CN115398017A - 镁合金及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度的镁合金。本发明的一个方式，是含有a原子％的Al，含有b原子％的Ca，含有c原子％的Mn，含有d原子％的D，余量包含Mg和不可避免的杂质的镁合金，其中，所述D具有RE(稀土元素)、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的至少一个，所述镁合金不含Si和Sr，所述c满足下式1，所述d满足下式2，所述a和所述b，在图1所示的直线包围的范围内、热传导率为75W/m·K以上。(式1)0≤c≤0.1，(式2)0≤d≤1。

Description

镁合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及镁合金及其制造方法。
背景技术
镁合金因为具有高比强度，所以作为运输设备轻量化的关键技术得到期待。运输设备具有要求高热传导率的构件。
但是，一般的镁合金AZ91D(ASTM牌号)的热传导率为60W/m·K左右，因此，若使用环境为高温或被用于使用中放热的零部件，则散热无法良好地进行，零部件有可能发生热变形(例如参照专利文献1的段落[0003])。
现有技术文献
专利文献1：日本特开2012－197490号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的一个方式，其课题在于，提供一种具有75W/m·K以上的热传导率的镁合金或其制造方法。
另外，本发明的一个方式，其课题在于，提供一种具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度的镁合金或其制造方法。
解决问题的手段
以下对于本发明的各种方式进行说明。
[1]一种镁合金，其特征在于，含有a原子％的A元素，含有b原子％的B元素，含有c原子％的C元素，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量，处在由以下的(1)～(4)表示的直线所包围的范围内，
所述c满足下式34，
所述d满足下式35，
所述A元素和所述B元素是满足下述条件1至条件3的元素，
所述C元素是满足下述条件4的元素，
所述D元素是满足下述条件5的元素，
所述镁合金具有α－Mg相，
所述镁合金中，含有以面积分率计为X％的包含所述A元素和所述B元素的化合物，所述X满足下式41，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为Y％的包含Mg和所述A元素的化合物，所述Y满足下式42，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为Z％的包含Mg和所述B元素的化合物，所述Z满足下式43，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为W％的包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物，所述W满足下式44，
所述X、所述Y、所述Z和所述W的合计含量满足下式45，
热传导率为75W/m·K以上。
(1)如果a在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)1.5≤b≤5
(式2b)a＝7/3b+4/3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)5≤b≤9.5
(式3b)a＝－b+18
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
(式34)0≤c≤0.1
(式35)0≤d≤1
(条件1)设Mg和A元素的混合焓为ΔHMg－A时，满足以下的式子。
－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)
(条件2)设Mg和B元素的混合焓为ΔHMg－B时，满足以下的式子。
－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)
(条件3)设A元素和B元素的混合焓为ΔHA－B时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜－11(kJ/mol)且ΔHA－B/ΔHMg－B≥2.0
(条件4)设A元素和C元素的混合焓为ΔHA－C，设B元素和C元素的混合焓为ΔHB－C时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C
(条件5)设C元素和D元素的混合焓为ΔHC－D时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHC－D
(式41)0＜X≤10
(式42)Y＝0
(式43)0＜Z≤5
(式44)5≤W≤40
(式45)5≤X+Y+Z+W≤45
[2－1]根据上述[1]的镁合金，其特征在于，具有：
包含所述Mg和所述B元素的化合物，或包含所述Mg和所述A元素和所述B元素的化合物与所述α－Mg相的共晶组织；内含包含所述A元素和所述B元素的化合物的α－Mg晶粒。
[2]根据上述[1]的镁合金，其特征在于，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量，处在由以下的(5)～(9)表示的直线所包围的范围内。
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)1.5≤b≤4.5
(式1b)7b/3+4/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)7.5＜a＜11.5
(式6b)b＝4.5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5＜b＜6
(式7b)a＝7.5
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4.5＜a＜12
(式8b)b＝6
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)6≤b≤9.5
(式9b)a＝－b+18
[3]根据上述[1]或[2]的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al或Zn，
所述B元素为Ca、Ce和Y中的任意一个，
所述C元素为Mn或Zr，
所述D元素为RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素。
[4]根据上述[3]的镁合金，其特征在于，
所述RE的含量满足下式51。
(式51)0≤RE≤0.4wt％
[5]根据上述[1]至[4]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，所述B元素为Ca时，包含所述A元素和所述B元素的化合物为C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，包含Mg和所述A元素的化合物为β相(Mg17Al12化合物)等，包含Mg和所述B元素的化合物为C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)，包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物为C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)。
[6]根据上述[1]至[5]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是RE(稀土元素)、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金不含Si和Sr，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量处于由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
[7]根据上述[1]至[5]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是Yb以外的RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金，含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量处于由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内。
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
[8]根据上述[6]或[7]的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[9]根据上述[1]至[5]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
所述镁合金，对于第一方向的第一热传导率为75W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率在所述第一热传导率以下，设所述第一热传导率为λ1，设所述第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20，
所述镁合金的0.2％屈服强度为200MPa以上。
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
[10]根据上述[9]的镁合金，其特征在于，
所述第一热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[11]根据上述[1]至[5]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(9)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)2.5≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)1.25≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.25≤a≤2.5
(式8b)a＝4.5
(9)如果a在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)1.5≤a≤4.5
(式9b)b＝2.5
[12]根据上述[11]的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有Yb和B e中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19。
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
[13]根据上述[11]的镁合金，其特征在于，
所述镁合金，对于第一方向的第一热传导率为75W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率在所述第一热传导率以下，设所述第一热传导率为λ1，设所述第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20，
所述镁合金的0.2％屈服强度为200MPa以上。
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3
[14]根据上述[11]或[12]的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[15]根据上述[13]的镁合金，其特征在于，
所述第一热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[16]根据上述[6]至[15]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述镁合金，具有α－Mg相与C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)，或者，α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，
含有所述C36型金属间化合物相5体积％以上且40体积％以下。
[17]根据上述[6]至[16]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)5体积％。
[18]根据上述[6]至[17]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述镁合金具有多个α－Mg晶粒、和所述α－Mg相与所述C36型金属间化合物相的共晶层状组织，
所述多个α－Mg晶粒相互间通过所述共晶层状组织连接，
所述α－Mg晶粒彼此，经由所述共晶层状组织的所述α－Mg相而被网络化。
[19]根据上述[18]的镁合金，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下的Al，含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
[20]根据上述[18]或[19]的镁合金，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物。
[21]根据上述[20]的镁合金，其特征在于，
所述线状化合物或所述板状化合物为C15型金属间化合物相。
[22]根据上述[6]至[21]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
[23]根据上述[6]至[22]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以[6]所述的合金组成并由铸造法制造刚完之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
[24]根据上述[6]至[23]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以[6]所述的合金组成并由铸造法制造刚完之后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
[25]根据上述[6]至[24]中任一项的镁合金，其特征在于，
a与b满足下述的式5与式6、式7与式8、式9与式10、和式11与式12中的任意一个。
(式5)2.0≤a≤12.5
(式6)1.0≤b＜3
(式7)2.0≤a≤12.5
(式8)7＜b≤7.5
(式9)2.0≤a＜4.5
(式10)1.0≤b≤7.5
(式11)12.0＜a≤12.5
(式12)1.0≤b≤7.5
[26]根据上述[6]至[24]中任一项的镁合金，其特征在于，
a和b满足下述的式13和式14，且满足下述的式15或式16。
(式13)2.0≤a≤12.5
(式14)3.0≤b≤7.0
(式15)a/b＜1.2
(式16)3.0＜a/a
[27]一种3D层叠造型材料，其特征在于，使用电子束或激光束，对于由上述[6]至[26]中任一项所述的镁合金的粉末、带材、线材和棒状构成的铸造塑性加工材料以及急冷材进行3D层叠造型。
[28]一种复合材料，其特征在于，是使上述[6]至[26]中任一项所述的镁合金，与粒子和纤维的至少一方复合化而成的复合材料，
所述粒子是碳粒子、陶瓷粒子、金属粒子和金属间化合物粒子中的至少一个，
所述纤维是碳纤维、陶瓷纤维和金属纤维中的至少一个。
[29]一种镁合金的制造方法，其特征在于，具有工序(a1)或工序(a2)，
所述工序(a1)，是通过低于1000K/秒的凝固速度铸造镁合金而形成铸造材的工序，
所述工序(a2)是通过1000K/秒以上且1,000,000K/秒以下的凝固速度急冷所述镁合金而形成急冷材的工序，
所述镁合金，含有a原子％的A元素，含有b原子％的B元素，含有c原子％的C元素，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量，处在由以下的(1)～(4)表示的直线所包围的范围内，
所述c满足下式34，
所述d满足下式35，
所述A元素和所述B元素是满足下述条件1至条件3的元素，
所述C元素是满足下述条件4的元素，
所述D元素是满足下述条件5的元素，
所述铸造材或所述急冷材具有α－Mg相，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为X％的包含所述A元素和所述B元素的化合物，所述X满足下式41，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为Y％的包含Mg和所述A元素的化合物，所述Y满足下式42，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为Z％的包含Mg和所述B元素的化合物，所述Z满足下式43，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为W％的包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物，所述W满足下式44，
所述X、所述Y、所述Z和所述W的合计含量满足下式45，
所述铸造材和所述急冷材各自的热传导率为75W/m·K以上。
(1)如果a在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)1.5≤b≤5
(式2b)a＝7/3b+4/3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)5≤b≤9.5
(式3b)a＝－b+18
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
(式34)0≤c≤0.1
(式35)0≤d≤1
(条件1)设Mg和A元素的混合焓为ΔHMg－A时，满足以下的式子。
－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)
(条件2)设Mg和B元素的混合焓为ΔHMg－B时，满足以下的式子。
－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)
(条件3)设A元素和B元素的混合焓为ΔHA－B时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜－11(kJ/mol)且ΔHA－B/ΔHMg－B≥2.0
(条件4)设C元素和A元素的混合焓为ΔHA－C，设C元素和B元素的混合焓为ΔHB－C时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C
(条件5)设D元素和C元素的混合焓为ΔHC－D时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHC－D
(式41)0＜X≤10
(式42)Y＝0
(式43)0＜Z≤5
(式44)5≤W≤40
(式45)5≤X+Y+Z+W≤45
[30]根据上述[29]的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量处于由以下的(5)～(9)表示的直线所包围的范围内。
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)1.5≤b≤4.5
(式1b)7b/3+4/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)7.5＜a＜11.5
(式6b)b＝4.5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5＜b＜6
(式7b)a＝7.5
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4.5＜a＜12
(式8b)b＝6
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)6≤b≤9.5
(式9b)a＝－b+18
[31]根据上述[29]或[30]的镁合金的制造方法，其特征在于，具有工序(b1)：对于所述工序(a1)之后的所述铸造材或所述工序(a2)之后的所述急冷材，并且，在对于所述铸造材进行塑性加工之前或对于所述急冷材进行固化成形之前，以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下(优选为100小时以下)的热处理，从而形成使包含所述A元素和所述B元素的化合物的含量增加的热处理材的工序，
所述热处理材，其热传导率高于所述铸造材或所述急冷材。
[32]根据上述[29]至[31]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al或Zn，
所述B元素为Ca、Ce和Y中的任意一个，
所述C元素为Mn或Zr，
所述D元素为RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素。
[33]根据上述[32]的镁合金，其特征在于，
所述RE的含量满足下式51。
(式51)0≤RE≤0.4wt％
[34]根据上述[29]至[33]中任一项的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，所述B元素为Ca时，包含所述A元素和所述B元素的化合物为C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，包含Mg和所述A元素的化合物为β相(Mg17Al12化合物)等，包含Mg和所述B元素的化合物为C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)，包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物为C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)。
[35]根据上述[29]至[34]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是RE(稀土元素)、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金不含Si和Sr，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内。
(式1)0≤c≤0.1
(式2)0≤d≤1
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
[36]根据上述[29]至[34]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为Yb以外的RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金，含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内。
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
[37]根据上述[35]或[36]的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[38]根据上述[29]至[34]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(9)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)2.5≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)1.25≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.25≤a≤2.5
(式8b)a＝4.5
(9)如果a在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)1.5≤a≤4.5
(式9b)b＝2.5
[39]根据上述[38]的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述镁合金含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19。
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
[40]根据上述[38]或[39]的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
[41]根据上述[29]至[40]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(a1)之后，具有对于所述铸造材进行塑性加工或大应变加工的工序(c)。
[42]根据上述[41]的镁合金的制造方法，其特征在于，
具有对于所述工序(c)之后的所述铸造材，以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下的热处理，从而形成热处理材的工序。
[43]根据上述[29]至[42]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
在所述工序(a1)之后，通过切削所述铸造材而形成碎屑材的工序(d)；
通过使所述碎屑材固化成形而形成固化成形材的工序(e1)。
[44]根据上述[43]的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(d)与所述工序(e1)之间，具有工序(b2)，即，对于所述碎屑材以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下(优选为100小时以下)的热处理，从而形成碎屑热处理材的工序，
所述工序(e1)是使所述碎屑热处理材固化成形而形成固化成形材的工序，
所述固化成形材的热传导率为75W/K·m以上。
[45]根据上述[29]至[41]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(a2)之后，具有通过将所述急冷材固化成形而形成固化成形材的工序(e2)。
[45－1]根据上述[43]至[45]的镁合金的制造方法，其特征在于，
具有对于所述固化成形材，以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下(优选为100小时以下)的热处理，从而形成热处理材的工序。
[46]根据上述[32]至[45]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造材，具有α－Mg相与C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)，或者，α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，
含有5体积％以上且40体积％以下的所述C36型金属间化合物相。
[47]根据上述[32]至[46]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材，具有C15型金属间化合物相(Al2Ca相)。
[48]根据上述[32]至[47]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材含有C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)5体积％。
[49]根据上述[32]至[48]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材，具有多个α－Mg晶粒、和所述α－Mg相与所述C36型金属间化合物相的共晶层状组织，
所述多个α－Mg晶粒相互间通过所述共晶层状组织连接，
所述α－Mg晶粒彼此，经由所述共晶层状组织的所述α－Mg相而被网络化。
[50]根据上述[49]的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下的Al，含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
[51]根据上述[49]或[50]的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物。
[52]根据上述[51]的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述线状化合物或所述板状化合物为C15型金属间化合物相。
[53]根据上述[32]至[52]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材的所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
[54]根据上述[41]的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
[55]根据上述[41]至[54]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于所述工序(a1)刚完成之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
[56]根据上述[41]、[43]至[55]中任一项的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于所述工序(a1)刚完之后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
根据本发明的一个方式，能够提供具有75W/m·K以上的热传导率的镁合金或其制造方法。
另外，根据本发明的一个方式，能够提供具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度的镁合金或其制造方法。
附图说明
图1是表示本发明的第二实施方式的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。
图2是表示用于本发明的第二实施方式的变更例的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。
图3是表示实施例1的多个试样的镁合金铸造材的热传导率的图。
图4(a)～(d)是实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材的IPF映射图。
图5是表示实施例1的多个试样的镁合金的铸造热处理材的热传导率的图。
图6是实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材的TEM照片和SAED像。
图7是对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行组织观察的SEM照片。
图8(a)是对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行组织观察的SEM照片，图8(b)是对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造热处理材进行组织观察的SEM照片。
图9是表示热处理时间对于α－Mg晶粒内的α－Mg母相中的溶质浓度造成的影响的图。
图10(a)是表示对于纯Mg进行了XRD分析的结果的图，图10(b)是表示对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行了XRD分析的结果的图，图10(c)是表示对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造热处理材进行了XRD分析的结果的图。
图11是表示实施例1的多个试样的镁合金经铸造热处理后的挤压材的热传导率的图。
图12是表示实施例1的多个试样的镁合金经铸造后的挤压材的热传导率的图。
图13(a)、(b)是表示图11所用的试样(铸造热处理后的挤压材)和图12所用的试样(铸造后的挤压材)各自的力学特性测量结果的图。
图14(a)、(b)是表示图11所用的试样(铸造热处理后的挤压材)和图12所用的试样(铸造后的挤压材)各自的力学特性测量结果的图。
图15是表示实施例2的Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02合金的碎屑固化成形材的热传导率与屈服强度的图。
图16是表示实施例3的Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02快速凝固固化成形材的热传导率与屈服强度的图。
图17是表示用于本发明的第二实施方式的变更例的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。
图18是表示在实施例4的Mg－4Al－2Ca(原子％)添加有Be或Yb的镁合金的起火温度提高的图。
图19(a)、(b)是表示对于Mg87.98Al8Ca4Mn0.02合金的铸造材，以623K的温度进行8小时热处理后，再以523K的挤压温度进行了挤压比10、挤压速度2.5mm/s的挤压加工的挤压材的组织的照片。
图20是表示实施例2的Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02合金热处理后挤压材与热处理后碎屑固化成形材在ED方向与TD方向上的热传导率的各向异性的图。
图21是表示本发明的第一实施方式的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。
图22是表示用于本发明的第一实施方式的变更例的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。
图23是表示对于图17所示的镁合金的组成范围的变更例进一步变更的示例中Al和Ca的含量范围的图。
图24是表示对于实施例5的试样Mg98－2xAlx+2Cax合金的铸造材进行XRD分析的结果的图。
图25是表示对于实施例5的试样Mg98－2xAlx+2Cax合金的铸造材进行热处理，并对该热处理材进行XRD分析的结果的图。
图26是表示对于实施例5的试样的热处理材实施挤压加工，并对此挤压材进行XRD分析的结果的图。
图27是表示实施例6的试样Mg－Al－Ca合金的α－Mg相的溶质元素浓度与热传导率的关系的图。
图28是表示图26中所用的挤压材的试样(Mg98－2xAlx+2Cax铸造合金热处理挤压材)的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2，延伸率：δ)的测量结果的图。
图29是表示实施例7的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的碎屑固化成形材，和对此碎屑固化成形材实施了热处理的碎屑固化成形热处理材的力学特性测量结果的图。
图30是表示实施例8的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的急冷材，和对此急冷材实施了热处理的急冷热处理材的力学特性测量结果的图。
图31是表示对于实施例9的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的急冷材进行盐水浸渍试验的结果的图。
图32是表示在制造实施例10的试样Mg90.98Al6Ca3Mn0.02合金的碎屑固化成形材时进行热处理的时机对热传导特性造成的影响的图。
图33是表示热处理条件对于实施例11的试样Mg－5Al－3Ca－0.02Mn合金的热传导特性造成的影响的图。
具体实施方式
以下，使用附图对于本发明的实施方式详细说明。但是，本发明不受以下说明限定，可以不脱离本发明的宗旨及其范围而对其方式和详情进行各种变更，对于本领域技术人员来说是容易理解的。因此，本发明不受以下所示的实施方式所述内容限定解释。
(第一实施方式)
＜镁合金＞
本发明的一个方式的镁合金，是含有a原子％的A元素，含有b原子％的B元素，含有c原子％的C元素，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质的合金。C元素和D元素是特性改善用的元素。
根据横轴取a，纵轴取b的坐标(a，b)，使a原子％的A元素含量和b原子％的B元素含量处在由以下的(1)～(4)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果a在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)1.5≤b≤5
(式2b)a＝7/3b+4/3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)5≤b≤9.5
(式3b)a＝－b+18
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
以上述(1)～(4)表示的直线所包围的范围内，是使A元素为Al，使B元素为Ca时，由图21所示的4条直线包围的范围。
也可以使上述的A元素含量和B元素含量在由以下的(1)、(4)、(5)～(9)表示的直线所包围的范围内。
(1)如果a在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)1.5≤b≤4.5
(式1b)7b/3+4/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)7.5＜a＜11.5
(式6b)b＝4.5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5＜b＜6
(式7b)a＝7.5
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4.5＜a＜12
(式8b)b＝6
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)6≤b≤9.5
(式9b)a＝－b+18
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
以上述的(1)、(4)、(5)～(9)表示的直线所包围的范围内，是使A元素为Al，使B元素为Ca时，由图22所示的7条直线包围的范围。
前述的C元素的含量(原子％)c满足下式34，前述的D元素的含量(原子％)d满足下式35即可。
(式34)0≤c≤0.1
(式35)0≤d≤1
还有，更优选所述c满足下式34’。
(式34’)0＜c≤0.1
另外，更优选所述c满足下式34”。
(式34”)0.01＜c≤0.1
上述的镁合金具有α－Mg相。
所述A元素和所述B元素，是满足下述条件1至条件3的元素。
(条件1)设Mg和A元素的混合焓为ΔHMg－A时，满足以下的式子。
－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)
(条件2)设Mg和B元素的混合焓为ΔHMg－B时，满足以下的式子。
－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)
(条件3)设A元素和B元素的混合焓为ΔHA－B时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜－11(kJ/mol)且ΔHA－B/ΔHMg－B≥2.0
所述C元素是满足下述条件4的元素。
(条件4)设A元素和C元素的混合焓为ΔHA－C，设B元素和C元素的混合焓为ΔHB－C时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C
所述D元素是满足下述条件5的元素。
(条件5)设C元素和D元素的混合焓为ΔHC－D时，满足以下的式子。
ΔHA－B＜ΔHC－D
在上述的镁合金中，含有包含A元素和B元素的化合物(A－B化合物)以面积分率为X％，X满足下式41即可。
(式41)0＜X≤10
在此镁合金中，含有包含Mg和A元素的化合物(Mg－A化合物)以面积分率计为Y％，Y满足下式42即可。换言之，在镁合金中不含包含Mg和A元素的化合物即可。
(式42)Y＝0
在此镁合金中，含有包含Mg和B元素的化合物(Mg－B化合物)以面积分率计为Z％，Z满足下式43即可。
(式43)0＜Z≤5
在此镁合金中，含有包含Mg和A元素及B元素的化合物(Mg－A化合物)以面积分率计为W％，W满足下式44即可。
(式44)5≤W≤40
上述的X、Y、Z和W的合计含量满足下式45即可。
(式45)5≤X+Y+Z+W≤45
另外，上述的镁合金其热传导率为75W/m·K以上即可。
以下，说明上述镁合金更具体的例子。
上述的A元素是Al或Zn即可。
另外，B元素是Ca、Ce和Y的任意一个即可。
另外，C元素是作为耐腐蚀性改善元素的Mn或Zr即可。
另外，D元素是RE(稀土元素)、Si、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素即可。
上述的RE的含量满足下式51即可。
(式51)0≤RE≤0.4wt％
A元素是Al，B元素是Ca时，包含A元素和B元素的化合物(A－B化合物)为C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，包含Mg和A元素的化合物(Mg－A化合物)为β相(Mg17Al12化合物)等，包含Mg和B元素的化合物(Mg－B化合物)为C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)，包含Mg和A元素及B元素的化合物(Mg－A－B化合物)为C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)。
对于上述的条件1至条件5的效果进行说明。
混合焓越为较大的负值，意味着两元素越容易结合。根据条件1的“－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)”和条件2的“－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)”，A元素和B元素不会与Mg排斥而与Mg弱结合，因此倾向于与Mg形成化合物，但这一倾向在B元素一方强于A元素。因此，相比Mg－A化合物的形成，Mg－B化合物和Mg－B－A化合物的形成更容易发生。其结果是，既能够形成可提高机械强度的Mg－B化合物和Mg－B－A化合物，又能够抑制阻碍热传导性的Mg－A化合物的形成。因此，可以通过条件1和条件2一边提高机械强度，一边提高热传导性。
另外，根据条件3的“ΔHA－B＜－11(kJ/mol)”，固溶于α－Mg晶粒的A元素和B元素容易结合而形成A－B化合物。其结果是，由于在α－Mg晶粒内形成A－B化合物，α－Mg晶粒内的纯度变高而热传导性提高。
另外，根据条件3的“HA－B/ΔHMg－B≥2.0”，相比Mg－B化合物和Mg－B－A化合物，因为形成A－B化合物的倾向更强，所以α－Mg晶粒内的纯度也更高，热传导性提高。
添加对于耐腐蚀性和高强度化等有效的C元素或D元素时，根据条件4的“ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C”、以及条件5“ΔHA－B＜ΔHC－D”，A元素与C元素、B元素与C元素、或C元素与D元素的结合力弱于A元素与B元素的结合力。因此，相比形成C－A化合物、C－B化合物、C－D化合物，A－B化合物的形成更会得到促进，因此不会丧失C元素的添加效果，热传导性借助α-Mg晶粒内的高纯度化而提高。
满足条件1至条件3的镁合金中，除了Mg－Al－Ca合金以外，还包含Mg－Zn－Ca合金、Mg－Zn－Ce合金及Mg－Zn－Y合金等。对于上述条件1至条件5的混合焓，以Mg－Al－Ca合金为例具体说明。
因为ΔHMg－Al＝－2(kJ/mol)，所以条件1的“－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)”式成立。
因为ΔHMg－Ca＝－6(kJ/mol)，所以条件2的“－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)”式成立。
由此可做如下陈述。
因为Al和Ca不会与Mg排斥而与Mg弱结合，所以倾向于与Mg形成化合物，但这一倾向在Ca元素一方强于Al元素。因此，相比Mg－Al化合物(例如β相(Mg17Al12化合物)等)的形成而言，Mg－Ca化合物(例如C14型Mg2Ca化合物)和Mg－Ca－Al化合物(例如C36型(Mg,Al)2Ca化合物)的形成更容易发生。其结果是，既能够形成可提高机械强度的Mg－Ca化合物(例如C14型Mg2Ca化合物)和Mg－Ca－Al化合物(例如C36型(Mg,Al)2Ca化合物)，又能够抑制阻碍热传导性的Mg－Al化合物(例如β相(Mg17Al12化合物)等)的形成。因此，通过条件1和条件2，可以一边提高机械强度一边提高热传导性。
另外，因为ΔHAl－Ca＝－20(kJ/mol)，所以条件3的“ΔHA－B＜－11(kJ/mol)”成立。因此，固溶于α－Mg晶粒的Al和Ca容易结合而形成Al－Ca化合物(例如C15型Al2Ca化合物)。其结果是，由于在α－Mg晶粒内形成Al－Ca化合物(C15型Al2Ca化合物)，致使α－Mg晶粒内的纯度变高，热传导性提高。
另外，因为ΔHAl－Ca/ΔHMg－Ca＝3.67，所以条件3的“HA－B/ΔHMg－B≥2.0”式成立。因此，相比Mg－Ca化合物(C14型Mg2Ca化合物)和Mg－Ca－Al化合物(C36型(Mg，Al)2Ca化合物)而言，形成Al－Ca化合物(C15型Al2Ca化合物)的倾向更强，因此α－Mg晶粒内的纯度也更高，热传导性提高。
另外，上述的镁合金，具有Mg－Ca化合物(C14型Mg2Ca化合物)、或Mg－Al－Ca化合物(C36型(Mg，Al)2Ca化合物)与α－Mg相的共晶组织，和内含Al－Ca化合物(C15型Al2Ca化合物)的α－Mg晶粒即可。
在上述Mg－Al－Ca合金中添加对于耐腐蚀性和高强度化等有效的Mn或RE元素等时，因为ΔHAl－Ca＜ΔHAl－Mn，ΔHAl－Ca＜ΔHCa－Mn，ΔHAl－Ca＜ΔHMn－RE，所以条件4的“ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C”、和条件5“ΔHA－B＜ΔHC－D”式成立。因此，Al与Mn、Ca与Mn、或Mn与RE元素等的结合力，比Al与Ca的结合力弱，相比形成Mn－Al化合物、Mn－Ca化合物、Mn－RE化合物等而言，Al－Ca化合物(C15型Al2Ca化合物)的形成更得到促进。因此，不会丧失Mn和RE元素的添加效果，热传导性借助α-Mg晶粒内的高纯度化而提高。
还有，上述实施方式的混合焓的概念，适用于第二实施方式的镁合金。
(第二实施方式)
＜镁合金的组成＞
图1是表示本发明的第二实施方式的镁合金的Al和Ca的含量范围的图。由图1所示的直线包围的组成范围，是在铸造材、铸造热处理材、铸造塑性加工材(例如挤压材和热处理后挤压材)急冷材和3D层叠造型材的任意一个之中都具有75W/m·K以上的热传导率的范围。还有，关于铸造材、铸造热处理材、铸造塑性加工材、急冷材和3D层叠造型材各自的详情，在第3实施方式中说明。
还有，在本说明书中，“铸造材”是以低于1,000K/s的凝固速度铸造的铸造材，包括通过模具铸造、砂型铸造、半连续铸造等的铸造法、压铸、注射成形、双辊铸造制作的铸造材。
另外，在本说明书中，“铸造塑性加工材”，是对于以低于1,000K/s的凝固速度铸造的铸造材，通过挤压·轧制·锻造·拉拔·切屑材料的固化成形而制作的合金材。
另外，在本说明书中，“急冷材”是以1,000～1,000,000K/s的凝固速度制作的粉末或带材或线材以及它们的的固化成形材，固化成形通过挤压·轧制·锻造·热压等进行。
另外，在本说明书中，“3D层叠造型材”是使用电子束或激光束，对于镁合金的粉末、带材、线材、棒状的铸造塑性加工材和急冷材进行3D层叠造型的材料。
本实施方式的镁合金，具有以下的组成范围。是含有a原子％的Al，含有b原子％的Ca，含有c原子％的Mn，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质的镁合金。该镁合金不含Si和Sr。
不含Si的理由，是因为合金元素与Si形成化合物，会对合金组成的精度和力学特性造成影响。
作为Mn含量的c原子％满足下式1即可，优选为满足下式1’。
(式1)0≤c≤0.1
(式1’)0.01≤c≤0.05
含有Mn的理由，是因为其使镁合金的耐腐蚀性提高。这是由于，若Mn含量低于0.01原子％，则Mg－Al－Ca系合金的耐腐蚀性提高效果无法发挥，但若Mn含量高于0.1原子％，则造成有损Mg－Al－Ca系合金的延展性的结果。
D元素具有RE(稀土元素)、Sn，Li，Zn，Ag，Be和Sc中的至少一个即可。作为D元素的含量的d原子％满足下式2即可。还有，稀土元素是Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu。
(式2)0≤d≤1
含有D元素的理由，是为了提高起火温度和力学特性。这是由于，若D元素的含量高于1原子％，则造成有损良好的热传导率的结果。
如图1所示，根据在纵轴取作为Al含量(原子％)的a、在横轴取作为Ca含量(原子％)的b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内即可。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0
图1所示的组成范围的铸造材、铸造热处理材、铸造塑性加工材(例如挤压材和热处理后挤压材)，分别具有能够通过晶粒微细化得到高强度化、网状化合物的分散化和延展性提高这样的优点。
另外，也可以按以下方式变更本实施方式的镁合金的组成范围。只说明与上述的镁合金的组成范围不同的点。
D元素具有Yb以外的RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的至少一个，含有Yb和Be中的至少一方，Yb的含量是e原子％，Be的含量是f。所述e满足下式18，所述f满足下式19。
(式18)0.01≤e≤1(优选为，0.1≤e≤0.2)
(式19)5ppm≤f≤100ppm(优选为，20ppm≤f≤50ppm)
含有Yb和Be的至少一方可起到以下效果。
(1)能够提高镁合金的起火温度。
(2)能够提高镁合金的强度和延展性。
另外，通过含有Yb，能够提高镁合金的高温强度。
另外，也可以按以下方式变更本实施方式的镁合金的组成范围。只说明与上述的镁合金的组成范围不同的点。
D元素具有RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的至少一个。以此合金组成制作的铸造塑性加工材和急冷固化成形材，热传导性体现出以下这样的各向异性。因此，对此加以利用，能够制作具有高热传导率的铸造塑性加工材和急冷固化成形材。
铸造塑性加工材和急冷固化成形材的镁合金，对于第一方向的第一热传导率为75W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率为第一热传导率以下，设第一热传导率为λ1，设第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20。
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3
上述的铸造塑性加工材等的优点是，通过控制集合组织，能够控制热传导率的各向异性。例如，在挤压材的情况下，挤压方向的热传导率高。另外，能够使铸造塑性加工材等的0.2％屈服强度为200MPa以上(优选为250MPa以上)，也能够期待高延展性化、高耐腐蚀化。
另外，也可以按如下方式变更本实施方式的镁合金的组成范围。只说明与上述的镁合金的组成范围不同的点。
Al和Ca的含量范围是以图17所示的直线包围的范围，详情如下。还有，图17所示的范围，是铸造材、热处理材、挤压材、热处理后挤压材的任意一种热传导率达到100W/m·K以上的范围。
根据纵轴取作为Al含量(原子％)的a、横轴取作为Ca含量(原子％)的b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内即可。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
也可以按以下方式，对于图17所示的镁合金的组成范围的变更例进一步变更。Al和Ca的含量范围是由图23所示的直线包围的范围，详情如下。
根据纵轴取作为Al的含量(原子％)的a、横轴取作为Ca的含量(原子％)的b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(11)表示的直线所包围的范围内即可。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)1.5≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)如果a在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)如果b在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)如果b在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)如果b在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)如果b在下式10a的范围，则为下式10b的直线。
(式10a)1.5≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4
(11)a在下式11a的范围的場合，则为下式11b的直线。
(式11a)2≤a≤3.125
(式11b)b＝1.5
以上述的镁合金的组成制作的铸造塑性加工材和急冷固化成形材，热传导性体现出以下这样的各向异性。因此，对此加以利用，能够制作具有高热传导率的铸造塑性加工材和急冷固化成形材。
铸造塑性加工材和急冷固化成形材的镁合金，对于第一方向的第一热传导率为100W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率为第一热传导率以下，设第一热传导率为λ1，设第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20。
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3
上述的铸造塑性加工材等的优点是，通过控制集合组织，能够控制热传导率的各向异性。例如，在挤压材的情况下，挤压方向的热传导率高。另外，能够使铸造塑性加工材等的0.2％屈服强度为200MPa以上(优选为250MPa以上)，也能够期待高延展性化、高耐腐蚀化。
图20是表示Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02合金热处理后挤压材和热处理后碎屑成形材的ED方向与TD方向的热传导率的各向异性的图。热处理后挤压材(HT-EX)，是对于Mg99.98－ 3xAl2xCaxMn0.02合金的铸造材以623K的温度进行8小时的热处理后，以523K的挤压温度，进行挤压比10、挤压速度2.5mm/s的挤压加工得到的挤压材。热处理后碎屑成形材(HT-chipconsolidated)，是制作Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02合金的铸造材，以673K的温度进行2.5小时的热处理，切削此热处理材而形成碎屑化的碎屑材，通过加压成形而将此碎屑材固化成形的碎屑成形材。然后，以后述实施例1同样的方法，测量此热处理后挤压材和热处理后碎屑成形材各自的热传导率的各向异性。
所谓ED方向，是挤压方向。所谓TD方向，是直角方向(与挤压方向成直角的方向)。
根据图20，对于热处理后挤压材和热处理后碎屑成形材各自的热传导性可确认到各向异性，因此认为，对此加以利用，能够制作具有高热传导率的热处理后挤压材和热处理后碎屑成形材。
另外，也可以按如下方式变更本实施方式的镁合金的组成范围。只说明与上述的镁合金的组成范围不同的点。
一种镁合金，含有a原子％的Al，含有b原子％的Ca，含有c原子％的Mn，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质。
D元素具有RE(稀土元素)、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的至少一个。
Al和Ca的含量范围是由图2所示的直线包围的范围，详情如下。
根据纵轴取作为Al的含量(原子％)的a、横轴取作为Ca的含量(原子％)的b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(9)表示的直线所包围的范围内即可。
(1)如果b在下式1a的范围，则为下式1b的直线。
(式1a)2.5≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)如果b在下式2a的范围，则为下式2b的直线。
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)如果b在下式3a的范围，则为下式3b的直线。
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)如果a在下式4a的范围，则为下式4b的直线。
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)如果b在下式5a的范围，则为下式5b的直线。
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)如果a在下式6a的范围，则为下式6b的直线。
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)如果b在下式7a的范围，则为下式7b的直线。
(式7a)1.25≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)如果a在下式8a的范围，则为下式8b的直线。
(式8a)1.25≤a≤2.5
(式8b)a＝4.5
(9)如果a在下式9a的范围，则为下式9b的直线。
(式9a)1.5≤a≤4.5
(式9b)b＝2.5
另外，也可以按如下方式变更本实施方式的镁合金的组成范围。只说明与上述的镁合金的组成范围不同的点。
一种镁合金，含有a原子％的Al，含有b原子％的Ca，含有c原子％的Mn，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质。
Al和Ca的含量范围是由图17所示的直线包围的范围。
上述的镁合金的热传导率为100W/m·K以上。
还有，上述的镁合金的组成范围，也可以组合各变更例。
在本实施方式中，镁合金的组成范围在上述范围内，但也可以含有不影响合金特性的程度的杂质。例如，上述的组成范围的镁合金中也可以包含不可避免的杂质。
＜镁合金的结构相＞
本实施方式的镁合金，具有α－Mg相与C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相(Al2Ca相)，含有5体积％以上且40体积％以下的C36型金属间化合物相。另外，此镁合金也可以含有C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)5体积％。还有，这些结构相生成于铸造材、铸造热处理材、铸造塑性加工材(例如挤压材、热处理后挤压材、铸造碎屑固化成形材)和急冷固化成形材中。另外，α－Mg相的意思包括单晶的α－Mg和多晶的α－Mg。
另外，本实施方式的镁合金，具有多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织即可，所述多个α－Mg晶粒相互间由所述共晶层片连接即可。由此，α－Mg晶粒彼此经由共晶层片的α－Mg相而被网络化。因为α－Mg的热传导率比比金属间化合物高，所以能够使镁合金的热传导率提高。还有，这些结构相生成于铸造材、铸造热处理材。另外，αMg晶粒被认为是单晶的α－Mg，并被认为是初晶的αMg粒。
在α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下(优选为0.7原子％以上且2.0原子％以下)的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca即可。另外，α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍即可。另外，α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以图1、图2和图17所示的合金组成并通过铸造法制造刚完之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。由此认为，能够提高α-Mg相的热传导率。
另外，在上述的α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物即可。此线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相即可。因为C15型金属间化合物相是Al2Ca相，所以C15型金属间化合物相在α－Mg晶粒内析出，从而能够使α－Mg晶粒的α－Mg母相中的Al和Ca的含量降低。其结果认为，能够提高α－Mg晶粒内的Mg浓度，有利于热传导率的提高。
上述的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以图1、图2和图17所示的合金组成并通过铸造法制造刚完之后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。这是因为α-Mg相的溶质元素浓度减少，其结果认为，热传导率提高。
还有，本实施方式的镁合金，使用以图1或图2所示的直线包围的组成范围，但也可以作为对这些组成范围进一步施加以下限定的组成范围。详细地说，可以是施加以下限定的组成范围，即，a与b满足下述的式5与式6、式7与式8、式9与式10、和式11与式12中的任意一个。
(式5)2.0≤a≤12.5
(式6)1.0≤b＜3
(式7)2.0≤a≤12.5
(式8)7＜b≤7.5
(式9)2.0≤a＜4.5
(式10)1.0≤b≤7.5
(式11)12.0＜a≤12.5
(式12)1.0≤b≤7.5
另外，也可以作为a和b满足下述的式13和式14，且满足下述的式15或式16的组成范围。
(式13)2.0≤a≤12.5
(式14)3.0≤b≤7.0
(式15)a/b＜1.2
(式16)3.0＜a/a
根据本实施方式，能够得到具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度的镁合金。该高比强度的意思是，具有商用镁合金和高热传导铝合金ACD12以上的比强度。
另外，除了上述的Mg－Al－Ca系合金以外，也适用有于使碳、陶瓷、金属、金属间化合物的粒子、纤维与本实施方式的Mg－Al－Ca系合金复合化得到的材料。详细地说，也可以适用于使本实施方式的镁合金与粒子和纤维的至少一方复合化得到的复合材料，所述粒子是碳粒子、陶瓷粒子、金属粒子和金属间化合物粒子中的至少一个，所述纤维是碳纤维、陶瓷纤维和金属纤维中的至少一个。
(第三实施方式)
＜铸造法＞
在阻燃气体气氛中，以规定的温度熔化第一或第二实施方式的组成范围的镁合金，其后，通过低于1000K/秒的凝固速度进行铸造。
将上述铸造后的镁合金的锭料切成规定形状。由此，制作铸造材。该铸造材中，A元素为Al，B元素为Ca时，则具有α－Mg相与C15型金属间化合物相(Al2Ca相)和C14型金属间化合物相(Mg2Ca)、或α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相和C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)、或α－Mg相与C36型金属间化合物相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相，含有5体积％以上且40体积％以下的C36型金属间化合物相即可。另外，该铸造材中，存在于α－Mg晶粒内的Al和Ca成为C15型Al2Ca化合物，α－Mg晶粒内的α－Mg的纯度高。
接着，对于上述的铸造材以200℃以上且510℃以下(优选为300℃以上且450℃以下)的温度，进行0小时以上且200小时以下(优选为100小时以下，更优选为0.5小时以上且24小时以下)的热处理，从而存在于α－Mg晶粒内的A元素和B元素成为包含A元素与B元素的化合物(例如C15型Al2Ca化合物)，形成α－Mg晶粒内的A－B化合物(例如C15型Al2Ca化合物)的含量增加了的铸造热处理材。由此，α－Mg晶粒内的纯度更高，热传导性提高。该铸造热处理材的热传导率为100W/K·m以上即可。还有，铸造热处理材，具有α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相，另外具有与上述铸造材同样的化合物即可。
接下来，对于上述的铸造热处理材进行塑性加工。此塑性加工包括挤压加工、轧制加工、锻造加工、拉拔加工和大应变加工。大应变加工包括ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工。挤压加工条件为，例如，挤压温度250℃以上且500℃以下，挤压造成的断面收缩率为5％以上。还有，即使在塑性加工后，仍具有α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相，另外具有与上述铸造材同样的化合物即可。
还有，在本实施方式中，对铸造热处理材进行塑性加工，但也可以对上述的铸造材进行塑性加工，也可以在进行此塑性加工后，进行上述的热处理。还有，即使在此热处理后，仍具有与上述铸造材同样的化合物即可。
另外，上述的铸造材、铸造热处理材、进行了塑性加工的塑性加工材分别具有C15型金属间化合物相即可，含有C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)5体积％即可。
另外，上述的铸造材和铸造热处理材分别具有Mg－B化合物、或Mg－A－B化合物与α－Mg相的共晶组织、和内含A－B化合物的α－Mg晶粒即可，例如，具有多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由共晶层状组织连接，α－Mg晶粒彼此经由共晶层状组织的α－Mg相被网络化。
优选在上述的α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下(优选为0.7原子％以上且2.0原子％以下)的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
上述的α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物，该线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相即可。
图19(a)、(b)，是表示对于Mg87.98Al8Ca4Mn0.02合金的铸造材以623K的温度进行8小时热处理后，从523K的挤压温度进行挤压比10、挤压速度2.5mm/s的挤压加工的挤压材组织的照片。如该图19所示，能够确认到即使在挤压后，仍残留有线状或板状的C15型金属间化合物相。
另外，上述的铸造材和铸造热处理材各自的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍即可。
另外，上述的铸造热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于铸造刚完之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的铸造热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于铸造刚完后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的铸造材、铸造热处理材和塑性加工材分别具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度。
＜铸造碎屑固化＞
通过与上述的铸造法同样的方法，制作铸造材。其次，通过用机械切削该铸造材，形成例如碎屑化为1～2mm大小的碎屑材。接着，通过加压成形，以室温对此碎屑材进行固化成形而形成固化成形材。
还有，也可以对固化成形材进行塑性加工，也可以在此塑性加工后进行上述的热处理。
另外，在形成碎屑材的前或后，可以对铸造材进行与上述的铸造法同样的热处理。另外，也可以在形成固化成形材的前或后，对碎屑材或固化成形材进行与上述的铸造法同样的热处理。优选该热处理后的固化成形材的热传导率为100W/K·m以上。
另外，上述的碎屑材、进行了热处理的碎屑热处理材、对碎屑材进行了热处理的热处理材和固化成形材，分别具有C15型金属间化合物相即可，含有C14型金属间化合物相5体积％即可。
另外，上述的碎屑材、进行了热处理的碎屑热处理材、对碎屑材进行了热处理的热处理材和固化成形材，分别具有Mg－B化合物、或Mg－A－B化合物与α－Mg相的共晶组织、和内含A－B化合物的α－Mg晶粒的即可，例如，具有多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由共晶层状组织连接，α－Mg晶粒彼此经由共晶层状组织的α－Mg相被网络化。
优选在上述的α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下(优选为0.7原子％以上且2.0原子％以下)的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
在上述的α－Mg在晶粒内析出有线状化合物或板状化合物，该线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相即可。
另外，上述的碎屑材、进行了热处理的碎屑热处理材、对于碎屑材进行了热处理的热处理材各自的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍即可。
另外，进行了上述的热处理的碎屑热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于碎屑化之后的碎屑材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，进行了上述的热处理的碎屑热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于碎屑化之后的碎屑材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的碎屑材、进行了热处理的碎屑热处理材、对于碎屑材进行了热处理的热处理材和固化成形材分别具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度。
＜注射成形法＞
在阻燃气体气氛中，以规定的温度使第一或第二实施方式的组成范围的镁合金加热熔融，将此熔融的镁合金熔体注射到模具内，通过使之冷却·固化而制作注射成形材。冷却时的速度为1000K/秒以下即可。
上述的注射成形材，在A元素是Al，B元素是Ca时，具有α－Mg相与C15型金属间化合物相(Al2Ca相)和C14型金属间化合物相(Mg2Ca)、或α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相和C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)、或α－Mg相与C36型金属间化合物相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相，含有C36型金属间化合物相5体积％以上且40体积％以下即可。另外，该注射成形材中，存在于α－Mg晶粒内的Al和Ca成为C15型Al2Ca化合物，α－Mg晶粒内的α－Mg的纯度提高。
接着，对于上述的注射成形材进行与上述的铸造法同样的热处理，存在于α－Mg晶粒内的A元素和B元素成为包含A元素和B元素的化合物(例如C15型Al2Ca化合物)，形成α－Mg晶粒内的A－B化合物(例如C15型Al2Ca化合物)的含量增加的注射成形热处理材。由此，α－Mg晶粒内的纯度更高，热传导性提高。该注射成形热处理材的热传导率为100W/K·m以上即可。
另外，上述的注射成形材和注射成形热处理材，分别具有C15型金属间化合物相即可，含有C14型金属间化合物相5体积％即可。
另外，上述的注射成形材和注射成形热处理材，分别具有Mg－B化合物、或Mg－A－B化合物与α－Mg相的共晶组织、和内含A－B化合物的α－Mg晶粒即可，例如，具有多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由共晶层状组织连接，α－Mg晶粒彼此经由共晶层状组织的α－Mg相被网络化。
优选在上述的α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下(优选为0.7原子％以上且2.0原子％以下)的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
上述的α－Mg在晶粒内析出有线状化合物或板状化合物，该线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相即可。
另外，上述的注射成形材和注射成形热处理材各自的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍即可。
另外，上述的注射成形热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于注射成形刚完后的注射成形材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的注射成形热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于注射成形刚完后的注射成形材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的注射成形材和注射成形热处理材分别具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度。
＜压铸法＞
在阻燃气体气氛中，以规定的温度使第一或第二实施方式的组成范围的镁合金加热熔融，将此熔融的镁合金的熔体压入模具而制作压铸材。这时的冷却速度低于1000K/秒即可。还有，压铸法是短时间内大量生产高尺寸精度的铸件的铸造方式。
上述的压铸材，在A元素是Al，B元素是Ca时，具有α－Mg相与C15型金属间化合物相(Al2Ca相)和C14型金属间化合物相(Mg2Ca)、或α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相和C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)、或α－Mg相与C36型金属间化合物相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相，含有C36型金属间化合物相5体积％以上且40体积％以下即可。另外，该压铸材中，存在于α－Mg晶粒内的Al和Ca成为C15型Al2Ca化合物，α－Mg晶粒内的α－Mg的纯度提高。
接着，对于上述的压铸材进行与上述的铸造法同样的热处理，存在于α－Mg晶粒内的A元素和B元素成为包含A元素和B元素的化合物(例如C15型Al2Ca化合物)，形成α－Mg晶粒内的A－B化合物(例如C15型Al2Ca化合物)的含量增加了的压铸热处理材。由此，α－Mg晶粒内的纯度更高，热传导性提高。该压铸热处理材的热传导率为100W/K·m以上即可。
另外，上述的压铸材和压铸热处理材，分别具有C15型金属间化合物相即可，含有C14型金属间化合物相5体积％即可。
另外，上述的压铸材和压铸热处理材，分别具有Mg－B化合物、或Mg－A－B化合物与α－Mg相的共晶组织、和内含A－B化合物的α－Mg晶粒即可，例如，具有多个α－Mg晶粒，α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由共晶层状组织连接，α－Mg晶粒彼此经由共晶层状组织的α－Mg相被网络化。
优选在上述的α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下(优选为0.7原子％以上且2.0原子％以下)的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
上述的α－Mg在晶粒内析出有线状化合物或板状化合物，该线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相即可。
另外，上述的压铸材和压铸热处理材各自的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍即可。
另外，上述的压铸热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于压铸刚完后的压铸材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的压铸热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于压铸刚完后的压铸材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上即可。
另外，上述的压铸材和压铸热处理材分别具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度。
＜急冷法＞
在阻燃气体气氛中，以规定的温度熔化第一或第二实施方式的组成范围的镁合金，以1,000～1,000,000K/s的凝固速度使该镁合金的熔体急冷凝固而制作急冷材(粉末或带材或线材)。急冷材例如也可以是RS－P/M法制作的粉末(或由RS－P/M法制作的薄片、薄帯或细线、由熔体抽拉法制作的细线)。
上述的急冷材，在A元素是Al，B元素是Ca时，具有α－Mg相与C15型金属间化合物相(Al2Ca相)和C14型金属间化合物相(Mg2Ca)、或α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相和C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)、或α－Mg相与C36型金属间化合物相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相，含有C36型金属间化合物相5体积％以上且40体积％以下即可。另外，该急冷材，存在于α－Mg晶粒内的Al和Ca成为C15型Al2Ca化合物，α－Mg晶粒内的α－Mg的纯度提高。
接着，对于上述的急冷材进行与上述的铸造法同样的热处理，存在于α－Mg晶粒内的A元素和B元素成为包含A元素和B元素的化合物(例如C15型Al2Ca化合物)，形成α－Mg晶粒内的A－B化合物(例如C15型Al2Ca化合物)的含量增加了的急冷热处理材。由此，α－Mg晶粒内的纯度更高，热传导性提高。该急冷热处理材的热传导率为100W/K·m以上即可。还有，急冷热处理材，具有α－Mg相与C15型金属间化合物相和C14型金属间化合物相，另外具有与上述的铸造材同样的化合物即可。
接着，通过挤压·轧制·锻造·热压等，使上述的急冷热处理材固化成形，从而形成固化成形材。
还有，在本实施方式中，是使急冷热处理材固化成形，但也可以对将热处理前的急冷材固化成形而形成固化成形材，也可以对此固化成形材进行上述的热处理。
另外，也可以对于固化成形材进行塑性加工，也可以在固化成形前不进行热处理，而在此塑性加工后进行上述的热处理。
另外，上述的急冷材、急冷热处理材和固化成形材，分别具有C15型金属间化合物相即可，含有C14型金属间化合物相5体积％即可。
另外，上述的急冷材、急冷热处理材和固化成形材分别具有75W/m·K以上的热传导率，并且具有高比强度。
另外，上述的第一至第三实施方式也可以适宜组合实施。
另外，优选上述的第一至第三实施方式各自的镁合金，适用于要求热传导率在75W/m·K以上或100W/m·K的有热传导性能要求的零部件。
实施例1
图3是表示实施例1的多个试样的镁合金铸造材的热传导率的图。多个试样，是含有图3所示的组成的Al和Ca，余量包含Mg和不可避免的杂质的镁合金。
使用高频熔炼炉，在氩气氛中熔炼图3所示组成的试样的镁合金的锭料，从这些锭料上截取出φ32×70mm的形状而制作铸造材。这些铸造材的热传导率测量结果显示在图3中。还有，热传导率的测量方法如下。
将试样加工成φ5mm×1-3mm或5×5×1-3mm3。在测量过试样的尺寸和重量后，以干碳喷雾对试样表面实施发黑处理。发黑处理后，再度进行重量测量之后，使用激光闪光法测量试样的热扩散率。求得的热扩散率与试样的比重与比热容的积为热传导率。
另外，对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材取得EBSD的IPF映射图。其结果显示在图4(a)～(d)。还有，IPF映射图，是由EBSD(电子背散射衍射法)得到的反极图晶体取向映射。
图4(a)～(d)，是实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材的IPF映射图，图4(a)是图像质量(IQ值)映射，图4(b)是表示α－Mg相的IPF映射图，图4(c)是表示C36型金属间化合物相((Mg,Al)2Ca相)的IPF映射图，图4(d)是表示C14型金属间化合物相(Mg2Ca相)的IPF映射图。
接着，对于图3所示组成的实施例1的试样的铸造材，以673K的温度进行2.5小时的热处理，形成铸造热处理材。这些铸造热处理材的热传导率的测量结果显示在图5中。
图6是实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材的TEM(Transmission ElectronMicroscope)照片和SAED(Selected area electron diffraction)像。如图6所示，在该铸造材中可确认到有C15型金属间化合物相生成。
图7是上述的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行组织观察的SEM照片。该铸造材中，具有黑色部分的多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由此共晶层状组织连接。因此，可确认α－Mg晶粒彼此经由共晶层状组织的α－Mg相被网络化。
图8(a)是对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行组织观察的SEM照片，图8(b)是对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造热处理材进行组织观察的SEM照片。其中，图8(b)所示的铸造热处理材的热处理条件为，以623K的温度进行8小时的热处理。
图8(a)所示的铸造材和图8(b)所示的铸造热处理材，分别具有与图7所示的铸造材同样的组织。换言之，具有多个α－Mg晶粒、和α－Mg相与C36型金属间化合物相的共晶层状组织，多个α－Mg晶粒相互间由此共晶层状组织连接。
在图8(b)所示的铸造热处理材的α－Mg晶粒中析出有线状化合物或板状化合物，线状化合物或板状化合物为C15型金属间化合物相。
根据图8可知，通过热处理，在α－Mg晶粒中析出C15型金属间化合物相(Al2Ca相)。由此认为，α－Mg晶粒内的α－Mg母相中的Al和Ca的合计含量降低，α－Mg晶粒的热传导率提高。
图9是表示热处理时间对α－Mg晶粒内的α－Mg母相中的溶质浓度造成的影响的图，是表示对实施例1的试样Mg－8Al－4Ca－0.02Mn合金(原子％)的铸造材以623K的温度进行热处理时，热处理时间与α－Mg母相中的Al浓度和Ca浓度的关系的图。
如图9所示，可知随着热处理时间变长，Al浓度降低。但是，Ca浓度略有上升，不过可确认到Al和Ca的合计含量降低。由此仍可以说α－Mg晶粒的热传导率提高。
图10(a)是表示对于纯Mg进行X射线衍射(XRD：X-Ray Diffraction)分析的结果的图，图10(b)是表示对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造材进行XRD分析的结果的图，图10(c)是表示对于实施例1的试样Mg85Al10Ca5合金的铸造热处理材进行XRD分析的结果的图。
确认到图10(b)所示的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽(0.12)，低于图10(a)所示的纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽(0.06)的1.5倍。
另外，确认到图10(c)所示的铸造热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽(0.08)，相对于图10(b)所示的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽(0.12)，减少10％以上。
另外确认到，图10(c)所示的铸造热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽(0.12)，相对于图10(b)所示的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽(0.16)，减少10％以上。
XRD花样中出现的峰的半峰全宽，受溶质元素浓度和应变等影响而增减。若对于Mg85Al10Ca5合金的铸造材实施热处理，则针状化合物析出，因此认为α－Mg相的溶质元素浓度稀薄，半峰全宽减少。这与上述的XRD测量的结果也一致。另外，通过实施热处理，α－Mg相的溶质元素浓度变得稀薄，与热传导率上升的结果也一致。
对于前述图3所示组成的实施例1的试样的铸造材，以673K的温度进行2.5小时的热处理，形成铸造热处理材之后，对此铸造热处理材进行挤压加工，形成挤压材。这时的挤压条件是，挤压比为10，挤压温度为523K，挤压速度为2.5mm/s。这些挤压材的热传导率的测量结果显示在图11中。换言之，图11是表示实施例1的多个试样的镁合金的铸造热处理后的挤压材的热传导率的图。还有，热传导率的测量方法与前述的方法同样。
图12是表示实施例1的多个试样的镁合金的铸造后的挤压材的热传导率的图。换言之，制作实施例1的多个试样的铸造材之后，不进行热处理，而对铸造材进行挤压加工，形成挤压材。这时的挤压条件是，挤压比为10，挤压温度为523K，挤压速度为2.5mm/s。这些挤压材的热传导率的测量结果显示在图12中。还有，热传导率的测量方法与前述的方法同样。
图1和图2所示的组成范围，基于图3、图5、图11和图12的测量结果。
图13是测量图11中使用的试样(铸造热处理后的挤压材)和图12中使用的试样(铸造后的挤压材)各自的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2)的图，图13(a)是表示Mg97－xAlxCa3合金的Al添加量的影响的图，图13(b)是表示Mg94－xAl6Cax合金的Ca添加量的影响的图。
如图13(a)所示，关于铸造热处理后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg93Al4Ca3合金为260MPa左右，Mg92Al5Ca3合金为320MPa左右，Mg91Al6Ca3合金为345MPa左右，Mg89Al8Ca3合金为240MPa左右。另外，铸造后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg93Al4Ca3合金为340MPa左右，Mg92Al5Ca3合金为315MPa左右，Mg91Al6Ca3合金为360MPa左右，Mg89Al8Ca3合金为390MPa左右。
如图13(b)所示，关于铸造热处理后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg91.5Al6Ca2.5合金为275MPa左右，Mg91Al6Ca3合金为350MPa左右，Mg90.5Al6Ca3.5合金为400MPa左右，Mg90Al6Ca4合金为390MPa左右，Mg89Al6Ca5合金为400MPa左右，Mg88Al6Ca6合金为425MPa左右，Mg87.5l6Ca6.5合金为460MPa左右。另外，关于铸造后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg91.5Al6Ca2.5合金为300MPa左右，Mg91Al6Ca3合金为360MPa左右。
根据图13(a)、(b)可知，实施例1的镁合金具有高比强度。
图14是测量图11中使用的试样(铸造热处理后的挤压材)和图12中使用的试样(铸造后的挤压材)各自的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2)的图，图14(a)是表示Mg100－3xAl2xCax合金的Ca添加量的影响的图，图13(b)是表示Mg98－2xAlx+2Cax合金的Ca添加量的影响的图。
如图14(a)所示，关于铸造热处理后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg97Al2Ca1合金为340MPa左右，Mg94Al4Ca2合金为345MPa左右，Mg92.5Al5Ca2.5合金为340MPa左右，Mg89.5Al7Ca3.5合金为345MPa左右，Mg88Al8Ca4合金为350MPa左右，Mg85Al10Ca5合金为400MPa左右。另外，关于铸造后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg97Al2Ca1合金为320MPa左右，Mg94Al4Ca2合金为350MPa左右，Mg92.5Al5Ca2.5合金为355MPa左右，Mg89.5Al7Ca3.5合金为360MPa左右，Mg88Al8Ca4合金为340MPa左右，Mg85Al10Ca5合金为395MPa左右。
如图14(b)所示，关于铸造热处理后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg98Al2合金为170MPa左右，Mg96Al3Ca1合金为275MPa左右，Mg94Al4Ca2合金为325MPa左右，Mg92Al5Ca3合金为320MPa左右，Mg90Al6Ca4合金为390MPa左右，Mg86Al8Ca6合金为430MPa左右，Mg84Al9Ca7合金为450MPa左右，Mg82Al10Ca8合金为480MPa左右。另外，铸造后的挤压材的0.2％屈服强度，Mg98Al2合金为170MPa左右，Mg96Al3Ca1合金为310MPa左右，Mg94Al4Ca2合金为350MPa左右，Mg92Al5Ca3合金为315MPa左右，Mg88Al7Ca5合金为440MPa左右。
根据图14(a)、(b)可知，实施例1的镁合金具有高比强度。
实施例2
图15是表示实施例2的Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02合金的碎屑固化成形材的热传导率与屈服强度的图。
图15所示的“HT chip-consolidated alloys”，是用x＝2、3、4、5的组成的镁合金，以实施例1同样的方法制作铸造材，以673K的温度进行2.5小时的热处理。而后，以机械切削该铸造热处理材，从而形成碎屑化为1～2mm大小的碎屑材。接着，通过加压成形，以室温将此碎屑材固化成形。然后，以实施例1同样的方法测量这些碎屑固化成形材的热传导率。另外，测量这些碎屑固化成形材的屈服强度σys。
另外，图15所示的“chip-consolidated alloys”，是用x＝2、3、4、5的组成的镁合金，以实施例1同样的方法制作铸造材，不进行热处理，以上述同样的方法形成碎屑固化成形材。而后，以上述同样的方法，测量这些碎屑固化成形材的热传导率和屈服强度σys。
根据图15，可确认碎屑固化成形材具有75W/m·K以上的热传导率和高屈服应力。
实施例3
图16是表示实施例3的Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02快速凝固固化成形材的热传导率和屈服强度的图。
Mg99.98－3xAl2xCaxMn0.02快速凝固固化成形材的制作方法如下。
图16所示的“RS ribbon-consolidated alloys”，是以单辊式液体急冷装置，将用x＝2、3、4、5的组成的铸造合金锭料再熔化，朝向以40m/s周速旋转的铜辊喷射熔体，制作快速凝固薄带(宽1－2mm,厚30－40μm)。用手套工作箱将快速凝固薄带在Ar气氛下封入铜管之后，实施真空加热脱气，制作固化成形用铜坯。对铜坯实施热挤压加工，能够得到快速凝固固化成形材。
图16所示的“HT RS ribbon-consolidated alloys(673K×2.5H)”，是用x＝2、3、4、5的组成的铸造合金锭料，以“RS ribbon-consolidated alloys”同样的方法制作快速凝固薄带。然后，以673K的温度实施2.5小时的热处理后，以“RS ribbon-consolidatedalloys”同样的方法制作固化成形用铜坯，得到快速凝固固化成形材。
图16所示的“HT RS ribbon-consolidated alloys(573K×100H)”(◇)，是用x＝3的组成的铸造合金锭料，以“RS ribbon-consolidated alloys”同样的方法制作快速凝固薄带。而后，以573K的温度实施100小时的热处理后，以“RS ribbon-consolidated alloys”同样的方法制作固化成形用铜坯，得到快速凝固固化成形材。
根据图16，确认到快速凝固固化成形材具有75W/m·K以上的热传导率和高屈服应力。
实施例4
图18是表示在实施例4的Mg-4Al-2Ca(原子％)中添加有Be或Yb的镁合金的起火温度提高的图。根据此图18可确认，通过添加Be或Yb，起火温度提高。
实施例5
图24是表示对于实施例5的试样Mg98－2xAlx+2Cax合金的铸造材进行XRD分析的结果的图。该铸造材以实施例1同样的方法制作。
图25是表示对于实施例5的试样Mg98－2xAlx+2Cax合金的铸造材，以400℃的温度进行了2.5小时的热处理的热处理材进行XRD分析的结果的图。
图26是表示对于上述的实施例5的试样的热处理材实施挤压加工的挤压材进行XRD分析的结果的图。该挤压条件是，挤压比为10，挤压温度为523K，挤压速度为2.5mm/s。
图26所示的挤压材，与图25的热处理材相比，因为C15始终存在，所以热传导性良好。
实施例6
图27是表示实施例6的试样Mg－Al－Ca合金的α－Mg相的溶质元素浓度与热传导率的关系的图。Mg－Al－Ca合金的组成是Mg98－xAlx+2Cax(at％)合金。
实施例6的试样Mg－Al－Ca合金，是以一般铸造法制作的铸造材和对此铸造材实施400℃×2.5小时的热处理而制作的热处理材，对其进行测量。
如图27所示，溶质元素浓度越低，α－Mg的浓度越高，因此可知热传导率变高。
[表1]
Figure BDA0003872123350000601
表1表示合金组成及其铸造材和铸造后的热处理材各自的相结构。此铸造材以实施例1同样的方法制作。另外，热处理以400℃的温度、2.5小时的条件进行。
图28是表示图26中使用的挤压材的试样(Mg98－2xAlx+2Cax铸造合金热处理挤压材)的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2，延伸率：δ)的测量结果的图。
根据图28，确认到通过含有1.5原子％以上的Ca，能够得到280MPa以上的高0.2％屈服强度。
实施例7
图29是表示实施例7的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的碎屑固化成形材和对此碎屑固化成形材以400℃的温度实施2.5小时的热处理的碎屑固化成形热处理材的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2，延伸率：δ)的测量结果的图。该碎屑固化成形材的试样，以实施例2同样的方法制作。
根据图29，确认到通过含有1.5原子％以上的Ca，能够得到280MPa以上的高0.2％屈服强度。
实施例8
图30是表示实施例8的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的急冷材和对此急冷材实施了热处理的急冷热处理材的力学特性(0.2％屈服强度：σ0.2，延伸率：δ)的测量结果的图。该急冷材的试样以实施例3同样的方法制作。
根据图30，确认到通过含有1.5原子％以上的Ca，能够得到290MPa以上的高0.2％屈服强度。
实施例9
图31是表示为了测量实施例9的试样Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的急冷材的耐腐蚀性，对于此急冷材的试样进行盐水浸渍试验的结果的图。图31的纵轴是腐蚀速度，横轴是Ca含量。
该急冷材的试样，以实施例3同样的方法制作。
另外，盐水浸渍试验，是使试样浸渍在大气开放温度为298K的0.17MNaCl aq.的盐水中，测量该试样的腐蚀速度的试验。
根据图31可确认，微量添加有Mn的Mg97.98－2xAlx+2CaxMn0.02合金的急冷材具有高耐腐蚀性。
实施例10
图32是表示在制作实施例10的试样Mg90.98Al6Ca3Mn0.02合金的碎屑固化成形材时进行热处理的时机对热传导特性造成的影响的图。该碎屑固化成形材的试样，以实施例2同样的方法制作，但所准备的试样其进行热处理的时机为：对碎屑化之前的铸造材进行热处理的(碎屑前热处理)；在形成碎屑材之后进行热处理的(碎屑后热处理)；对于碎屑材经固化成形的固化成形材进行热处理的(固化成形后热处理)。
根据图32可知，相比碎屑前热处理，碎屑后热处理和固化成形后热处理各方的热传导特性更高。
实施例11
图33是表示热处理条件对实施例11的试样Mg－5Al－3Ca－0.02Mn合金的热传导特性造成的影响的图，是表示热处理时间与热传导率的关系的图。该试样是以通常的铸造法和对此铸造材实施热处理的方法制作。
可知若增加热处理时间，则热传导率上升，增加至100小时上升停止。

Claims (56)

1.一种镁合金，其特征在于，是含有a原子％的A元素，含有b原子％的B元素，含有c原子％的C元素，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质的镁合金，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量，处在由以下的(1)～(4)表示的直线所包围的范围内，
所述c满足下式34，
所述d满足下式35，
所述A元素和所述B元素是满足下述的条件1至条件3的元素，
所述C元素是满足下述的条件4的元素，
所述D元素是满足下述条件5的元素，
所述镁合金具有α－Mg相，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为X％的包含所述A元素和所述B元素的化合物，所述X满足下式41，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为Y％的包含Mg和所述A元素的化合物，所述Y满足下式42，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为Z％的包含Mg和所述B元素的化合物，所述Z满足下式43，
在所述镁合金中，含有以面积分率计为W％的包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物，所述W满足下式44，
所述X、所述Y、所述Z和所述W的合计含量满足下式45，
热传导率为75W/m·K以上，
(1)a在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)1.5≤b≤5
(式2b)a＝7/3b+4/3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)5≤b≤9.5
(式3b)a＝－b+18
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
(式34)0≤c≤0.1
(式35)0≤d≤1
(条件1)设Mg和A元素的混合焓为ΔHMg－A时，满足以下的式子，
－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)
(条件2)设Mg和B元素的混合焓为ΔHMg－B时，满足以下的式子，
－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)
(条件3)设A元素和B元素的混合焓为ΔHA－B时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜－11(kJ/mol)且ΔHA－B/ΔHMg－B≥2.0
(条件4)设A元素和C元素的混合焓为ΔHA－C，设B元素和C元素的混合焓为ΔHB－C时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C
(条件5)设C元素和D元素的混合焓为ΔHC－D时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜ΔHC－D
(式41)0＜X≤10
(式42)Y＝0
(式43)0＜Z≤5
(式44)5≤W≤40
(式45)5≤X+Y+Z+W≤45。
2.根据权利要求1所述的镁合金，其特征在于，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量处于由以下的(5)～(9)表示的直线所包围的范围内，
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)1.5≤b≤4.5
(式1b)7b/3+4/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)7.5＜a＜11.5
(式6b)b＝4.5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5＜b＜6
(式7b)a＝7.5
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4.5＜a＜12
(式8b)b＝6
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)6≤b≤9.5
(式9b)a＝－b+18。
3.根据权利要求1或2所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al或Zn，
所述B元素为Ca、Ce和Y中的任意一个，
所述C元素为Mn或Zr，
所述D元素为稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素。
4.根据权利要求3所述的镁合金，其特征在于，所述RE的含量满足下式51，
(式51)0≤RE≤0.4wt％。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，所述B元素为Ca时，包含所述A元素和所述B元素的化合物为C15型金属间化合物相即Al2Ca相，包含Mg和所述A元素的化合物为β相即Mg17Al12化合物等，包含Mg和所述B元素的化合物为C14型金属间化合物相即Mg2Ca相，包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物为C36型金属间化合物相即(Mg,Al)2Ca相。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是稀土元素RE、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金不含Si和Sr，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0。
7.根据权利要求1至5中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是Yb以外的稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金，含有Yb和Be的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0。
8.根据权利要求6或7所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
9.根据权利要求1至5中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
所述镁合金，对于第一方向的第一热传导率为75W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率在所述第一热传导率以下，设所述第一热传导率为λ1，设所述第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20，
所述镁合金的0.2％屈服强度为200MPa以上，
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0。
10.根据权利要求9所述的镁合金，其特征在于，
所述第一热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
11.根据权利要求1至5中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(9)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)2.5≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)1.25≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.25≤a≤2.5
(式8b)a＝4.5
(9)a在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)1.5≤a≤4.5
(式9b)b＝2.5。
12.根据权利要求11所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19，
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm。
13.根据权利要求11所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金，对于第一方向的第一热传导率为75W/m·K以上，对于第二方向的第二热传导率在所述第一热传导率以下，设所述第一热传导率为λ1，设所述第二热传导率为λ2时，λ1和λ2满足下式20，
所述镁合金的0.2％屈服强度为200MPa以上，
(式20)1≤λ1/λ2≤1.3。
14.根据权利要求11或12所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金的热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
15.根据权利要求13所述的镁合金，其特征在于，
所述第一热传导率为100W/m·K以上，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
16.根据权利要求6至15中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金具有α－Mg相与C36型金属间化合物相即(Mg,Al)2Ca相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相即Al2Ca相，
所述C36型金属间化合物相含有5体积％以上且40体积％以下。
17.根据权利要求6至16中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金含有5体积％的C14型金属间化合物相即Mg2Ca相。
18.根据权利要求6至17中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述镁合金具有多个α－Mg晶粒、和所述α－Mg相与所述C36型金属间化合物相的共晶层状组织，
所述多个α－Mg晶粒相互间通过所述共晶层状组织连接，
所述α－Mg晶粒彼此经由所述共晶层状组织的所述α－Mg相而被网络化。
19.根据权利要求18所述的镁合金，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下的Al，含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
20.根据权利要求18或19所述的镁合金，其特征在于，在所述α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物。
21.根据权利要求20所述的镁合金，其特征在于，所述线状化合物或所述板状化合物为C15型金属间化合物相。
22.根据权利要求6至21中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
23.根据权利要求6至22中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以权利要求6所述的合金组成并由铸造法制造刚完之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
24.根据权利要求6至23中任一项所述的镁合金，其特征在于，
所述C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于以权利要求6所述的合金组成并由铸造法制造刚完之后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
25.根据权利要求6至24中任一项所述的镁合金，其特征在于，
a与b满足下述的式5与式6、式7与式8、式9与式10、和式11与式12中的任意一个，
(式5)2.0≤a≤12.5
(式6)1.0≤b＜3
(式7)2.0≤a≤12.5
(式8)7＜b≤7.5
(式9)2.0≤a＜4.5
(式10)1.0≤b≤7.5
(式11)12.0＜a≤12.5
(式12)1.0≤b≤7.5。
26.根据权利要求6至24中任一项所述的镁合金，其特征在于，
a和b满足下述的式13和式14，且满足下述的式15或式16，
(式13)2.0≤a≤12.5
(式14)3.0≤b≤7.0
(式15)a/b＜1.2
(式16)3.0＜a/a。
27.一种3D层叠造型材料，其特征在于，使用电子束或激光束对于权利要求6至26中任一项所述的镁合金的粉末、带材、线材和棒状所形成的铸造塑性加工材、以及急冷材进行3D层叠造型。
28.一种复合材料，其特征在于，是使权利要求6至26中任一项所述的的镁合金与粒子和纤维中的至少一方复合化而成的复合材料，
所述粒子是碳粒子、陶瓷粒子、金属粒子和金属间化合物粒子中的至少一个，
所述纤维是碳纤维、陶瓷纤维和金属纤维中的至少一个。
29.一种镁合金的制造方法，其特征在于，
具有工序(a1)或工序(a2)，
所述工序(a1)是通过低于1000K/秒的凝固速度铸造镁合金而形成铸造材的工序，
所述工序(a2)是通过1000K/秒以上且1,000,000K/秒以下的凝固速度急冷所述镁合金而形成急冷材的工序，
所述镁合金，含有a原子％的A元素，含有b原子％的B元素，含有c原子％的C元素，含有d原子％的D元素，余量包含Mg和不可避免的杂质，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量，处在由以下的(1)～(4)表示的直线所包围的范围内，
所述c满足下式34，
所述d满足下式35，
所述A元素和所述B元素是满足下述的条件1至条件3的元素，
所述C元素是满足下述的条件4的元素，
所述D元素是满足下述条件5的元素，
所述铸造材或所述急冷材具有α－Mg相，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为X％的包含所述A元素和所述B元素的化合物，所述X满足下式41，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为Y％的包含Mg和所述A元素的化合物，所述Y满足下式42，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为Z％的包含Mg和所述B元素的化合物，所述Z满足下式43，
在所述铸造材或所述急冷材中，含有以面积分率计为W％的包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物，所述W满足下式44，
所述X、所述Y、所述Z和所述W的合计含量满足下式45，
所述铸造材和所述急冷材各自的热传导率为75W/m·K以上，
(1)a在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0.5≤a≤4.83
(式1b)b＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)1.5≤b≤5
(式2b)a＝7/3b+4/3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)5≤b≤9.5
(式3b)a＝－b+18
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)1.5≤b≤9.5
(式4b)a＝b－1
(式34)0≤c≤0.1
(式35)0≤d≤1
(条件1)设Mg和A元素的混合焓为ΔHMg－A时，满足以下的式子，
－4.5(kJ/mol)＜ΔHMg－A＜0(kJ/mol)
(条件2)设Mg和B元素的混合焓为ΔHMg－B时，满足以下的式子，
－7.5(kJ/mol)＜ΔHMg－B＜－5.5(kJ/mol)
(条件3)设A元素和B元素的混合焓为ΔHA－B时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜－11(kJ/mol)且ΔHA－B/ΔHMg－B≥2.0
(条件4)设C元素和A元素的混合焓为ΔHA－C，设C元素和B元素的混合焓为ΔHB－C时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜ΔHA－C且ΔHA－B＜ΔHB－C
(条件5)设D元素和C元素的混合焓为ΔHC－D时，满足以下的式子，
ΔHA－B＜ΔHC－D
(式41)0＜X≤10
(式42)Y＝0
(式43)0＜Z≤5
(式44)5≤W≤40
(式45)5≤X+Y+Z+W≤45。
30.根据权利要求29所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据横轴取所述a，纵轴取所述b的坐标(a，b)，使所述a原子％的A元素含量和所述b原子％的B元素含量处于由以下的(5)～(9)表示的直线所包围的范围内，
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)1.5≤b≤4.5
(式1b)7b/3+4/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)7.5＜a＜11.5
(式6b)b＝4.5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5＜b＜6
(式7b)a＝7.5
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4.5＜a＜12
(式8b)b＝6
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)6≤b≤9.5
(式9b)a＝－b+18。
31.根据权利要求29或30所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
具有工序(b1)：对于所述工序(a1)之后的所述铸造材或所述工序(a2)之后的所述急冷材，并且，在对于所述铸造材进行塑性加工之前或对于所述急冷材进行固化成形之前，以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下的热处理，从而形成热处理材，
所述热处理材的热传导率比所述铸造材或所述急冷材高。
32.根据权利要求29至31中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al或Zn，
所述B元素为Ca、Ce和Y中的任意一个，
所述C元素为Mn或Zr，
所述D元素为稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素。
33.根据权利要求32所述的镁合金的制造方法，其特征在于，所述RE的含量满足下式51，
(式51)0≤RE≤0.4wt％。
34.根据权利要求29至33中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，所述B元素为Ca时，包含所述A元素和所述B元素的化合物为C15型金属间化合物相即Al2Ca相，包含Mg和所述A元素的化合物为β相即Mg17Al12化合物等，包含Mg和所述B元素的化合物为C14型金属间化合物相即Mg2Ca相，包含Mg和所述A元素及所述B元素的化合物为C36型金属间化合物相即(Mg,Al)2Ca相。
35.根据权利要求29至34中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素是稀土元素RE、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金不含Si和Sr，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
(式1)0≤c≤0.1
(式2)0≤d≤1
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0。
36.根据权利要求29至34中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为Yb以外的稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
所述镁合金，含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(8)表示的直线所包围的范围内，
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)0≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)0≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.5≤a≤2
(式8b)b＝0。
37.根据权利要求35或36所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
38.根据权利要求29至34中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述A元素为Al，
所述B元素为Ca，
所述C元素为Mn，
所述D元素为稀土元素RE、Sr、Sn、Li、Zn、Ag、Be和Sc中的一种或多种元素，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(9)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)2.5≤b≤3.5
(式1b)a＝1.5
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)3.5≤b≤7
(式2b)a＝9b/7－3
(3)b在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)7≤b≤8
(式3b)a＝4b－22
(4)a在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)10≤a≤12
(式4b)b＝8
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)4≤b≤8
(式5b)a＝12
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)10≤a≤12
(式6b)b＝4
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)1.25≤b≤4
(式7b)a＝2b+2
(8)a在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)1.25≤a≤2.5
(式8b)a＝4.5
(9)a在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)1.5≤a≤4.5
(式9b)b＝2.5。
39.根据权利要求38所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述镁合金含有Yb和Be中的至少一方，所述Yb的含量为e原子％，所述Be的含量为f，
所述e满足下式18，
所述f满足下式19
(式18)0.01≤e≤1
(式19)5ppm≤f≤100ppm。
40.根据权利要求38或39所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
根据纵轴取所述a，横轴取所述b的坐标(b，a)，使a原子％的Al含量和b原子％的Ca含量，处在由以下的(1)～(10)表示的直线所包围的范围内，
(1)b在下式1a的范围时，为下式1b的直线，
(式1a)1≤b≤2
(式1b)a＝2
(2)b在下式2a的范围时，为下式2b的直线，
(式2a)2≤b≤3
(式2b)a＝2b－2
(3)a在下式3a的范围时，为下式3b的直线，
(式3a)4≤a≤5
(式3b)b＝3
(4)b在下式4a的范围时，为下式4b的直线，
(式4a)3≤b≤3.5
(式4b)a＝5
(5)b在下式5a的范围时，为下式5b的直线，
(式5a)3.5≤b≤5
(式5b)a＝2b/3+8/3
(6)a在下式6a的范围时，为下式6b的直线，
(式6a)6≤a≤10
(式6b)b＝5
(7)b在下式7a的范围时，为下式7b的直线，
(式7a)4.5≤b≤5
(式7b)a＝10
(8)b在下式8a的范围时，为下式8b的直线，
(式8a)4≤b≤5
(式8b)a＝4b－8
(9)b在下式9a的范围时，为下式9b的直线，
(式9a)3≤b≤4
(式9b)a＝3b/2+2
(10)b在下式10a的范围时，为下式10b的直线，
(式10a)1≤b≤3
(式10b)a＝9b/4－1/4。
41.根据权利要求29至40中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(a1)之后，具有对于所述铸造材进行塑性加工或大应变加工的工序(c)。
42.根据权利要求41所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
具有对于所述工序(c)之后的所述铸造材，以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下的热处理，从而形成热处理材的工序。
43.根据权利要求29至42中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，具有：
在所述工序(a1)之后，通过切削所述铸造材而形成碎屑材的工序(d)；
通过使所述碎屑材固化成形而形成固化成形材的工序(e1)。
44.根据权利要求43所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(d)与所述工序(e1)之间，具有对于所述碎屑材以200℃以上且510℃以下的温度进行0小时以上且200小时以下的热处理，从而形成碎屑热处理材的工序(b2)，
所述工序(e1)是通过使所述碎屑热处理材固化成形而形成固化成形材的工序，
所述固化成形材的热传导率为75W/K·m以上。
45.根据权利要求29至41中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述工序(a2)之后，具有通过将所述急冷材固化成形而形成固化成形材的工序(e2)。
46.根据权利要求32至45中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述铸造材具有α－Mg相与C36型金属间化合物相即(Mg,Al)2Ca相、或α－Mg相与C36型金属间化合物相和C15型金属间化合物相即Al2Ca相，
所述C36型金属间化合物相含有5体积％以上且40体积％以下。
47.根据权利要求32至46中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材，具有C15型金属间化合物相即Al2Ca相。
48.根据权利要求32至47中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材含有5体积％的C14型金属间化合物相即Mg2Ca相。
49.根据权利要求32至48中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材，具有多个α－Mg晶粒、和所述α－Mg相与所述C36型金属间化合物相的共晶层状组织，
所述多个α－Mg晶粒相互间通过所述共晶层状组织连接，
所述α－Mg晶粒彼此经由所述共晶层状组织的所述α－Mg相而被网络化。
50.根据权利要求49所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
在所述α－Mg晶粒内的α－Mg母相中，含有0.5原子％以上且2.5原子％以下的Al，并含有高于0原子％且1.0原子％以下的Ca。
51.根据权利要求49或50所述的镁合金的制造方法，其特征在于，在所述α－Mg晶粒内析出有线状化合物或板状化合物。
52.根据权利要求51所述的镁合金的制造方法，其特征在于，所述线状化合物或所述板状化合物为C15型金属间化合物相。
53.根据权利要求32至52中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
所述工序(a1)的所述铸造材的所述α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
54.根据权利要求41所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，低于纯Mg的X射线衍射峰的半峰全宽的1.5倍。
55.根据权利要求41至54中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于所述工序(a1)刚完之后的铸造材的α-Mg相的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
56.根据权利要求41、43至55中任一项所述的镁合金的制造方法，其特征在于，
对于所述工序(b1)的所述铸造材进行了热处理的所述热处理材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，相对于所述工序(a1)刚完之后的铸造材的C36型金属间化合物的X射线衍射峰的半峰全宽，减少10％以上。
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