的下限为0.5原子％，Y的含量的下限为1.0原子％。
强度及韧性的增大在锌处于0.5～1.5原子％时变得显著。若锌含量在0.5原子％附近而稀土类元素含量变少，则强度有降低的倾向，但是即使是处在此范围所情况下，仍显示出比以往高的高强度及高韧性。因此，本实施方式的镁合金中的锌的含量最大范围是0.5原子％以上、5.0原子％以下。
另外，所述镁合金中的Y的含量与Zn的含量的比特别优选为1∶1或与之相近的比。通过维持这一含量的比值能够特别地提高高强度高韧性。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围是，设锌的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的含量b原子％，a和b满足下式(1)～(3)。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
另外，在稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金中，可以还含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，合计为y原子％，优选y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.8
(5)0.2≤b+y≤5.0
这是由于若锌的含量为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。另外若1或2种以上的稀土类元素的含量合计在5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。
另外，若锌的含量低于0.2原子％，或者稀土类元素的含量合计低于0.2原子％，则强度及韧性的至少任意一个方面将不充分。因此，锌的含量的下限为0.2原子％，稀土类元素的合计含量的下限为0.2原子％。
强度及韧性的增大在锌处于0.2～1.5原子％时变得显著。若锌含量在0.2原子％附近而稀土类元素含量变少，则强度有降低的倾向，但是即使是处在此范围所情况下，仍显示出比以往要高的高强度及高韧性。因此，本实施方式的镁合金中的锌的含量最大范围是0.2原子％以上、5.0原子％以下。
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，具有前述范围的含量的锌和稀土类元素以外的成分为镁，不过也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(3)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(3’)。
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.2≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
另外，所述镁合金中的Dy的含量和Zn的含量的比，特别优选为2∶1或与之相近的比值。另外，所述镁合金中的Er的含量和Zn的含量的比特别优选为2∶1或与之相近的比值。通过维持这一含量的比值能够特别地提高高强度高韧性。
(实施方式2)
本发明的实施方式2的镁合金，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的4元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的1或2种以上的元素。
来自本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的合计含量为c原子％时，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤3.0
(5)1.0≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、Y的含量设为5原子％以下的理由、锌的含量设为0.5原子％以上的理由、Y的含量设为1.0原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第四元素的含量的上限设为3.0原子％的理由是由于第四元素的固溶限低。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设锌的含量为a原子％，1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％，设1或2种以上的第四元素的合计含量为c原子％，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0≤c≤3.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、1或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、锌的含量设为0.2原子％以上的理由、稀土类元素的含量合计设为0.2原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第四元素的含量的上限作为3.0原子％的理由是由于第四元素的固溶限低。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(5)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(5’)。
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.2≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(4’)0≤c≤3.0
(5’)0.2≤b+c≤6.0
(实施方式3)
本发明的实施方式3的镁合金，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的4元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的1或2种以上的元素。还有，所谓Mm(混合稀土Mischmetall)是指以Ce及La为主要成分的大量稀土类元素的混合物或合金，是从矿石中精炼并除去有用的稀土元素Sm和Nd等后的残渣，其组成依赖于精炼前的矿石的组成。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％时，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤2.0
(5)1.0≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、1或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、锌的含量设为0.5原子％以上的理由、稀土类元素的含量合计设为1.0原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第四元素的含量的上限设为2.0原子％的主要理由是由于第四元素的固溶限几乎没有。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设锌的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、1或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.2原子％以上的理由、稀土类元素的含量合计设为0.2原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第四元素的含量的上限作为2.0原子％的主要理由是由于第四元素的固溶限几乎没有。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(5)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(5’)。
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.2≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(4’)0≤c≤2.0
(5’)0.2≤b+c≤6.0
(实施方式4)
本发明的实施方式4的镁合金，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的5元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的1或2种以上的元素，第五元素是从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的1或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，设1或2种以上的第五元素的含量合计为d原子％时，则a、b、c及d满足下式(1)～(6)。
(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)1.0≤b+c+d≤6.0
将Zn、Y、第四元素及第五元素的合计含量设为6.0原子％以下的理由是因为若超过6％则变重，原料成本变高，此外韧性降低。将Zn的含量设为0.5原子％以上，Y、第四元素及第五元素的合计含量设为1.0原子％以上的理由是因为，若形成更低浓度则强度不充分。另外含有第四元素、第五元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，和使金属间化合物析出的效果。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设Zn的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的合计含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，设1或2种以上的第五元素的含量合计为d原子％时，则a、b、c及d满足下式(1)～(6)。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0
将稀土类元素、第四元素及第五元素的合计含量设为6.0原子％以下的理由是因为，若超过6％则变重，原料成本变高，此外韧性降低。将稀土类元素、第四元素及第五元素的合计含量设为0.2原子％以上的理由是因为，若低于0.2原子％则强度不充分。另外含有第四元素、第五元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，和使金属间化合物析出的效果。
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(6)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(6’)。
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.2≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(4’)0≤c≤3.0
(5’)0≤d≤2.0
(6’)0.2≤b+c+d≤6.0
(实施方式5)
作为本发明的实施方式5的镁合金，可列举在实施方式1～4的组成中加入了Me的镁合金。其中，Me是从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素。该Me的含量超过0原子％、在2.5原子％以下。若添加Me，则能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。例如在耐腐蚀性和结晶粒微细化等方面具有效果。
(实施方式6)
说明本发明的实施方式6的镁合金的制造方法。
将实施方式1～5的任意的组成构成的镁合金进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。作为该镁合金铸造物，采用从铸锭切下规定形状的。
接下来，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。这时的热处理条件优选为温度400℃～550℃，处理时间1分钟～1500分钟(或24小时)。
接着，对所述镁合金铸造物进行塑性加工。作为此塑性加工的方法，可采用例如挤压、ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工法、轧制、拉拔及锻造、这些的重复加工、FSW加工等。
进行利用挤压的塑性加工时，优选将挤压温度作为250℃以上、500℃以下，挤压造成的截面减少率为5％以上。
ECAE加工法是为了将均一的应变导入试料而在每道中使试料长度方向各旋转90°的方法。具体地说，该方法就是在形成了截面形状为L字状的成形孔的成形用模的所述成形孔中，使作为成形用材料的镁合金铸造物强行地进入，特别是在L状成形孔的弯曲成90°的部分，对所述镁合金铸造物施加应力，从而得到强度和韧性优异的成形体。作为ECAE的道次数优选为1～8道。更优选为3～5道。ECAE加工时的温度优选在250℃以上、500℃以下。
进行利用轧制的塑性加工时，优选轧制温度在250℃以上、500℃以下，压下率为5％以上。
进行利用拉拔加工的塑性加工时，进行拉拔加工时的温度优选在250℃以上、500℃以下，所述拉拔加工的截面减少率优选为5％以上。
进行利用锻造加工的塑性加工时，进行锻造时的温度优选为250℃以上、500℃以下，所述锻造的加工率优选为5％以上。
如上所述，对镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物在常温下具有长周期叠层结构的结晶组织，具有此长周期叠层结构的结晶粒的体积分率为5％以上(更优选为10％以上)，镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。所述长周期叠层结构的至少一部分弯曲或屈曲。另外，所述塑性加工物也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。所述析出物的合计体积分积优选超过0％、在40％以下。另外，所述塑性加工物具有hcp-Mg。对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物来说，与进行塑性加工前的铸造物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。
也可以对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物实施热处理。该热处理条件温度优选为400℃～550℃，热处理时间优选为1分钟～1500分钟(或24小时)。对于进行了此热处理后的塑性加工物来说，与进行热处理前的塑性加工物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。另外，与热处理前一样，在常温下热处理后的塑性加工物中也具有长周期叠层结构的结晶组织，具有该长周期叠层结构的结晶粒的体积分率为5％以上(更优选为10％以上)，镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。另外，所述塑性加工物也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。所述析出物的合计体积分积优选超过0％、在40％以下。另外，所述塑性加工物具有hcp-Mg。
根据上述实施方式1～6，能够针对镁合金扩大了的用途，例如针对对强度及韧性都有高性能要求的高科技用合金的用途，提供一种强度及韧性均达到可供实用水平的高强度高韧性金属及其制造方法。
另外，将实施方式1～4的组成中添加了超过0原子％、2.5原子％以下的Zr的镁合金进行熔炼并铸造时，在该镁合金铸造物中Mg3Zn3RE2这样的化合物析出受到抑制，促进了长周期叠层结构相的形成，使结晶组织微细化。因此，该镁合金铸造物对其挤压等的塑性加工变得容易，进行了塑性加工的塑性加工物与没有添加Zr的镁合金的塑性加工物相比，具有大量的长周期叠层结构相，并且具有微细化了的结晶组织。如此通过具有大量的长周期叠层结构相，能够使强度及韧性提高。
另外，所述长周期叠层结构相具有浓度变调。所谓所述浓度变调是指溶质元素浓度在每个原子层中发生周期性的变化。
(实施方式7)
本发明的实施方式7的镁合金，适用于通过切削铸造物而制作的、有多个数mm角以下的片状的铸造物，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的3元或4元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素。
本实施方式的Mg-Zn-Y合金的组成范围，是图9所示的由A-B-C-D-E的线所包围的范围。即，设锌的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％时，则a和b满足下式(1)～(3)。
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
这是由于若锌的含量为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。另外若Y的含量合计在5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。
另外，若锌的含量低于0.25原子％，或者Y的含量低于0.5原子％，则强度及韧性的至少任意一个方面将不充分。因此，锌的含量的下限为0.25原子％，稀土类元素的合计含量的下限为0.5原子％。之所以如此，即锌的含量及Y的含量各自的下限能够比实施方式1低1/2，是由于适用于片状铸造物。
强度及韧性的增大在锌处于0.5～1.5原子％时变得显著。若锌含量在0.5原子％附近而稀土类元素含量变少，则强度有降低的倾向，但是即使是处在此范围所情况下，仍显示出比以往高的高强度及高韧性。因此，本实施方式的镁合金中的锌的含量最大范围是0.25原子％以上、5.0原子％以下。
稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设锌的含量为a原子％，1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％，则a和b满足下式(1)～(3)。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
在稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金中，也可以含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，优选y满足下式(4)及(5)。
(4)0≤y≤4.9
(5)0.1≤b+y≤5.0
这是由于若锌的含量为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。另外若1或2种以上的稀土类元素的含量合计在5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。
另外，若锌的含量低于0.1原子％，或者稀土类元素的含量合计低于0.1原子％，则强度及韧性的至少任意一个方面将不充分。因此，锌的含量的下限为0.1原子％，稀土类元素的合计含量的下限为0.1原子％。之所以如此，即锌的含量及稀土类元素的合计含量各自的下限能够比实施方式1低1/2，是由于适用于片状铸造物。
强度及韧性的增大在锌处于0.5～1.5原子％时变得显著。若锌含量在0.5原子％附近而稀土类元素含量变少，则强度有降低的倾向，但是即使是处在此范围所情况下，仍显示出比以往高的高强度及高韧性。因此，本实施方式的镁合金中的锌的含量最大范围是0.1原子％以上、5.0原子％以下。
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(3)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(3’)。
(1’)0.1≤a≤3.0
(2’)0.1≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(实施方式8)
本发明的实施方式8的镁合金，适用于通过切削铸造物而制作的有多个数mm角以下的片状的铸造物，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的4元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从Yb、Sm及Nd构成的群中选择1或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的合计含量为c原子％时，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、1或2种以上的稀土类元素的含量设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.25原子％以上的理由、Y的含量设为0.5原子％以上的理由与实施方式7相同。另外，将第四元素的含量的上限设为3.0原子％的理由是由于第四元素的固溶限低。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设锌的含量为a原子％，1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％，设1或2种以上的第四元素的合计含量为c原子％，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(3)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(3’)。
(1’)0.1≤a≤3.0
(2’)0.1≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(实施方式9)
本发明的实施方式9的镁合金，适用于通过切削铸造物而制作的有多个数mm角以下的片状的铸造物，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的4元或5元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的1或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％时，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
将锌的含量设为5原子％以下的理由、将1或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.25原子％以上的理由、将Y的含量设为0.5原子％以上的理由与实施方式7相同。另外，将第四元素的含量的上限设为2.0原子％的理由是由于第四元素的固溶限几乎没有。另外，含有第四元素的理由是出于使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设锌的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，则a、b及c满足下式(1)～(5)。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(3)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(3’)。
(1’)0.1≤a≤3.0
(2’)0.1≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(实施方式10)
本发明的实施方式4的镁合金，适用于通过切削铸造物而制作的有多个数mm角以下的片状的铸造物，基本上是含有Mg、Zn及稀土类元素的5元以上的合金，稀土类元素是从Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素，第四元素是从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的1或2种以上的元素，第五元素是从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的1或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设Zn的含量为a原子％，设Y的含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，设1或2种以上的第五元素的含量合计为d原子％时，则a、b、c及d满足下式(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≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0
使Zn、Y、第四元素及第五元素的合计含量低于6.0原子％的理由，使Zn、Y、第四元素及第五元素的合计含量超过1.0原子％的理由与实施方式4相同。
另外，稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时的镁合金的组成范围为，若设Zn的含量为a原子％，设1或2种以上的稀土类元素的合计含量为b原子％，设1或2种以上的第四元素的含量合计为c原子％，设1或2种以上的第五元素的含量合计为d原子％时，则a、b、c及d满足下式(1)～(4)。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(4)0.1≤b+c+d≤6.0
在本实施方式的Mg-Zn-RE系镁合金中，也可以含有不会对合金特性造成影响的程度的杂质。
另外，虽然所述稀土类元素是从Dy、Ho及Er构成的群中选择的1或2种以上的元素时镁合金的组成范围要满足所述式(1)～(3)，但作为更优选的组成范围是满足下式(1’)～(3’)。
(1’)0.1≤a≤3.0
(2’)0.1≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
(实施方式11)
作为本发明的实施方式11的镁合金，可举例为在实施方式1～4的组成中加入了Me的镁合金。其中，Me是从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素。该Me的含量超过0原子％、在2.5原子％以下。若添加Me，则能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。例如在耐腐蚀性和结晶粒微细化等方面具有效果。
(实施方式12)
对于来自本发明的实施方式12的镁合金的制造方法进行说明。
将实施方式7～11的任意的组成构成的镁合金进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。作为该镁合金铸造物，采用从铸锭切下规定形状的。
接下来，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。这时的热处理条件优选为温度400℃～550℃，处理时间1分钟～1500分钟(或24小时)。
接着，通过切削该镁合金铸造物，制作有多个数mm角以下的切屑状的铸造物。
接着，也可以采用压缩或塑性加工法的方法将片状铸造物预备成形，实施均质化热处理。这时的热处理条件优选为温度400℃～550℃，处理时间优选为1分钟～1500分钟(或24小时)。另外也可以对所述预备成形的成形物在150℃～450℃的温度下实施1分钟～1500分钟(或24小时)的热处理。
片状的铸造物一般用于例如触变压铸(Thixo-Mold)的原料。
还有，也可以采用压缩或塑性加工法的方法预备成形片状铸造物和陶瓷粒子的混合物，并实施均质化热处理。另外，也可以在预备成形片状铸造物前，附加性的实施强应变加工。
接下来对所述片状铸造物进行塑性加工。作为此塑性加工的方法，能够采用与实施方式6的情况相同的各种方法。
如此进行了塑性加工的塑性加工物在常温下具有长周期叠层结构的结晶组织，该长周期叠层结构的至少一部分弯曲或屈曲。对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物来说，与进行塑性加工前的铸造物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。
也可以对所述片状铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物实施热处理。该热处理条件温度优选为400℃～550℃，热处理时间优选为1分钟～1500分钟(或24小时)。对于进行了此热处理后的塑性加工物来说，与进行热处理前的塑性加工物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。另外，与热处理前一样，在常温下热处理后的塑性加工物中也具有长周期叠层结构的结晶组织。该长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。
在上述实施方式12中，通过切削铸造物制作片状铸造物，因为组织微细化，所以与实施方式6相比，能够制作出更为高强度·高延展性·高韧性的塑性加工物。另外，本实施方式的镁合金与实施方式1～6的镁合金相比，即使其锌及稀土类元素浓度较低，也能够获得高强度及高韧性的特性。
根据上述实施方式7～12，能够针对镁合金扩大了的用途，例如针对对强度及韧性都有高性能要求的高科技用合金的用途，提供一种强度及韧性均达到可供实用水平的高强度高韧性金属及其制造方法。
另外，所述长周期叠层结构相具有浓度变调。所谓所述浓度变调是指溶质元素浓度在每个原子层中发生周期性的变化。
(实施方式13)
本发明的实施方式13的镁合金是含有Mg、Zn及Gd或Tb或Tm或Lu的3元以上的合金。该镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，余量由Mg构成，a和b满足下式(1)～(3)。该组成范围是图24所示的由A-B-C-D-E的线所包围的范围。另外，更优选具有a和b满足下式(1’)～(3’)这样的组成范围。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.5≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
还有，若考虑经济性及比重的增加，则Gd的进一步优选的上限含量低于3原子％。
另外，所述镁合金中的Gd的含量与Zn的含量的比特别优选为2∶1或与之相近的比值。通过维持这一含量的比值尤其能够进一步使高强度高韧性进一步提高。
另外，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计超过0原子％、1.5原子％以下。另外，也可以在所述镁合金中含有Y合计超过0原子％、1.0原子％以下。通过含有这些稀土类元素，能够促进长周期叠层结构相的形成。
另外，也可以在所述镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过0原子％、在2.5原子％以下。通过含有这些元素，能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。例如在耐腐蚀和结晶粒微细化等方面有效果。
将由上述的组成构成的镁合金进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。作为该镁合金铸造物，采用由铸锭切割下规定形状的。在此镁合金铸造物中没有形成长周期叠层结构相。
接下来，对镁合金铸造物实施热处理。这时的热处理条件优选为温度300℃以上、550℃以下，处理时间10分钟以上、低于24小时。通过此热处理在镁合金中形成长周期叠层结构相。
接着，以300℃以上、450℃以下的温度对所述镁合金铸造物进行塑性加工。作为此塑性加工的方法，可采用例如挤压、ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工法、轧制、拉拔及锻造、这些的重复加工、伴随FSW(磨擦搅拌焊接)等的塑性变形的加工。
如上所述进行了塑性加工的塑性加工物，具有在常温下至少一部分弯曲或屈曲的长周期叠层结构的结晶组织，镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。另外，所述塑性加工物也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。另外，所述塑性加工物具有hcp-Mg。对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物来说，与进行塑性加工前的铸造物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。
另外，所述长周期叠层结构相具有浓度变调。所谓所述浓度变调指的是溶质元素浓度在每个原子层中周期性地变化。
(实施方式14)
本发明的实施方式14的镁合金，适用于通过切削铸造物而制作的有多个数mm角以下的片状的铸造物，是含有Mg、Zn及Gd或Tb或Tm或Lu的3元以上的合金。该镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，余最由Mg构成，a和b满足下式(1)～(3)。另外，更优选具有a和b满足下式(1’)～(3’)的组成范围。
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(1’)0.1≤a≤3.0
(2’)0.25≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
还有，若考虑经济性及比重的增加，则Gd的进一步优选的上限含量低于3原子％。
另外，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.25≤b+c≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，并含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)。通过含有这些元素，能够获得使结晶粒微细化的效果，使金属间化合物析出的效果。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，也可以在所述镁合金中含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计超过0原子％、在1.5原子％以下。另外，也可以在所述镁合金中含有Y合计超过0原子％、1.0原子％以下。通过含有这些稀土类元素，能够促进长周期叠层结构相的形成。
另外，也可以在所述镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，合计超过0原子％、在2.5原子％以下。通过含有这些元素，能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。例如在耐腐蚀和结晶粒微细化等方面有效果。
将上述的镁合金进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物，从铸锭上切割下规定形状。该工序与实施方式13相同。
接着，对镁合金进行熔炼铸造物进行热处理。该热处理条件实施方式13相同。还有，该热处理工序也可以在制作片状的切削物后进行。
切削上述镁合金铸造物，由此制作片状的切削物。该工序与实施方式7相同。
接下来，以300℃以上、450℃以下的温度对所述切削物进行利用塑性加工的固化成形，由此制作使长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲的塑性加工物。还有，在使该切削物固化成形之前，也可以施加球磨和重复加工处理。另外，在固化成形后，也可以再施加塑性加工和喷砂加工，也可以以180℃以上、450℃以下的温度，用10分钟以上、低于24小时的时间实施热处理。另外，也可以使所述镁合金铸造物与陶瓷粒子和纤维等复合化，也可以将所述切削物与陶瓷粒子和纤维等混合。
如上所述进行了塑性加工的固化成形物，具有在常温下至少一部分弯曲或屈曲的长周期叠层结构的结晶组织，镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。另外，所述塑性加工物也可以具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物。另外，所述塑性加工物具有hcp-Mg。对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物来说，与进行塑性加工前的铸造物相比，其维氏硬度及屈伏强度均有所上升。
根据上述实施方式13、14，能够针对镁合金扩大的用途，例如对强度及韧性都有高性能要求的作为高科技用合金的用途，提供一种强度及韧性均达到可供实用水平的高强度高韧性金属及其制造方法。
另外，所述长周期叠层结构相具有浓度变调。所谓所述浓度变调指的是溶质元素浓度在每个原子层中周期性地变化。
(实施方式15)
对于来自本发明的实施方式15的镁合金的制造方法进行说明。
在本实施方式的镁合金的制造方法中除制作镁合金铸造物的工序以外，均与实施方式6相同，因此省略说明。
以下就制作本实施方式的镁合金铸造物的工序进行说明。
首先，准备含有大量稀土元素的稀土类合金，其通过冶炼和精炼含有稀土类元素的矿石而取得。作为该稀土类合金，可以采用大量含有形成离子吸附矿、磷钇矿(Xenotime)等的长周期叠层结构相的稀土类元素。
所述离子吸附矿含有Y2O3为64.1重量％左右。另外，所述磷钇矿含有Y2O3为55.0～60.8重量％左右。
还有，从天然矿石提取目标金属成分的过程称为冶炼，提高由此得到的粗金属的纯度，或者进行成分调整称为精炼。另外，高纯度的稀土类元素经过作为公知的手法的冶炼和精炼的过程并由此被提取出来，但是所述稀土类合金，是在成为最终被提取出的高纯度的各个稀土元素之前阶段的稀土类金属，这意味着稀土类合金与最终提取的高纯度的稀土类元素相比，能够以更低的成本获得。以低成本获得的理由是由于削减了分离工艺，另外由于使用分离了市场性高、高价的稀土后的残留部分，所以能够廉价的获取。所述稀土类合金也可以是提取了例如Nd、Ce、轻稀土类元素等的元素后的残留部分。
另外，所述稀土类合金，含有从作为形成长周期叠层结构相的稀土类元素的Y、Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素，合计为50原子％以上，优选含有66原子％以上，余量优选由其他稀土类元素(不形成长周期叠层结构相的稀土类元素，即Y、Dy、Ho、Er、Gd、Tb、Tm及Lu以外的稀土类元素)及不可避免的杂质构成。
接着，使之成为含有实施方式1～5的任意组成的稀土元素的镁合金，将所述稀土类合金和镁和锌作为原材料进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物。还有，作为所述稀土类合金，也可以采用混合了大量稀土类合金的。
铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。作为该镁合金铸造物，采用由铸锭切割下规定形状的。
还有，Gd、Tb、Tm及Lu是通过热处理而形成长周期叠层结构相的稀土类元素，Y、Dy、Ho及Er是即使不进行热处理也可形成长周期叠层结构相的稀土类元素。
在上述实施方式15中，也能够获得与实施方式6同样的效果。
另外在本实施方式中，因为根据上述这样的方法准备作为原材料的一部分的稀土类合金，所以能够将稀土类元素的材料费抑制得很低。
(实施方式16)
就本实施方式16的镁合金的制造方法进行说明。
本实施方式的镁合金的制造方法中除制作镁合金铸造物的工序以外，均与实施方式12相同，另外制作镁合金铸造物的工序与实施方式15相同。
在上述实施方式16中，也能够得到与实施方式12相同的效果。
另外在本实施方式中，与实施方式15一样能够将稀土类元素的材料费抑制得很低。
(实施方式17)
就本实施方式17的镁合金的制造方法进行说明。
本实施方式的镁合金的制造方法中除制作镁合金铸造物的工序以外，均与实施方式13相同，因此省略说明。
以下，就制作本实施方式的镁合金铸造物的工序进行说明。
首先，准备含有大量稀土元素的稀土类合金，其通过冶炼和精炼含有稀土类元素的矿石而取得。
还有，与实施方式15的情况相同，所述稀土类合金是成为最终提取的高纯度的各个稀土类元素的之前阶段的稀土类金属，这意味着稀土类合金与最终提取的高纯度的稀土类元素相比，能够以更低的成本获得。以低成本获得的理由是由于削减了分离工艺，另外由于是使用分离了市场性高、高价的稀土后的残留部分，所以能够廉价地获取。所述稀土类合金也可以采用提取了例如Nd、Ce、轻稀土类元素等的元素后的残留部分。
另外，所述稀土类合金，含有从作为形成长周期叠层结构相的稀土类元素的Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，合计为50原子％以上，优选含有66原子％以上，余量优选由其他稀土类元素(不形成长周期叠层结构相的稀土类元素，即Y、Dy、Ho、Er、Gd、Tb、Tm及Lu以外的稀土类元素)及不可避免的杂质构成。
接着，使之成为含有实施方式13的组成的稀土元素的镁合金，将所述稀土类合金和镁和锌作为原材料进行熔炼铸造，制作镁合金铸造物。还有，作为所述稀土类合金，也可以采用混合了多个所述中间生成物的。
在上述实施方式17中，也能够获得与实施方式13同样的效果。
另外在本实施方式中，因为根据上述这样的方法准备作为原材料的一部分的稀土类合金，所以能够将稀土类元素的材料费抑制得很低。
(实施方式18)
就本实施方式18的镁合金的制造方法进行说明。
本实施方式的镁合金的制造方法中除制作镁合金铸造物的工序以外，均与实施方式14相同，另外制作镁合金铸造物的工序与实施方式17相同。
在上述实施方式18中，也能够得到与实施方式14相同的效果。
另外在本实施方式中，与实施方式17一样能够将稀土类元素的材料费抑制得很低。
(实施方式19)
就本实施方式19的镁合金的制造方法进行说明。
在制作急速凝固粉未和进行此固化成形中，使用closed P/Mprocessing·system。制作中使用的系统在图29及图30中显示。图29显示了利用气体·雾化法进行急速凝固粉未的制作，和由制作的粉未而挤压成形为坯段来制作坯段的工序。图30显示了对制作的坯段挤压成形。采用图29及图30，就急速凝固粉未的制作和固化成形进说详细说明。
在图29中，使用高压气体雾化器100制作目标成分比的镁合金的粉未。首先，在熔解室110中的坩埚116中，具有目标成分比的合金通过感应线圈114熔解。这时准备所使用的合金材料的方法，与实施方式15中准备熔解前的材料的方法相同，使用含有大量稀土元素的稀土类合金，其通过冶炼和精炼含有稀土类元素的矿石而取得。其中，本实施方式中的镁合金具有由一般式Mg(100-x-y)YxZny(1＜x＜5，0.3＜y＜6；x、y均为原子％)所表达的这种组成。
拔起塞子112(stopper)使所述的熔解的合金喷出，从喷嘴132喷送高压的惰性气体(例如氦气和氩气)对其进行喷雾，由此制作合金的粉未。喷嘴等被加热器131加热。另外，喷雾室130由氧分析器162和真空计164监视。
制作好的合金粉未经由旋流(cyclone)分级机140被收集到真空手套箱(glove box)200中的漏斗(hopper)220中。以后的处理在真空手套箱200中进行。接着，在真空手套箱200中徐徐地放到细小的筛网230上，由此得到目标细小度的粉未。在本发明中，得到的是粒径32μm以下的粉未。还有，也可以取得薄带或细线来取代粉未。
为了由该合金粉未制作坯段，首先，使用真空热压机240进行预备压缩。这时所使用的真空热压机是能够进行30吨的压缩的。
首选，使用热压机240将合金粉未填充到铜罐254中，从上盖上盖252。用回转盘258一边旋转盖252和罐254，一边用焊接机256进行焊接，制作坯段260。为了对该坯段260的泄漏进行检查，经由阀262连接到真空泵，由此检查坯段260的泄漏。无泄漏时关闭阀262，从真空手套箱200的引入箱280中，将合金的坯段260连同附带着阀262的容器一起取出。
取也的坯段260如图30所示，一边放入加热炉进行预备加热，一边连接到真空泵上进行抽真空(参照图30(a))。接下来，压榨坯段260的盖之后，用点焊机340进行点焊接，隔断坯段260与外部的连接(参照图30(b))。然后，将合金的坯段连同容器一起放到挤压机400上，成形为最终形状(参照图30(c))。挤压机具有主压榨(main press)(主杆450侧)100吨，支承压榨(支承杆470侧)20吨的性能，通过用加热器410加热容器(container)，能够设定挤压温度。
本实施方式的急速凝固粉未，如上述是根据高压He气体喷雾法制作。然后，将制作好的粒径32μm以下的粉未填充到铜制的罐内，将其真空密封而制作坯段，通过挤压温度623～723K，挤压比10∶1的挤压成形进行固化成形。通过该挤压成形，对粉未施加压力和剪切，能够达成致密化和粉未间结合。再有，利用轧制法和锻造法的成形也会产生剪断。
根据上述实施方式19，能够提供高强度高韧性的镁合金。该镁合金具有平均晶粒粒径为1μm以下的微细的结晶组织。
另外在本实施方式中，与实施方式15一样能够将稀土类元素的材料费抑制得很低。
(实施例)
以下对实施例进行说明。
在实施例1中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y的3元系镁合金。
在实施例2中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Dy的3元系镁合金。
在实施例3中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Ho的3元系镁合金。
在实施例4中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Er的3元系镁合金。
在实施例5中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1原子％Y-1.5原子％Dy的4元系镁合金。
在实施例6中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1原子％Y-1.5原子％Gd的4元系镁合金。
在实施例7中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1原子％Y-1.5原子％Er的4元系镁合金。
实施例5及7各自的镁合金，复合添加了形成长周期叠层结构的稀土类元素。另外，实施例6的镁合金复合添加了形成长周期叠层结构的稀土类元素，和不形成长周期叠层结构的稀土类元素。
在实施例8中，采用97.5原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y-0.5原子％La的4元系镁合金。
在实施例9中，采用97.5原子％Mg-0.5原子％Zn-1.5原子％Y-0.5原子％Yb的4元系镁合金。
实施例8及9各自的镁合金，复合添加了形成长周期叠层结构的稀土类元素，和不形成长周期叠层结构的稀土类元素。
在实施例10中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1.5原子％Y-1原子％Dy的4元系镁合金。
在实施例11中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1.5原子％Y-1原子％Gd的4元系镁合金。
在实施例12中，采用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1.5原子％Y-1原子％Er的4元系镁合金。
在实施例13中，采用96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的3元系镁合金。
在比较例1中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％La的3元系镁合金。
在比较例2中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Yb的3元系镁合金。
在比较例3中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Ce的3元系镁合金。
在比较例4中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Pr的3元系镁合金。
在比较例5中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Nd的3元系镁合金。
在比较例6中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Sm的3元系镁合金。
在比较例7中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Eu的3元系镁合金。
在比较例8中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Tm的3元系镁合金。
在比较例9中，采用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Lu的3元系镁合金。
作为参考例，采用98原子％Mg-2原子％Y的2元系镁合金。
(铸造材的组织观察)
首先，在Ar气体气氛中通过高频熔解制作有着实施例1～13、比较例1～9及参考例各自的组成的坯段，由这些坯段切割出10×60mm的形状。通过SEM、XRD对此切割的铸造材的组织进行观察。图1～图7显示这些结晶组织的照片。
图1中显示实施例1、比较例1及比较例2各自的铸造材的结晶组织的照片。图2中显示实施例2～4的结晶组织的照片。图3中显示实施例5～7的结晶组织的照片。图4中显示实施例8、9的结晶组织的照片。图5中显示实施例10～12的结晶组织的照片。图6中显示比较例3～9的结晶组织的照片。图7中显示参考例的结晶组织的照片。图10中显示实施例13的结晶组织的照片。
如图1～图5所示，在实施例1～13的镁合金中形成有长周期叠层结构的结晶组织。相对于此，如图6及图7所示，比较例1～9及参考例各自的镁合金没有形成长周期叠层结构的结晶组织。
从实施例1～13及比较例1～9自自的结晶组织能够进行如下确认。
在Mg-Zn-RE3元系铸造合金中，RE为Y、Dy、Ho、Er时形成有长周期叠层结构，相对于此，RE为La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Yb时不形成长周期叠层结构。Gd与La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb略有不同的举动是，虽然Gd通过单独添加(Zn必须)不会形成长周期叠层结构，但是通过与作为形成长周期叠层结构的元素Y、Dy、Ho、Er进行复合添加，即使是2.5原子％，也能够形成长周期叠层结构(参照实施例6、11)。
另外，Yb、Tb、Sm、Nd及Gd在添加到Mg-Zn-RE(RE＝Y、Dy、Ho、ER)时，假如在5.0原子％以下便不妨碍长周期叠层结构的形成。另外，La、Ce、Pr、Eu、及Mm在添加到Mg-Zn-RE(RE＝Y、Dy、Ho、ER)时，，假如在5.0原子％以下便不妨碍长周期叠层结构的形成。
比较例1的铸造材的晶粒粒径为10～30μm左右，比较例2的铸造材的晶粒粒径为30～100μm左右，实施例1的铸造材的晶粒粒径为20～60μm左右，均在晶界观察到大量的结晶物。另外，比较例2的铸造材的结晶组织中其晶内存在有微细的析出物。
(铸造材的维氏硬度)
通过维氏硬度试验对实施例1、比较例1及比较例2各自的铸造材进行评价。比较例1的铸造材的维氏硬度为75Hv，比较例2的铸造材的维氏硬度为69Hv，实施例1的铸造材的维氏硬度为79Hv。
(ECAE加工)
以400℃对上述实施例1及比较例1、2各自的铸造材实施ECAE加工。ECAE加工法采用的方法是，为了将均一的应变导入试料而在每道中使试料长度方向各旋转90°。进行道次数为4次及8次。这时的加工速度恒定为2mm/秒。
(ECAE加工材的维氏硬度试验)
通过维氏硬度试验对实施了ECAE加工的试料进行评价。4次ECAE加工后的试料的维氏硬度如下，比较例1的试料为82Hv，比较例2的试料为76Hv，实施例1的试料为96Hv，与ECAE加工前的铸造材比较，可见硬度提高了10～20％。在进行了8次ECAE加工的试料中，与进行了4次ECAE加工的试料在硬度上几乎没有变化。
(ECAE加工材的结晶组织)
通过SEM、XRD对实施了ECAE加工的试料进行组织观察。能够确认在比较例1、2的加工材中，存在于晶界的结晶物分裂成数μm级，微细地均一分散着，相对于此，在实施例1的加工材中，结晶物没有微细地分裂，而是在与基地保持了完整性的状态下受到剪断。在进行了8次ECAE加工的试料中，与进行了4次ECAE加工的试料相比在组织上几乎没有变化。
(ECAE加工材的拉伸试验)
通过拉伸试验对实施了ECAE加工的试料进行评价。拉伸试验是在相对于挤压方向平行、初期应变速度为5×10-4/秒的条件下进行。关于进行了4次ECAE加工的试料的拉伸特性如下，在比较例1、2的试料中只显示出200MPa以下的降伏应力和2～3％的延伸率，相对于此，在实施例1的试料中，显示出260MPa的降伏应力和15％的延伸率。其远远超过0.2％屈服点100MPa，延伸率4％的铸造材的特性。
(ECAE加工材的热处理)
将实施了4次ECAE加工的试料在225℃下进行等温保持，调查保持时间和硬度变化的关系。在实施例1的试料中，可知通过实施225℃的热处理，硬度会进一步提高，拉伸试验下的降伏应力能够提高至300MPa。
另外，若对实施例1的铸造材下降ECAE加工温度直至375℃(即不是以400℃，而是以375℃对实施例1的铸造材实施4次ECAE加工)，则实施例1的ECAE加工材的降伏应力显示为300MPa和12％的延伸率。然后，对实施了此ECAE加工的试料实施225℃的热处理，可确认由此能够将拉伸试验下的降伏应力提高至320MPa。
(实施例13的铸造合金的挤压)
实施例13的铸造合金，是具有长周期叠层结构的96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的3元系镁合金。以温度为300℃、截面减少率为90％、挤压速度为2.5mm/秒的条件对该铸造合金进行挤压加工。此挤压加工后的镁合金在室温下显示出420MPa的拉抗降伏强度和2％的延伸率。
(实施例13～34及比较例11～13的铸造合金的挤压后的特性)
制作具有表1及表2所示的组成的Mg-Zn-Y合金的铸造材，以表1及表2所示的挤压温度及挤压比对该铸造材进行挤压加工。以表1及表2所示的试验温度，通过拉伸试验测定该挤压加工后的挤压材的0.2％屈服点(降伏强度)、抗拉强度、延伸率。另外，对于挤压材的硬度(维氏硬度)也进行测定。这些测定结果显示在表1及表2中。
(表1)Mg-Zn-Y合金
        组成(原子％)     挤压温度(℃) 挤压比   试验温度(℃)   0.2％屈服点(MPa)   抗拉强度(MPa)     延伸率(％)    硬度(Hv)
 Mg     Zn     Y
实施例13  96     1     3     300     10   常温   418     1
实施例14  97.5     1     1.5     350     10   常温   367   380     1.3
实施例15  97     1     2     350     10   常温   375   420     4     97
实施例16  97     1     2     400     10   常温   330   385     7     91
实施例17  96.5     1     2.5     350     10   常温   335   380     07
实施例18  96     1     3     350     10   常温   335   408     8
实施例19  96.5     1.5     2     350     10   常温   389   399     0.7
实施例20  96.5     1.5     2     400     10   常温   360   434     5
实施例21  96     2     2     350     10   常温   389   423     5
实施例22  96     2     2     400     10   常温   326   361     4
实施例23  95.5     2.5     2     350     10   常温   385   415     3.7
实施例24  95.5     2.5     2     400     10   常温   345   369     6
实施例25  94     3     3     450     10   常温   430   487     7.5
实施例26  94     3     3     450     10   200   287   351     21.1
实施例27  93.5     3.5     3     350     10   常温   425   490     7.5
实施例28  94     2.5     3.5     450     10   常温   360   442     9
实施例29  93.5     3     3.5     450     10   常温   440   492     6
(表2)Mg-Zn-Y合金
       组成(原子％)   挤压温度(℃) 挤压比   试验温度(℃)    0.2％屈服点(MPa)   抗拉强度(MPa)    延伸率(％)
 Mg   Zn     Y
实施例30  93.5   2.5     4   450     10   常温    370   450     6
实施例31  93.5   2.5     4   450     10   200    286   385     18.1
实施例32  97   1     2   350     2.5   常温    273   325     0.5
实施例33  97.5   0.5     2   350     10   常温    310   350     6
实施例34  97.5   0.5     2   400     10   常温    270   300     2
比较例11  97   1     2   350     1   常温    77   100     1.5
比较例12  96   2     2   350     1   常温    80   104     1.5
比较例13  95   4     1   400     10   常温    260   325     9.8
*挤压比1表示1GPa的热挤压材。
表1及表2显示的是，以表中所示的挤压温度和挤压比，以2.5mm/秒的挤压速度，对Zn与Y的添加量不同的各种Mg-Zn-Y合金的铸造材进行挤压加工后，在室温下的拉伸试验及硬度试验结果。
还有，表2所示的挤压比1意味着热挤压，表示负荷1GPa的压力60秒，加工率为0。
具有实施例29的组成的镁合金铸造材的结晶组织显示在图11中。
(实施例35～40及比较例14～18的铸造合金的挤压后的特性)
制作具有表3所示组成的3元系镁合金的铸造材，以表3所示的挤压温度及挤压比对该铸造材进行挤压加工。以表3所示的试验温度，通过拉伸试验测定该挤压加工后的挤压材的0.2％屈服点(降伏强度)、抗拉强度、延伸率。另外，对于挤压材的硬度(维氏硬度)也进行测定。这些测定结果显示在表3中。
(表3)Mg-Zn-X系合金
组成(原子％)   挤压温度(℃) 挤压比   试验温度(℃)    0.2％屈服点(MPa)   抗拉强度(MPa)     延伸率(％) 硬度(Hv)
  实施例35   Mg-1Zn-2Dy   350     10   常温    350   385     7.5   93
  实施例36   Mg-1Zn-2Dy   400     10   常温    325   365     6.5   94
  实施例37   Mg-1Zn-2Y(H.T)   350     10   常温    355   410     6   94
  实施例38   Mg-1Zn-2Dy(H.T)   350     10   常温    350   385     4   96
  实施例39   Mg-1Zn-2Er(H.T)   350     10   常温    355   380     3   90
  实施例40   Mg-1Zn-2Ho(H.T)   350     10   常温    350   385     3   93
  比较例14   Mg-1Zn-2La   350     10   常温    -   210     0   -
  比较例15   Mg-1Zn-2La   400     10   常温    240   245     0.5   83
  比较例16   Mg-1Zn-2Yb   350     10   常温    -   300     0   84
  比较例17   Mg-1Zn-2Yb   400     10   常温    250   260     7   81
  比较例18   Mg-1Zn-2Sm(H.T)   350     10   常温    -   350     0   95
*(H.T)500℃、10小时的条件下对铸造材进行热处理后进行挤压加工而成。
表3显示的是，在各种挤压温度下，以挤压比10、以2.5mm/秒的挤压速度，对97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％RE的铸造材进行挤压加工后，在室温下的拉伸试验及硬度试验结果。表中表达为(H.T)的合金是表示在挤压加工前以500℃实施了10小时均质化处理的。
(实施例41～46的铸造合金的挤压后的特性)
制作具有表4所示组成的4元系镁合金的铸造材，以表4所示的挤压温度及挤压比对该铸造材进行挤压加工。以表4所示的试验温度，通过拉伸试验测定该挤压加工后的挤压材的0.2％屈服点(降伏强度)、抗拉强度、延伸率。另外，对于挤压材的硬度(维氏硬度)也进行测定。这些测定结果显示在表4中。
(表4)Mg-Zn-Y-X系合金
组成(原子％)   挤压温度(℃) 挤压比   试验温度(℃)   0.2％屈服点(MPa)   抗拉强度(MPa)   延伸率(％)
实施例41  Mg-2Zn-2Y-0.2Zr   350   10   常温   405   465    8.5
实施例42  Mg-2Zn-2Y-0.2Zr   400   10   常温   425   471    8.5
实施例43  Mg-2Zn-2Y-0.2Zr   350   10   常温   418   469    6
实施例44  Mg-2Zn-2Y-1.3Ca   350   10   常温   406   417    1.3
实施例45  Mg-2Zn-2Y-1Si   350   10   常温   370   409    6
实施例46  Mg-2Zn-2Y-0.5Ag   350   10   常温   401   441    6
表4的实施列41、42表示，在各种挤压温度下，以挤压比10、以2.5mm/秒的挤压速度，对Mg-Zn-Y-X系合金的铸造材进行挤压加工后，在室温下的拉伸试验及硬度试验结果。另外，表4的实施列43～46表示，以500℃的温度对Mg-Zn-Y-X系合金的铸造材实施了10小时的热处理后，以350℃的温度，以挤压比10、以2.5mm/秒的挤压速度对Mg-Zn-Y-X系合金的铸造材进行挤压加后，在室温下的拉伸试验及硬度试验结果。
图31(A)是显示实施例43的Mg-2原子％Zn-2原子％Y-0.2原子％Zr的铸造材的结晶组织的照片，图31(B)是显示Mg-2原子％Zn-2原子％Y的铸造材的结晶组织的照片。
如图31(A)、(B)所示，实施例43添加了Zr的铸造材，能够确认像Mg3Zn3RE2这样的化合物的析出受到抑制，长周期叠层结构相的形成得以促进，结晶组织被微细化。另外如表4所示，添加了Zr的镁合金与未添加Zr的镁合金相比，不会损害延展性而能够得到高的降伏强度。其理由被认为是由于长周期叠层结构相的形成得到促进。
(实施例47～62的铸造合金的挤压后的特性)
使用高频熔解炉在Ar气体气氛中对具有表5所示的组成的Mg-Zn-Y合金的铸锭进行熔炼，切削此铸锭来制作片状的铸造材。接着，将切屑材填充到铜制的罐中后，以150℃进行加热真空脱气并密封。其后，以表5所示的挤压温度及挤压比，对填充到罐中的切屑材连同罐一起进行挤压加工。以表5所示的试验温度，通过拉伸试验测定该挤压加工后的挤压材的0.2％屈服点(降伏强度)、抗拉强度、延伸率。另外，对于挤压材的硬度(维氏硬度)也进行测定。这些测定结果显示在表5中。
(表5)Mg-Zn-Y合金片
         组成(原子％)   挤压温度(℃) 挤压比     试验温度(℃)    0.2％屈服点(MPa)   抗拉强度(MPa)     延伸率(％)     硬度(Hv)
 Mg     Zn     Y
实施例47  97.5     1     1.5   350     10     常温    450  483     1     113
实施例48  97.5     1     1.5   400     10     常温    390  420     6     108
实施例49  97     1     2   350     10     常温    442  464     5     105
实施例50  97     1     2   400     10     常温    400  406     10     112
实施例51  96.5     1     2.5   350     10     常温    373  401     13     105
实施例52  96.5     1     2.5   400     10     常温    371  394     14     105
实施例53  96     1     3   350     10     常温    400  424     6.5     115
实施例54  96     1     3   400     10     常温    375  417     8     113
实施例55  96     1     3   350     5     常温    440  452     0.5     122
实施例56  96     1     3   350     15     常温    362  408     4.5     113
实施例57  97.5     0.5     2   350     10     常温    332  355     10
实施例58  97.5     0.5     2   400     10     常温    330  360     11     103
实施例59  96.5     1.5     2   350     10     常温    490  500     3
实施例60  96.5     1.5     2   400     10     常温    445  455     7     112
实施例61  96     2     2   350     10     常温    497  500     4     114
实施例62  96     2     2   400     10     常温    433  450     9     103
切削Zn和Y的添加量不同的Mg-Zn-Y合金的铸造材，对由此制作的切屑材以各种挤压温度和挤压比、以2.5mm/秒的挤压速度进行挤压固化，表5显示由此而成的试料在室温下的拉伸试验及硬度试验的结果。
(铸造材及在铸造后进行了热处理的材料的组织观察)
首先，在Ar气体气氛中利用高频熔解炉制作实施例68(Mg96.5-Zn1-Gd2.5)的组成的铸锭，从该铸锭切下10×60mm的形状。通过SEM对此切下的铸造材的组织进行观察。另外，分别以200℃、300℃、500℃的温度对此铸造材进行热处理后，利用SEM(扫描电子显微镜)进行组织观察。图12～15中显示这些结晶组织的照片。图12是显示没有进行热处理的的铸造材的结晶组织的照片。图13是显示在200℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。图14是显示在300℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。图15是显示在500℃的温度下对铸造材进行了热处理后结晶组织的照片。
如图12所示，热处理前的铸造材没有形成长周期叠层结构相。相对于此，如图13～15所示，能够确认通过热处理形成了长周期叠层结构相。
接下来，在Ar气体气氛中利用高频熔解炉制作实施例73(Mg97.5-Zn0.5-Gd2)、实施例66(Mg97-Zn1-Gd2)、实施例67(Mg96.75-Zn1-Gd2.25)、实施例68(Mg96.5-Zn1-Gd2.5)的组成的铸锭，从该铸锭切下10×60mm的形状。以773K的温度对这些切下的铸造材进行热处理。通过SEM进行这些组织的观察。图16～图19中显示这些结晶组织的照片。
图16(a)是显示实施列73的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图16(b)是显示实施列73的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。图17(a)是显示实施列66的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图17(b)是显示实施列66的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。图18(a)是显示实施列67的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图18(b)是显示实施列67的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。图19(a)是显示实施列68的热处理前的镁合金的结晶组织的照片，图19(b)是显示实施列68的热处理后的镁合金的结晶组织的照片。
如这些图所示，通过对没有形成长周期叠层结构相的铸造材进行热处理，可确认能够形成长周期叠层结构相。
(对铸造材进行了热处理后的挤压材的组织观察)
以500℃的温度对铸造材进行了热处理后的所述实施例66、67、68、73的合金，以350℃的温度、挤压比10对其实施挤压加工。通过SEM进对该挤压材的组织观察。图20～23显示这些结晶组织的SEM照片。图20是实施例66的结晶组织的SEM照片。图21是实施例67的结晶组织的SEM照片。图22是实施例68的结晶组织的SEM照片。图23是实施例73的结晶组织的SEM照片。
如图20～23所示，能够确认挤压加工后的镁合金中的长周期叠层结构相的一部分弯曲或屈曲。另外，与hcp结构镁相的位错密度相比，可确认所述长周期叠层结构相的位错密度至少小一位。
另外，如图26所示，可确认镁合金具有Mg3Gd化合物。
另外，如图27所示，可确认镁合金中的hcp结构镁相与实施了塑性加工的现有的镁合金中的hcp结构镁相相比，双晶少或者没有。因此这样的镁合金的情况被认为在变形时难以发生双晶变形。
另外，可确认实施例的镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。晶粒粒径小至低于100nm时，无法产生长周期叠层结构的弯曲。
(对铸造材进行了热处理后的挤压材的机械特性)
在Ar气体气氛中利用高频熔解炉制作表6所示的实施例63～76的各自组成的铸锭，从该铸锭切割下10×60mm的形状。以773K(500℃)的温度对这些切下的铸造材进行10小时热处理，以623K的温度、挤压比10对其进行挤压加工。在室温下对这些挤压材进行拉伸试验，测定降伏强度、最大强度及延伸率。表6显示这些测定结果。
(表6)
合金组成(at.％) 屈服强度(MPa)   最大强度(MPa)     延伸率(％)
实施例63 Mg98Zn1Gd1 329   332     3.9
实施例64 Mg97.5Zn1Gd1.5 301   334     10.6
实施例65 Mg98.25Zn1Gd1.75 332   355     7.5
实施例66 Mg97Zn1Gd2 369   405     9.4
实施例67 Mg96.75Zn1Gd2.25 329   379     7.3
实施例68 Mg96.5Zn1Gd2.5 351   391     7.2
实施例69 Mg96Zn1Gd3 368   411     6.5
实施例70 Mg95.5Zn1Gd3.5 375   406     6.4
实施例71 Mg95Zn1Gd4 382   397     3.9
实施例72 Mg94.5Zn1Gd4.5 356   409     3.5
实施例73 Mg97.5Zn0.5Gd2 309   353     7.9
实施例74 Mg96.5Zn1.5Gd2 306   340     9.4
实施例75 Mg96Zn2Gd2 283   319     14
实施例76 Mg95.5Zn2.5Gd2 269   300     13.3
挤压温度：623K
挤压比：10
抗拉试验温度：室温
另外，以473K的温度对实施例63、66、69、71、73及75各自的挤压材进行拉伸试验，测定降伏强度、最大强度及延伸率。表7显示这些测定结果。
(表7)
合金组成(at.％)   屈服强度(MPa)   最大强度(MPa)     延伸率(％)
实施例63 Mg98Zn1Gd1   243   258     13
实施例66 Mg97Zn1Gd2   297   337     12.7
实施例69 Mg96Zn1Gd3   323   370     9.4
实施例71 Mg95Zn1Gd4   324   357     17.2
实施例73 Mg97.5Zn0.5Gd2   278   320     4.4
实施例75 Mg96Zn2Gd2   241   286     8.2
挤压温度：623K
挤压比：10
抗拉试验温度：473K
另外，在Ar气体气氛中利用高频熔解炉制作表8所示的比较例19的组成的铸锭，从该铸锭切割下10×60mm的形状。在室温下对此切割下的铸造材进行拉伸试验，测定降伏强度、最大强度及延伸率。表8显示这些测定结果。
(表8)
合金组成(at.％) 屈服强度(MPa) 最大强度(MPa) 延伸率(％)
比较例19 Mg97Zn1Gd2 288 323 7.7
挤压温度：623K
挤压比：10
抗拉试验温度：室温
比较例19和实施例66是有着相同组成的镁合金，但是在铸造后未进行热处理而进行了挤压加工的比较例19中，降伏强度为288MPa，最大强度为323MPa，延伸率为7.7％，相对于此，在铸造后进行了热处理后再进行挤压加工的实施例66中，降伏强度为369MPa，最大强度为405MPa，延伸率为9.4％。由此结果可确认，通过热处理降伏强度上升28％，最大强度上升25％，延伸率上22％。因此，可确认通过热处理在镁合金中形成长周期叠层结构相，通过挤压加工使长周期叠层结构相的一部分弯曲或屈曲，能够制作高强度高韧性的镁合金。
另外，在弯曲或屈曲了的长周期叠层结构相中含随机晶界。由于此随机晶界，认为可使镁合金被高强度化，高温下的晶界移动受到抑制。因此，如表7所示能够在高温下得到高强度。
另外，认为由于在hcp结构镁相中含有高密度的位错，使镁合金高强度化，由于长周期叠层结构相的位错密度低，从而能够实现镁合金的延展性的提高和高强度化。
另外，上述的结果不限于镁合金，暗示出在其他金属中通过形成长周期叠层结构相并对该金属进行塑性加工，以使长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲，也能够使该金属高强度高韧性化。
如表6所示，在实施例63～74的Mg-Zn-Gd合金中，具有超过比较例19的降伏强度，例如290MPa以上，并且延伸率为3％以上。另外在表7所示的实施例中，473K的温度下的降伏强度具有200MPa以上。因此，实施例63～74被认为所具备的机械强度处于充分地可供实用的水平。因此，如果是以下的组成范围，则认为能够得到高强度高韧性的镁合金。
高强度高韧性镁合金，含有Zn为a原子％，含有Gd为b原子％，余量由Mg构成，a和b满足下式(1)～(3)。另外，更优选的镁合金满足下式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b
(1’)0.2≤a≤3.0
(2’)0.5≤b≤5.0
(3’)2a-3≤b
另外，也可以使所述高强度高韧性镁合金中含有从Yb、Tb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，优选c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
通过含有这样的元素，能够使镁合金的结晶粒微细化，促进金属间化合物的析出。
另外，也可以使所述高强度高韧性镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，优选c满足下式(4)及(5)。
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0
通过含有这样的元素，能够使镁合金的结晶粒微细化，促进金属间化合物的析出。
另外，也可以使所述高强度高韧性镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，优选c及d满足下式(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0
通过含有这样的元素，能够使镁合金的结晶粒微细化，促进金属间化合物的析出。
也可以使所述高强度高韧性镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，合计超过0原子％、在2.5原子％以下。由此能够在维持高强度高韧性的状态下改善其他性质。例如在耐腐蚀性和结晶粒微细化等方面具有效果。
(对铸造材进行了热处理后的挤压材的组织观察)
以500℃的温度对Mg96.5-Zn1-Gd2.5铸造材(实施例68)进行热处理之后，以350℃的温度、挤压比10、挤压速度2.5mm/秒对所述铸造材实施挤压加工。通过TEM(透射型电子显微镜)进行该挤压材的组织观察。图27中显示该挤压材的结晶组织的照片。
如图27所示，在挤压加工后的镁合金中，可在任意的角度下观察到长周期叠层结构相的一部分连续地弯曲或屈曲的组织。
(对铸造材进行挤压后的组织观察)
以350℃的温度、挤压比10、挤压速度2.5mm/秒对Mg96-Zn2-Y2铸造材(实施例21)实施挤压加工。通过SEM进行该挤压材的组织观察。图28中显示该挤压材的结晶组织的照片。
如图28所示，在挤压加工后的镁合金中，可在任意的角度下观察到长周期叠层结构相的一部分连续地弯曲或屈曲的组织。另外，可观察到长周期叠层结构相的至少一部分为具有2H结构的Mg并以层状(薄片状)存在。这里所说的2H结构是指密排六方结构(HCP)。这里所说的长周期叠层结构相，是指在HCP结构中的底面原子层排列在低面法线方向具有长周期规则并被反复的结构。还有，本来的HCP镁金属采用2周期(2H)结构。
还有，本发明并不被上述的实施方式和实施例所限定，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更来实施。
另外，所述长周期叠层结构相也可以具有浓度变调。所谓所述浓度变调指的是溶质元素浓度在每个原子层中周期性地变化。

Claims (85)

1.一种高强度高韧性金属，其特征在于，由镁合金构成，该镁合金具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，
所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的镁以薄片状存在。
2.一种高强度高韧性金属，其特征在于，对镁合金进行塑性加工后的塑性加工物具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，
所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的镁以薄片状存在。
3.根据权利要求1或2所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述以薄片状存在的薄片组织的至少一部分弯曲或屈曲。
4.一种高强度高韧性金属，其特征在于，由镁合金构成，该镁合金具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。
5.一种高强度高韧性金属，其特征在于，对镁合金进行塑性加工后的塑性加工物具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲。
6.根据权利要求2或5所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述塑性加工前的镁合金具有未弯曲或屈曲的长周期叠层结构的结晶组织。
7.根据权利要求3或5所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述长周期叠层结构相的弯曲或屈曲的一部分包含随机晶界。
8.根据权利要求4、5及7中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述长周期叠层结构相的位错密度比所述hcp结构镁相的位错密度至少小一位。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b。
10.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
11.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
12.根据权利要求10或11所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)，
(4)0≤y≤4.8
(5)0.2≤b+y≤5.0。
13.根据权利要求9～12中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.2≤b+c≤6.0。
14.根据权利要求9～12中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0。
15.根据权利要求9～12中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0。
16.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b。
17.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
18.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
19.根据权利要求17或18所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)，
(4)0≤y≤4.9
(5)0.1≤b+y≤5.0。
20.根据权利要求16～19中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
21.根据权利要求16～19中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
22.根据权利要求16～19中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
23.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
24.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
25.根据权利要求23或24所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0。
26.根据权利要求23或24所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0。
27.根据权利要求23或24所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0。
28.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
29.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)，
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
30.根据权利要求28或29所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.25≤b+c≤6.0。
31.根据权利要求28或29所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.25≤b+c≤6.0。
32.根据权利要求28或29所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.25≤b+c+d≤6.0。
33.根据权利要求23～32中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素，其合计为超过0原子％、在1.5原子％以下。
34.根据权利要求23～32中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有Y，其合计超过0原子％、在1.0原子％以下。
35.根据权利要求23～34中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，其合计低于3原子％。
36.根据权利要求9～35中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金通过精炼含有稀土类元素的矿石而获得，将含有大量稀土类元素的稀土类合金用于铸造时的原料的一部分而形成，所述镁合金中的稀土类元素的合计含量为6.0原子％以下。
37.根据权利要求9～36中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，在所述镁合金中含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过O原子％、在2.5原子％以下。
38.根据权利要求9～37中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金具有从如下化合物构成的析出物群中选择的至少1种析出物：Mg和稀土类元素的化合物；Mg和Zn的化合物；Zn和稀土类元素的化合物；Mg和Zn和稀土类元素的化合物。
39.根据权利要求9～38中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。
40.一种高强度高韧性金属，其特征在于，具有由一般式Mg(100-x-y)YxZny表示的组成，其中1＜x＜5，0.3＜y＜6，x、y均为原子％，并具有平均晶粒粒径为1μm以下的结晶组织，
所述Mg(100-x-y)YxZny通过精炼含有稀土类元素的矿石而获得，将含有大量稀土类元素的稀土类合金用于原材料的一部分而形成，通过以附加剪切的方式把从液体急速凝固成的粉未、薄带或细线进行固化而形成。
41.根据权利要求36或40所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述稀土类合金含有从Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为50原子％以上，并且含有Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu以外的稀土类元素合计低于50原子％。
42.一种高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，具有：
准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的Mg以薄片状存在的镁合金的工序；
通过对所述镁合金进行塑性加工，制作保持以所述薄片状存在的薄片状组织的塑性加工物的工序。
43.一种高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，具有：
准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织的镁合金的工序；
通过对所述镁合金进行塑性加工，制作使所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲的塑性加工物的工序。
44.根据权利要求42或43所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.5≤a≤5.0
(2)1.0≤b≤5.0
(3)0.5a≤b。
45.根据权利要求42或43所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
46.根据权利要求42或43所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.2≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
47.根据权利要求45或46所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)，
(4)0≤y≤4.8
(5)0.2≤b+y≤5.0。
48.根据权利要求44～47中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.2≤b+c≤6.0。
49.根据权利要求44～47中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.2≤b+c≤6.0。
50.根据权利要求44～47中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.2≤b+c+d≤6.0。
51.一种高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，具备：
准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织，所述长周期叠层结构相的至少一部分和具有2H结构的Mg以薄片状存在的镁合金的工序；
通过切削所述镁合金而制作片状的切削物的工序；
通过对所述切削物进行塑性加工带来的固化，制作保持所述以薄片状存在的薄片组织的塑性加工物的工序。
52.一种高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，具备：
准备具有有着hcp结构镁相及长周期叠层结构相的结晶组织的镁合金的工序；
通过切削所述镁合金制作片状的切削物的工序；
通过对所述切削物进行由塑性加工带来的固化，制作使所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或屈曲的塑性加工物的工序。
53.根据权利要求51或52所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有Y为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.25≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a≤b。
54.根据权利要求51或52所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
55.根据权利要求51或52所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序也可以是制作含有Zn为a原子％，含有从Dy、Ho及Er构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.1≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
56.根据权利要求54或55所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Y、Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为y原子％，y满足下式(4)及(5)，
(4)0≤y≤4.9
(5)0.1≤b+y≤5.0。
57.根据权利要求53～56中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
58.根据权利要求53～56中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
59.根据权利要求53～56中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
60.根据权利要求42或43所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，还具有对所述镁合金实施热处理的工序，
(1)0.2≤a≤5.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
61.根据权利要求42或43所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，还具有对所述镁合金实施热处理的工序，
(1)0.2≤a≤3.0
(2)0.5≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
62.根据权利要求60或61所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.5≤b+c≤6.0。
63.根据权利要求60或61所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.5≤b+c≤6.0。
64.根据权利要求60或61所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.5≤b+c+d≤6.0。
65.根据权利要求51或52所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述片状的切削物的工序之间，或者在制作所述片状的切削物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，还具有对所述镁合金进行热处理的工序，
(1)0.1≤a≤5.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)0.5a-0.5≤b。
66.根据权利要求51或52所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有Zn为a原子％，含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素合计为b原子％，a和b满足下式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序，
在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述片状的切削物的工序之间，或者在制作所述片状的切削物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，还具有对所述镁合金进行热处理的工序，
(1)0.1≤a≤3.0
(2)0.25≤b≤5.0
(3)2a-3≤b。
67.根据权利要求65或66所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.25≤b+c≤6.0。
68.根据权利要求65或66所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.25≤b+c≤6.0。
69.根据权利要求65或66所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，在所述镁合金中含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.25≤b+c+d≤6.0。
70.根据权利要求60～69中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述镁合金含有从Gd、Tb、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，其合计低于3原子％。
71.根据权利要求44～50、53～70中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序，
(4)0≤c≤3.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
72.根据权利要求44～50、53～70中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
73.根据权利要求59～70中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，c满足下式(4)及(5)的镁合金铸造物的工序，
(4)0≤c≤2.0
(5)0.1≤b+c≤6.0。
74.根据权利要求44～50、53～70中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从Yb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)的镁合金铸造物的工序，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
75.根据权利要求59～70中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从Yb、Tb、Sm及Nd构成的群中选择的至少1种元素合计为c原子％，含有从La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的群中选择的至少1种元素合计为d原子％，c及d满足下式(4)～(6)的镁合金铸造物的工序，
(4)0≤c≤3.0
(5)0≤d≤2.0
(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
76.根据权利要求44～50、53～75中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，准备所述镁合金的工序是制作含有从Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及C构成的群中选择的至少1种元素，其合计超过0原子％、在2.5原子％以下的镁合金铸造物的工序。
77.根据权利要求59～71、73、75及76中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，对所述镁合金实施热处理的工序，在300℃以上、550℃以下，以10分钟以上、低于24小时的热处理条件对所述镁合金实施热处理。
78.根据权利要求44～50、53～77中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，制作所述镁合金铸造物的工序，通过精炼含有稀土类元素的矿石而获得，将含有大量的稀土类元素的稀土类合金用于铸造时的原料的一部分而制作，所述镁合金铸造物中的稀土类元素的合计含量为6.0原子％以下。
79.根据权利要求42～78中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，进行所述塑性加工前的镁合金的晶粒粒径为100nm以上、500μm以下。
80.根据权利要求42～79中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，进行所述塑性加工后的镁合金中的hcp结构镁相的位错密度比长周期叠层结构相的位错密度大一位以上。
81.根据权利要求42～80中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，对所述镁合金进行塑性加工时的温度条件为250℃以上。
82.根据权利要求42～81中任一项所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，所述塑性加工进行轧制、挤压、ECAE、拉拔加工及锻造、这些的重复加工、FSW加工中的至少一个。
83.一种高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，通过精炼含有稀土类元素的矿石而获得，将含有大量稀土类元素的稀土类合金作为原材料的一部分而使用，形成具有由一般式Mg(100-x-y)YxZny表示的组成的液体，其中，1＜x＜5，0.3＜y＜6；x、y均为原子％，
通过急冷所述液体使之凝固而形成粉未、薄带或细线，
以附加剪切的方式固化所述粉未、薄带或细线。
84.根据权利要求78或83所述的高强度高韧性金属的制造方法，其特征在于，所述稀土类合金含有从Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu构成的群中选择的至少1种元素，其合计为50原子％以上，并且含有Y、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm及Lu以外的稀土类元素合，其计低于50原子％。
85.根据权利要求1～39中任一项所述的高强度高韧性金属，其特征在于，所述长周期叠层结构相具有浓度变调。
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