WO2007111342A1

WO2007111342A1 - 高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法

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Publication number: WO2007111342A1
Application number: PCT/JP2007/056522
Authority: WO
Inventors: Yoshihito Kawamura; Michiaki Yamasaki; Takaomi Itoi; Mitsuji Hirohashi
Original assignee: Chiba University NUC; Kumamoto University NUC
Current assignee: Chiba University NUC; Kumamoto University NUC
Priority date: 2006-03-20
Filing date: 2007-03-20
Publication date: 2007-10-04
Anticipated expiration: 2008-09-20
Also published as: JPWO2007111342A1; US20090035171A1; CN101405417A; JP5239022B2; DE112007000673T5; CN101405417B; US8333924B2; DE112007000673B4

Abstract

　マグネシウム合金の拡大した用途に対して強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法を提供する。本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも１種の金属を合計でａ原子％含有し、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂ及びＴｍからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計でｂ原子％含有し、ａとｂは下記式（１）～（３）を満たすことを特徴とする。　（１）０．２≦ａ≦１０　（２）０．２≦ｂ≦１０　（３）２／３ａ−２／３＜ｂ

Description

高強度高靭性マグネシゥム合金及びその製造方法 1. 技術分野

本発明は、高強度高靭性マグネシウム合金及ぴその製造方法に関し、より詳細には特定の希土類元素を特定割合で含有することにより高強度高靭性を達成した高強度高靭性マグネシゥム合金及びその製造方法に関する。 2. 背景技術

マグネシウム合金は、そのリサイクル性とあいまって、携帯電話やノート型パソコンの筐体あるいは自動車用部品として急明速に普及し始めている。

これらの用途に使用するためにはマグネシウム合金に高強度と高靭性が要求される。高強度高靭性マグネシゥム合金の製造のた細め 1に従来から材料面等から種々検討されている。

睿

97原子⁰/。 Mg— 1原子⁰/。 Z n— 2原子％Yの組成を有するマグネシウム合金の铸造材には長周期積層構造が生成され、この铸造材に押出し加工を施すことにより室温において高強度及び高靭性が得られることが本発明者によって提案されている（例えば特許文献 1)。

[特許文献 1 ] WO 2005/052203

3. 発明の開示

上述した従来の高強度及び高靭性のマグネシウム合金では、 Ζ ηを含有することが必須の要件となっているが、本発明者らは Ζ ηを他の金属に置換したマグネシゥム合金においても高強度及ぴ高靭性が得られるものがあるか否かを検討した。

本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、マグネシゥム合金の拡大した用途に対して強度及び靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシウム合金及びその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決するため、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、 Cu、 Ν i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で b原子。 /₀ 含有し、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすことを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式（1') 〜（3') を満たすことである。

( 1 ) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤10

(3) 2/3 a - 2/3く b

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2，） 0. 2≤b≤ 5

(3 ') 2/3 a - 1/6 < b

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は長周期積層構造相を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は o;Mg相を有し、前記 Mg相がラメラ構造を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は化合物相を有することも可能である。また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金はマグネシウム合金铸造物であり、前記マグネシゥム合金铸造物には熱処理が施されていることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記高強度高靭性マグネシゥム合金は、前記マグネシゥム合金錄造物の塑性加工を行った塑性加工物であることも可能である。

本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金は、 C u、 N i及び C oの少なくとも 1 種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 Er、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で 1?原子％含有し、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金铸造物を作り、前記マグネシウム合金鎵造物を切削することによってチップ形状の錶造物を作り、前記鐯造物を塑性加工により固化した塑性加工物は長周期積層構造相を有することを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式（1') 〜（3，）を満たすマグネシウム合金铸造物を作ることである。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2，） 0. 2≤ b≤ 5

(3，） 2/3 a - 1/6 < b

本発明に係る高強度高靭性マグネシゥム合金は、 C u、 N i及び C oの少なくとも 1 種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 Er、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で b原子％含有し、 aと bは下記式

(1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金鍩造物を作り、前記マグネシウム合金錶造物に塑性加工を行った後の塑性加工物は長周期積層構造相を有することを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式（1，）〜（3，）を満たすマグネシウム合金铸造物を作ることである。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤ b≤ 10

(3) 2/3 a一 2/3く b

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2') 0. 2≤b≤5

(3，） 2/3 a - 1/6 < b

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記マグネシウム合金铸造物には熱処理が施されていることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工物には熱処理が施されていることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工物はひ M g相を有し、前記 aMg相がラメラ構造を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネ'シゥム合金において、前記塑性加工物は化合物相を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 ECAE、引抜加工、鍛造、プレス、転造、曲げ、 FSW加工及びこれらの繰り返し加工のうち少なくとも一つを行うものであることが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記塑性加工は、少なくとも一回の相当歪量が 0超 5以下であることが好ましい。本発明に係る高強度高靭性マグネシゥム合金は、 C u、 N i及ぴ Coの少なくとも 1 種の金属を合計で a原子⁰ /₀含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で b原子％含有し、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たす組成を有する液体を形成し、前記液体を急冷して凝固させた粉末、薄帯又は細線からなることを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式 (1 ') 〜，（3') を満たす組成を有する液体を形成することである。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a— 2/3く b

(1') 0. 2≤a≤5

(2，） 0. 2≤ b≤ 5

(3 ') 2/3 a-l/6<b

また、本発明に係る高強度高靱性マグネシウム合金において、前記粉末、薄帯又は細線は長周期積層構造相の結晶組織を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記粉末、薄帯又は細線は aMg相を有し、前記 Mg相がラメラ構造を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記粉末、薄帯又は細線は化合物相を有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記粉末、薄帯又は細線にせん断が付加されるように固化されたことも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記長周期積層構造相がキンキングしていることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシゥム合金において、前記 M gに Z nを c原子％含有し、前記 aと cは下記式（4) を満たすことも可能である。より好ましくは、前記 aと cが下記式（4 ') を満たすことである。

(4) 0. 2 < a + c≤ 15

(4，） 0. 2 < a + c≤ 5

また、本発明に係る高強度高靱性マグネシウム合金において、前記 aと cはさらに下記式（5) を満たすことも可能である。

(5) c/a≤ 1/2

また、本発明に係る高強度高靱性マグネシウム合金において、前記 Mgに L a、 C e、 P r、 Nd、 Sm、 Eu、 Y b及び L uからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で d原子'％含有し、前記 bと dは下記式 (6) を満たすことも可能である。より好ましくは、前記 bと dが下記式（6') を満たすことである。

(6) 0. 2<b + d≤ 15

(6，） 0. 2<b + d≤ 5

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記 bと dはさらに下記式 (7) を満たすことも可能である。

(7) d/b≤l/2

また、本発明に係る高強度高靱性マグネシウム合金において、前記 Mgに Z r、 T i、 Mn、 Al、 Ag、 S c、 S r、 Ca、 S i、 Hf 、 Nb、 B、 C、 Sn、 Au、 B a、 Ge、 B i、 Ga、 I n、 I r、 L i、 Pd、 Sb、 V、 F e、 C r及び Moからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で e原子 °/₀含有し、 ' eは下記式（8) を満たすことも可能である。

(8) 0< e≤ 2. 5 また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金において、前記 eと aと bと dはさらに下記式 (9) を満たすことも可能である。

(9) e/ (a + b + c + d) ≤ 1/2

本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法は、 C u、 N i及ぴ C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 D y、 E r、 Ho、 G d、 T b及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で原子％含有し、 aと b は下記式（1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程と、

前記マグネシゥム合金鍩造物に塑性加工を行うことにより塑性加ェ物を作る工程と、を具備することを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式 (1 ') 〜 (3，) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程を具備することである。

(1) 0. 2≤ a≤ 1 0

(2) 0. 2≤ b≤ 1 0

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1 ') 0. 2≤ a≤ 5

(2，） 0. 2≤ b≤ 5

(3，） 2/3 a一 1/6く b

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記マグネシゥム合金錶造物を作る工程と前記塑性加工物を作る工程との間に、前記マグネシウム合金铸造物を切削する工程をさらに具備することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記マグネシゥム合金錶造物を作る工程の後に、前記マグネシゥム合金錶造物に熱処理を施す工程をさらに含むことも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法において、前記塑性加ェ物を作る工程の後に、前記塑性加工物に熱処理を施す工程をさらに含むことも可能である。

本発明に係る高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法は、 C u、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子⁰ /₀含有し、 Y、 D y、 E r、 Ho、 G d、 T b及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で 13原子％含有し、 aと b は下記式（1) 〜（3) を満たす,袓成を有する液体を形成し、

前記液体を急冷して凝固させることにより粉末、薄帯又は細線を形成し、

前記粉末、薄帯又は細線にせん断が付加されるように固化することを特徴とする。また、より好ましくは、 aと bが下記式（1 ') 〜（3 ') を満たす組成を有する液体を形成することである。

(1) 0. 2≤ a≤ 1 0

(2) 0. 2≤ b≤ 1 0

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2，） 0. 2≤ b≤ 5

(3，） 2/3 a— 1/6 < b

以上説明したように本発明によれば、マグネシウム合金の拡大した用途に対して強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシゥム合金及びその製造方法を提供することができる。

4. 図面の簡単な説明図 1 (A) は Mg ₉₇C o Y₂合金の鏺造材の S EM写真であり、図 1 (B)'は Mg ₉ ₇N i iY₂合金の铸造材の S EM写真であり、（C) は Mg ₉₇C u 合金の铸造材の S EM写真である。

図 2は、 Mg ^C u Ys合金の铸造材の長周期積層構造相の TEM写真と [1 1 2 0] からの電子線回折図形を示す図である。

図 3は、実施例 1及ぴ比較例である Mg ^X Ya (X = F e、 C o、 N i、 C u) 合金の押出材の室温における引張試験結果を示す図である。

図 4は、実施例 1及び比較例である Mg ^X Ys (X = F e、 C o、 N i、 C u) 合金の押出材の 4 73 Kにおける引張試験結果を示す図である。

図 5は、ガス ·ァトマイジング法による急速凝固粉末作製と押出ビレツトの作製を行うシステムを示す図である。

図 6は、ビレットを加熱押圧して、固化成形する過程を示す図である。 .

図 Ίは、実施例 2の M g ₈₅ C u ₆ Y ₉合金の铸造材の S EM写真である。

図 8は、実施例 2の Mg ₈₅N i ₆ Y₉合金の铸造材の S EM写真である。

図 9は、実施例 2の Mg ₈₅C o ₆Y₉合金の铸造材の S EM写真である。

図 1 0は、実施例 2の M g ₈₅C u ₆ Y₉合金の錄造材の長周期積層構造相の T EM写真である。

図 1 1は、実施例 2の Mg ₈₅C u₆Y₉合金の铸造材に生成する 1 8 R型の長周期積層構造相のディフラクションパターンを示す図である。

図 1 2は、実施例 2の M g ₈₅ C u ₆ Y ₉合金の铸造材に生成する 1 0 H型の長周期積層構造相のディフラクションパターンを示す図である。

図 1 3は、実施例 3の M_g91Cu₃Y₆合金熱処理材の TEM写真および電子回折パターンである。

[符号の説明]

1 00·· '高圧ガス ·アトマイザ

1 1 0 '· '溶解室

1 1 2·· 'ストッノヽ °

1 1 4·· '誘導コイル

1 1 6 '- -るつぼ

1 3 0 ·· -ァトマイズ室

1 3 1 ·· -ヒータ

1 3 2 ·· 'ノズル

1 4 0 ·· 'サイクロン分級機

1 5 0 ·· -フイノレタ

1 6 2, 1 6 6…酸素分析器

1 6 4·· -真空ゲージ

20 0 '· -真空グローブ 'ボックス

2 1 0 ·· -ァノレゴンガス · リファイ

2 2 0 ·· 'ホッノ

2 3 0 ·· 'ふるい

24 0·· '真空ホットプレス機

24 2·· -真空室

244·· 'パンチ

24 6 ·· '型

24 8·· ，ヒータ 252· ··キヤップ

2 5 4· "缶

2 5 6· "溶接機

2 5 8· "回転盤

2 6 0· ··ビレツト

2 6 2· "パルプ

2 7 0· - '酸化ボックス

2 8 ο· ··ェントランス 'ボックス

2 9 2· ··真空ゲージ

2 9 4· ··湿度計

2 9 6. 酸素分析器

3 4 0· ··スポット溶接機

4 0 Ο' ··押出プレス機

4 1 0' ··ヒータ

4 2 0· "コンテナ

4 3 0· "型（ダイ）

4 5 0- ··メイン ·ステム

4 6 0· ··タ、、ィ · ノッカー

4 7 0· '·ノック ·ステ'ム

5. 発明を実施するための最良の形態

以下、本発明の実施の形態について説明する。

本発明者は、 Mg— Ζη— RE (希土類元素）合金の Ζ ηを他の金属に置換して強度及び靭性を検討した。その結果、 Ζη以外の金属に置換しても強度及び朝性とも高いレベルで有するマグネシウム合金が得られることを見出した。そのマグネシウム合金は Μ g— （置換金属）一 R E (希土類元素）系であり、置換金属が C u、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属であり、希土類元素が Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tm からなる群から選択される少なくとも 1種の元素であるマグネシウム合金であり、更に置換金属の含有量が 5原子％以下で希土類元素の含有量が 5原子％以下という低含有量において従来にない高強度及び高靭性が得られることを見出した。

長周期積層構造相を有する金属を塑性加工することによって長周期積層構造相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させることができる。それにより高強度 *髙延性 ·高靭性の金属が得られることを見出した。

長周期積層構造相が形成される铸造合金は、塑性加工後あるいは塑性加工後に熱処理を施すことによって、高強度 ·高延性 ·高靭性のマグネシウム合金が得られることが分かった。また、長周期積層構造が形成されて、塑性加工後あるいは塑性加工熱処理後に高強度 ·高延性 ·高靭性が得られる合金組成を見出した。

また、铸造した直後の状態では長周期積層構造相が形成されていない合金であっても、その合金に熱処理を施すことによって長周期積層構造相が形成されることを見出した。この合金を塑性加工又は塑性加工後に熱処理することによって高強度 ·高延性 ·'高靭性が得られる合金組成を見出した。

また、長周期積層構造が形成される铸造合金を切削することによってチップ形状の铸造物を作り、この铸造物に塑性加ェを行い、あるいは塑性加工後に熱処理を施すことによって、チップ形状に切削する工程を行わない場合に比べて、より高強度 ·高延性 ·高靭性のマグネシウム合金が得られることが分かった。また、長周期積層構造が形成されて、チップ形状に切削し、塑性加工後あるいは塑性加工熱処理後に高強度 ·高延性 ·高靭性が得られる合金組成を見出した。

(実施の形態 1 )

本発明の実施の形態 1によるマグネシウム合金は、 Cu、 N i及ぴ Coの少なくとも 1種の金属と、希土類元素を含む 3元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である。本実施の形態によるマグネシゥム合金の組成範囲は前記 1種の金属の含有量を合計で &原子％とし、 1又は 2以上の希土類元素の含有量を合計で b原子％とすると、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たすものとなる。また、より好ましくは、 aと bが下記式（1'：) 〜（3') を満たすことである。

(1) 0. 2≤a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2') 0. 2≤b≤ 5

(3 ,) 2/3 a-l/ 6<b

前記 1種の金属の含有量が合計で 10原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。また希土類元素の含有量が合計で 10原子％超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。

また前記 1種の金属の含有量が合計で 0. 2原子。/。未満、又は希土類元素の含有量が合計で 0. 2原子％未満であると強度及ぴ靭性の少なくともいずれかが不十分になる。従って、前記 1種の金属の合計含有量の下限を 0. 2原子％とし、希土類元素の合計含有量の下限を 0. 2原子％とする。

本実施の形態のマグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有する前記 1種の金属と希土類元素以外の成分がマグネシウムとなるが、合金特性に影響を与えない程度の不純物を含有しても良い。

(実施の形態 2)

本努明の実施の形態 2によるマグネシゥム合金は、実施の形態 1の組成に Z nを含有するものである。

すなわち、本実施の形態によるマグネシウム合金は、 Cu、 N i及ぴ Coの少なくとも 1種の金属と、 Z ηと、希土類元素を含む 4元以上の合金であり、希土類元素は、 Υ、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 T b及ぴ Tmからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である。 '

本実施の形態によるマグネシウム合金の組成範囲は前記 1種の金属の含有量を合計で a原子。 /₀とし、 1又は 2以上の希土類元素の含有量を合計で b原子％とし、 Znの含有量を c原子。 /₀とすると、 a、 b、 cは下記式 (1) 〜（3) を満たすものとなる。また好ましくは、 aと bが下記式（1') 〜（3') を満たすことである。

(1) 0. 2≤a+, c≤l 5

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1，） 0. 2< a + c≤ 5

(2，） 0. 2≤b≤ 5

(3，） 2/3 a一 1/6 < b

また、より好ましくは、下記式（1) 〜（4) を満たすものとなり、さらに好ましくは、下記式（1') 〜（4') を満たすものとなる。 0. 2≤a + c≤15

0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(4) c/a≤ 1/2

(1，） 0. 2< a + c≤ 5

((22，，）） 00.. 22≤≤bb≤≤55

((33，，）） 22//33 aa -- 11//66 << bb

((44，，)) cc//aa≤≤ 11//22

前前記記 11種種のの金金属属とと ZZnnのの合合計計含含有有量量がが 1155原原子子％％超超ででああるるとと、、特特にに靭靭性性（（又又はは延延性性）） 1100 がが低低下下すするる傾傾向向ががああるるかかららででああるる。。ままたた希希土土類類元元素素のの含含有有量量がが合合計計でで 1100原原子子％％超超ででああるるとと、、特特にに靭靭性性（（又又はは延延性性））がが低低下下すするる傾傾向向ががああるるかかららででああるる。。

ままたた前前記記 11種種のの金金属属とと ZZnnのの合合計計含含有有量量がが 00.. 22原原子子％％未未満満、、又又はは希希土土類類元元素素のの含含有有量量がが合合計計でで 00.. 22原原子子％％未未満満ででああるるとと強強度度及及ぴぴ靭靭性性のの少少ななくくととももいいずずれれかかがが不不十十分分ににななるる。。従従っってて、、前前記記 11種種のの金金属属とと ZZnnのの合合計計含含有有量量のの下下限限をを 00.. 22原原子子％％ととしし、、希希土土類類元元 1155 素素のの合合計計含含有有量量のの下下限限をを 00.. 22原原子子％％ととすするる。。

本本実実施施のの形形態態ののママググネネシシウウムム合合金金でではは、、前前述述ししたた範範囲囲のの含含有有量量をを有有すするる前前記記 11種種のの金金属属とと希希土土類類元元素素以以外外のの成成分分ががママググネネシシゥゥムムととななるるがが、、合合金金特特性性にに影影響響をを与与ええなな、、程程度度のの不不純純物物をを含含有有ししててもも良良いい。。

((実実施施のの形形態態 33))

2200 本本発発明明のの実実施施のの形形態態 33にによよるるママググネネシシウウムム合合金金はは、、実実施施のの形形態態 11のの組組成成にに LL aa、、 CC ee、、

PP rr、、 NNdd、、 SSmm、、 EEuu、、 YY bb及及びび LL uuかかららななるる群群かからら選選択択さされれるる 11又又はは 22以以上上のの元元素素をを含含有有すするるママググネネシシゥゥムム合合金金ででああるる。。

すすななわわちち、、本本実実施施のの形形態態にによよるるママググネネシシウウムム合合金金はは、、 CCuu、、 NN ii及及ぴぴ CCooのの少少ななくくとともも 11種種のの金金属属とと、、第第 11のの希希土土類類元元素素とと、、第第 22のの希希土土類類元元素素をを含含むむ 44元元以以上上のの合合金金でであありり、、 2255 第第 11のの希希土土類類元元素素はは、、 YY、、 DDyy、、 EE rr、、 HHoo、、 GGdd、、 TT bb及及ぴぴ TTmmかかららななるる群群かからら選選択択さされれるる 11又又はは 22以以上上のの元元素素でであありり、、第第 22のの希希土土類類元元素素はは、、 LLaa、、 CCee、、 PP rr、、 NNdd、、 SS mm、、 EEuu、、 YYbb及及ぴぴ LLuuかかららななるる群群かからら選選択択さされれるる 11又又はは 22以以上上のの元元素素ででああるる。。

本本実実施施のの形形態態にによよるるママググネネシシゥゥムム合合金金のの組組成成範範囲囲はは前前記記 11種種のの金金属属のの含含有有量量をを合合計計でで aa原原子子％％ととしし、、 11又又はは 22以以上上のの第第 11のの希希土土類類元元素素のの含含有有量量をを合合計計でで bb原原子子％％ととしし、、 11 3300 又又はは 22以以上上のの第第 22のの希希土土類類元元素素のの含含有有量量をを合合計計でで ((11原原子子％％ととすするるとと、、 aa、、 bb、、 ddはは下下記記式式（（11)) 〜〜（（33)) をを満満たたすすももののととななるる。。よよりり好好ままししくくはは、、 aa、、 bb、、 ddがが下下記記式式（（11''))

〜〜（（33'')) をを満満たたすすここととででああるる。。

((11)) 00.. 22≤≤aa≤≤ ll 00

((22)) 00.. 22<<bb ++ dd≤≤ 1155

(1，） 0. 2≤ a≤ 5

(2，） 0. 2<b + d≤5

(3，） 0. 2<b + d≤5

第 1の希土類元素と第 2の希土類元素の含有量が合計で 15原子。 /₀超であると、特に 40 靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。また、第 2の希土類元素を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。

また、第 1の希土類元素と第 2の希土類元素の合計含有量が 0. 2原子％以下であると強度及ぴ靭性の少なくともいずれかが不十分になる。従って、第 1の希土類元素と第 45 2の希土類元素の合計含有量の下限を 0. 2原子％とする。. また、前記 1種の金属の含有量を上記のようした理由は実施の形態 1と同様である _t (実施の形態 4)

本発明の実施の形態 4によるマグネシウム合金は、実施の形態 2の組成に L a、 C e、 P r、 Nd; Sm、 Eu、 Y b及び L uからなる群から選択される 1又は 2以上の元素を含有するマグネシウム合金である。

すなわち、本実施の形態によるマグネシウム合金は、 Cu、 N i及ぴ C oの少なくとも 1種の金属と、 Znと、第 1の希土類元素と、第 2の希土類元素を含む 5元以上の合金であり、第 1の希土類元素は、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される 1又は 2以上の元素であり、第 2の希土類元素は、 La、 C e、 P r、 Nd、 Sm、 Eu、 Yb及ぴ Luからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である。本実施の形態によるマグネシゥム合金の組成範囲は前記 1種の金属の含有量を合計で a原子％とし、 1又は 2以上の第 1の希土類元素の含有量を合計で b原子％とし、 Z nの含有量を c原子％とすし、 1又は 2以上の第 2の希土類元素の含有量を合計で d原子％とすると、 a、 b、 c、 dは下記式 (1) 〜（3) を満たすものとなる。また好ましくは、 aと bが下記式（1 ') 〜（3，）を満たすことである。

(1) 0. 2<a + c≤ l 5

(2) 0. 2<b + d≤ l 5

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(1，） 0. 2< a + c≤ 5

(2') 0. 2<b + d≤5

(3，） 2/3 a - 2/3 < b

また、より好ましくは、下記式（1) ~ (4) を満たすものとなり、さらに好ましくは、下記式（1 ') 〜（4') を満たすものとなる。

(1) 0. 2<a + c≤l 5

(2) 0. 2<b + d≤l 5

(3) 2/3 a - 2/3 < b

(4) c/a≤ 1/2

(1') 0. 2<a + c≤5

(2，） 0. 2<b + d≤5

(3，） 2/3 a一 2,3ぐ

(4) c/a≤ 1/2

第 1の希土類元素と第 2の希土類元素の含有量が合計で 15原子。 /₀超であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。また、第 2の希土類元素を含有させる理由は、結晶粒を微細化させる効果があること、金属間化合物を析出させる効果があることによる。

また第 1の希土類元素と第 2の希土類元素の含有量が合計で 0. 2原子％未満であると強度及び靭' I·生の少なくともいずれかが不十分になる。従って、第 1の希土類元素と第 2の希土類元素の合計含有量の下限を 0. 2原子％とする。

また、前記 1種の金属と Z nの合計含有量を上記の範囲とした理由は実施の形態 2と同様である。

(実施の形態 5)

本発明の実施の形態 5によるマグネシウム合金としては、実施の形態 1〜 4のヽずれかの組成に M.eを加えたマグネシウム合金が挙げられる。但し、 Meは Z r、 T i、 M n、 A l、 Ag、 S c、 S r、 C a、 S i、 H f 、 Nb、 B、 C、 Sn、 Au、 B a、 Ge、 B i、 Ga、 I n、 I r、 L i、 P d、 S b、 V、 F e、 C r及ぴ Moからなる群から選択される少なくとも 1種の元素である。この Meの含有量を合計で e原子％とすると、 eは下記式（5) を満たすものとなる。より好ましくは、 eと前記 aと前記 b と前記 dはさらに下記式 (6) を満たすものとなる。

(5) 0< e≤ 2. 5

(6) e/ (a + b + c + d) ≤ 1/2

M eを添加すると、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。

尚、上記実施の形態 1〜 5それぞれのマグネシウム合金は、铸造物を切削することによって作られた複数の数 mm角以下のチップ形状铸造物に適用することも可能である。

(実施の形態 6 )

本発明の実施の形態 6によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。

実施の形態 1〜5のいずれかの組成からなるマグネシウム合金を溶解して铸造し、マグネシゥム合金铸造物を作る。錶造時の冷却速度は 0. 05KZ秒以上 1000 (10 ³) KZ秒以下であり、より好ましくは 0. 5 K/秒以上 1000 ( 10³) KZ秒以下である。このマグネシウム合金铸造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。

次いで、マグネシウム合金錶造物に熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 200 °C〜 550 °C、処理時間が 1分〜 3600分（又は 60時間）とすることが好ましい。

前記マグネシウム合金錄造物は長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、マグネシゥム合金錶造物は aMg相を有し、この aMg相がラメラ構造を有する。また、長周期積層構造相はキンキングしている。ここでいうキンキングとは、強加工された長周期構造相が特に方位関係を持たず、相内で折れ曲がり（bent)を生じ、長周期構造相が微細化される事である。

また、前記マグネシウム合金錶造物は長周期積層構造相と aMg相以外にその他の化合物相が含まれていることがある。

次に、前記マグネシウム合金鎊造物に塑性加工を行う。この塑性加工の方法としては、例えば押出し、 E CAE (equal- channel angular- extrusion)加工法、庄延、引抜及ぴ鍛造、これらの繰り返し加工、 FSW加工などを用いる。尚、前記塑性加ェは、少なくとも一回の相当歪量が 0超 5以下であることが好ましい。ここで、多軸応力状態にある応力成分を、それに相当する単軸応力に換算した応力のことを相当応力といいい、相当歪量とはこの相当応力をうけたときの歪み量である。

押出しによる塑性加工を行う場合は、押出し温度を 200°C以上 500°C以下とし、押出しによる断面減少率を 5 %以上とすることが好ましい。

ECAE加工法は、試料に均一なひずみを導入するためにパス毎に試料長手方向を 9 0° ずつ回転させる方法である。具体的には、断面形状が L字状の成形孔を形成した成形用ダイの前記成形孔に、成形用材料であるマグネシウム合金铸造物を強制的に進入させて、特に L状成形孔の 90° に曲げられた部分で前記マグネシウム合金鎵造物に応力を加えて強度及ぴ靭性が優れた成形体を得る方法である。 E CAEのパス回数としては 1〜8パスが好ましい。より好ましくは 3〜5パスである。 ECAEの加工時の温度は 200 °C以上 500 °C以下が好ましい。

圧延による塑性加工を行う場合は、圧延温度を 200°C以上 500°C以下とし、圧下率を 5 %以上とすることが好ましい。

引抜加工による塑性加工を行う場合は、引抜加工を行う際の温度が 200°C以上 50 0°C以下、前記引抜加工の断面減少率が 5 °/₀以上であることが好ましい。鍛造による塑性加工を行う場合は、鍛造加工を行う際の温度が 2 0 0 °C以上 5 0 0 °C 以下、前記鍛造加工の加工率が 5 %以上であることが好ましい。

上記のようにマグネシウム合金铸造物に塑性加工を行った塑性加工物は、常温において長周期積層構造の結晶組織を有する。また、塑性カ卩ェ物は o; M _g相を有し、この α Μ g相がラメラ構造を有する。また、長周期積層構造相はキンキングしている。前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、前記塑性加工物は、長周期積層構造相と a M g相以外にその他の化合物相が含まれていることがある。例えば、前記塑性加工物は、 M gと希土類元素の化合物、 M gと前記 1種の金属の化合物、前記 1種の金属と希土類元素の化合物及び M gと前記 1種の金属と希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも 1種類の析出物を有していても良い。また、前記塑性加工物は h c p— M gを有する。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の錶造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。 '

前記マグネシウム合金铸造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が 2 0 0 °C〜 5 5 0 °C、熱処理時間が 1分〜 3 6 0 0 分（又は 6 0時間）とすることが好ましい。この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温において長周期積層構造の結晶組織を有し、 a M g相を有し、この a M g相がラメラ構造を有する。また、長周期積層構造相はキンキングしている。前記長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。また、前記塑性加工物は、 M gと希土類元素の化合物、 M gと前記一の金属の化合物、前記一の金属と希土類元素の化合物及ぴ M gと前記一の金属と希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも 1種類の析出物を有していても良い。また、前記塑性カ卩ェ物は h c p— M gを有する。

上記実施の形態 1〜6によれば、マグネシウム合金の拡大した用途、例えば強度及ぴ靭^"生共に高性能が要求されるハイテク用合金としての用途に対して、強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシゥム合金及びその製造方法を提供することができる。

また、実施の形態 1〜 4の組成に 0原子％超 2 . 5原子％以下の Z rを添加したマグネシゥム合金を溶解して铸造した場合、このマグネシウム合金錶造物には化合物の析出が抑制され、長周期積層構造相の形成が促進され、結晶組織が微細化される。従って、このマグネシウム合金铸造物は押出しなどの塑性カ卩ェが容易になり、塑性加工を行った塑ゃ生加工物は Z rを添加しないマグネシウム合金の塑性加工物に比べて多量の長周期積層構造相を有すると共に微細化された結晶組織を有することになる。このように多量の長周期積層構造相を有することにより、強度及ぴ靭性を向上させることができる。また、前記長周期積層構造相は濃度変調を有する。前記濃度変調とは、溶質元素濃度が原子層毎に周期的に変化する事をいう。

(実施の形態 7 )

本発明の実施の形態 7によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。

実施の形態 6と同様の方法で、実施の形態 1〜 5のいずれかの組成からなるマグネシゥム合金を溶解して铸造し、マグネシウム合金錶造物を作る。次いで、マグネシウム合金鎵造物に均質化熱処理を施しても良い。

次いで、このマグネシゥム合金铸造物を切削することによつて複数の数 mm角以下のチッケ形状铸造物を作製する。

次いで、チップ形状鎳造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 2 0 0 °C〜5 5 0 °C、処理時間が 1分〜3 6 0 0分（又は 6 0時間）とすることが好ましい。

チップ形状の铸造物は例えばチクソーモールドの原料に一般的に用いられている。尚、チップ形状铸造物とセラミック粒子とを混合したものを圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、熱処理を施しても良い。また、チップ形状鐯造物を予備成形する前に、付加的に強歪加工を施しても良い。

次に、前記チップ形状錶造物に塑性加工を行う。この塑性加工の方法としては、実施の形態 6の場合と同様に種々の方法を用いることができる。

このように塑性加工を行った塑性加工物は、実施の形態 6と同様に、常温において長周期積層構造の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部は湾曲又は屈曲している。前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の铸造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。

前記チップ形状铸造物に塑性加工を行った後の塑性加工物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が 2 0 0 °C〜5 5 0 °C、熱処理時間が 1分〜 3 6 0 0分（又は 6 0時間）とすることが好ましい。この熱処理を行った後の塑性加工物については、熱処理を行う前の塑性加工物に比べてビッカース硬度及ぴ降伏強度がともに上昇する。また、熱処理後の塑性加工物にも熱処理前と同様に、常温において長周期積層構造の結晶組織を有する。この長周期積層構造相の少なくとも一部が湾曲又は屈曲している。

上記実施の形態 7では、錶造物を切削することによってチップ形状錚造物を作製することにより、組織が微細化するので、実施の形態 6に比べてよりより高強度 ·高延性 · 高靭性の塑性加工物などを作製することが可能となる。また、本実施の形態によるマグネシゥム合金は実施の形態 6によるマグネシゥム合金に比べて亜鉛及ぴ希土類元素がより低濃度であっても高強度及び高靭性の特性を得ることができる。

上記実施の形態 7によれば、マグネシウム合金の拡大した用途、例えば強度及び靭性共に高性能が要求されるハイテク用合金としての用途に対して、強度及び靱性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性マグネシゥム合金及びその製造方法を提供することができる。

また、前記長周期積層構造相は濃度変調を有する。前記濃度変調とは、溶質元素濃度が原子層毎に周期的に変化する事をいう。

(実施の形態 8 )

本発明の実施の形態 8によるマグネシゥム合金の製造方法について説明する。

急速凝固粉末の作製とその固化成形には、クローズド P /Mプロセッシング'システムを使用する。作製に使用するシステムを図 5及ぴ図 6に示す。図 5は、ガス ' ·アトマィズ法による急速凝固粉末の作製と、作製された粉末から、ビレットを押出成形してビレットを作製する工程を示している。図 6は、作製したビレットを押出成形するまでを示している。図 5及び図 6を用いて、急速凝固粉末の作製と固化成形について、詳しく説明する。

図 5において、高圧ガス ·ァトマィザ 1 0 0を用いて目的とする成分比のマグネシゥム合金の粉末を作製する。これは、まず、溶解室 1 1 0中のるつぼ 1 1 6中で、目的の成分比を有する合金を誘導コイル 1 1 4により溶解する。この際に用いる合金の材料は、実施の形態 1〜 5のいずれかの組成のマグネシウム合金である。

前記の溶解した合金を、ストツノ 1 1 2を上げて噴出させ、それにノズル 1 3 2から高圧の不活性ガス（例えば、ヘリウムガスやアルゴンガス）を吹きつけて噴霧することで、合金の粉末を作製する。この際の冷却速度は 1 0 0 0 ( 1 0 ³) K/秒以上 1 0 0 0 0 0 0 0 ( 1 0 ⁷) K/秒以下であり、より好ましくは 1 0 0 0 0 ( 1 0 ⁴) Kノ秒以上 1 0 0 0 0 0 0 0 ( 1 0 ⁷) K/秒以下である。ノズル等はヒータ 1 3 1で加熱されている。また、ァトマイズ室 1 3 0は、酸素分析器 1 6 2や真空ゲージ 1 6 4で監橈されている。

作成したマグネシウム合金の粉末は長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、前記粉末は a M g相を有し、この a M g相がラメラ構造を有する。また、長周期積層構造相はキンキングしている。また、前記粉末は長周期積層構造相と aM g相以外にその他の化合物相が含まれていることがある。 '

作製した合金粉末は、サイクロン分級機 1 4 0を介して、真空グローブ'ボックス 2 0 0中のホッパ 2 2 0中に収集される。以後の処理は、この真空グローブ'ボックス 2 0 0の中で行われる。次に、真空グローブ ·ボックス 2 0 0中で徐々に細かいふるい 2 3 0にかけることにより、目的とする細かさの粉末を得る。本発明では、粒径 3 2 πι 以下の粉末を得ている。尚、粉末に代えて薄帯又は細線を得ることも可能である。

この合金の粉末から、ビレットを作製するために、まず、予備圧縮を真空ホットプレス機 2 4 0を用いて行う。この場合の真空ホットプレス機は、 3 0 トンのプレスを行うことができるものを用いた。

まず、合金粉末をホットプレス機 2 4 0を用いて銅の缶 2 5 4に充填し、上からキヤップ 2 5 2をかぶせる。キャップ 2 5 2と缶 2 5 4とを、回転盤 2 5 8で回転しながら、溶接機 2 5 6で溶接してビレット 2 6 0を作製する。このビレット 2 6 0の漏れチェックのため、パルプ 2 6 2を介して真空ポンプに接続することで、ビレット 2 6 0の漏れをチェックする。漏れが無かった場合、バルブ 2 6 2を閉じて、バルブ 2 6 2を付けたまま容器ごと、真空グローブ ·ボックス 2 0 0のエントランス ·ボックス 2 8 0から合金のビレツト 2 6 0を取り出す。

取り出したビレット 2 6 0は、図 6に示すように、加熱炉に入れて予備加熱を行いながら、真空ポンプに接続してガス抜きを行う（図 6 ( a ) 参照）。次にビレット 2 6 0 のキャップを圧搾してから、スポット溶接機 3 4 0でスポット溶接して、ビレット 2 6 0と外部との接続を遮断する（図 6 ( b ) 参照)。そして、容器ごと、合金のビレットを押出プレス機 4 0 0にかけて、最終形状に成形する（図 6 ( c ) 参照）。押出プレ機は、メイン 'プレス（メイン 'ステム 4 5 0側）は 1 0 0トン、バック 'プレス（パック .ステム 4 7 0側）は 2 0トンの性能を有し、ヒータ 4 1 0でコンテナ 4 2 0を加熱することで、押出温度を設定することができる。

本実施の形態の急速凝固粉末は、上述のように、高圧 H eガスァトマイズ法により作製する。そして、作製した粒径 3 2 m以下の粉末を銅製の缶に充填し、それを真空封入することでビレツトを作製し、押出温度 6 2 3〜7 2 3 K、押出し比 1 0 ： 1の押出成形により固化成形を行った。この押出成形により、粉末に圧力とせん断が加わり、緻密化と粉末間の結合が達成される。なお、圧延法や鍛造法による成形でもせん断が生じる。

前記固化成形によって得られたマグネシウム合金は長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、前記粉末は a M g相を有し、この a M g相がラメラ構造を有する。また、長周期積層構造相はキンキングしている。また、前記粉末は長周期積層構造相と a M g 相以外にその他の化合物相が含まれていることがある。

上記実施の形態 8によれば、高強度高靭性のマグネシウム合金を提供することができる。このマグネシウム合金は、平均結晶粒径が 1 /i m以下の微細な結晶組織を有する。

〈実施例〉

以下、実施例について説明する (実施例 1 )

まず、 A rガス雰囲気中で高周波誘導溶角によって、実施例 1として Mg₉₇C_{0 l}Y₂ 合金、 Mg₉₇N i iY₂合金、 Mg^Ci^Ys合金、比較例として Mg₉₇F e Υ₂合金それぞれのインゴット（鎳造材）作製し、これらのインゴットから φ 29 X 65 mmの形状に切り出した押出ビレツトを準備する。

次いで、押出ビレットに押出加工を行う。押出加工は、 623K、 20分間の予備加熱を行った後、押出比 10、押出温度 623 Κ、押出速度 2. 5 mm/秒で行った。

(錶造材の組織観察）

錶造材の組織観察を SEM、 TEMによって行った。これらの結晶組織の写真を図 1 (A) 〜（C) 及び図 2に示す。図 1 (A) は、 Mg₉₇C o Υ₂合金の铸造材の SEM 写真であり、図 1 (B)は、 Mg₉₇N i Υ₂合金の铸造材の SEM写真であり、図 1 (C) は、

合金の錶造材の長周期積層構造相の TEM写真と [1120] からの電子線回折図形を示す図である。

比較例の Mg ₉₇F e 合金の鎵造材には長周期積層構造相が観察されなかった。これに対し、図 1 (A) に示すように実施例 1の Mg₉₇C o 合金の铸造材には化合物相の他に長周期積層構造相の形成を示すラメラ組織が観察された。また、図 1 (B)、 (C) に示すように、 Mg₉₇N i 合金及ぴ Mg Ct^Yz合金それぞれの铸造材には長周期積層構造相の形成を示すラメラ組織が顕著に観察され、 M g ₉₇ C u i Y ₂合金において最も高、体積分率で長周期積層構造相が観察された。

図 2に示す電子線回折図形から Mg ₉₇C u Υ₂合金で観察される長周期積層構造相は M g-Z n-Y系合金と同じ 18Rタイプであることが確認された。

(ビッカース硬度試験）

Mg CUiYs合金の押出材のビッカース硬度は 87HV0. 5であった。また、 M g ₉₇N i 合金の押出材のビッカース硬度は 90. 1HV0. 5であった。また、 M g ₉₇C o 合金の押出材のビッカース硬度は 81 HV0. 5であった。また、 Mg₉ ₇F e iY₂合金の押出材のビッカース硬度は 77. 6HV0. 5であった。

図 3は、実施例 1及ぴ比較例である Mg

Fe、 Co、 N i、 Cu) 合金の押出材の室温における引張試験結果を示す図である。また、実施例 1の押出材の室温における引張試験結果（YS:降伏強度、 UTS:引張強さ、伸び（％))、硬さ Hvを表 1 に示す。

[表 1]

図 3及び表 1に示すように、長周期積層構造相を形成しない M g₉₇F_{e i}Y ₂合金は比較的に低い強度しか有していない。一方、長周期積層構造相を形成する Mg ₉₇C o Y₂ 合金、 Mg₉₇N i Υ₂合金及び Mg^Ct^Ys合金は、降伏強度（YS) がそれぞれ 3 15MP a、 293MP a、 276 MP aと高い強度を有している。長周期積層構造相の形成量が多い M g₉₇N i , Y ₂合金及び M g ₉₇C_{U l}Y ₂合金は 12 %以上と良好な延性を有している力 S、 M g ₉₇ C o i Y ₂合金は化合物が存在するために比較的低い延性しか有していない。

図 4は、実施例 1及ぴ比較例である Mg

Fe、 Co、 N i、 Cu) 合金の押出材の 473 Kにおける引張試験結果を示す図である。また、実施例.1の押出材の 473 Kにおける引張試験結果（YS:降伏強度、 UTS:引張強さ、伸び（％)) を表 2に示す。

〔表 2]

M -X-Y 引張験試験温 473K ,

表 2に示すように、 Mg₉₇C o 合金は、降伏強度 269MP aと高い高温強度を有しているが、室温強度に比べるとその高温強度はやや低い。一方、 Mg^N i iYs 合金及ぴ M g₉₇C_{U l}Y ₂合金は、室温強度と高温強度の差が比較的少なく、高温域においても高い強度を維持している。これらのことから、長周期積層構造相が高温域での機械的性質の向上、即ち高強度 ·高延性ィヒに大きく寄与することが確認された。

(実施例 2)

まず、 A rガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、実施例 2として Mg₈₅Cu₆Y₉ 合金、 Mg₈₅N i ₆Y₉合金、 Mg₈₅Co₆Y₉合金それぞれの鐯造材を作製する。

次いで、前記铸造材に熱間圧延を行う。熱間圧延は、 200° (、 30分間の予備加熱を行つた後、圧延率 50〜 70 %、圧延温度 250〜 400 °Cで行つた。

(錶造材の組織観察）

铸造材の組織観察を SEM、 TEMによって行った。これらの結晶組織の写真を図 7 〜図 12に示す。図 7は、 Mg ₈₅Cu₆Y₉合金の铸造材の S EM写真である。図 8は、 Mg ₈₅N i ₆Y₉合金の錶造材の S EM写真である。図 9は、 Mg₈₅C ο ₆Υ₉合金の鎳造材の SEM写真である。図 10は、 Mg₈₅Cu₆Y₉合金の錶造材の長周期積層構造相の TEM写真である。図 11は、 Mg₈₅Cu₆Y₉合金の铸造材に生成する 18R型の長周期積層構造相のディフラクションパターンを示す図である。図 12は、 Mg₈₅Cu₆ Y₉合金の铸造材に生成する 10Η型の長周期積層構造相のディフラクションパターンを示す図である。

図 7〜図 9に示すように実施例 2の Mg₈₅Cu₆Y₉合金、 Mg₈₅N i ₆Y₉合金、 M g ₈₅C o ₆Y 9合金それぞれの铸造材には 10~30〃ηι程度の板状の組織が観察された。この板状組織が 10Hもしくは 18 R型の長周期積層構造相である。図 7〜図 9中の縮尺パーは 100 imを示している。

図 10及ぴ図 11に示す TEM写真及び電子線回折図形からは、 Mg₈₅Cu₆Y₉合金において 18 R型の長周期積層構造相が確認された。また、図 12に示す電子線回折図. 形からは、 ]\^8₈₅011₆ ¥ 9合金にぉぃて1 0 H型の長周期積層構造相が確認された。また、 Mg₈₅N i ₆Y₉合金、 Mg₈₅C o₆Y₉合金それぞれの鐯造材においても 18 R型と 10Η型の 2種類の長周期積層構造相が確認されている。

(ビッカース硬度試験）

錶造材及び熱間圧延材それぞれのビッ力ース硬度試験を行つた。 Mg₈₅Cu₆Y₉合金の鐽造材のビッカース硬度は 108HV0. 5であり、 Mg₈₅ Cu₆Y₉合金の熱間圧延材のビッカース硬度は 15 OHVO. 5であった。また、 Mg ₈₅N i ₆Y₉合金の铸造材のビッカース硬度は 1 1 OHVO. 5であり、 Mg₈₅N i ₆Υ ₉合金の熱間圧延材のビッカース硬度は 147 HVO. 5であった。また、 Mg₈₅Co₆ Y₉合金の铸造材のビッカース硬度は 105 HVO. 5であり、 Mg₈₅C o ₆Y₉合金の熱間圧延材のビッカース硬度は 1 38HV0. 5であった。

上記のように、実施例 2の錶造材及び熱間圧延材が高い硬度を有しているため、実施例 2のマグネシゥム合金においても高強度を有するものと考えられる。

(実施例 3)

〈試料の作製〉

(鏡造材の作製）

電気炉を用い、 C0₂ガスを鉄製るつぼに流入させながら Mg合金を溶解し、鉄製の鎵型に注湯して铸造材試料作製を行った。詳細には、各種材料の枰量を行い、秤量後にまず Mg を鉄製のるつぼに入れ溶解する。 Mgが溶解した後に、添加元素を入れ、 1123 まで加熱し 10分保持する。その後、鉄の棒で撹拌して铸型に注湯する作業を行った。

(急冷材の作製）

電気炉を用い、 C0₂ガスを鉄製るつぼに流入させながら Mg合金を溶解し、鲖製の铸型に注湯して急冷材試料作製を行った。詳細には、铸造材を鉄製るつぼに入れ、 Mg₉₇ Y₂(X=Cu,Ni)合金は 1123K まで、 Mg₉₄¾Y₄ (X=Cu,M)合金は 1098K まで、 Mg_1M-A-BX_AY_B(X=Cu,Ni、 Α=3~3.5 Β=6~7)合金は 1073Kまで加熱し 10分間保持する。その後水冷式の銅铸型に注湯し急冷する作業を行つた。

(圧延材の作製）

Mg₉₁X₃Y₆(X=Cu,Ni)合金急冷材について 623Kにて、圧下率 70%まで、熱間圧延を行い圧延材試料作製を行った。圧延ロールをガスバーナーで熱しながら 8.6rpmで回転させ、電気炉にて 623Kに保持した Mg₉₁X₃ Y₆(X=Cu,Ni)合金急冷材を圧延した。

(引張試験片の作製）

放電ワイヤー加工機 (三菱電機 (株)製 FA20)を用いて、 JIS規格に基づき 14B号の板状試験片を作製した。引張試験片の寸法は標点間距離 9.45mm、平行部長さ 12.8mm、肩部半径 15.0mmとした。加工後は耐水研磨紙およびバフ研磨器によって研磨した。

(熱処理材の作製）

作製した Mg₉₁X₃Y₆(X=Cu，Ni)合金圧延材の引張試験片についてひずみとり焼きなましを行った。圧延材を電気炉を用い大気中において 673Kにて 6h保持した後すぐに水に浸して急冷した。

(Mg_1GQ-A-BCu_AY_B(A=l〜3.5、 B=2〜7)合金急冷材の機械的特性）

M_gloo-A-BCu_AY_B(A=l〜3.5、 B=2〜7)合金急冷材について室温にて引張試験を行った。 MgwOuYs合金急冷材は、室温にて耐カ (以下、 σ₀.₂と略) =121MPa、引張強さ (以下、 σ Βと略) =215MPa、伸ぴ (以下、 δと略) =14%を示した。また、 Mg₉₄Cu₂Y₄合金急冷材は σ ₀.₂=191MPa、 σ _B=257MPa、 δ =8%となり、 MgwQ^Ys合金に比べて伸びは小さくなるものの強度が上昇していることがわかる。さらに、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金急冷材では σ 0.₂= . 257MPa、

328MPa、

強度が上昇する傾向であった。し力し、 Mg₈₉.₅Cu₃.₅Y₇合金急冷材では δ =1%となり、弾性域で脆性的に破断したために強度も σ_Β=221ΜΡ と減少した。以上の結果から、 Cu および Y の添加元素量が増加すると長周期相が増加し、強度は増加していくが、 Mg₈₉.₅Cu₃.₅Y₇合金まで添加元素量を增やすと脆性的に破断することがわかった。したがつて、長周期相に適切な量の Mg相を分散させて複相化させることによって延性を向上させることができることがわかった。

(Mg₉₁Cu₃Y₆合金の圧延加工と機械的特性）

急冷材の引張試験の結果において Mg₉₁Cu₃Y₆合金は降伏強度が 257MPa、伸びが 6%と高い強度と適度な延性を持つ合金であることから、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金急冷材とその圧延材、さらに圧延後の熱処理材について室温から 623Kにおいて引張試験を行い、圧延による機械的特性を調べた。

(Mg₉iCu₃Y₆合金急冷材の機械的特性）

Mg₉₁Cu₃Y₆合金急冷材は、室温にて耐カ (以下、 σ ₀.₂と略) =257MPa、引張強さ（以下、 σ Bと略) =312MPa、伸び (以下、 δと略) =6%を示した。また、 523Κでは σ ₀.₂=203MPa、 σ _Β=250ΜΡα, δ =7%、 573Kでは σ ₀.₂= 152MPa、 a _B= 192MPa、 δ = 11%、さらに、 598Κでは σ o.2= 109MPa、 σ _Β= 125MPa、 δ =34%、 623Κでは σ ₀.₂=61MPa、 σ _B=74MPa、 δ = 100%を示した。これより、高温になるにつれて強度が低下し伸びが增加する傾向が見られた。また、 523Κという高温城においても降伏強度が 150MPa以上という高い値を維持しており、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金急冷材は高温においても高強度を有する合金であることがわかった。

(Mg₉₁Cu₃Y₆合金の硬さ）

Mg₉₁Cu₃Y₆合金圧延材の硬さは 119HV0.5であり、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金急冷材の 100HV0.5 に比べて硬さが上昇していた。また M_g91Cu₃Y₆合金熱処理材についても硬さ試験を行つたところ、硬さは 108HV0.5であり、熱処理によつて硬さが減少した事から、 Mgおよび長周期相のひずみが緩和したと考えられる。

(M_g91Cu₃Y₆合金熱処理材の機械的特性）

圧延加工のままでは材料内にひずみが蓄積され、ほぼ弾性域で破断する事がわかっている。そのため、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金圧延材について 673Kで 6hのひずみとり焼きなましを行つた Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材について引張試験により機械的特性を調べた。 Mg₉₁Cu₃Y₆ 合金熱処理材は、室温にて耐カ (以下、 σ ₀.₂と略) =412MPa、引張強さ (以下、 σ _Βと略) =477MPa、伸び (以下、 δと略) =6%を示した。また、 523Κ ではび ₀.₂=254MPa、 σ _Β= 284MPa、 δ =24%、 573Κでは σ ₀.₂= 199MPa、 σ _B=223MPa、 δ =46%, 598Κでは σ ₀.₂ = 105MPa, a _B= 134MPa、 δ =69%、さらに 623Κでは σ ₀.2=66MPa、 a _B=81MPaを示し、 δ =63%においても破断しなかった。これより、急冷材の場合と同様に高温になるにつれて強度が低下し伸びが増加する傾向が観察された。熱処理材では室温において降伏強度が 400MPa以上という非常に高い _{σ 0}.₂を示した。また、高温域では急冷材よりも強度は高く、伸びが大きくなつている。これは圧延加工によって急冷材において存在していたと考えられる試料内の鎵造欠陥 (空洞)等の材料欠陥が潰された事によるものと考えられる。そして特に強度面においては、長周期相の底面 (0018)が圧延板面と平行に集合組織を形成したためだと考えられる。六方晶の場合、変形させる際の外力の方向が底面に対して平行または垂直であった場合、底面に働くせん断力が 0になるため、すべり変形が生じず、塑性変形をしないが降伏強度が向上する。したがって、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金に熱間圧延加工を施すことにより大きく強度が向上し、適度な延性も兼ね備えた Mg合金を作製できた。

(Mg₉₀.₅Cu₃.₂₅Y₆.25合金の圧延加工と機械的特性）

Mg₉₁Cu₃Y₆合金について、圧延加工を行い引張試験を行ったところ、室温にて降伏強度が 400MPaを超える高い強度を示し、伸ぴも 6%という非常に優れた特性を持つことがわかった。さらなる高強度の合金を創製するには、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金よりも強度が高く伸びも 4.6%と、ある程度の延性を持っている Mg₉₀.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金に圧延加工を施すことが考えられる。そこで、 Mg₉₀.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金急冷材を作製し、圧延加工を施した試料について引張試験を行って機械的特性を調べた。

(Mg₉o.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材の機械的特性）

作製した Mg_{9 5}Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材について室温から 623Kにて引張試験を行い、機械的特性を調べた。表 3に結果を示す。室温において耐カ (以下、 σ 0.2と略) =448MPa、引張強さ (以下、 σ _Βと略) =512MPa、伸び (以下、 δと略) =6%を示した。また、 523Κでは a ₀.₂=342MPa、 a _B=375MPa, δ =25%、 573Κでは σ ₀.₂=228MPa、 σ _Β=245ΜΡα, δ =44%、 598 では σ ₀.₂= 177MPa、 σ _Β= 189MPa、 δ =47%、さらに 623Κでは σ ₀.₂= 54MPa、 σ _Β= 61MPa、 8 = 143%となつた。この値は Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材と比べて強度が大きく、延性は同程度かやや下回る値であった。これは長周期相の面積率の増加と、圧延による加工率の増加に起因するものと考えられる。

また、 Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材と同様に高温になるにつれて強度が低下し伸びが増加する傾向が観察された。熱処理材では室温において σ ₀.₂が 448MPaという値を示し、 σ _Β が 500MPaを超える事から、 M_g90.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材は Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材を超える非常に高い強度を持ちながら適度な延性を兼ね備えた材料であるといえる。

図 1 3に Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材の TEM写真および電子回折パターンを示す。図 1 3によると組織は Mg粒と長周期相の 2相状態である。また長周期に組織的なベント（曲げ)が生じていることが分かり、これも高強度化に寄与していると考えられる。図 1 3の組織は Mg₉₁Cu₃Y₆合金熱処理材のものであるが Mg₉₍₎.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材でも同様であると考えられる。

Mg₉o.₅X₃.₂₅Y₆.₂₅(X=Cu,Zn,Ni)合金圧延熱処理材の機械的特性

δ3 表 3に本実施例において作製した合金の機械的特性を示す。室温においては Mg9o.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂5合金熱処理材、 Mg₉o.₅Ni₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材は比強度において A7075-T6 (A7075： Al-1.2%Cu-6%Zn-2%Mg-0.25%Cr-0.25%Mn, T6：溶体化処理後、人工時効効果処理した状態）を超え、 Ti-6A1-4V に僅かに至らないが、非常に高いことが分かる。また Mg₉₀.₅Zn₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材の比強度も商用化されている既存のマグネシゥム合金を上回っている。 523K での比強度については Mg₉Q.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅ '合金熱処理材、

Mg90.₅Zn₃.2₅Y6.25合金熱処理材、 Mg₉0.5Ni₃.₂₅Y₆.25合金熱処理材のいずれの合金も耐熱マグネシゥム合金 WE54A-T6 (WE54A： Mg-5%Y-4%RE, T6：溶体化処理後、人工時効効果処理した状態）、耐熱アルミニウム合金 A2219-T81 (A2219： Al-6%Cu-0.3%Mn-0.5%Zr， T81：溶体化後 1%の冷間圧延を施し、人工時効効果処理した状態）の強度を上回っており、さらに 598Kにおいても耐力が lOOMPa以上であり高強度を保っている。 623Kにおいて Mg_{9 5}Ni₃.₂₅Y6.₂₅合金熱処理材は耐力が lOOMPa以上の高強度を維持しており、 Mg₉o.₅Cu₃.₂₅Y₆.₂₅合金熱処理材は 143%の高い延性を示した。

以上の結果から、本実施例で作製した Mg-TM(TM=¾移金属) -Y合金は室温〜高温度域まで高い比強度を有する Mg合金であると言える。

上記実施例 3の合金"板材" の高強度の理由は、熱間圧延によって、 M gおよぴ長周期相の（001)および（0018) 面が板面に平行に配向（集合組織化）するために、引張方向に対して変形しにくくなるためと考えられる。配向していない急冷まま材の引張試験結果も引張強度が 3 0 O M P a以上と高強度を示している。これは長周期そのものが、やはり強度が高いことを示した結果である。銅铸型を使った急冷効果も幾分高強度化に寄与している。これに加えて熱間で圧延する事により集合組織ィ匕し、さらに強くなると考えられる。高温でも強い理由は、長周期相そのものが高温に強いことと、 400°Cで 6 時間熱処理をしても、集合組織が残っているために室温と同じ様に高強度化が達成されるためである。圧延後の熱処理は非常に重要で、この熱処理をしないと室温での延びが向上しない。室温での延びは熱処理する事により M gが回復 ·再結晶化して生じる現象である。 M gは回復するが、長周期相そのものは上記のように 400°Cでの熱処理後にも集合組織化して残っているために、これが高強度化に大きく寄与する。

(実施例 4 )

まず、 A rガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表 4、表 5及ぴ表 6それぞれに示す組成を有するィンゴット（铸造材）作製し、これらのインゴットから φ 2 9 X 6 5 mmの形状に切り出した押出ビレツトを準備する。

次いで、押出ビレットに押出加工を行う。押出加工は、 6 2 3 K、 2 0分間の予備加熱を行った後、表 4〜表 6に示す押出比、押出温度、押出速度で行った。次に、この押出加工を行った押出材に表 4〜表 6に示す温度で引張試験を行い、その結果を表 4〜表 6に示している。

表 4〜表 6に示すように、長周期積層構造相を形成するマグネシウム合金は、高い降伏強度を有している。

尚、本発明は上述した実施の形態及び実施例に限定されるものではなく、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。

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Claims

請求の範囲 '

1. Cu、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で b原子％含有し、 aと bは下記式（1) ~ (3) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a一 2/3 < b

2. 請求項 1において、前記高強度高靭性マグネシウム合金は長周期積層構造相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

3. 請求項 2において、前記高強度高靭性マグネシウム合金は a Mg相を有し、前記 _α Mg相がラメラ構造を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。 .

4. 請求項 2又は 3において、前記高強度高靭性マグネシウム合金は化合物相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。 ·

5. 請求項 1乃至 4のいずれか一項において、前記高強度高靭性マグネシウム合金はマグネシゥム合金铸造物であり、前記マグネシウム合金鎵造物には熱処理が施されていることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

6. 請求項 5において、前記高強度高靭性マグネシウム合金は、前記マグネシウム合金铸造物の塑性加工を行つた塑性加工物であることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

7. Cu、 N i及ぴ Coの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計でゎ原子％含有し、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金錶造物を作り、前記マグネシゥム合金錶造物を切削することによってチップ形状の铸造物を作り、前記铸造物を塑性加工により固化した塑性加工物は長周期積層構造相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。

(1) 0. 2≤a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a一 2/3 < b

8. Cu、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で 1)原子％含有し、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金錶造物を作り、前記マグネシウム合金錶造物に塑性加工を行った後の塑性加工物は長周期積層構造相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3< b

9. 請求項 7又は 8において、前記マグネシウム合金铸造物にば熱処理が施されていることを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。

10. 請求項 7乃至 9のいずれか一項において、前記塑性加工物には熱処理が施されていることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

1 1. 請求項 6乃至 10のいずれか一項において、前記塑性加工物は aMg相を有し、前記 a M g相がラメラ構造を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

12. 請求項 6乃至 11のいずれか一項において、前記塑性加工物は化合物相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

13. 請求項 6乃至 12のいずれか一項において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 E CAE, 引抜加工、鍛造、プレス、転造、曲げ、 F SW加工及ぴこれらの繰り返し加工のうち少なくとも一つを行うものであることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金

14. 請求項 6乃至 13のいずれか一項において、前記塑性加工は、少なくとも一回の相当歪量が 0超 5以下であることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

15. C u、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子⁰ /₀含有し、 Y、 D y、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計でゎ原子％含有し、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たす組成を有する液体を形成し、前記液体を急冷して凝固させた粉末、薄帯又は細線からなることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤ 10

(3) 2/3 a - 2/3 < b

16. 請求項 15において、前記粉末、薄帯又は細線は長周期積層構造相の結晶組織を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

17. 請求項 16において、前記粉末、薄帯又は細線はひ Mg相を有し、前記 Q:Mg相がラメラ構造を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。

18. 請求項 16又は 17において、前記粉末、薄帯又は細線は化合物相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

19. 請求項 16乃至 18のいずれか一項において、前記粉末、薄帯又は細線にせん断が付加されるように固化されたことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

20. 請求項 2乃至 14、 16乃至 19のいずれか一項において、前記長周期積層構造相がキンキングしていることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

2 1. 請求項 1乃至 20のいずれか一項において、前記 Mgに Z nを (：原子％含有し、前記 aと cは下記式（4) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。

(4) 0. 2< a + c≤ 1 5

22. 請求項 2 1において、前記 aと cはさらに下記式 ( 5 ) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(5) c/ a≤ l/2

23.請求項 1乃至 2 2のいずれか一項において、前記 M gに L a、 C e、 P r、 Nd、 Sm、 Eu、 Yb及び Luからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で d 原子％含有し、前記 bと dは下記式 (6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(6) 0. 2<b + d≤ 1 5 24. 請求項 23において、前記 bと dはさらに下記式 (7) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(7) A/ ≤ l/2

2 5.請求項 1乃至 24のいずれか一項において、前記 Mgに Z r、 T i、 Mn、 Aし Ag、 S c、 S r、 C a、 S i、 H f 、 Nb、 B、 C、 S n、 Au、 B a、 Ge、 B i、 G a、 I n、 I r、 L i、 P d、 S b、 V、 F e、 C r及ぴ Moからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で 6原子％含有し、 eは下記式（8) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(8) 0 < e≤ 2. 5

26. 請求項 25において、前記 eと aと bと dはさらに下記式（ 9 ) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

(9) e/ (a + b + c + d) ≤ 1/2

2 7. Cu、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、 Dy、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及び Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で 13原子％含有し、 aと bは下記式 (1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程と、

前記マグネシウム合金錶造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を作る工程と、を具備することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 1 0

(2) 0. 2≤b≤ 1 0

(3) 2/3 a - 2/3<b

28. 請求項 27において、前記マグネシウム合金铸造物を作る工程と前記塑性加工物を作る工程との間に、前記マグネシウム合金铸造物を切削する工程をさらに具備することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金。

29. 請求項 27又は 28において、前記マグネシウム合金铸造物は長周期積層構造相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。

30. 請求項 27乃至 29のいずれか一項において、前記塑性加工物は長周期積層構造相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。

31. 請求項 29又は 30において、前記塑性加工物は a M g相を有し、前記 a M g相がラメラ構造を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

32. 請求項 29乃至 31のいずれか一項において、前記塑性加工物は化合物相を有することを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

33. 請求項 29乃至 32のいずれか一項において、前記長周期積層構造相がキンキングしていることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

34. 請求項 27乃至 33のいずれか一項において、前記マグネシウム合金铸造物を作る工程の後に、前記マグネシウム合金铸造物に熱処理を施す工程をさらに含むことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

35.請求項 27乃至 34のいずれか一項において、前記塑性加工物を作る工程の後に、前記塑性加工物に熱処理を施す工程をさらに含むことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

36. 請求項 27乃至 35のいずれか一項において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 ECAE、引抜加工、鍛造、プレス、転造、曲げ、 FSW加工及びこれらの繰り返し加ェのうち少なくとも一つを行うものであることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

37. 請求項 27乃至 36のいずれか一項において、前記塑性加工は、少なくとも一回の相当歪量が 0超 5以下であることを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

38.請求項 27乃至 37のいずれか一項において、前記 Mgに Znを c原子％含有し、前記 aと cは下記式（4) を満たすことを特¾¾とする高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。

(4) 0. 2<a + c≤l 5

39. 請求項 38において、前記 aと cはさらに下記式（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(5) c/a≤ 1/2

40. 請求項 27乃至 39のいずれか一項において、前記 Mgに La、 Ce、 P r、 N d、 Sm、 Eu、 Yb及び Luからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で d原子％含有し、前記 bと dは下記式（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(6) 0. 2<b + d≤15

41. 請求項 40において、前記 bと dはさらに下記式（7) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(7) d/b≤l/2

42. 請求項 27乃至 41のいずれか一項において、前記 Mgに Z r、 T i、 Mn、 A 1、 Ag、 S c、 S r、 Ca、 S i、 Hf 、 Nb、 B、 C、 Sn、 Au、 B a、 Ge、 B i、 Ga、 I n、 I r、 L i、 P d、 Sb、 V、 F e、 C r及ぴ M oからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で e原子％含有し、 eは下記式（ 8 ) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(8) 0< e≤ 2. 5

43. 請求項 42において、前記 eと aと bと dはさらに下記式（9) を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシゥム合金の製造方法。

(9) e/ (a + b + c + d) ≤ 1/2

44. C u、 N i及び C oの少なくとも 1種の金属を合計で a原子％含有し、 Y、； D y、 E r、 Ho、 Gd、 Tb及ぴ Tmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計で b原子。 /₀含有し、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たす組成を有する液体を形成し、

前記粉末、薄帯又は細線にせん断が付カ卩されるように固化することを特徴とする高強度高靱性マグネシゥム合金の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 10

(2) 0. 2≤b≤l 0

(3) 2/3 a - 2/3 < b