专利名称：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，更具体来说，涉及通过以特定比例含有特定的稀土类元素而实现了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：
镁合金因其回收再利用性，作为携带电话或笔记本型个人电脑的筐体或汽车用部件而迅速地开始普及。
为了能够用于这些用途中，对于镁合金要求高强度和高韧性。为了制造高强度高韧性的镁合金，以往从材料方面及制法方面进行了各种研究。
在制法方面，为了促进纳米结晶化，开发出了急冷凝固粉末冶金(RS-P/M)法，能够获得铸造材料的大约2倍的400MPa左右的强度的镁合金。
作为镁合金，已知有Mg-Al类、Mg-Al-Zn类、Mg-Th-Zn类、Mg-Th-Zn-Zr类、Mg-Zn-Zr类、Mg-Zn-Zr-RE(稀土类元素)类等成分体系的合金。即使用铸造法制造具有这些组成的镁合金，也无法获得足够的强度。当用所述RS-P/M法制造具有所述组成的镁合金时，虽然与用铸造法制造的情况相比能够达到更高的强度，然而强度依然不充分，或者即使强度足够，韧性(延展性)也不充分，从而有难以在要求高强度及高韧性的用途中使用的缺点。
作为具有高强度及高韧性的镁合金，提出过Mg-Zn-RE(稀土类元素)类合金(例如专利文献1、2及3)。
另外，在专利文献4中公布有利用液体急冷法制作的Mg-1原子％Zn-2原子％Y合金、Mg-1原子％Zn-3原子％Y合金。该合金通过利用急冷使晶粒微细化来实现高强度化。
另外，在非专利文献1中公布有将Mg-1原子％Zn-2原子％Y合金的铸造物以挤压比4、温度420℃挤压，进行了16次ECAE加工的镁合金。该镁合金属于通过利用急冷使晶粒微细化来实现高强度化的专利文献4中所公布的发明的思想的延伸。为此，通过进行16次ECAE加工而实现晶粒的微细化。
专利文献1专利3238516号公报(图1)专利文献2专利2807374号公报专利文献3特开2002-256370号公报(权利要求的范围、实施例)专利文献4WO02/066696(PCT/JP01/00533)非专利文献1Material Transactions，Vol.44，No.4(2003)463～467页但是，以往的Mg-Zn-RE类合金中，例如是将无定形状的合金材料热处理，进行微细结晶化，得到高强度的镁合金。这样，为了获得所述无定形状的合金材料，就会有需要相当量的锌和稀土类元素的成见，要使用比较多地含有锌和稀土类元素的镁合金。
虽然专利文献1及2中记载有能够获得高强度及高韧性，然而基本上没有实际上强度及韧性都达到用于实用的水平的合金。另外，现在镁合金的用途已经扩大，以往的强度及韧性并不充分，需要具有更高的强度及韧性的镁合金。
另外，非专利文献1中，由于在以挤压比4挤压后，进行16次的ECAE加工，因此有制造成本增大的缺点。另外，即使通过进行16次的ECAE加工而使总变形量增加到16以上，屈服强度也停留于200MPa左右，强度不充分。
发明内容
本发明是考虑到如上所述的情况而完成的，其目的在于，针对镁合金的扩大了的用途，提供强度及韧性都处于能够用于实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
为了解决所述问题，本发明的高强度高韧性的镁合金的特征是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，最好所述高强度高韧性镁合金具有hcp结构镁相，是对镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物。
本发明的高强度高韧性镁合金的特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b本发明的高强度高韧性镁合金的特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，对所述镁合金铸造物进行塑性加工而制作塑性加工物，对所述塑性加工物进行了热处理后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述hcp结构镁相的平均粒径在2μm以上。另外，最好所述长周期叠层结构相的平均粒径在0.2μm以上，在所述长周期叠层结构相的晶粒内存在多个随机晶界，由所述随机晶界规定的晶粒的平均粒径在0.05μm以上。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好与所述hcp结构镁相的位错密度相比，所述长周期叠层结构相的位错密度至少小1种数量级。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以使所述塑性加工物具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以使所述至少一种的析出物的合计体积百分率超过0％而在40％以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好在进行所述塑性加工时的总变形量在10以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)或满足(5)及(6)。
(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)或满足(6)及(7)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5
本发明的高强度高韧性镁合金的特征是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，最好所述高强度高韧性镁合金具有hcp结构镁相，是在将镁合金铸造物切削后进行了塑性加工的塑性加工物。
本发明的高强度高韧性镁合金的特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，通过切削所述镁合金铸造物而制作片状的铸造物，利用塑性加工将所述铸造物固化了的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b本发明的高强度高韧性镁合金的特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，通过切削所述镁合金铸造物而制作片状的铸造物，制作利用塑性加工将所述铸造物固化了的塑性加工物，对所述塑性加工物进行了热处理后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述hcp结构镁相的平均粒径在0.1μm以上。片状固化成形材料的晶体粒径比铸造材料更小。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好与所述hcp结构镁相的位错密度相比，所述长周期叠层结构相的位错密度至少小1种数量级。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以使所述塑性加工物具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以使所述至少一种的析出物的合计体积百分率超过0％而在40％以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，最好在进行所述塑性加工时的总变形量在10以下。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0
另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有超过0原子％而在2.5原子％以下的从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。
本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法的特征是，具备制作如下的镁合金铸造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)；通过对所述镁合金进行塑性加工而制作塑性加工物的工序。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，最好所述镁合金铸造物具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
根据所述的本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法，通过对镁合金铸造物进行塑性加工，可以使塑性加工后的塑性加工物的硬度及屈服强度与塑性加工前的铸造物相比提高。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在制作所述镁合金铸造物的工序和制作所述塑性加工物的工序之间，追加对所述镁合金铸造物实施均质化热处理的工序。此时的热处理条件最好为温度为400℃～550℃，处理时间为1分钟～1500分钟。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在制作所述塑性加工物的工序之后，追加对所述塑性加工物实施热处理的工序。此时的热处理条件最好为温度为150℃～450℃，处理时间为1分钟～1500分钟。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)或满足(5)及(6)。
(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本发明的高强度高韧性镁合金中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)或满足(6)及(7)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法的特征是，具备制作如下的镁合金铸造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)；通过切削所述镁合金而制作片状的切削物的工序；通过对所述切削物进行利用塑性加工的固化而制作塑性加工物的工序。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，最好所述镁合金铸造物具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)。
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)。
(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，也可以在所述Mg中合计含有超过0原子％而在2.5原子％以下的从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，最好所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。即，所述塑性加工在压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工当中，无论是单独使用还是组合使用都可以。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，最好在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下，另外，更优选的总变形量在10以下。另外，进行所述塑性加工时的每一次的变形量优选0.002以上4.6以下。
而且，所谓总变形量是指，未被退火等热处理消除的总变形量。即，对于因在制造工序的途中进行热处理而被消除的变形不算在总变形量中。
但是，对于进行制作片状的切削物的工序的高强度高韧性镁合金的情况，是指在制作了最终用于固化成形的材料后进行塑性加工时的总变形量。即，对于制作好最终用于固化成形的材料前的变形量不算在总变形量中。所述所谓最终用于固化成形的材料是指片状材料的接合性差、抗拉强度在200MPa以下的材料。另外，片状材料的固化成形是使用了挤压、压延、锻造、冲压、ECAE等的加工。也可以在固化成形后，使用压延、挤压、ECAE、拉伸、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW等。另外，在最终的固化成形前，也可以增加对片状材料进行球磨、反复锻造、捣磨等各种塑性加工。
另外，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，也可以还具备对所述塑性加工物进行热处理的工序。这样，就可以使热处理后的塑性加工物的硬度及屈服强度与热处理前相比进一步提高。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，最好所述热处理的条件为在200℃以上而小于500℃，在10分钟以上而小于24小时。
另外，本发明的高强度高韧性镁合金的制造方法中，进行了所述塑性加工后的镁合金的hcp结构镁相的位错密度最好比长周期叠层结构相的位错密度大1种数量级以上。
如上说明所示，根据本发明，针对镁合金的扩大了的用途，可以提供强度及韧性都处于能够用于实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
图1是表示实施例1、比较例1及比较例2各自的铸造材料的晶体组织的照片。
图2是表示从实用化的观点考虑优选的镁合金的组成范围的图。
图3是表示实施例2～4各自的铸造材料的晶体组织的照片。
图4是表示实施例5及6各自的铸造材料的晶体组织的照片。
图5是表示实施例7～9各自的铸造材料的晶体组织的照片。
图6是表示比较例3～9各自的铸造材料的晶体组织的照片。
图7是表示参考例的铸造材料的晶体组织的照片。
图8是表示本发明的实施方式1的镁合金的组成范围的图。
图9是表示本发明的实施方式7的镁合金的组成范围的图。
图10是表示实施例10的铸造材料的晶体组织的照片。
图11是表示实施例26的铸造材料的晶体组织的照片。
图12是表示了对实施例1的试样在375℃的温度下实施了ECAE加工时的ECAE的循环次数与屈服强度(σy)、抗拉强度(σUTS)、伸长(％)的关系的图表。
图13是表示了对实施例1的试样在400℃的温度下实施了ECAE加工时的ECAE的循环次数与屈服强度(σy)、抗拉强度(σUTS)、伸长(％)的关系的图表。
具体实施例方式
下面将对本发明的实施方式进行说明。
本发明人回归基本，从2元镁合金开始研究合金的强度及韧性，继而将该研究扩大到多元镁合金。其结果发现，强度及韧性都具有高水平的镁合金为Mg-Zn-Y类，另外与以往技术不同，在锌的含量为5.0原子％以下，Y的含量为5.0原子％以下这样的低含量下，可以获得以往所没有的高强度及高韧性。
形成有长周期叠层结构相的铸造合金在塑性加工后或通过在塑性加工后实施热处理，可以获得高强度·高延展性·高韧性的镁合金。另外，发现了形成了长周期叠层结构，在进行塑性加工后，或者在塑性加工热处理后，可以获得高强度·高延展性·高韧性的合金组成。
另外发现，通过切削形成了长周期叠层结构的铸造合金而制作片状的铸造物，对该铸造物进行塑性加工，或者在塑性加工后实施热处理，与不进行切削为片状的工序的情况相比，可以获得更高强度·更高延展性·更高韧性的镁合金。另外，发现了形成了长周期叠层结构，切削为片状，进行塑性加工后，或者在塑性加工热处理后，可以获得高强度·高延展性·高韧性的合金组成。
通过将具有长周期叠层结构相的金属塑性加工，可以使长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或折曲。这样就可以获得高强度·高延展性·高韧性的金属。
另外，在弯曲或折曲了的长周期叠层结构相中含有随机晶界。据认为通过该随机晶界镁合金被高强度化，高温下的晶界滑动被抑制，从而可以在高温下获得高强度。
另外，因在hcp结构镁相中含有高密度的位错，因而镁合金被高强度化，因长周期叠层结构相的位错密度低，因而可以实现镁合金的延展性的提高和高强度化。所述长周期叠层结构相的位错密度最好与所述hcp结构镁相的位错密度相比至少小1种数量级。
(实施方式1)本发明的实施方式1的镁合金基本上是含有Mg、Zn及Y的三元以上的合金。
本实施方式的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图8所示的由H-I-C-D-E-H线包围的范围。即，当将锌的含量设为a原子％，将Y的含量合计设为b原子％时，则a和b就满足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b另外，本实施方式的Mg-Zn-Y合金的组成范围优选图8所示的由F-G-C-D-E-F线包围的范围。即，当将锌的含量设为a原子％，将Y的含量合计设为b原子％时，则a和b就满足下述式子(1)～(4)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b另外，本实施方式的更优选的Mg-Zn-Y合金的组成范围为图8所示的由A-B-C-D-E-A线包围的范围。即，当将锌的含量设为a原子％，将Y的含量合计设为b原子％时，则a和b就满足下述式子(1)～(3)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b这是因为，当锌的含量在5原子％以上时，则特别是韧性(或延展性)就有降低的倾向。另外还因为，当Y的含量合计在5原子％以上时，则特别是韧性(或延展性)就有降低的倾向。
另外，当锌的含量小于0.5原子％，或Y的含量合计小于1.0原子％时，则强度及韧性的至少一方就变得不充分。所以，将锌的含量的下限设为0.5原子％，将Y的含量的下限设为1.0原子％。
强度及韧性的增大在锌为0.5～1.5原子％处变得明显。在锌含量为0.5原子％附近，当稀土类元素含量变少时，虽然强度有降低的倾向，然而在该范围的情况下，也显示出比以往更高的强度及更高的韧性。所以，本实施方式的镁合金的锌的含量的范围最宽为0.5原子％以上5.0原子％以下。
本实施方式的Mg-Zn-Y类镁合金中，具有所述的范围的含量的锌和稀土类元素以外的成分是镁，然而也可以含有对合金特性不会造成影响的程度的杂质。
(实施方式2)本发明的实施方式2的镁合金基本上是含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的合计含量设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0另外，本实施方式的优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的合计含量设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(6)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b(5)0≤c≤3.0
(6)0.2≤b+c≤6.0另外，本实施方式的更优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的合计含量设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0将锌的含量设为5原子％以下的理由、将Y的含量设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.5原子％以上的理由、将Y的含量设为1.0原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第4元素的含量的上限设为3.0原子％的理由是第4元素的固溶限度低。另外，使之含有第4元素的理由是因为具有使晶粒微细化的效果和具有使金属间化合物析出的效果。
本实施方式的Mg-Zn-Y类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式3)本发明的实施方式3的镁合金基本上是含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。而且，所谓Mm(混合稀土合金)是以Ce及La为主成分的多个稀土类元素的混合物或合金，是从矿石中将作为有用的稀土类元素的Sm或Nd等精练除去后的残渣，其组成依赖于精练前的矿石的组成。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)或满足(1)～(3)、(5)及(6)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0
(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5另外，本实施方式的优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(6)或满足(1)～(4)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b(5)0≤c＜2.0(6)0.2≤b+c≤6.0(7)c/b≤1.5本实施方式的更优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)或满足(1)～(3)、(5)及(6)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5设为所述式子(6)的理由是因为，由于当大于1.5倍时，则长周期叠层结构相的形成的效果被减弱，因此镁合金的重量变大。
将锌的含量设为5原子％以下的理由、将1种或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.5原子％以上的理由、将稀土类元素的含量合计设为1.0原子％以上的理由与实施方式1相同。另外，将第4元素的含量的上限设为2.0原子％的主要理由是第4元素的固溶限度基本上没有。另外，使之含有第4元素的理由是因为具有使晶粒微细化的效果和具有使金属间化合物析出的效果。
本实施方式的Mg-Zn-Y类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式4)本发明的实施方式4的镁合金基本上是含有Mg、Zn及Y的五元以上的合金，第4元素是从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素，第5元素是从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％，将1种或2种以上的第5元素的含量合计设为d原子％时，则a、b、c及d就满足下述式子(1)～(6)或满足(1)～(3)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5另外，本实施方式的优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％，将1种或2种以上的第5元素的含量合计设为d原子％时，则a、b、c及d就满足下述式子(1)～(7)或满足(1)～(3)、(7)及(8)。
(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b(4)0.75≤b
(5)0≤c≤3.0(6)0≤d＜2.0(7)0.2≤b+c+d≤6.0(8)d/b≤1.5另外，本实施方式的更优选的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％，将1种或2种以上的第5元素的含量合计设为d原子％时，则a、b、c及d就满足下述式子(1)～(6)或满足(1)～(3)、(6)及(7)。
(1)0.5≤a≤5.0(2)1.0≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5设为所述式子(7)的理由是因为，由于当大于1.5倍时，则长周期叠层结构相的形成的效果被减弱，因此镁合金的重量变大。
将Zn、Y、第4元素及第5元素的合计含量设为6.0原子％以下的理由是当超过6％时，则会变重，原料成本升高，另外韧性会降低。将Zn的含量设为0.5原子％以上，将Y、第4元素及第5元素的合计含量设为1.0原子％以上的理由是当设为更低的浓度时，则强度就变得不充分。另外，使之含有第4元素、第5元素的理由是因为具有使晶粒微细化的效果和具有使金属间化合物析出的效果。
本实施方式的Mg-Zn-Y类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式5)作为本发明的实施方式5的镁合金，可以举出在实施方式1～4的组成中增加了Me的镁合金。其中，Me是从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。该Me的含量设为超过0原子％而在2.5原子％以下。当添加Me时，则可以在维持高强度高韧性的同时，改善其他的性质。例如，在耐腐蚀性或晶粒微细化等方面具有效果。
(实施方式6)对本发明的实施方式6的镁合金的制造方法进行说明。
将由实施方式1～5的任意一种的组成构成的镁合金溶解而铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选100K/秒以下。作为铸造工艺，可以使用各种工艺，例如可以使用高压铸造、辊浇注(roll cast)、倾斜板铸造、连续铸造、触融压铸(thixo molding)、压铸等。另外，也可以使用将镁合金铸造物以给定形状切出的工艺。
然后，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。此时的热处理条件优选设为温度为400℃～550℃，处理时间为1分钟～1500分钟(或24小时)。
然后，对所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、压延、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW(friction stir welding；摩擦搅拌焊接)加工、它们的反复加工等。
当进行利用挤压的塑性加工时，最好将挤压温度设为250℃以上500℃以下，将由挤压造成的截面减少率设为5％以上。
ECAE加工法是为了在试样中导入均匀的变形而在每次循环中使试样长边方向旋转90°的方法。具体来说，是如下的方法，即，在截面形状形成了L字形的成形孔的成形用模子的所述成形孔中，使作为成形用材料的镁合金铸造物强行地进入，特别是在L状成形孔的弯曲成90°的部分处，对所述镁合金铸造物施加应力，而获得强度及韧性优良的成形体。作为ECAE的循环次数优选1～8次循环。更优选3～5次循环。ECAE的加工时的温度优选250℃以上500℃以下。
当进行利用压延的塑性加工时，最好将压延温度设为250℃以上500℃以下，将压下率设为5％以上。
当进行利用拉伸加工的塑性加工时，最好进行拉伸加工时的温度为250℃以上500℃以下，所述拉伸加工的截面减少率在5％以上。
当进行利用锻造的塑性加工时，最好进行锻造加工时的温度在250℃以上500℃以下，所述锻造加工的加工率在5％以上。
对所述镁合金铸造物进行的塑性加工最好每一次的变形量在0.002以上4.6以下，总变形量在15以下。另外，所述塑性加工更优选每一次的变形量在0.002以上4.6以下，总变形量在10以下。将优选的变形量设为15以下，将更优选的变形量设为10以下的理由是，即使增大总变形量，镁合金的强度也不会随之而增加，另外，越增大总变形量，则制造成本就越高。
而且，ECAE加工的变形量为0.95～1.15/次，例如进行16次ECAE加工时的总变形量变为0.95×16＝15.2，进行8次ECAE加工时的总变形量变为0.95×8＝7.6。
另外，挤压加工的变形量为在挤压比为2.5时为0.92/次，在挤压比为4时为1.39/次，在挤压比为10时为2.30/次，在挤压比为20时为2.995/次，在挤压比为50时为3.91/次，在挤压比为100时为4.61/次，在挤压比为1000时为6.90/次。
如上所述地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hcp结构镁相及长周期叠层结构相的晶体组织，具有该长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上(更优选10％以上)，所述hcp结构镁相的平均粒径在2μm以上，所述长周期叠层结构相的平均粒径在0.2μm以上。在该长周期叠层结构相的晶粒内存在多个随机晶界，由该随机晶界规定的晶粒的平均粒径在0.05μm以上。虽然在随机晶界中位错密度大，然而长周期叠层结构相的随机晶界以外的部分的位错密度小。所以，hcp结构镁相的位错密度与长周期叠层结构相的随机晶界以外的部分的位错密度相比大1种数量级以上。
所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或折曲。另外，所述塑性加工物也可以具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。所述析出物的合计体积百分率优选超过0％而在40％以下。另外，对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物，与进行塑性加工前的铸造物相比，维氏硬度及屈服强度都上升。
也可以对于对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物实施热处理。该热处理条件优选设为温度在200℃以上而小于500℃，热处理时间为10分钟～1500分钟(或24小时)。将热处理温度设为小于500℃是因为，当在500℃以上时，则因塑性加工而施加的变形量就被消除。
对于进行了该热处理后的塑性加工物，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，在热处理后的塑性加工物中也与热处理前相同，在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相的晶体组织，具有该长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上(更优选10％以上)，所述hcp结构镁相的平均粒径在2μm以上，所述长周期叠层结构相的平均粒径在0.2μm以上。在该长周期叠层结构相的晶粒内存在多个随机晶界，由该随机晶界规定的晶粒的平均粒径在0.05μm以上。虽然在随机晶界中位错密度大，然而长周期叠层结构相中的随机晶界以外的部分的位错密度小。所以，hcp结构镁相的位错密度与长周期叠层结构相中的随机晶界以外的部分的位错密度相比大1种数量级以上。
所述长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或折曲。另外，所述塑性加工物也可以具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。所述析出物的合计体积百分率优选超过0％而在40％以下。
根据所述实施方式1～6，针对镁合金的扩大了的用途，例如作为强度及韧性都被要求高性能的高技术用合金的用途，可以提供强度及韧性都处于能够用于实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
(实施方式7)本发明的实施方式7的镁合金是适用于通过切削铸造物而制作的多个数mm见方以下的片状铸造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的三元以上的合金。
本实施方式的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图9所示的由A-B-C-D-E线包围的范围。即，当将锌的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％时，则a和b就满足下述式子(1)～(3)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b这是因为，当锌的含量在5原子％以上时，则特别是韧性(或延展性)就有降低的倾向。另外还因为，当Y的含量在5原子％以上时，则特别是韧性(或延展性)就有降低的倾向。
另外，当锌的含量小于0.25原子％，或Y素的含量小于0.5原子％时，则强度及韧性的至少一方就变得不充分。所以，将锌的含量的下限设为0.25原子％，将稀土类元素的合计含量的下限设为0.5原子％。像这样可以使锌的含量及Y的含量各自的下限与实施方式1相比低1/2的原因是因为适用于片状铸造物。
强度及韧性的增大在锌为0.5～1.5原子％处变得明显。在锌含量为0.5原子％附近，当稀土类元素含量变少时，虽然强度有降低的倾向，然而在该范围的情况下，也显示出比以往更高的强度及更高的韧性。所以，本实施方式的镁合金的锌的含量的范围最宽为0.25原子％以上5.0原子％以下。
本实施方式的Mg-Zn-RE类镁合金中，具有所述的范围的含量的锌和稀土类元素以外的成分是镁，然而也可以含有对合金特性不会造成影响的程度的杂质。
(实施方式8)本发明的实施方式8的镁合金是适用于通过切削铸造物而制作的多个数mm见方以下的片状铸造物的合金，是基本上含有Mg、Zn及Y的四元以上的合金，第4元素是从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b
(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0将锌的含量设为5原子％以下的理由、将1种或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.25原子％以上的理由、将Y的含量设为0.5原子％以上的理由与实施方式7相同。另外，将第4元素的含量的上限设为3.0原子％的理由是第4元素的固溶限度较低。另外，使之含有第4元素的理由是因为具有使晶粒微细化的效果和具有使金属间化合物析出的效果。
本实施方式的Mg-Zn-RE类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式9)本发明的实施方式9的镁合金是适用于通过切削铸造物而制作的多个数mm见方以下的片状铸造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的四元或五元以上的合金，第4元素是从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％时，则a、b及c就满足下述式子(1)～(5)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0将锌的含量设为5原子％以下的理由、将1种或2种以上的稀土类元素的含量合计设为5原子％以下的理由、将锌的含量设为0.25原子％以上的理由、将Y的含量设为0.5原子％以上的理由与实施方式7相同。另外，将第4元素的含量的上限设为2.0原子％的理由是第4元素的固溶限度基本上没有。另外，使之含有第4元素的理由是因为具有使晶粒微细化的效果和具有使金属间化合物析出的效果。
本实施方式的Mg-Zn-RE类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式10)本发明的实施方式10的镁合金是适用于通过切削铸造物而制作的多个数mm见方以下的片状铸造物的合金，基本上是含有Mg、Zn及Y的五元以上的合金，第4元素是从由Yb、Tb、Sm、Nd及Gd构成的一组中选择的1种或2种以上的元素，第5元素是从由La、Ce、Pr、Eu及Mm构成的一组中选择的1种或2种以上的元素。
本实施方式的镁合金的组成范围是当将Zn的含量设为a原子％，将Y的含量设为b原子％，将1种或2种以上的第4元素的含量合计设为c原子％，将1种或2种以上的第5元素的含量合计设为d原子％时，则a、b、c及d就满足下述式子(1)～(6)。
(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0将Zn、Y、第4元素及第5元素的合计含量设为小于6.0原子％的理由、将Zn、Y、第4元素及第5元素的合计含量设为超过1.0原子％的理由与实施方式4相同。
本实施方式的Mg-Zn-RE类镁合金中，也可以含有对合金特性不造成影响的程度的杂质。
(实施方式11)作为本发明的实施方式11的镁合金，可以举出在实施方式7～10的组成中增加了Me的镁合金。其中，Me是从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。该Me的含量设为超过0原子％而在2.5原子％以下。当添加Me时，则可以在维持高强度高韧性的同时，改善其他的性质。例如，在耐腐蚀性或晶粒微细化等方面具有效果。
(实施方式12)对本发明的实施方式12的镁合金的制造方法进行说明。
将由实施方式7～11的任意一种的组成构成的镁合金溶解而铸造，制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选100K/秒以下。作为该镁合金铸造物，使用从锭材中以给定形状切出的材料。
然后，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。此时的热处理条件优选设为温度为400℃～550℃，处理时间为1分钟～1500分钟(或24小时)。
然后，通过切削该镁合金铸造物，制作多个数mm见方以下的片状铸造物。
然后，也可以使用压缩或塑性加工法的方法将片状铸造物预成形，实施均质化热处理。此时的热处理条件优选设为温度为400℃～550℃，处理时间为1分钟～1500分钟(或24小时)。另外，对于所述预成形的成形物，也可以在150℃～450℃的温度下实施1分钟～1500分钟(或24小时)的热处理。
片状的铸造物一般被用于例如触变模(thixo mold)的原料中。
而且，也可以使用压缩或塑性加工法的方法将混合了片状铸造物和陶瓷粒子的材料预成形，实施均质化热处理。另外，在将片状铸造物预成形之前，也可以附加性地实施强变形加工。
然后，通过对所述片状铸造物进行塑性加工，而将片状铸造物固化成形。作为该塑性加工的方法，可以与实施方式6的情况相同地使用各种方法。而且，在将该片状铸造物固化成形之前，也可以增加利用球磨或捣磨机、高能量球磨等的机械合金化或体材机械合金化(bulk mechanicalalloying)等反复加工处理。另外，在固化成形后，也可以再增加塑性加工或喷丸加工。另外，既可以将所述镁合金铸造物与金属间化合物粒子或陶瓷粒子、纤维等复合化，也可以将所述切削物与陶瓷粒子、纤维等混合。
像这样进行了塑性加工的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相的晶体组织。该长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或折曲。对于进行了所述塑性加工后的塑性加工物，与进行塑性加工前的铸造物相比，维氏硬度及屈服强度都上升。
对所述片状铸造物进行塑性加工时的总变形量优选15以下，另外，更优选的总变形量为10以下。另外，每次进行所述塑性加工时的变形量优选0.002以上4.6以下。
而且，这里所说的总变形量是指，未被退火等热处理消除的总变形量，是将片状铸造物预成形后进行塑性加工时的总变形量。即，对于因在制造工序的途中进行热处理而被消除的变形不算在总变形量中，另外，对于将片状铸造物预成形前的变形量不算在总变形量中。
也可以对于对所述片状铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物实施热处理。该热处理条件优选设为温度在200℃以上而小于500℃，热处理时间为10分钟～1500分钟(或24小时)。将热处理温度设为小于500℃是因为，当在500℃以上时，则因塑性加工而施加的变形量就被消除。
对于进行了该热处理后的塑性加工物，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，在热处理后的塑性加工物中也与热处理前相同，在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相的晶体组织。该长周期叠层结构相的至少一部分弯曲或折曲。
所述实施方式12中，由于通过切削铸造物而制作片状铸造物，使组织微细化，因此与实施方式6相比，可以制作更高强度·更高延展性·更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1～6的镁合金相比，即使锌及稀土类元素为更低浓度，也可以获得高强度及高韧性的特性。
根据所述实施方式7～12，针对镁合金的扩大了的用途，例如作为强度及韧性都被要求高性能的高技术用合金的用途，可以提供强度及韧性都处于能够用于实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。
实施例以下将对实施例进行说明。
实施例1中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y的三元体系镁合金。
实施例2中，使用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1原子％Y-1.5原子％Gd的四元体系镁合金。实施例2的镁合金是复合添加了形成长周期叠层结构的稀土类元素和不形成长周期叠层结构的稀土类元素的合金。
实施例3中，使用97.5原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y-0.5原子％La的四元体系镁合金。
实施例4中，使用97.5原子％Mg-0.5原子％Zn-1.5原子％Y-0.5原子％Yb的四元体系镁合金。
实施例3及4各自的镁合金是复合地添加了形成长周期叠层结构的稀土类元素和不形成长周期叠层结构的稀土类元素的合金。
实施例5中，使用96.5原子％Mg-1原子％Zn-1.5原子％Y-1原子％Gd的四元体系镁合金。
实施例6中，使用96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的三元体系镁合金。
比较例1中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％La的三元体系镁合金。
比较例2中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Yb的三元体系镁合金。
比较例3中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Ce的三元体系镁合金。
比较例4中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Pr的三元体系镁合金。
比较例5中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Nd的三元体系镁合金。
比较例6中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Sm的三元体系镁合金。
比较例7中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Eu的三元体系镁合金。
比较例8中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Tm的三元体系镁合金。
比较例9中，使用97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Lu的三元体系镁合金。
作为参考例，使用98原子％Mg-2原子％Y的二元体系镁合金。
(铸造材料的组织观察)
首先，在Ar气气氛中利用高频溶解制作实施例1～6、比较例1～9及参考例各自的组成的锭材，从这些锭材中切出Ф10×60mm的形状。利用SEM、XRD进行了该切出的铸造材料的组织观察。将这些晶体组织的照片表示于图1～图7中。
图1中，表示了实施例1及比较例1、2各自的晶体组织的照片。图3中，表示了实施例2的晶体组织的照片。图4中，表示了实施例3、4的晶体组织的照片。图5中，表示了实施例5的晶体组织的照片。图6中，表示了比较例3～9的晶体组织的照片。图7中，表示了参考例的晶体组织的照片。图10中，表示了实施例6的晶体组织的照片。
如图1、图3～5所示，在实施例1～6的镁合金中形成有长周期叠层结构的晶体组织。与之不同，如图1、图6及图7所示，比较例1～9及参考例各自的镁合金未形成长周期叠层结构的晶体组织。
根据实施例1～6及比较例1～9各自的晶体组织确认了以下的情况。
在Mg-Zn-RE三元体系铸造合金中，在RE为Y的情况下形成长周期叠层结构，而当RE为La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Yb时，则不形成长周期叠层结构。Gd的性质与La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb略有不同，虽然Gd的单独添加(必须有Zn)不会形成长周期叠层结构，然而与作为形成长周期叠层结构的元素的Y复合添加时，即使是2.5原子％也可以形成长周期叠层结构(参照实施例2、5)。
另外，在将Yb、Tb、Sm、Nd及Gd添加于Mg-Zn-Y中的情况下，如果是5.0原子％以下，则不会妨碍长周期叠层结构的形成。另外，在将La、Ce、Pr、Eu及Mm添加于Mg-Zn-Y中的情况下，如果是5.0原子％以下，则不会妨碍长周期叠层结构的形成。
比较例1的铸造材料的晶体粒径为10～30μm左右，比较例2的铸造材料的晶体粒径为30～100μm左右，实施例1的铸造材料的晶体粒径为20～60μm，在晶界上都观察到了大量的结晶物。另外，在比较例2的铸造材料的晶体组织中，在粒内存在有微细的析出物。
(铸造材料的维氏硬度实验)利用维氏硬度实验评价了实施例1、比较例1及比较例2各自的铸造材料。比较例1的铸造材料的维氏硬度为75Hv，比较例2的铸造材料的维氏硬度为69Hv，实施例1的铸造材料的维氏硬度为79Hv。
(ECAE加工)对所述实施例1及比较例1、2各自的铸造材料在400℃下实施了ECAE加工。为了在试样中导入均匀的变形，ECAE加工法使用在每次循环中使试样长边方向旋转90度的方法，进行4次及8次循环。此时的加工速度为2mm/秒的一定值。
(ECAE加工材料的维氏硬度实验)利用维氏硬度实验评价了实施了ECAE加工的试样。4次ECAE加工后的试样的维氏硬度为比较例1的试样为82Hv，比较例2的试样为76Hv，实施例1的试样为96Hv，与ECAE加工前的铸造材料相比，观察到10～20％的硬度的提高。进行了8次ECAE加工的试样中，与进行了4次ECAE加工的试样相比，在硬度上基本上没有变化。
(ECAE加工材料的晶体组织)利用SEM、XRD进行了对实施了ECAE加工的试样的组织观察。比较例1、2的加工材料中存在于晶界上的结晶物被以数μm量级截断，微细地均匀地分散，而实施例1的加工材料中，确认结晶物未被微细地截断，而是在保持点阵和匹配性的状态下被切断。进行了8次ECAE加工的试样中，与进行了4次ECAE加工的试样相比，在组织上基本上没有变化。
(ECAE加工材料的拉伸实验)利用拉伸实验评价了实施了ECAE加工的试样。拉伸实验是与挤压方向平行地在初期变形速度为5×10-4/秒的条件下进行的。对于进行了4次ECAE加工的试样的拉伸特性，在比较例1、2的试样中，显示出200MPa以下的屈服应力和2～3％的伸长，而实施例1的试样中，则显示出了260MPa的屈服应力和15％的伸长。铸造材料的特性为0.2％耐力100MPa，伸长4％，而它是远远地超过了该特性的特性。
图12是表示了对实施例1的试样在375℃的温度下实施了ECAE加工时的ECAE的循环次数与屈服强度(σy)、抗拉强度(σUTS)、伸长(％)的关系的图表。
图13是表示了对实施例1的试样在400℃的温度下实施了ECAE加工时的ECAE的循环次数与屈服强度(σy)、抗拉强度(σUTS)、伸长(％)的关系的图表。
从图12及图13中发现，即使增多ECAE的循环次数而增大总变形量，镁合金的强度也不会随之增加。
(ECAE加工材料的热处理)将实施了4次的ECAE加工的试样在225℃下等温保持，调查了保持时间和硬度变化的关系。实施例1的试样中，通过实施225℃的热处理，硬度进一步提高，利用拉伸实验得到的屈服应力可以提高至300MPa。
另外，当使对实施例1的铸造材料的ECAE的加工温度下降到375℃时(即，对实施例1的铸造材料，不是在400℃下，而是在375℃下实施4次的ECAE加工时)，实施例1的ECAE加工材料的屈服应力为300MPa，显示了12％的伸长。此外确认，通过对该实施了ECAE加工的试样实施225℃的热处理，利用拉伸实验得到的屈服应力可以提高至320MPa。
(实施例6的铸造合金的挤压)实施例6的铸造合金是具有长周期叠层结构的96原子％Mg-1原子％Zn-3原子％Y的三元体系镁合金。对该铸造合金，在温度为300℃、截面减少率为90％、挤压速度为2.5mm/秒的条件下进行了挤压加工。该挤压后的镁合金在室温下显示出了420MPa的拉伸屈服强度和2％的伸长。
(实施例6～42及比较例10～15的铸造合金的挤压后的特性)制作具有表1所示组成的镁合金的铸造材料，对该铸造材料以表1所示的挤压温度及挤压比进行了挤压加工。对该挤压加工后的挤压材料，在表1所示的实验温度下，利用拉伸实验测定了0.2％耐力(屈服强度)、抗拉强度、伸长。将这些测定结果表示在表1中。
Mg-Zn-Y类挤压合金机械特性
表1表示了将Zn和Y的添加量不同的各种Mg-Zn-Y合金铸造材料以表1所示的挤压温度和挤压比，以挤压速度2.5mm/秒进行了挤压加工后的室温下的拉伸实验的结果。
将具有实施例30的组成的镁合金的铸造材料的晶体组织表示于图11中。
从实施例17～20的测定结果可以发现，通过添加第4元素，与三元体系相比，可以改善强度或伸长或者强度和伸长两方面。
从高强度高韧性镁合金的实用化的观点考虑，即使伸长小，只要强度高，则也能够经得起实用，另外即使强度略低，只要伸长大，则也能够经得起实用。所以，当将屈服强度(MPa)设为S，将伸长(％)设为d时，从实用化的观点考虑，优选满足下述式子(1)及(2)的镁合金。
S＞-15d+435…(1)S≥325…(2)根据表1的测定数据，满足所述式子(1)及(2)的Mg-Zn-Y合金的组成范围如图2所示。
即，满足所述式子(1)及(2)的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图2所示的由K-L-C-D-E-F-G-H-K的线包围的范围，是不包括G-H-K-L-C-D-E-F的线上的范围。
另外，满足所述式子(1)及(2)的优选的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图2所示的由I-J-C-D-E-F-G-H-I的线包围的范围，是不包括G-H-I-J-C-D-E-F的线上的范围。
另外，满足所述式子(1)及(2)的更优选的Mg-Zn-Y合金的组成范围是图2所示的由A-B-C-D-E-F-G-H-A的线包围的范围，是不包括G-H-A-B-C-D-E-F的线上的范围。
而且，图2所示的点I是Zn为1原子％，Y为0.75原子％，点K是Zn为1原子％，Y为0.5原子％，点K是Zn为1原子％，Y为0.5原子％，点L是Zn为5/3原子％，Y为0.5原子％，点J是Zn为2原子％，Y为0.75原子％，点C是Zn为5原子％，Y为3原子％，点D是Zn为5原子％，Y为5原子％，点E是Zn为2.5原子％，Y为5原子％，点F是Zn为0.5原子％，Y为3.5原子％，点G是Zn为0.5原子％，Y为2原子％，点H是Zn为1原子％，Y为2原子％。
(实施例43～62的铸造合金的挤压后的特性)使用高频溶解炉在Ar气气氛中熔炼具有表2所示组成的Mg-Zn-Y合金的锭材，通过切削该锭材而制作片状的铸造材料。然后，在将片状材料填充于铜制的罐中后，在150℃下进行加热真空脱气而密封。其后，对填充于罐中的片状材料，对每个罐分别以表2所示的挤压温度及挤压比进行了挤压加工。对该挤压加工后的挤压材料，在表2所示的实验温度下，利用拉伸实验测定了0.2％耐力(屈服强度)、抗拉强度、伸长。另外，对挤压材料的硬度(维氏硬度)也进行了测定。将这些测定结果表示在表2中。
Mg-Zn-Y合金片
表2表示了将通过切削Zn和Y的添加量不同的Mg-Zn-Y合金铸造材料而制作的片状材料以各种挤压温度和挤压比，以挤压速度2.5mm/秒挤压固化了的试样的室温下的拉伸实验及硬度实验的结果。
从实施例46～48的测定结果可以发现，直至200℃的高温强度高于铸造塑性加工合金。
而且，本发明并不限定于所述的实施方式及实施例，在不脱离本发明的主旨的范围内，可以进行各种变更而实施。
权利要求
1.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a一5/6≤b。
2.根据权利要求1所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述高强度高韧性镁合金具有hcp结构镁相，是对镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物。
3.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，对所述镁合金铸造物进行了塑性加工后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
4.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，对所述镁合金铸造物进行塑性加工而制作塑性加工物，对所述塑性加工物进行了热处理后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
5.根据权利要求2至4中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述hcp结构镁相的平均粒径在2μm以上。
6.根据权利要求2至5中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，与所述hcp结构镁相的位错密度相比，所述长周期叠层结构相的位错密度至少小1种数量级。
7.根据权利要求3至6中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上。
8.根据权利要求2至7中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述塑性加工物具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。
9.根据权利要求8所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述至少一种的析出物的合计体积百分率超过0％而在40％以下。
10.根据权利要求2至9中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。
11.根据权利要求2至10中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下。
12.根据权利要求2至10中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在10以下。
13.根据权利要求1至12中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0。
14.根据权利要求1至12中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)或满足(5)及(6)，(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5。
15.根据权利要求1至12中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)或满足(6)及(7)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5。
16.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
17.根据权利要求16所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述高强度高韧性镁合金具有hcp结构镁相，是在将镁合金铸造物切削后进行了塑性加工的塑性加工物。
18.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，通过切削所述镁合金铸造物而制作片状的铸造物，利用塑性加工将所述铸造物固化了的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
19.一种高强度高韧性镁合金，其特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，通过切削所述镁合金铸造物而制作片状的铸造物，制作利用塑性加工将所述铸造物固化了的塑性加工物，对所述塑性加工物进行了热处理后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
20.根据权利要求17至19中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述hcp结构镁相的平均粒径在0.1μm以上。
21.根据权利要求17至20中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，与所述hcp结构镁相的位错密度相比，所述长周期叠层结构相的位错密度至少小1种数量级。
22.根据权利要求18至21中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述长周期叠层结构相的晶粒的体积百分率在5％以上。
23.根据权利要求17至22中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述塑性加工物具有从由Mg和稀土类元素的化合物、Mg和Zn的化合物、Zn和稀土类元素的化合物及Mg和Zn和稀土类元素的化合物构成的析出物组中选择的至少一种析出物。
24.根据权利要求23所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述至少一种的析出物的合计体积百分率超过0％而在40％以下。
25.根据权利要求17至24中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。
26.根据权利要求17至25中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下。
27.根据权利要求17至25中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在10以下。
28.根据权利要求16至27中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
29.根据权利要求16至27中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
30.根据权利要求16至27中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
31.根据权利要求1至30中任意一项所述的高强度高韧性镁合金，其特征是，在所述Mg中合计含有超过0原子％而在2.5原子％以下的从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。
32.一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，具备制作如下的镁合金铸造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)；通过对所述镁合金铸造物进行塑性加工而制作塑性加工物的工序，(1)0.5≤a＜5.0(2)0.5＜b＜5.0(3)2/3a-5/6≤b。
33.根据权利要求32所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，所述镁合金铸造物具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
34.根据权利要求32或33所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.2≤b+c≤6.0。
35.根据权利要求32或33所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)或满足(5)及(6)，(4)0≤c＜2.0(5)0.2≤b+c≤6.0(6)c/b≤1.5。
36.根据权利要求32或33所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)或满足(6)及(7)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d＜2.0(6)0.2≤b+c+d≤6.0(7)d/b≤1.5。
37.一种高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，具备制作如下的镁合金铸造物的工序，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)；通过切削所述镁合金而制作片状的切削物的工序；通过对所述切削物进行利用塑性加工的固化而制作塑性加工物的工序，(1)0.25≤a≤5.0(2)0.5≤b≤5.0(3)0.5a≤b。
38.根据权利要求37所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，所述镁合金铸造物具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。
39.根据权利要求37或38所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b十c≤6.0。
40.根据权利要求37或38所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c满足下述式子(4)及(5)，(4)0≤c≤3.0(5)0.1≤b+c≤6.0。
41.根据权利要求37或38所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有c原子％的从由Yb、Tb、Sm及Nd构成的一组中选择的至少一种元素，合计含有d原子％的从由La、Ce、Pr、Eu、Mm及Gd构成的一组中选择的至少一种元素，c及d满足下述式子(4)～(6)，(4)0≤c≤3.0(5)0≤d≤3.0(6)0.1≤b+c+d≤6.0。
42.根据权利要求32至41中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在所述Mg中合计含有超过0原子％而在2.5原子％以下的从由Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb及V构成的一组中选择的至少一种元素。
43.根据权利要求32至42中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，所述塑性加工是进行压延、挤压、ECAE、拉伸加工、锻造、冲压、滚压成形、弯曲、FSW加工及它们的反复加工当中的至少一个的加工。
44.根据权利要求32至43中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在15以下。
45.根据权利要求32至43中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在进行所述塑性加工时的总变形量在10以下。
46.根据权利要求32至45中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，在制作所述塑性加工物的工序之后，还具备对所述塑性加工物进行热处理的工序。
47.根据权利要求46所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，所述热处理的条件为在200℃以上而小于500℃，在10分钟以上而小于24小时。
48.根据权利要求32至47中任意一项所述的高强度高韧性镁合金的制造方法，其特征是，进行了所述塑性加工后的镁合金的hcp结构镁相的位错密度比长周期叠层结构相的位错密度大1种数量级以上。
全文摘要
本发明针对镁合金的扩大了的用途，提供强度及韧性都处于能够用于实用的水平的高强度高韧性镁合金及其制造方法。本发明的高强度高韧性的镁合金的特征是，制作如下的镁合金铸造物，即，含有a原子％的Zn，含有b原子％的Y，剩余部分由Mg构成，a和b满足下述式子(1)～(3)，对所述镁合金铸造物进行塑性加工而制作塑性加工物，对所述塑性加工物进行了热处理后的塑性加工物在常温下具有hcp结构镁相及长周期叠层结构相。(1)0.5≤a＜5.0，(2)0.5＜b＜5.0，(3)2/3a－5/6≤b。
文档编号C22C23/00GK1886529SQ200480034690
公开日2006年12月27日 申请日期2004年11月26日 优先权日2003年11月26日
发明者河村能人, 山崎伦昭 申请人:河村能人