CN101225494B

CN101225494B - 镁合金材及其制造方法

Info

Publication number: CN101225494B
Application number: CN2007100932769A
Authority: CN
Inventors: 中田守; 山田雄一; 板仓浩二; 冈田义夫; 河村能人; 山崎伦昭
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Nissan Motor Co Ltd; Kumamoto University NUC
Current assignee: Kobe Steel Ltd; Nissan Motor Co Ltd; Kumamoto University NUC
Priority date: 2006-11-21
Filing date: 2007-11-21
Publication date: 2010-12-08
Anticipated expiration: 2027-11-21
Also published as: US9562277B2; JP5024705B2; EP1925684A3; JP2008150704A; CN101225494A; EP1925684B1; US20080152532A1; EP1925684A2

Abstract

本发明在不使用特殊的制造设备和工艺下，提供机械性能优良的镁合金材及其制造方法。由本发明的Mg-Zn-RE系合金构成的镁合金材，作为必须成分以Zn：0.5～3原子％、RE：1～5原子％的范围含有，余量由Mg和不可避免的杂质。在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中具有以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相。至少一部分的上述长周期有序结构具有弯曲部和翘曲部中的至少一方，而且具有分断部。在分断部形成细化成平均粒径2μm以下的α-Mg。

Description

镁合金材及其制造方法

技术领域

本发明涉及镁合金材及其制造方法，特别是涉及机械强度高的镁合金材及其制造方法。

背景技术

一般，镁合金材在实用化的合金中，密度最低、轻量、强度也高，因此向电气制品的框体或汽车的车轮或行走零件，或者发动机转动零件等的应用正在进展。

特别，在与汽车有关的用途的零件中，要求高的机械性能，因而作为添加Gd和Zn等元素的镁合金材，正在进行利用单辊法、快速凝固法来制造特定形态的材料(例如专利文献1、专利文献2和非专利文献1)。

可是，上述的镁合金材，在特定的制造方法中，虽然得到高的机械性能，但殊的设备是必要的，也有生产率低这样的问题，还有能够应用的零件受到限制这样的问题。

因此，以往提出，在制造镁合金材时，在不使用像上述专利文献1、专利文献2和非专利文献1的那样的特殊设备或者工艺下，从生产率高的一般的熔铸实施塑性加工(挤压)，也得到实用上有用的机械性能(例如参照专利文献3～6)。在专利文献3～6中公开的镁合金材，在组织中具有长周期有序结构(long periodordered structure)，得到高的机械性能是已知的。

专利文献1：特开平06-041701号公报

专利文献2：特开2002-256370号公报

专利文献3：国际公开第2005/052204号小册子

专利文献4：国际公开第2005/052203号小册子

专利文献5：国际公开第2006/036033号小册子

专利文献6：特开2006-97037号公报

非专利文献1：山崎伦昭、他3名，《高温热处理法にょり长周期积层构造が形成する新颖Mg-Zn-Gd合金(由高温热处理法形成长周期有序结构的新颖 Mg-Zn-Gd合金)》，轻金属学会第108次春期大会演讲概要(2005)，社団法人轻金属学会，2005年，p.43-44

可是，现有的镁合金材，有像以下所示的应该改进的余地。

即，现有的镁合金材，为了以轻量化的目的推进向汽车的应用，要求更加提高强度。

发明内容

本发明是鉴于上述的问题而创造的，在不使用特殊的制造设备和工艺下，以提供机械性能优良的镁合金材及其制造方法作为课题。

本发明为了解决上述的课题，作为像下面的镁合金材进行构成。即，镁合金材，是作为必须成分以Zn：0.5～3原子％、RE：1～5原子％的范围含有，余量由Mg和不可避免的杂质组成的Mg-Zn-RE系合金构成的镁合金材，在上述Mg-Zn-RE系合金构成的镁合金的合金组织中，具有以长周期有序结构(longperiod ordered structure)和α-Mg形成的层状相(lamellar phase)，至少一部分的上述长周期有序结构具有弯曲部和翘曲部中的至少一方，而且上述长周期有序结构是具有分断部的构成。

像这样，镁合金材由Mg-Zn-RE系合金构成，在该合金组织中具有以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相，至少一部分的上述长周期有序结构具有弯曲部和翘曲部的至少一方，而且上述长周期有序结构是具有分断部，能够提高镁合金材的机械性能(抗拉强度、0.2％屈服强度和延伸率)。再者，由于长周期有序结构的形成，而防止镁合金晶体的孪晶变形，因而镁合金材的机械性能提高。另外，长周期有序结构在镁合金的晶体的C轴底面(C-axis bottom surface)形成。因此，通过该长周期有序结构发生弯曲或者翘曲，C轴底面构成弯曲或者翘曲。这样的C轴底面的弯曲或者翘曲，使应变时的位错移动非常困难，因而防止镁合金晶体的变形，镁合金材的机械性能提高。

另外，镁合金材是形成上述Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分被细化成平均粒径2μm以下的α-Mg的构成。

像这样，镁合金材因在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如，长周期有序结构的分断部)形成细化的α-Mg的构成，能够更加提高镁合金材的机械性能。

另外，镁合金材规定为上述RE由Y、Dy、Ho、Er、Tm的至少一种以上组成构成。

像这样，通过将构成Mg-Zn-RE系合金的RE规定为特定的元素，就能够更加提高镁合金材的抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。

另外，镁合金材规定为上述RE由Gd、Tb的至少一种以上组成的构成。

此外，镁合金材的制造方法包括，熔炼作为必须成分含有Zn：0.5～3原子％、作为RE以1～5原子％含有Y、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种以上，余量由Mg和不可避免的杂质构成的Mg-Zn-RE系合金，进行铸造而得到铸造材的熔铸工序，以及在300～500℃的范围的加工温度对上述熔铸材实施热塑性加工，来制造在至少一部分具有等效应变1.5以上的部分的加工材的塑性加工工序。

利用这样的镁合金材的制造方法，在铸造时在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中产生以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相，通过在高温下在该层状相中给予规定量的应变，层状相就发生细化，在至少一部分的长周期有序结构中形成弯曲部和翘曲部的至少一方，而且形成分断部。另外，在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如，长周期有序结构的部)形成细化的α-Mg。由此得到具有优良的抗拉强度、屈服强度、延伸率的镁合金材。

另外，镁合金材的制造方法包括，熔炼作为必须成分含有Zn：0.5～3原子％、作为RE以1～5原子％含有Gd、Tb中的至少一种以上，余量由Mg和不可避免的杂质构成的Mg-Zn-RE系合金，进行铸造而得到铸造材的熔铸工序，在480℃～550℃对上述铸造材进行热处理的热处理工序，以及在300～500℃的范围的加工温度对上述已热处理的上述熔铸材实施热塑性加工，来制造在至少一部分具有等效应变1.5以上的部分的加工材的塑性加工工序。

利用这样的镁合金材的制造方法，在铸造时在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中产生以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相，通过以后的热处理控制层状相的形成。在高温下在该层状相中给予规定量的应变，层状相就发生细化，在至少一部分的长周期有序结构中形成弯曲部和翘曲部的至少一方，而且形成分断部。另外，在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如，长周期有序结构的分断部)形成细化的α-Mg。由此得到具有优良的抗拉强度、屈服强度、延伸率的镁合金材。

再有，镁合金材的制造方法规定为上述热塑性加工是挤压加工(extruding process)或者锻造加工(forging process)。

利用这样的镁合金材的制造方法，促进向长周期有序结构的弯曲部和翘曲部中的至少一方的形成，而且促进分断部的形成。另外，促进Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如，长周期有序结构的分断部)中的α-Mg的细化。由此得到具有优良的抗拉强度、屈服强度、延伸率的镁合金材。

有关本发明的镁合金材是在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中具有以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相，在至少一部分的长周期有序结构中形成弯曲部和翘曲部的至少一方，而且形成分断部，与具有现有的长周期有序结构的合金材相比，能够提高抗拉强度、屈服强度、延伸率(机械性能)。另外，因在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如，长周期有序结构的分断部)形成细化的α-Mg，能够更提高镁合金材的抗拉强度、屈服强度、延伸率。

因此，有关本发明的镁合金材，例如即使在汽车用零件，特别是活塞等机械性能的条件要求严格的部分中使用也成为可能。

另外，本发明的镁合金材的制造方法，与现有的镁合金材的制造方法相比，使用一般的制造设备或者工艺效率良好地制造机械性能提高的镁合金材成为可能。

附图说明

图1是示意地说明有关本发明的镁合金材的合金组织的说明图。

图2是表示有关本发明的镁合金材中的铸造材的合金组织的光学显微镜照片。

图3是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的加工组织(合金组织)的光学显微镜照片。

图4是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的合金组织的光学显微镜照片。

图5是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的合金组织的光学显微镜照片。

图6是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的合金组织的光学显微镜照片。

图7是放大表示图6的分断部的一部分的扫描电子显微镜照片。

图8是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的等效应变分布的纵剖面图。

具体实施方式

以下，参照附图来说明实施本发明的最佳的方式。

图1是示意地说明有关本发明的镁合金材的合金组织的说明图，图2是表示铸造材的合金组织的光学显微镜照片，图3是表示加工材的加工组织(合金组织)的光学显微镜照片，图4～图6是表示加工材的合金组织的光学显微镜照片，图7是放大表示图6的分断部的一部分的扫描电子显微镜照片，图8是表示有关本发明的镁合金材(加工材)的等效应变分布的纵剖面图。

镁合金材用于在高温氛围中使用的零件，例如汽车用零件，特别是内燃机用活塞、阀门、挺杆(lifter)、顶杆(tappet)、链轮(sprocket)等。再者，镁合金材的形状例如是板状、棒状等，根据使用的零件的形状适宜地选择。

镁合金材，作为必须成分以Zn：0.5～3原子％、RE：1～5原子％的范围含有，余量由Mg和不可避免的杂质组成的Mg-Zn-RE系合金构成。以下详细地说明各成分。

合金成分

Zn

Mg-Zn-RE系合金，作为必须成分在0.5～3原子％的范围含有Zn。Zn如果是不到0.5原子％，就得不到Mg-RE系金属间化合物(intermetallic compound)(例如Mg₃Gd)，镁合金材的抗拉强度、0.2％屈服强度降低。另外，若Zn超过3原子％，层状相的长周期有序结构的形态就成形弯曲部或者翘曲部，而且也原封不动地成为不形成分断部的直线状(连续形态)。另外，Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分的α-Mg不发生细化(不形成细小的α-Mg)。因此，得不到相称于镁合金材的添加量的抗拉强度、0.2％屈服强度的提高，延伸率降低(发生脆化)。

RE：稀土元素

Mg-Zn-RE系合金，作为必须成分在1～5原子％的范围含有RE。通过和Zn一起添加特定量的RE，在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中形成长周期有序结构，能够在该长周期有序结构和α-Mg中生成层状相。在此，RE若不到1原子％，就得不到Mg-RE系金属间化合物(Mg₃Gd)，镁合金材的抗拉强度、0.2％屈服强度降低。另外，若RE超过5原子％，层状相的长周期有序结构的形态就不形成弯曲部或者翘曲部，而且也原封不动地成为不形成分断部的直线状(连续形态)。另外，Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分的α-Mg不发生细化。因此，得不到相称于镁合金材的添加量的抗拉强度、0.2％屈服强度的提高，延伸率降低(发生脆化)。而且，这里所说的RE是由Y、Dy、Ho、Er、 Tm中的至少一种组成的类型1的RE，或者是由Gd、Tb中的至少一种组成的类型2的RE。再者，在类型1的RE中，Y在熔炼、重复利用中往往产生问题，因此RE优选Dy、Ho、Er中的至少一种。

不可避免的杂质

再者，Mg-Zn-RE系合金，在上述的成分以外，在不可避免的杂质的范围也可以添加其他的成分，例如在2原子％以下的范围即使含有有助于细化的Zr也没关系。如果是上述范围内，对有关本发明的镁合金材的效果就不给予影响。另外，即使各0.2质量％以下含有Fe、Ni、Cu、Si等也没关系。

镁合金材，如图1所示，在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中含有以长周期有序结构(LPSO)2和α-Mg形成的层状相L，至少一部分的长周期有序结构2具有弯曲部2a和翘曲部2b中的至少一方，而且长周期有序结构2具有分断部2c。另外，镁合金材在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如长周期有序结构2的分断部2c)中形成被细化成平均粒径2μm以下的α-Mg。

α-Mg

如图1所示，在熔铸工序(铸造材)中，α-Mg在Mg-Zn-RE系合金的单元结构(平均粒径50μm以上)内和后述的长周期有序结构2形成层状相L。而且，优选在高温氛围下进行的热塑性加工工序中，在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(长周期有序结构2的分断部)细化成平均粒径2μm以下(形成细小的α-Mg)。

长周期有序结构

如图1、图2所示，长周期有序结构2，在熔铸工序，或者熔炼、铸造后的热处理工序中，在铸造材(Mg-Zn-RE系合金)的合金组织内，即在单元结构1内，和α-Mg一起形成是层状组织晶粒的层状相L。而且，长周期有序结构2形成直线状，其形成方向在同一单元结构1内在同一方向形成，单元结构1彼此在相互不同的方向形成。在图1中，长周期有序结构2用细线记载，粗线表示长周期有序结构2高密度聚集的状态。

所谓长周期有序结构，例如数个有序晶格(ordered lattice)排列，通过反相的错动，数个有序晶格再排列，制成单元的晶格的数倍至10数倍的单位的结构，称做其周期长的结构。而且，长周期有序结构出现在有序相和无序相之间的小温度范围，在电子衍射图中有序相的反射发生分裂，在对应于数倍至数10倍的周期的位置出现衍射斑点(diffraction spots)。

在形成该长周期有序结构的原封不动的状态，镁合金材的机械性能是不充分的，虽然维持高的抗拉强度和0.2％屈服强度，但不能得到高的延伸率。因此，如图1所示，在已形成的长周期有序结构(LPSO)2、2...的至少一部分的长周期有序结构(LPSO)2中形成弯曲部2a和翘曲部2b的至少一方，而且，形成有序晶格的排列被破坏的分断部2c。再者，向这样的长周期有序结构2的弯曲部2a、翘曲部2b、分断部2c的形成，通过将铸造材或者已热处理的铸造材进行热塑性加工的塑性加工工序来完成。而且，如上所述，通过进行上述的塑性加工，也达到被细化成Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如长周期有序结构2的分断部2c)中的平均粒径2μm以下的细小α-Mg的析出。另外，在铸造时形成的单元结构1由于热塑性加工而消失(在图1的加工材中，用虚线记载单元结构1)。

再者，优选具有弯曲部2a、翘曲部2b和分断部2c(包括在分断部2c形成的细小α-Mg)的长周期有序结构2，是在加工材中形成的长周期有序结构2，即在铸造时(包括铸造后的热处理)形成的全部长周期有序结构2的10％以上。而且，如图3所示，具有弯曲部2a、翘曲部2b和分断部2c(包括在分断部2c形成的细小α-Mg)的长周期有序结构2，在加工材的光学显微镜(放大倍数50倍)下的观察中，作为加工度高的高加工组织3(粗线框内)被观察到。而高加工组织3以外的部分，作为加工度低的、近似铸造组织的低加工组织4被观察到。

在本发明中，所谓弯曲部2a、翘曲部2b和分断部2c是指，用显微镜(放大倍数100倍以上，最好是400～500倍)观察加工材的合金组织时，在以下的状态观察到的部分。即，如图4所示，将观察到的长周期有序结构2不是直线状而发生弯曲的部分称做弯曲部2a。如图5所示，将观察到的长周期有序结构不是直线状而发生弯曲的部分称做翘曲部2b。如图6、图7所示，将观察到的直线状、弯曲状或者翘曲状的长周期有序结构2的中途被截断的部分，例如被截断的层状相和相邻的层状相之间的部分称做分断部2c。再者，虽然未观察图6、图7，但在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如分断部2c)析出被细化成平均粒径2μm以下的细小α-Mg。

接着，说明有关本发明的镁合金材的制造方法。

镁合金材的制造方法，根据构成镁合金材的Mg-Zn-RE系合金的类型不同而不同。即，选择使用RE由Y、Dy、Ho、Er、Tm中的至少一种以上构成的类型1的Mg-Zn-RE系合金(第1制造方法)、和作为使用RE由Gd、Tb中的至少一种以上构成的类型2的Mg-Zn-RE系合金(第2制造方法)的2种制造方法。

[第1制造方法]

第1制造方法是包括熔铸工序和塑性加工工序的制造方法。以下说明各工序。

熔铸工序

熔炼含有0.5～3原子％Zn，作为RE以1～5原子％的范围含有Y、Dy、Ho、Er、Tm的至少一种以上，余量由Mg和不可避免的杂质组成的Mg-Zn-RE系合金(类型1)，进行铸造作为铸造材。在由该类型1的Mg-Zn-RE系合金构成的铸造材中，Mg-Zn-RE系合金得到单元结构形态，在该单元结构1内，以长周期有序结构2和α-Mg形成层状相L(参照图1、图2)。再者，熔炼、铸造方法按照常规方法进行。另外，为了从金属熔液去除氧化物，熔炼优选熔剂法精炼。

塑性加工

将上述工序中制成的铸造材实施热塑性加工。热塑性加工，在使由铸造产生的层状相L细化的同时，在至少一部分的长周期有序结构2中形成弯曲部2a和翘曲部2b的至少一方，而且需要对于形成分断部2c给予必要的充分的应变。另外，为了在Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分(例如长周期有序结构2的分断部2c)形成细化的α-Mg，优选给予必要的充分应变。再者，由于该热塑性加工，在铸造时形成的单元结构1消失(参照图1)。因而，如图8所示，利由热塑性加工制成的加工材10，在至少一部分具有等效应变1.5以上的部分10A。于是，在加工材在汽车用零件等中使用时，做到要求高的机械性能的部分以等效应变1.5以上的部分10A构成。因此，为了形成等效应变不到1.5的部分10B、10C，优选实施热塑性加工，以使在加工材的所有部分成为等效应变1.5以上。另外，在分断部2c、以分断部2c的宽度是1μm以上发生细小的α-Mg。

所谓等效变应变，是对应于Von Mieses的屈服应力的等效应变，称为以下式(1)计算的应变。再者，在下式(1)中，以(ε)表示等效应变、以(ε₁)表示长度方向的真应变、以(ε₂)表示宽度方向的真应变、以(ε₃)表示厚度方向的真应变。

[数1]

ϵ = \sqrt{\frac{2}{3} ({ϵ_{1}}^{2} + {ϵ_{2}}^{2} + {ϵ_{3}}^{2})} \cdot \cdot \cdot (1)

若这里给予的应变(等效应变)不到1.5，在长周期有序结构上就变得难以形成弯曲部、翘曲部、分断部。另外，Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的α-Mg(例如分断部的α-Mg)也难以细化成平均粒径2μm以下。因而，镁合金材的抗拉强度和屈服强度变低，当然，延伸率也成为低值。再者，虽然等效应变的上限值没有特别地限制，但给予的等效应变若过高，镁合金材抗拉强度、0.2屈服强度、延伸率就减少，因此优选不到2.3。更优选1.5～2.0。

另外，关于进行热塑性加工时的温度，可以根据铸造材的加工性在300～500℃的范围适宜地选择。

在热塑性加工是挤压加工时，在挤压温度300～500℃，若以挤压比5～9.9的范围，更好是6～9的范围进行，就能够得到机械性能良好的镁合金材。

在热塑性加工是锻造加工时，若在下式(2)的条件下进行，就能够一边防止铸造材的开裂，一边谋求晶粒的细化，因此是更令人满意的。

T≥2X+210…(2)

再者，在式(2)中，T(℃)是终锻温度，X(％)是压下量。

在锻造加工中对锻造材给予等效应变的情况下，通过进行满足规定的条件地锻造加工，锻造加工中的加工终了温度和压下量变得适当，在锻造加工时不产生裂纹。也就是说，在终锻温度(T)达不到在2倍的压下量(X)上加210算出的值的温度时，变得易发生锻造裂纹，是不适当的。另外，在终锻温度(过高)时，由塑性加工产生的细亚晶粒通过动态再结晶进行成长，镁合金材的机械性能就容易降低。因此，优选终锻温度(T)的上限值是在2倍的压下量(X)上加310算出的值的温度。

[第2制造方法]

第2制造方法是包括熔铸工序、热处理工序、塑性加工工序的制造方法。以下说明各工序。

熔铸工序

除了使用含有0.5～3原子％Zn、作为RE以1～5原子％含有Gd、Tb中的至少一种以上、余量由Mg和不可避免的杂质组成的Mg-Zn-RE系合金(第2类型)以外，是和第1制造方法相同。

热处理工序

在480～550℃，在上述工序中制成的铸造材上实施热处理，控制长周期有序结构的形成。如果热处理温度条件是不到480℃或者不到1小时，在铸造材上就不充分地形成长周期有序结构。另外，若超过550℃，铸造材就发生局部的熔化等不合适。再者，热处理方法，使用公知的热处理设备，用常规方法进行。再有，热处理时间，虽然根据铸造材的大小而不同，但例如是外径29mm×长75mm的铸造材，优选1小时以上，外径是100mm×长180mm的铸造材，优选24小时以上。再者，热处理后，也往往形成平均粒径10～20μm的α-Mg。

塑性加工工序

在上述工序中已热处理的铸造材上，和第1制造方法同样地实施热塑性加工，来制造在至少一部分上具有等效应变1.5以上的部分的加工材。

有关本发明的镁合金材的制造方法，在进行第1或者第2制造方法中的塑性加工后，为了镁合金材(加工材)的尺寸稳定化，也可以在200～300℃施加保持10小时以上的稳定化处理工序。特别，在使用类型2的Mg-Zn-RE系合金时，由于施加上述的稳定化处理工序，尺寸稳定性提高，虽然经受内燃机用活塞、阀门、挺杆、项杆、链轮等热影响，但是向所使用的制品的应用成为可能，因而是合适的。

另外，在塑性加工是锻造加工时，在用于上述的尺寸稳定化的稳定化处理工序后，根据需要，在内燃机用活塞、阀门、挺杆、顶杆、链轮等规定的形状上也可以对加工材进行切削加工的切削工序。

接着，说明本发明的实施例。

实施例1～12

在熔炼炉中投入表1所示组成的Mg-Zn-RE系合金，使用熔剂精炼进行熔炼。接着，用金属模铸造已加热熔化的金属熔液，制成外径29mm×长60mm的金属锭。为了等效应变成为0.7～2.2，变化挤压比在挤压温度375℃将该金属锭进行挤压加工，制成实施例1～12的镁合金材。

用120～1000号的砂纸将得到的实施例1～12的镁合金材的表面研磨后，用氧化铝等进行抛光研磨，进行镜面化，用乙酸乙二醇水溶液等进行腐蚀，形成组织观察面。用放大倍数400倍的光学显微镜观察该组织观察面，观察长周期有序结构的状态。另外，用透射电子显微镜(放大倍数4000倍)观察该组织观察面，确认有无平均粒径2μm以下的细小α-Mg。另外，从所得到的实施例1～12的镁合金材切取JIS规格的试样，在常温进行拉伸试验，测定抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。这些结果示于表1中。再者，判断抗拉强度和0.2％屈服强度是270MPa以上时为[高]，不到270MPa时为[低]。另外，判断延伸率(延性)是3％以上时为[高]，不到3％时为[低]。

对比例1～5

将对比例1、2的Mg-Zn-RE系合金的Zn、RE的含量，对比例3～5除了挤压加工中的等效应变规定为本发明的权利要求的范围以外，和实施例1～8同样地制作，制成对比例1～5的镁合金材。而且和实施例1～8同样地进行，确认对比例1～5镁合金材的长周期有序结构的状态、有无平均粒径2μm以下的细小α-Mg，与此同时测定抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。其结果示于表1中。

表1

	Zn (原子％)	RE (原子％)	等效应变	长周期有序的状态	细小 α-Mg	抗拉强度 (MPa)	0.2％屈服强度 (MPa)	延伸率 (％)
									实施例1	1	Y：2	1.6	分断+扭折	○	390	350	3.2
实施例2	1	Y：2	2.0	分断+扭折	○	376	314	7.1
									实施例3	1	Y：2	2.2	分断+扭折	○	352	300	7.0
实施例4	1	Y：1	1.7	分断+扭折	○	370	333	3.5
									实施例5	2	Y：3	1.7	分断+扭折	○	430	387	10
实施例6	1	Dy：2	1.7	分断+扭折	○	350	315	4.0
									实施例7	1	Ho：2	1.7	分断+扭折	○	340	306	5.0
实施例8	1	Er：2	1.7	分断+扭折	○	345	310	4.5
									实施例9	1	Y：2	1.6	分断+扭折	○	385	348	3.0
实施例10	1	Y：2	1.6	分断+扭折	×	330	310	5.0
									实施例11	1	Tm：1	1.7	分断+扭折	○	347	308	4.3
实施例12	1	Tm：2	1.7	分断+扭折	○	340	306	7.3
									对比例1	0.2	Y：0.6	1.6	分断+扭折	○	260	201	6.5
对比例2	4	Y：7	1.5	直线状(连续)	×	448	367	0.6
									对比例3	1	Y：2	0.7	扭折	×	238	不能测定	0

对比例4	1	Y：2	1.0	扭折	×	242	不能测定	0
									对比例5	1	Y：2	1.4	扭折	×	352	不能测定	0

(注)扭折(kinking)：有弯曲部或者翘曲部

(注)细小α-Mg(平均粒径2μm以下)：

○...包含×...不包含

如表1所记载，满足本发明的权利要求范围的实施例1～12的镁合金材，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率优良，具有作为活塞零件等材料所要求的高强度和延性。再者，实施例1～8、11、12的细小α-Mg在已分断的层状相和相邻的层状相之间(长周期有序结构的分断部)形成。另外，实施例9的细小α-Mg在是Mg-Zn-RE系合金的已分断的层状相和相邻的层状相之间以外的部分的合金组织中形成。

另一方面，对比例1的镁合金材，Zn、Y的含量是不到下限值，因此即使给予等效应变1.6，虽然延伸率某种程度，但抗拉强度、0.2％屈服强度降低。对比例2的镁合金材，Zn、Y的含量超过上限值，因此虽然抗拉强度、0.2％屈服强度变高，但延伸率0.6％显著地降低，缺乏延性。对比例3～5的镁合金材，Zn、Y的含量虽然在本发明的权利要求的范围内，但等效应变比1.5低，因此几乎没有延伸率。另外，对比例3、4抗拉强度也低。

实施例13～20

在熔炼炉中投入表2所示组成的Mg-Zn-RE系合金，使用熔剂精炼进行熔炼。接着，用金属模铸造已加热熔化的金属熔液，制成外径29mm×长60mm的金属锭。在510℃将该金属锭进行2小时热处理后，为了从圆柱垂直方向成为等效应变0.7～2.2，变化镦锻比在锻造温度350℃进行镦锻锻造，制成实施例13～20的镁合金材。

用光学显微镜和透射电子显微镜观察所得到的实施例13～20的镁合金材的金属组织，确认长周期有序结构(LPSO)的状态、有无平均粒径2μm以下的细小α-Mg。另外，从得到的实施例13～20的镁合金材切取JIS规格的试样，在常温进行拉伸试验，测定抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。

对比例6～10

使对比例6、7的Mg-Zn-RE系合金的Zn、RE的含量，对比例8～10的镦锻锻造中的等效应变在本发明的权利要求的范围以外，和实施例9～15同样地制作制成对比例6～10的镁合金材。而且，和实施例9～15同样地进行，确认对比例6～～10的镁合金材的长周期有序结构(LPSO)的状态、有无平均粒径2μm以下的细小α-Mg，与此同时，测定抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。这些结果示于表2中。

对比例11

在不进行金属锭的热处理和镦锻锻造下(意味着等效应变为0)，除以金属锭作为镁合金材使用以外，和对比例10同样地制作，制成对比例11的镁合金材。而且，和对比例10同样地进行，确认长周期有序结构(LPSO)的状态、有无平均粒径2μm以下的细小α-Mg，与此同时，测定抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率。这些结果示于表2中。

表2

	Zn (原子％)	RE (原子％)	等效应变	长周期有序的状态	细小 α-Mg	抗拉强度 (MPa)	0.2％屈服强度 (MPa)	延伸率 (％)
									实施例13	1	Gd：2	1.6	分断+扭折	○	360	325	6.8
实施例14	1	Gd：2	2.0	分断+扭折	○	386	342	6.0
									实施例15	1	Gd：2	2.2	分断+扭折	○	390	351	5.5
实施例16	1	Gd：1	1.7	分断+扭折	○	310	279	10
									实施例17	2	Gd：3	1.7	分断+扭折	○	400	360	5.0
实施例18	1	Tb：2	1.7	分断+扭折	○	350	315	7.0
									实施例19	1	Gd：2	1.6	分断+扭折	○	358	321	6.5
实施例20	1	Gd：2	1.6	分断+扭折	×	300	280	10.0
									对比例6	0.2	Gd：0.6	1.6	分断+扭折	○	260	201	6.5
对比例7	4	Gd：7	1.5	直线状(连续)	×	450	405	0.6
									对比例8	1	Gd：2	0.7	扭折	×	250	不能测定	0
对比例9	1	Gd：2	1.0	扭折	×	255	不能测定	0
									对比例10	1	Gd：2	1.4	分断+扭折	×	345	不能测定	0
对比例11	1	Gd：2	0	直线状 (连续)	×	180	150	2

(注)扭折：有弯曲部或者翘曲部

(注)细小α-Mg(平均粒径2μm以下)：

○...包含×...不包含

(注)：用金属锭测定对比例11的抗拉强度、0.2％屈服强度和延伸率

如表2所记载，满足本发明的权利要求范围的实施例13～20的镁合金材，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率优良，具有作为活塞零件等材料所要求的高强度和延性。再者，实施例13～18的细小α-Mg在已分断的层状相和相邻的层状相之间(长周期有序结构的分断部)形成。另外，实施例19的细小α-Mg在是Mg-Zn-RE系合金的已分断的层状相和相邻的层状相之间以外的部分的合金组织中形成。

另一方面，对比例6的镁合金材，Zn、Gd的含量是不到下限值，因此即使给予等效应变1.6，虽然延伸率是某种程度，但抗拉强度、0.2％屈服强度降低。对比例7的镁合金材，Zn、Gd的含量超过上限值，因此虽然抗拉强度、0.2％屈服强度变高，但延伸率显著地降低至0.6％，缺乏延性。对比例8～10的镁合金材，虽然Zn、Gd的含量在本发明的权利要求的范围以外，但等效应变也比1.5低，几乎没有延伸率。另外，对比例8、9，抗拉强度也降低。对比例11的镁合金材，不进行热处理和镦锻锻造，因此抗拉强度、0.2％屈服强度和延伸率降低。

Claims

1.一种镁合金材，其由Mg-Zn-RE系合金构成，该Mg-Zn-RE系合金含有Zn：0.5～3原子％、RE：1～5原子％的范围，余量由Mg和不可避免的杂质构成，该镁合金材的特征在于，在上述Mg-Zn-RE系合金的合金组织中，具有以长周期有序结构和α-Mg形成的层状相，至少一部分的上述长周期有序结构具有弯曲部和翘曲部中的至少一个，并且具有分断部。

2.根据权利要求1所述的镁合金材，其特征在于，在上述Mg-Zn-RE系合金的合金组织中的至少一部分形成细化成平均粒径2μm以下的α-Mg。

3.根据权利要求1或2所述的镁合金材，其特征在于，上述RE由Y、Dy、Ho、Er、Tm中的一种以上构成。

4.根据权利要求1或2所述的镁合金材，其特征在于，上述RE由Gd、Tb中的一种以上构成。

5.一种镁合金材的制造方法，其特征在于，包括：

熔炼、铸造Mg-Zn-RE系合金得到铸造材的熔铸工序，该Mg-Zn-RE系合金含有Zn：0.5～3原子％，作为RE以1～5原子％含有Y、Dy、Ho、Er、Tm中的一种以上，余量由Mg和不可避免的杂质构成；

在300～500℃的范围的加工温度对上述铸造材实施热塑性加工，制造在至少一部分上具有等效应变1.5以上的部分的加工材的塑性加工工序。

6.一种镁合金材的制造方法，其特征在于，包括：

熔炼、铸造Mg-Zn-RE系合金得到铸造材的熔铸工序，该Mg-Zn-RE系合金含有Zn：0.5～3原子％，作为RE以1～5原子％含有Gd、Tb中的一种以上，余量由Mg和不可避免的杂质构成；

在480℃～550℃对上述铸造材实施热处理的热处理工序；

在300～500℃的范围的加工温度对进行了热处理的上述铸造材进行热塑性加工，制造在至少一部分上具有等效应变1.5以上的部分的加工材的塑性加工工序。

7.根据权利要求5或6所述的镁合金材的制造方法，其特征在于，上述热塑性加工是挤压加工或者锻造加工。