CN101405417A - 高强度高韧性镁合金及其制造方法 - Google Patents

高强度高韧性镁合金及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种高强度高韧性镁合金及其制造方法，对于镁合金放大后的用途，强度及韧性都处于供实用的水平。本发明的高强度高韧性镁合金含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，且a和b满足下述式(1)～(3)。(1)0.2≤a≤10；(2)0.2≤b≤10；(3)2/3a－2/3＜b。

Description

高强度高韧性镁合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度高韧性镁合金及其制造方法，更详细地说，涉及通过以特定比例含有特定的稀土类元素，由此实现高强度高韧性的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
背景技术
镁合金根据其循环性，作为手机、笔记本型电脑的筐体或汽车用部件正在迅速开始普及。
为用于这些用途，而要求镁合金具有高强度和高韧性。为制造高强度高韧性镁合金，目前从材料方面进行了各种研究。
在具有97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y的组成的镁合金铸造材料上生成长周期层叠结构，并对该铸造材料实施挤压加工，在室温下得到高强度及高韧性，这是本发明者提出的(例如专利文献1)。
专利文献1：WO2005/052203
上述现有的高强度及高韧性的镁合金中，含有Zn为必要条件，但本发明者对将Zn取代为其它金属的镁合金是否也能够得到高强度及高韧性进行了研究。
发明内容
本发明是鉴于上述情况而构成的，其目的在于，提供高强度高韧性镁合金及其制造方法，对于镁合金放大后的用途，强度及韧性都处于供实用的水平。
为解决上述课题，本发明提供一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)。另外，更优选a和b满足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金具有长周期层叠结构相。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金具有化合物相。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金为镁合金铸造物，对所述镁合金铸造物实施热处理。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金是对所述镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物。
本发明提供一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，制造如上那样的镁合金铸造物，通过切削所述镁合金铸造物，制作片形状的铸造物，且通过塑性加工使所述铸造物固化的塑性加工物具有长周期层叠结构相。另外，更优选的是，制作a和b满足下述式(1’)～(3’)的镁合金铸造物。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
本发明提供一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，制造如上那样的镁合金铸造物，且对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物具有长周期层叠结构相。另外，更优选的是，制作a和b满足下述式(1’)～(3’)的镁合金铸造物。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，对所述镁合金铸造物实施热处理。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，对所述塑性加工物实施热处理。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述高强度高韧性镁合金具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述高强度高韧性镁合金具有化合物相。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述塑性加工是进行轧制、挤压、ECAE、拉拔加工、锻造、冲压、转造、弯曲、FSW加工及它们的反复加工中的至少之一的加工。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述塑性加工至少一次的相当应变量为0～5但不包括0。
本发明提供一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，形成具有上述组成的液体，并将所述液体急冷使其凝固，用得到的粉末、薄带或细线构成高强度高韧性镁合金。另外，更优选的是，形成具有a和b满足下述式(1’)～(3’)的组成的液体。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述粉末、薄带或细线具有长周期层叠结构相的结晶组织。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述粉末、薄带或细线具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述粉末、薄带或细线具有化合物相。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，该高强度高韧性镁合金按照对所述粉末、薄带或细线附加剪断的方式固化。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述长周期层叠结构相被扭折。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述Mg含有c原子％的Zn，所述a和c满足下述式(4)。更优选的是，所述a和c满足下述式(4’)。
(4)0.2＜a+c≤15
(4’)0.2＜a+c≤5
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述a和c还满足下述式(5)。
(5)c/a≤1/2
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述Mg中含有合计d原子％的选自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu构成的组中的至少一种元素，所述b和d满足下述式(6)。更优选的是，所述b和d满足下述式(6’)。
(6)0.2＜b+d≤15
(6’)0.2＜b+d≤5
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述b和d还满足下述式(7)。
(7)d/b≤1/2
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述Mg中含有合计e原子％的选自Zr、Ti、Mn、Al、Ag、Sc、Sr、Ca、Si、Hf、Nb、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb、V、Fe、Cr及Mo构成的组中的至少一种元素，e满足下述式(8)。
(8)0＜e≤2.5
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金中，所述e和a和b和d还满足下述式(9)。
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2
本发明提供一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，包括：
制造下述那样的镁合金铸造物的工序，该镁合金铸造物含有合计原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)；
通过对所述镁合金铸造物进行塑性加工，制作塑性加工物的工序。另外，更优选的是，具备制作a和b满足下述式(1’)～(3’)的镁合金铸造物的工序。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，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还包括切削所述镁合金铸造物的工序。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中在制作所述镁合金铸造物的工序之后还包括对所述镁合金铸造物实施热处理的工序。
另外，也可以是，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，在制作所述塑性加工物的工序之后还包括对所述塑性加工物实施热处理的工序。
本发明提供一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，形成具有上述组成的液体，并将所述液体急冷使其凝固，由此形成粉末、薄带或细线，
所述高强度高韧性镁合金按照对所述粉末、薄带或细线附加剪断的方式固化。
另外，更优选的是，形成具有a和b满足下述式(1’)～(3’)的组成的液体。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
如上所说明，根据本发明，可提供高强度高韧性镁合金及其制造方法，对于镁合金放大后的用途，强度及韧性都处于供实用的水平。
附图说明
图1(A)是Mg97Co1Y2合金的铸造材料的SEM照片，图1(B)是Mg97Ni1Y2合金的铸造材料的SEM照片，图1(C)是Mg97Cu1Y2合金的铸造材料的SEM照片；
图2是表示Mg97Cu1Y2合金的铸造材料的长周期层叠结构相的TEM照片和来自[1120]的电子线衍射图案的图；
图3是表示实施例1及比较例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的挤压材料在室温下的抗拉试验结果的图；
图4是表示实施例1及比较例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的挤压材料的473K的抗拉试验结果的图；
图5是表示进行气体、雾化法的急速凝固粉末的制作、和挤压坯料的制作的系统的图；
图6是表示将坯料进行加热挤压并将其固化成形的过程的图；
图7是实施例2的Mg85Cu6Y9合金的铸造材料的SEM照片；
图8是实施例2的Mg85Ni6Y9合金的铸造材料的SEM照片；
图9是实施例2的Mg85Co6Y9合金的铸造材料的SEM照片；
图10是实施例2的Mg85Cu6Y9合金的铸造材料的长周期层叠结构相的TEM照片；
图11是实施例2的Mg85Cu6Y9合金的铸造材料中生成的18R型长周期层叠结构相的衍射图形的图；
图12是实施例2的Mg85Cu6Y9合金的铸造材料中生成的10H型长周期层叠结构相的衍射图形的图；
图13是实施例3的Mg91Cu3Y6合金热处理材的TEM照片及电子衍射图案。
符号说明
100高压压气体雾化器
110熔解室
112档块
114感应线圈
116坩锅
130雾化室
131加热器
132喷嘴
140旋流分级机
150过滤器
162、166氧气分析器
164真空罩
200真空密闭操作箱
210氩气精制机
220料斗
230筛
240真空热压机
242真空室
244穿孔
246模型
248加热器
252盖
254罐
256焊接机
258旋转盘
260坯料
262阀
270氧气箱
280进口箱
292真空测定仪
294湿度计
296氧气分析器
340点焊机
400挤压机
410加热器
420容器
430模型(模型)
450主干
460凹模支撑圈
470后干
具体实施方式
下面，对本发明的实施方式进行说明。
本发明者将Mg-Zn-RE(稀土类元素)合金的Zn取代为其它金属并对其强度及韧性进行了研究。其结果发现，及时取代为Zn以外的金属，也可以得到强度及韧性都以高的水平存在的镁合金。该镁合金是Mg-(取代金属)-RE(稀土类元素)系，取代金属是Cu、Ni及Co中至少一种金属，稀土类元素为选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的至少一种元素即镁合金，另外还发现，在取代金属的含量为5原子％以下、稀土类元素的含量为5原子％以下这样的低含量方面，得到目前所不具备的高强度及高韧性。
通过对具有长周期层叠结构相的金属进行塑性加工，可使长周期层叠结构相的至少局部弯曲或折曲。发现了由此得到高强度、高延伸性、高韧性的金属。
得知，形成长周期层叠结构相的铸造合金通过进行塑性加工后或塑性加工后实施热处理，得到高强度、高延伸性、高韧性的镁合金。另外，形成长周期层叠结构，发现了在塑性加工后或塑性加工热处理后，得到高强度、高延伸性、高韧性的合金组成。
另外发现了，在铸造之后的状态下，即使是未形成长周期层叠结构相的合金，通过对该合金实施热处理，也可以形成长周期层叠结构相。发现了通过对该合金进行塑性加工或塑性加工后进行热处理，得到高强度、高延伸性、高韧性的合金组成。
另外得知，通过切削形成长周期层叠结构的铸造合金，制作片形状的铸造物，并对该铸造物进行塑性加工、或在塑性加工后实施热处理，由此，与不进行切削成片形状的工序的情况相比，得到更高强度、高延伸性、高韧性的镁合金。另外，形成长周期层叠结构，并将其切削成片形状，发现了在塑性加工后或塑性加工热处理后，得到高强度、高延伸性、高韧性的合金组成。
(实施方式1)
本发明实施方式1的镁合金为包含Cu、Ni及Co中至少一种金属、和稀土类元素的三元以上的合金，稀土类元素为选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的一种或二种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是，设上述一种金属的含量合计为a原子％、设一种或二种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％时，a和b满足下述式(1)～(3)。另外，更优选a和b满足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
当上述一种金属的含量合计超过10原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。另外，当稀土类元素的含量合计超过10原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。
另外，当上述一种金属的含量合计不足0.2原子％、或稀土类元素的含量合计不足0.2原子％时，强度及韧性中至少之一不充分。因此，将上述一种金属的合计含量的下限设为0.2原子％，将稀土类元素的合计含量的下限设为0.2原子％。
本实施方式的镁合金中，具有上述范围的含量的上述一种金属和稀土类元素以外的成分为镁，但也可以含有不会对合金特性造成影响的程度的杂质。
(实施方式2)
本发明实施方式2的镁合金是在实施方式1的组成中含有Zn的镁合金。
即，本实施方式的镁合金为包含Cu、Ni及Co中至少一种金属、和Zn、和稀土类元素的四元以上的合金，稀土类元素为选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的一种或二种以上的元素。
本实施方式的镁合金的的组成范围是，设上述一种金属的含量合计为a原子％、设一种或二种以上的稀土类元素的含量合计为b原子％、设Zn的含量为c原子％时，a、b、c满足下述式(1)～(3)。另外，更优选a和b满足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a+c≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a+c≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
另外，更优选满足下述式(1)～(4)，特别优选满足满足下述式(1’)～(4’)。
(1)0.2≤a+c≤15
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b
(4)c/a≤1/2
(1’)0.2≤a+c≤5
(2’)0.2≤b≤5
(3’)2/3a-1/6＜b
(4’)c/a≤1/2
当上述一种金属和Zn的合计含量超过15原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。另外，当稀土类元素的含量合计超过10原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。
另外，当上述一种金属和Zn的合计含量不足0.2原子％、或稀土类元素的含量合计不足0.2原子％时，强度及韧性中至少之一不充分。因此，将上述一种金属和Zn的合计含量的下限设为0.2原子％，将稀土类元素的合计含量的下限设为0.2原子％。
本实施方式的镁合金中，具有上述范围的含量的上述一种金属和稀土类元素以外的成分为镁，但也可以含有不会对合金特性造成影响的程度的杂质。
(实施方式3)
本发明实施方式3的镁合金是在实施方式1的组成中含有选自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu构成的组中的一种或二种以上的元素的镁合金。
即，本实施方式的镁合金为包含Cu、Ni及Co中至少一种金属、和第一稀土类元素、和第二稀土类元素的四元以上的合金，第一稀土类元素为选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的一种或二种以上的元素，第二稀土类元素为选自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu构成的组中的一种或二种以上的元素。
本实施方式的镁合金的的组成范围是，设上述一种金属的含量合计为a原子％、设一种或二种以上的第一稀土类元素的含量合计为b原子％、设一种或二种以上的第二稀土类元素的含量合计为d原子％时，a、b、d满足下述式(1)～(3)。另外，更优选a和b满足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b+d≤15
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a≤5
(2’)0.2≤b+d≤5
(3’)0.2≤b+d≤5
当上述第一稀土类元素和第二稀土类元素的含量合计超过15原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。另外，含有第二稀土类元素的理由是，具有使晶粒微细化的效果、和使金属间化合物析出的效果。
另外，当第一稀土类元素和第二稀土类元素的合计含量为0.2原子％以下时，强度及韧性中至少之一不充分。因此，将第一稀土类元素和第二稀土类元素的合计含量的下限设为0.2原子％。
另外，使上述一种金属的含量如上的理由与实施方式1的相同。
(实施方式4)
本发明实施方式4的镁合金是在实施方式2的组成中含有选自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu构成的组中的一种或两种以上的元素的镁合金。
即，本实施方式的镁合金为包含Cu、Ni及Co中至少一种金属、和Zn、和第一稀土类元素、和第二稀土类元素的五元以上的合金，第一稀土类元素为选自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm构成的组中的一种或二种以上的元素，第二稀土类元素为选自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu构成的组中的一种或二种以上的元素。
本实施方式的镁合金的的组成范围是，设上述一种金属的含量合计为a原子％、设一种或二种以上的第一稀土类元素的含量合计为b原子％、设Zn的含量为c原子％、设一种或二种以上的第二稀土类元素的含量合计为d原子％时，a、b、c、d满足下述式(1)～(3)。另外，更优选a和b满足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a+c≤15
(2)0.2≤b+d≤15
(3)2/3a-2/3＜b
(1’)0.2≤a+c≤5
(2’)0.2≤b+d≤5
(3’)2/3a-2/3＜b
另外，更优选满足下述式(1)～(4)，特别优选满足满足下述式(1’)～(4’)。
(1)0.2≤a+c≤15
(2)0.2≤b+d≤15
(3)2/3a-2/3＜b
(4)c/a≤1/2
(1’)0.2≤a+c≤5
(2’)0.2≤b+d≤5
(3’)2/3a-2/3＜b
(4’)c/a≤1/2
当第一稀土类元素和第二稀土类元素的含量合计超过15原子％时，特别是韧性(或延展性)可能降低。另外，含有第二稀土类元素的理由是，具有使晶粒微细化的效果、和使金属间化合物析出的效果。
另外，当第一稀土类元素和第二稀土类元素的含量合计不足为0.2原子％时，强度及韧性中至少之一不充分。因此，将第一稀土类元素和第二稀土类元素的合计含量的下限设为0.2原子％。
另外，将上述一种金属的Zn的合计含量设为上述的范围的理由与实施方式2的相同。
(实施方式5)
作为本发明实施方式5的镁合金，举例在实施方式1～4任一项组成中添加了Me的镁合金。其中，Me是选自Zr、Ti、Mn、Al、Ag、Sc、Sr、Ca、Si、Hf、Nb、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb、V、Fe、Cr及Mo构成的组中的至少一种元素。当将该Me的含量合计设为e原子％时，e满足下述式(5)。更优选e和上述a和上述b和上述d更满足下述式(6)。
(5)0＜e≤2.5
(6)e/(a+b+c+d)≤1/2
若添加Me，则可维持高强度高韧性，并且可改善其它性质。例如对耐腐蚀性及晶粒微细化等有效果。
另外，上述实施方式1～5的各自的镁合金也可以适用于通过切削铸造物而制作的多个数mm角以下的片形状铸造物。
(实施方式6)
对本发明实施方式6的镁合金的制造方法进行说明。
将由实施方式1～5中任一项的组成构成的镁合金熔解并进行铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为0.05K/秒以上1000(103)K/秒以下，更优选0.5K/秒以上1000(103)K/秒以下。作为该镁合金铸造物，使用从铸锭切出了规定形状的铸造物。
其次，也可以对镁合金铸造物实施热处理。此时的热处理条件优选温度200℃～550℃，处理时间1分钟～3600分钟(或60小时)。
上述镁合金铸造物具有长周期层叠结构相的结晶组织。另外，镁合金铸造物具有αMg相，该αMg相具有层状结构。另外，将长周期层叠结构相扭折。在此所说的扭折是指，长周期结构相尤其不具备方位关系，而在相内产生折曲(bent)，将长周期结构相微细化。
另外，上述镁合金铸造物除含有长周期层叠结构相和αMg相以外，还含有其它化合物相。
其次，对上述镁合金铸造物进行塑性加工。作为该塑性加工的方法，例如使用挤压、ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工法、轧制、拉拔及锻造、它们的反复加工、FSW加工等。另外，上述塑性加工优选至少一次的相当应变量为0～5但不含0。在此，将处于多轴应力状态的应力成分换算成与其相当的单轴应力的应力称作相当应力，相当应变量是指受到该相当应力时的应变量。
在通过挤压进行塑性加工时，优选将挤压温度设为200℃～500℃，将挤压得到的截面减少率设为5％以上。
ECAE加工法是为对试样导入均匀的应变而使试样长度方向每次在轧道旋转90°的方法。具体而言，为使作为成形用材料的镁合金铸造物强制地进入形成有截面形状L字状的成形孔的成形用模型的上述成形孔，特别是在L状成形孔的弯曲了90°的部分对上述镁合金铸造物作用应力，得到强度及韧性优良的成形体的方法。作为ECAE的轧道数量，优选1～8道。更优选3～5道。ECAE加工时的温度优选200℃～500℃。
在通过轧制进行塑性加工时，优选将轧制温度设为200℃～500℃，将压下率设为5％以上。
在通过拉拔进行塑性加工时，进行拉拔加工时的温度优选200℃～500℃，上述拉拔加工的截面减少率优选5％以上。
在通过锻造进行塑性加工时，进行锻造加工时的温度优选200℃～500℃，上述锻造加工的加工率优选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层叠结构的结晶组织。另外，塑性加工物具有αMg相，该αMg相具有层状结构。另外，将长周期层叠结构相扭折。上述长周期层叠结构相的至少一部分弯曲和折曲。另外，上述塑性加工物含有长周期层叠结构相和αMg相以外的其它化合物相。例如，上述塑性加工物也可以具有选自由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和上述一种金属的化合物、上述一种金属和稀土类元素的化合物、及Mg和上述一种金属和稀土类元素的化合物构成的析出物组的至少一种析出物。另外，上述塑性加工物具有hcp-Mg。对于进行了上述塑性结构后的塑性加工物，与进行塑性加工前的铸造物相比，维氏硬度和屈服强度都上升。
也可以对上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。该热处理条件优选温度200℃～550℃，热处理时间1分钟～3600分钟(或60小时)。对于进行了该热处理后的塑性加工物而言，与进行热处理前的塑性加工物相比，维氏硬度及屈服强度都上升。另外，对于热处理后的塑性加工物而言，也与热处理前相同，在常温下具有长周期层叠结构的结晶组织，具有αMg相，且该αMg相具有层状结构。另外，将长周期层叠结构相扭折。上述长周期层叠结构相的至少一部分弯曲和折曲。另外，上述塑性加工物也可以具有选自由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和上述一金属的化合物、上述一金属和稀土类元素的化合物、及Mg和上述一金属和稀土类元素的化合物构成的析出物组的至少一种析出物。另外，上述塑性加工物具有hcp-Mg。
根据上述实施方式1～6，对于镁合金放大后的用途，例如作为强度及韧性都要求高性能的尖端技术用合金的用途，可提供强度及韧性都处于供实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
另外，在将在实施方式1～4的组成中添加了0原子％～2.5原子％但不含0原子％的Zr的镁合金进行熔解并铸造的情况下，对该镁合金铸造物抑制化合物的析出，且促进长周期层叠结构相的形成，将结晶组织微细化。因此，该镁合金铸造物的挤压等塑性加工容易，进行了塑性加工的塑性加工物与未添加Zr的镁合金的塑性加工物相比，具有大量的长周期层叠结构相，并且具有微细化了的结晶组织。这样，由于具有大量的长周期层叠结构相，从而可提高强度及韧性。
另外，上述长周期层叠结构相具有浓度调制。上述浓度调制是指溶质元素浓度对每个原子层周期性变化。
(实施方式7)
对本发明实施方式7的镁合金的制造方法进行说明。
利用与实施方式6相同的方法将由实施方式1～5中任一项的组成构成的镁合金熔解并进行铸造，制作镁合金铸造物。其次，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。
其次，通过切削该镁合金铸造物，制作多个数mm角以下的片形状铸造物。
其次，也可以使用压缩或塑性加工法的方法对片形状的铸造物进行预备成形，并实施热处理。此时的热处理条件优选温度200℃～550℃、处理时间1分钟～3600分钟(或60小时)。
片形状的铸造物例如通常用于触变模式的原料。
另外，也可以使用压缩或塑性加工法的方法对将片形状的铸造物和陶瓷粒子混合而成的物质进行预备成形，并实施热处理。另外，也可以在将片形状的铸造物进行预备成形之前，附加地实施强应变加工。
其次，对上述片形状铸造物进行塑性加工。作为该塑性加工的方法，与实施方式6的情况相同，可使用各种方法。
这样进行了塑性加工的塑性加工物与实施方式6相同，在常温下具有长周期层叠结构的结晶组织。该长周期层叠结构相的至少一部分弯曲和折曲。对于进行了上述塑性加工之后的塑性加工物而言，与进行塑性加工前的铸造物相比，维氏硬度及屈服强度都上升。
也可以对上述片形状铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物实施热处理。该热处理条件优选温度200℃～550℃、热处理时间1分钟～3600分钟(或60小时)。对于进行了该热处理后的塑性加工物而言，与进行热处理前的塑性加工物相比，维氏硬度及屈服强度都上升。另外，对于热处理后的塑性加工物而言，也与热处理前相同，在常温下具有长周期层叠结构的结晶组织。该长周期层叠结构相的至少一部分弯曲或折曲。
在上述实施方式7中，通过切削铸造物而制造片形状铸造物，由此，组织微细化，因此，与实施方式6相比，可制作更高强度、高延展性、高韧性的塑性加工物等。另外，本实施方式的镁合金与实施方式6的镁合金相比，即使锌及稀土类元素为更低浓度，也可以得到高强度及高韧性的特性。
根据上述实施方式7，对于镁合金放大后的用途，例如作为强度及韧性都要求高性能的尖端技术用合金的用途，可提供强度及韧性都处于供实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
另外，上述长周期层叠结构相具有浓度调制。上述浓度调制是指溶质元素浓度对每个原子层周期性变化。
(实施方式8)
对本发明实施方式8的镁合金的制造方法进行说明。
激素凝固粉末的制作和其固化成形使用封闭(クロ一ズド)P/M处理系统。图5及图6表示制作所使用的系统。图5表示采用气体、雾化法的急速凝固粉末的制作、和自制作好的粉末挤压成形坯料来制作坯料的工序。图6表示的是将制作好的坯料进行挤压成形之前。使用图5及图6对急速凝固粉末的制作和固化成形进行详细说明。
图5中，使用高压气体雾化器100制作成为目的的成分比的镁合金粉末。其首先在熔解室110中的坩锅116中通过感应线圈114将具有目的成分比的合金熔解。此时使用的合金材料为实施方式1～5中任一项的组成的镁合金。
提起档块并喷出上述熔解后的合金，从喷嘴132对其吹附高压惰性气体(例如氦气及氩气)并进行喷雾，由此制作合金粉末。此时的冷却速度为1000(103)K/秒～10000000(107)K/秒，更优选10000(104)K/秒～10000000(107)K/秒。喷嘴等用加热器131进行加热。另外，雾化室130由氧气分析器162及真空罩164监视。
制作好的镁合金粉末具有长周期层叠结构相的结晶组织。另外，上述粉末具有αMg相，该αMg相具有层状结构。另外，将长周期层叠结构相扭折。另外，上述粉末有时含有长周期层叠结构相和αMg相以外的其它化合物相。
制作好的合金粉末经由旋流分级机140收集到真空密闭操作箱200中的料斗220中。之后的处理在该真空密闭操作箱200中进行。其次，在真空密闭操作箱200中逐渐通过细筛230，由此得到作为目的的细的粉末。本发明中，得到粒径32μm以下的粉末。另外，代替粉末，也可以得到薄带或细线。
为从该合金粉末制作坯料，首先使用真空热压机240进行预备压缩。此时的真空热压机使用可进行30吨冲压的热压机。
首先，使用热压机240将合金粉末充填到铜罐254中，自上盖上盖252。通过旋转盘258使盖252和罐254旋转，同时通过焊接机256进行焊接，制作坯料260。为进行该坯料260的泄漏检查，通过经由阀262与真空泵进行连接，由此检查坯料260的泄漏。在无泄漏的情况下，关闭阀262，在安装着阀262的状态下对每个容器从真空密闭操作箱200的进口箱280取出合金坯料260。
如图6所示，将取出的坯料260置入加热炉内进行预备加热，同时将其与真空泵连接进行脱气(参照图6(a))。其次，压榨坯料260的盖，利用点焊机340进行点焊，将坯料260和外部的连接截断(参照图6(b))。而且，对于每个容器将合金坯料置入挤压机400，成形为最终形状(参照图6(c))。对于挤压机而言，主冲压(主干450侧)具有100吨的性能，后冲压(后干470侧)具有20吨的性能，通过由加热器41加热容器420，可设定挤压温度。
本实施方式的急速凝固粉末如上所述，通过高压He气体雾化法制作。然后，将制作好的粒径32μm以下的粉末充填到铜制的罐内，并将其真空密封，由此制作坯料，且通过挤压温度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，对粉末作用压力剪断，实现致密化和粉末间的结合。另外，即使是轧制法及锻造法的成形，也会产生剪断。
通过上述固化成形得到的镁合金具有长周期层叠结构相的结晶组织。另外，上述粉末具有αMg相，且该αMg相具有层状结构。另外，将长周期层叠结构相扭折。另外，上述粉末含有长周期层叠结构相和αMg相以外的其它化合物相。
根据上述实施方式8，可提供高强度高韧性的镁合金。该镁合金具有平均结晶粒径为1μm以下的微细的结晶组织。
(实施例)
下面，对实施例进行说明。
(实施例1)
首先，在Ar气体氛围气中通过高频感应熔解，作为实施例1，制作Mg97Co1Y2合金铸锭(铸造物)、Mg97Ni1Y2合金铸锭(铸造物)、Mg97Cu1Y2合金铸锭(铸造物)，作为比较例，制作Mg97Fe1Y2合金铸锭(铸造物)，从这些铸锭准备切出为ф29×65mm的形状的挤压坯料。
其次，对挤压坯料进行挤压加工。挤压加工在623K、20分钟的预备加热后，以挤压比10、挤压温度623K、挤压速度2.5mm/秒进行。
(铸造材料的组织观察)
通过SEM、TEM进行铸造材料的组织观察。图1(A)～(C)及图2表示这些结晶组织的照片。图1(A)是Mg97Co1Y2合金的铸造材料的SEM照片，图1(B)是Mg97Ni1Y2合金的铸造材料的SEM照片，图1(C)是Mg97Cu1Y2合金的铸造材料的SEM照片。图2是表示Mg97Cu1Y2合金的铸造材料的长周期层叠结构相的TEM照片和来自[1120]的电子线衍射图案的图。
不对比较例的Mg97Fe1Y2合金的铸造材料进行长周期层叠结构相的观察。与之相对，如图1(A)所示，对实施例1的Mg97Co1Y2合金的铸造材料，除化合物相之外观察表示长期层叠结构相的形状的层状组织。另外，如图1(B)、(C)所示，对Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金的各铸造材料显著观察形成长周期层叠结构相的形成的层状组织，且对Mg97Cu1Y2合金以最高的体积分率观察长周期层叠结构相。
从图2所示的电子线衍射图像确认了利用Mg97Cu1Y2合金观察的长周期层叠结构相为与Mg-Zn-Y系合金相同的18R类型。
(维氏硬度试验)
Mg97Cu1Y2合金的挤压材料的维氏硬度为87HV0.5。另外，Mg97Ni1Y2合金的挤压材料的维氏硬度为90.1HV0.5。另外，Mg97Co1Y2合金的挤压材料的维氏硬度为81HV0.5。另外，Mg97Fe1Y2合金的挤压材料的维氏硬度为77.6HV0.5。
图3是表示实施例1及比较例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的挤压材料在室温下的抗拉试验结果的图。另外，图1表示实施例1的挤压材料在室温下的抗拉试验结果(YS：屈服强度、UTS：抗拉强度、拉伸率(％))、硬度Hv。
表1Mg-X-Y室温抗拉试验结果
Figure A20078000952500271
如图3及表1所示，未形成长周期层叠结构相的Mg97Fe1Y2合金只有较低的强度。另一方面，形成长周期层叠结构相的Mg97Co1Y2合金、Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金具有屈服强度(YS)分别高达315MPa、293MPa、276MPa的强度。长周期层叠结构相的形成量多的Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金具有12％以上这样良好的延展性，但由于化合物存在，因此Mg97Co1Y2合金只有较低的延展性。
图4是表示实施例1及比较例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的挤压材料的473K下的抗拉试验结果的图。另外，表实施例1的挤压材料的473K下的抗拉试验结果(YS：屈服强度、UTS：抗拉强度、拉伸率(％))。
表2Mg-X-Y高温抗拉试验结果试验温度473K
Figure A20078000952500281
如表2所示，Mg97Co1Y2合金具有屈服强度高达269MPa的高温强度，但与室温强度相比，该高温强度稍低。另一方面，Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金的室温强度和高温强度差较小，即使在高温域也能够维持高的强度。由此，确认了对长周期层叠结构相在高温域的机械性能的提高、即高强度、高延展性有大的帮助。
(实施例2)
首先，在Ar气体氛围气中通过高频感应熔解，作为实施例2，制作Mg85Cu6Y9合金的铸造物、Mg85Ni6Y9合金的铸造物。
其次，对上述铸造材料进行热轧。热轧是在200℃、30分钟的预备加热后以轧制率50～70％、轧制温度250～400℃进行的。
(铸造材料的组织观察)
通过SEM、TEM进行铸造材料的组织观察。图17～图122表示这些结晶组织的照片。图7是Mg85Cu6Y9合金的铸造材料的SEM照片，图8是Mg85Ni6Y9合金的铸造材料的SEM照片，图9是Mg85Co6Y9合金的铸造材料的SEM照片。图10是表示Mg85Cu6Y9合金的铸造材料的长周期层叠结构相的TEM照片。图11是表示Mg85Cu6Y9合金的铸造材料中生成的18R型长周期层叠结构相的衍射图形的图。图12是表示Mg85Cu6Y9合金的铸造材料中生成的10H型长周期层叠结构相的衍射图形的图。
如图7～图9所示，对实施例2的Mg85Cu6Y9合金、Mg85Ni6Y9合金、Mg85Co6Y9合金的各自的铸造材料观察了10～30μm程度的板状的组织。该板状组织为10H或18R型的长周期层叠结构相。图7～图9中的刻度条表示100μm。
从图10及图11所示的TEM照片及电子线衍射图案在Mg85Cu6Y9合金中确认了18R型的长周期层叠结构相。另外，从图12所示的电子线衍射图案在Mg85Cu6Y9合金中确认了10H型的长周期层叠结构相。
另外，Mg85Ni6Y9合金、Mg85Co6Y9合金的各自的铸造材料都被确认有18R型和10H型这两种长周期测定结构相。
(维氏硬度试验)
进行铸造材料及热轧材料的各自的维氏硬度试验。
Mg85Cu6Y9合金的铸造材料的维氏硬度为108HV0.5，Mg85Cu6Y9合金合金的热轧材料的维氏硬度为150HV0.5。另外，Mg85Ni6Y9合金的铸造材料的维氏硬度为110HV0.5，Mg85Ni6Y9合金的热轧材料的维氏硬度为147HV0.5。另外，Mg85Co6Y9合金的铸造材料的维氏硬度为105HV0.5，Mg85Co6Y9合金的热轧材料的维氏硬度为138HV0.5。
如上所述，由于实施方式2的铸造材料和热轧材料具有高的硬度，故认为即使是实施例2的镁合金也具有高强度。
(实施例3)
(试样的制作)
(铸造材料的制作)
使用电炉，边使CO2气体流入铁制坩锅内，边将Mg合金熔解，并将其注入铁制铸模，进行铸造材料试验制作。详细地说，进行各种材料的称量，称量后首先将Mg置入铁制坩锅内进行熔解。在Mg熔解后，加入添加元素，加热到1123K并保持10分钟。之后，用铁棒进行搅拌，进行向铸模中进行注入的作业。
(急冷材的制作)
使用电炉，边使CO2气体流入铁制坩锅内，边将Mg合金熔解，并将其注入铜制铸模，进行急冷材试验制作。详细地说，将铸造材料置入铁制坩锅内，将Mg97X1Y2(X＝Cu、Ni)合金加热到1123K并保持10分钟，将Mg94X2Y4(X＝Cu、Ni)合金加热到1098K并保持10分钟，将Mg100 -A-BXAYB(X＝Cu、Ni、A＝3～3.5、B＝6～7)合金加热到1073K并保持10分钟。之后，向水冷式铜铸模中注入，进行急冷的作业。
(轧制材的制作)
对于Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金急冷材以623K热轧至压下率70％，进行轧制材试样制作。利用气体燃烧器加热轧制辊，同时使其以8.6rpm旋转，并将由电炉保持在623K的Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金急冷材进行轧制。
(抗拉试验片的制作)
使用金属丝放电加工机(三菱电机(株)制FA20)，基于JIS规格制作14B号的板状试验片。抗拉试验片的尺寸为，标点间距离为9.45mm、平行部长度为12.8mm、肩部半径为15.0mm。加工后通过耐水研磨纸及抛光轮研磨器进行研磨。
(热处理材的制作)
对制作好的Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金轧制材的抗拉试验片进行矫直退火。使用电炉在大气中将装置材料以673K保持6h后马上将其浸入水中进行急冷。
(Mg100-A-BXAYB(A＝1～3.5、B＝2～7)合金急冷材的机械特性)
对Mg100-A-BXAYB(A＝1～3.5、B＝2～7)合金急冷材在室温下进行抗拉试验。Mg97Cu1Y2合金急冷材在室温下显示，耐力(以下简记为σ0.2)＝121MPa、抗拉强度(以下简记为σB)＝215MPa、拉伸率(以下简记为δ)＝14％。另外，对于Mg94Cu2Y4合金急冷材而言，σ0.2＝257MPa、σB＝257MPa、δ＝8％，与Mg97Cu1Y2合金相比，得知虽然拉伸率小但强度提高。另外，对于Mg91Cu3Y6合金急冷材而言，σ0.2＝257MPa、σB＝312MPa、δ＝6％，对于Mg90.5Cu3.25Y6/25合金急冷材而言，σ0.2＝277MPa、σB＝328MPa、δ＝5％，随着任意的添加元素量的增加，拉伸率减小，但强度可能上升。但是，对于Mg89.5Cu3.5Y6合金急冷材而言，δ＝1％，在弹性域脆性地破断，因此，强度也减小到σB＝221MPa。从以上结果得知，当Cu及Y的添加元素量增加时，长周期相增加，强度增加，但当增加元素量时，脆性破断到σB＝328MPaMg89.5Cu3.5Y6合金。因此，得知通过对长周期相分散且复相化适宜量的MG，可提高延展性。
(Mg91Cu3Y6合金的轧制加工和机械特性)
急冷材的抗拉试验的结果中，Mg91Cu3Y6合金是屈服强度257MPa、拉伸率6％这样高的强度的具有适宜的延展性的合金，因此，对于Mg91Cu3Y6合金急冷材和其装置材、进而轧制后的热处理材，从室温起在623K下进行抗拉试验，调查轧制的机械特性。
(Mg91Cu3Y6合金急冷材的机械特性)
Mg91Cu3Y6合金急冷材在室温下表示耐力(以下简记为σ0.2)＝257MPa、抗拉强度(以下简记为σB)＝312MPa、拉伸率(以下简记为δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝203MPa、σB＝250MPa、δ＝7％，在573K下σ0.2＝152MPa、σB＝192MPa、δ＝11％，另外，在598K下σ0.2＝109MPa、σB＝125MPa、δ＝34％，在623K下σ0.2＝61MPa、σB＝74MPa、δ＝100％。由此，随着达到高温，发现强度降低且拉伸率增加的倾向。另外，即使在523K这样的高温域，也能够维持屈服强度为150MPa以上这样高的值，得知Mg91Cu3Y6合金急冷材为即使在高温下也具有高强度的合金。
(Mg91Cu3Y6合金的硬度)
Mg91Cu3Y6合金轧制材的硬度为119HV0.5，与Mg91Cu3Y6合金急冷材的100HV0.5相比，硬度上升。另外，对于Mg91Cu3Y6合金热处理材也进行硬度试验，硬度为108HV0.5，认为通过热处理减小硬度，将Mg及长周期相的应变缓和。
(Mg91Cu3Y6合金热处理材的机械特性)
得知在进行轧制加工的状态下，在材料内蓄积应变，其大致在弹性域破断。因此，对于对Mg91Cu3Y6合金装置材料以673K进行6h的矫直退火后的Mg91Cu3Y6合金热处理材通过抗拉试验调查机械强度。Mg91Cu3Y6合金热处理材在室温下显示，耐力(以下简记为σ0.2)＝412MPa、抗拉强度(以下简记为σB)＝477MPa、拉伸率(以下简记为δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝254MPa、σB＝284MPa、δ＝24％，在573K下σ0.2＝199MPa、σB＝223MPa、δ＝46％，另外，在598K下σ0.2＝105MPa、σB＝134MPa、δ＝69％，另外，在623K下σ0.2＝66MPa、σB＝81MPa，即使δ＝63％也不会破断。由此，与急冷材的情况相同，随着达到高温，观察到强度降低且拉伸率增加的倾向。对于热处理材而言，在室温下显示屈服强度400MPa以上这样非常高σ0.2。另外，在高温域强度比急冷材的高，拉伸率比急冷材的大。这认为是，认为通过轧制加工而在急冷材存在的试样内的铸造缺陷(空洞)等材料缺陷被损害。而且，特别是在强度面，认为是由于长周期相的底面(0018)与轧制板面平行地形成有集合组织。在六方晶的情况下，在应变时的外力的方向相对于底面为平行或垂直时，由于作用在底面的剪断力为0，故不会产生滑动应变，虽然没有塑性变形，但强度提高，可制作也兼备适宜的延展性的Mg合金。
(Mg90.5Cu3.25Y6.25合金轧制加工和机械特性)
对Mg91Cu3Y6合金进行轧制加工，并进行抗拉试验，得知其在室温下显示屈服强度超过400MPa的高的强度，且拉伸率也具有6％这样非常优良的特性。要制造更高强度的合金，考虑对强度比Mg91Cu3Y6合金的高且拉伸率也具有4.6％这样某种程度的延展性的Mg90.5Cu3.25Y6.25合金实施轧制加工。因此，制作Mg90.5Cu3.25Y6.25合金急冷材，并对实施了轧制加工的试样进行抗拉试验，调查机械特性。
(Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材的机械特性)
对制作好的Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材以室温～632K进行抗拉试验，调查机械特性。表3表示结果。在室温下显示的是，耐力(以下简记为σ0.2)＝448MPa、抗拉强度(以下简记为σB)＝512MPa、拉伸率(以下简记为δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝342MPa、σB＝375MPa、δ＝25％，在573K下σ0.2＝228MPa、σB＝245MPa、δ＝44％，在598K下σ0.2＝177MPa、σB＝189MPa、δ＝47％，另外，在623K下σ0.2＝54MPa、σB＝61MPa、δ＝143％。该值为与Mg91Cu3Y6合金处理材料相比强度大，且延展性为相同长度或比其稍低的值。这认为是长周期相的面积率增加、和轧制造成的加工率增加所引起的。
另外，与Mg91Cu3Y6合金热处理材相同，观察到，随着达到高温，有强度降低且拉伸率增加的倾向。对于热处理材而言，在室温下显示σ0.2＝448MPa这样的值，且由于σB超过500MPa，故Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材是具有超过Mg91Cu3Y6合金热处理材的非常高的强度，并且兼具适宜的延展性的材料。
图13表示Mg91Cu3Y6合金热处理材的TEM照片及电子衍射图案。根据图13，组织为Mg粒子和长周期相的2相状态。另外，可知在长周期产生组织的弯曲(弯曲)，认为这也对高强度化有帮助。认为图13的组织虽然是Mg91Cu3Y6合金热处理材，但Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材也是相同的。
表3Mg90.5Cu3.25Y6.25(X＝Cu、Zn、Ni)合金轧制热处理材的机械特性
Figure A20078000952500331
表3表示本实施例中制作的合金的机械特性。得知，在室温下，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材、Mg90.5Ni3.25Y6.25合金合金热处理材在相对强度方面超过A7075-T6(A7075：Al-1.2％Cu-6％Zn-2％Mg-0.25％Cr-0.25％Mn、T6：溶体化处理后、人工时效效果处理后的状态)，稍微接近Ti-6Al-4V，但非常高。另外，Mg90.5Zn3.25Y6.25合金热处理材的相对强度也超过商用化的已有的镁合金。对于523K下的相对强度，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材、Mg90.5Zn3.25Y6.25合金热处理材、Mg90.5Ni3.25Y6.25合金热处理材的任一合金也超过耐热镁合金WE54A-T6(WE54A：Mg-5％Y-4％RE、T6：溶体化处理后、人工时效效果处理后的状态)、耐热铝合金A2219-T81(A2219：Al-6％Cu0.3％Mn-0.5％Zr、T81：溶体化后实施1％的冷轧，并进行了人工时效效果处理后的状态)的强度，另外，即使在598K下，耐力也为100MPa以上，确保了高强度。在623K下，Mg90.5Ni3.25Y6.25合金热处理材维持耐力100MPa以上的高强度，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金热处理材显示143％这样高的延展性。
自以上的结果可以说，本实施例重制作的Mg-TM(TM＝迁移金属)-Y合金是在室温～高温度域具有高的相对强度的Mg合金。
上述实施例3的合金“板材”的高强度的理由认为是由于，通过进行热轧，从而Mg及长周期相的(001)及(0018)面在板面平行地定向(集合组织化)，因此，相对于拉伸方向难以变形。未定向的急冷材的抗拉试验结果显示抗拉强度高达300MPa以上的强度。这是长周期其自身仍然显示强度高的结果。使用了铜铸模的急冷效果也有助于稍微的高强度化。而且，通过进行热轧进行集合组织化，认为进一步变强。在高温下也强的理由是由于，长周期相其自身在高温下强；即使以400℃进行6小时热处理，由于集合组织残留故与室温相同，实现高强度化。轧制后的热处理非常重要，当不进行该热处理时，不能提高室温下的延伸。室温下的延伸为通过进行热处理Mg恢复、再结晶化而产生的现象。虽然Mg恢复，但长周期相其自身如上所述在400℃下的热处理后也被集合组织化而残留，因此，这对高强度化有大的帮助。
(实施例4)
首先，在Ar气体氛围气中通过高频感应熔解，制作具有表4、表5及表6分别表示的组成的铸锭(铸造材料)，并从这些铸锭准备切出为ф29×65mm的形状的挤压坯料。
其次，对挤压坯料进行挤压加工。挤压加工在进行了623K、20分钟的预加热后以表4～表6所示的挤压比、挤压温度、挤压速度进行。其次，对进行了该挤压加工的挤压材料以表4～表6所示的温度进行抗拉试验，表4～表6表示其结果。
如表4～表6所示，形成长周期层叠结构相的镁合金具有高的屈服强度。
另外，本发明不限于上述的实施方式及实施例，在不脱离本发明宗旨的范围内可实施各种变更。
表4
Figure A20078000952500351
表5
Figure A20078000952500361
表6
Figure A20078000952500362

Claims (44)

1、一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
2、如权利要求1所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述高强度高韧性镁合金具有长周期层叠结构相。
3、如权利要求2所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述高强度高韧性镁合金具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
4、如权利要求2或3所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述高强度高韧性镁合金具有化合物相。
5、如权利要求1～4中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，高强度高韧性镁合金为镁合金铸造物，对所述镁合金铸造物实施有热处理。
6、如权利要求5所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述高强度高韧性镁合金是对所述镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物。
7、一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，制造含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)的镁合金铸造物，通过切削所述镁合金铸造物，制作片形状的铸造物，且通过塑性加工使所述铸造物固化的塑性加工物具有长周期层叠结构相，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
8、一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，制作含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)的镁合金铸造物，且对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物具有长周期层叠结构相，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
9、如权利要求7或8所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，对所述镁合金铸造物实施有热处理。
10、如权利要求7～9中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，对所述塑性加工物实施有热处理。
11、如权利要求6～10中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述塑性加工物具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
12、如权利要求6～11中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述塑性加工物具有化合物相。
13、如权利要求6～12中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述塑性加工是进行轧制、挤压、ECAE、拉拔加工、锻造、冲压、转造、弯曲、FSW加工及它们的反复加工中的至少之一的加工。
14、如权利要求6～13中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述塑性加工至少一次的相当应变量为0～5但不含0。
15、一种高强度高韧性镁合金，其特征在于，形成含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)的组成的液体，并将所述液体急冷使其凝固，用如此得到的粉末、薄带或细线构成高强度高韧性镁合金，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
16、如权利要求15所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述粉末、薄带或细线具有长周期层叠结构相的结晶组织。
17、如权利要求16所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述粉末、薄带或细线具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
18、如权利要求16或17所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述粉末、薄带或细线具有化合物相。
19、如权利要求16～18中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，以对所述粉末、薄带或细线附加剪断的方式固化。
20、如权利要求2～14、16～19中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述长周期层叠结构相被扭折。
21、如权利要求1～20中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述Mg中含有c原子％的Zn，所述a和c满足下述式(4)，
(4)0.2＜a+c≤15。
22、如权利要求21所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述a和c还满足下述式(5)，
(5)c/a≤1/2。
23、如权利要求1～21中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述Mg中含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu中选出的至少一种元素，所述b和d满足下述式(6)，
(6)0.2＜b+d≤15。
24、如权利要求23所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述b和d还满足下述式(7)，
(7)d/b≤1/2。
25、如权利要求1～24中任一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述Mg中含有合计e原子％的从Zr、Ti、Mn、Al、Ag、Sc、Sr、Ca、Si、Hf、Nb、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb、V、Fe、Cr及Mo中选出的至少一种元素，e满足下述式(8)，
(8)0＜e≤2.5。
26、如权利要求25所述的高强度高韧性镁合金，其特征在于，所述e和a和b和d还满足下述式(9)，
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2。
27、一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，包括：
制造含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)的镁合金铸造物的工序；
通过对所述镁合金铸造物进行塑性加工制作塑性加工物的工序，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
28、如权利要求27所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，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还包括切削所述镁合金铸造物的工序。
29、如权利要求27或28所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述镁合金铸造物具有长周期层叠结构相。
30、如权利要求27～29中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有长周期层叠结构相。
31、如权利要求29或30所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有αMg相，所述αMg相具有层状结构。
32、如权利要求29～31中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有化合物相。
33、如权利要求29～32中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述长周期层叠结构相被扭折。
34、如权利要求27～33中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，在制作所述镁合金铸造物的工序之后还包括对所述镁合金铸造物实施热处理的工序。
35、如权利要求27～34中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，在制作所述塑性加工物的工序之后还包括对所述塑性加工物实施热处理的工序。
36、如权利要求27～35中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工是进行轧制、挤压、ECAE、拉拔加工、锻造、冲压、转造、弯曲、FSW加工及它们的反复加工中的至少之一的加工。
37、如权利要求27～36中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工至少一次的相当应变量为0～5但不含0。
38、如权利要求27～37中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有c原子％的Zn，所述a和c满足下述式(4)，
(4)0.2＜a+c≤15。
39、如权利要求38所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述a和c还满足下述式(5)，
(5)c/a≤1/2。
40、如权利要求27～39中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu中选出的至少一种元素，且所述b和d满足下述式(6)，
(6)0.2＜b+d≤15。
41、如权利要求40所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述b和d还满足下述式(7)，
(7)d/b≤1/2。
42、如权利要求27～41中任一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有合计e原子％的从Zr、Ti、Mn、Al、Ag、Sc、Sr、Ca、Si、Hf、Nb、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb、V、Fe、Cr及Mo中选出的至少一种元素，且所述e满足下述式(8)，
(8)0＜e≤2.5。
43、如权利要求42所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，所述e和a和b和d还满足下述式(9)，
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2。
44、一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征在于，形成具有下述组成的液体，并将所述液体急冷使其凝固，由此形成粉末、薄带或细线，以对所述粉末、薄带或细线附加剪断的方式固化，
所述液体的组成为含有合计a原子％的Cu、Ni及Co中至少一种金属，含有合计b原子％的从Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中选出的至少一种元素，a和b满足下述式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
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