(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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）を満たす高強度高靭性マグネシウム合金であって、
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ウム合金。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
【請求項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αＭｇ相を有し、前記αＭｇ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。
【請求項３】
請求項１又は２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ウム合金。
【請求項４】
請求項１乃至３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ウム合金鋳造物であり、前記マグネシウム合金鋳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ウム合金。
【請求項５】
請求項４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鋳造物の塑性加工を行っ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ウム合金。
【請求項６】
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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作り、前記マグネシウム合金鋳造物を切削することによってチップ形状の鋳造物を作り、前記鋳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）２／３ａ−２／３＜ｂ
【請求項７】
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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作り、前記マグネシウム合金鋳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ウム合金。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
【請求項８】
請求項６又は７において、前記マグネシウム合金鋳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ウム合金。
【請求項９】
請求項６乃至８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ウム合金。
【請求項１０】
請求項５乃至９のいずれか一項において、前記塑性加工物はαＭｇ相を有し、前記αＭｇ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。
【請求項１１】
請求項５乃至１０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ウム合金。
【請求項１２】
請求項５乃至１１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ウム合金。
【請求項１３】
請求項５乃至１２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ウム合金。
【請求項１４】
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り、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ウム合金。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
【請求項１５】
請求項１４において、前記粉末、薄帯又は細線はαＭｇ相を有し、前記αＭｇ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。
【請求項１６】
請求項１４又は１５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ウム合金。
【請求項１７】
請求項１４乃至１６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ウム合金。
【請求項１８】
請求項１乃至１７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ウム合金。
【請求項１９】
請求項１乃至１８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）を満たすことを特徴とする高強度高靭性マグネシウム合金。
（４）０．２＜ａ＋ｃ≦１５
【請求項２０】
請求項１９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ウム合金。
（５）ｃ／ａ≦１／２
【請求項２１】
請求項１乃至２０のいずれか一項において、前記ＭｇにＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、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ウム合金。
（６）０．２＜ｂ＋ｄ≦１５
【請求項２２】
請求項２１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ウム合金。
（７）ｄ／ｂ≦１／２
【請求項２３】
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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作る工程と、
前記マグネシウム合金鋳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ウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
【請求項２４】
請求項２３において、前記マグネシウム合金鋳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鋳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ウム合金。
【請求項２５】
請求項２３又は２４において、前記マグネシウム合金鋳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。
【請求項２６】
請求項２３乃至２５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。
【請求項２７】
請求項２５又は２６において、前記塑性加工物はαＭｇ相を有し、前記αＭｇ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の製造方法。
【請求項２８】
請求項２５乃至２７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ウム合金の製造方法。
【請求項２９】
請求項２５乃至２８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ウム合金の製造方法。
【請求項３０】
請求項２３乃至２９のいずれか一項において、前記マグネシウム合金鋳造物を作る工程の後に、前記マグネシウム合金鋳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ウム合金の製造方法。
【請求項３１】
請求項２３乃至３０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ウム合金の製造方法。
【請求項３２】
請求項２３乃至３１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ウム合金の製造方法。
【請求項３３】
請求項２３乃至３２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ウム合金の製造方法。
【請求項３４】
請求項２３乃至３３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）を満たすことを特徴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≦１５
【請求項３５】
請求項３４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ウム合金の製造方法。
（５）ｃ／ａ≦１／２
【請求項３６】
請求項２３乃至３５のいずれか一項において、前記ＭｇにＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、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ウム合金の製造方法。
（６）０．２＜ｂ＋ｄ≦１５
【請求項３７】
請求項３６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ウム合金の製造方法。
（７）ｄ／ｂ≦１／２
【請求項３８】
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ることにより、長周期積層構造相の結晶組織を有する粉末、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高強度高靭性マグネシウム合金の製造方法。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度高靭性マグネシウム合金及び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ウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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ウム合金の製造のために従来から材料面等から種々検討されている。
９７原子％Ｍｇ−１原子％Ｚｎ−２原子％Ｙの組成を有するマグネシウム合金の鋳造材には長周期積層構造が生成され、この鋳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】ＷＯ２００５／０５２２０３
【発明の開示】
【０００３】
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、Ｚｎ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Ｚｎを他の金属に置換したマグネシウム合金においても高強度及び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、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。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）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−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αＭｇ相を有し、前記αＭｇ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鋳造物であり、前記マグネシウム合金鋳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ウム合金は、前記マグネシウム合金鋳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、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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作り、前記マグネシウム合金鋳造物を切削することによってチップ形状の鋳造物を作り、前記鋳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鋳造物を作ることである。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
本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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作り、前記マグネシウム合金鋳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鋳造物を作ることである。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
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鋳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αＭｇ相を有し、前記αＭｇ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）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−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αＭｇ相を有し、前記αＭｇ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ウム合金において、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靭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靭性マグネシウム合金において、前記ＭｇにＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、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≦１／２
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ＭｇにＺｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ａｇ、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ及び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％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、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）を満たすマグネシウム合金鋳造物を作る工程と、
前記マグネシウム合金鋳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。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鋳造物を作る工程を具備することである。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
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、前記マグネシウム合金鋳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鋳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、前記マグネシウム合金鋳造物を作る工程の後に、前記マグネシウム合金鋳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の製造方法は、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≦１０
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
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ができる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１（Ａ）はＭｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真であり、図１（Ｂ）はＭｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真であり、（Ｃ）はＭｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。
図２は、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金の鋳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。
図３は、実施例１及び比較例であるＭｇ９７Ｘ１Ｙ２（Ｘ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、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。
図４は、実施例１及び比較例であるＭｇ９７Ｘ１Ｙ２（Ｘ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ）合金の押出材の４７３Ｋにおける引張試験結果を示す図である。
図５は、ガス・アトマイジング法による急速凝固粉末作製と押出ビレッ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７は、実施例２のＭｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。
図８は、実施例２のＭｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。
図９は、実施例２のＭｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。
図１０は、実施例２のＭｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材の長周期積層構造相のＴＥＭ写真である。
図１１は、実施例２のＭｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材に生成する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、実施例２のＭｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材に生成する１０Ｈ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１３は、実施例３のＭｇ９１Ｃｕ３Ｙ６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】
【０００５】
１００…高圧ガス・アトマイザ
１１０…溶解室
１１２…ストッパ
１１４…誘導コイル
１１６…るつぼ
１３０…アトマイズ室
１３１…ヒータ
１３２…ノズル
１４０…サイクロン分級機
１５０…フィルタ
１６２，１６６…酸素分析器
１６４…真空ゲージ
２００…真空グローブ・ボックス
２１０…アルゴンガス・リファイナ
２２０…ホッパ
２３０…ふるい
２４０…真空ホットプレス機
２４２…真空室
２４４…パンチ
２４６…型
２４８…ヒータ
２５２…キャップ
２５４…缶
２５６…溶接機
２５８…回転盤
２６０…ビレット
２６２…バルブ
２７０…酸化ボックス
２８０…エントランス・ボックス
２９２…真空ゲージ
２９４…湿度計
２９６…酸素分析器
３４０…スポット溶接機
４００…押出プレス機
４１０…ヒータ
４２０…コンテナ
４３０…型（ダイ）
４５０…メイン・ステム
４６０…ダイ・バッカー
４７０…バック・ステム
【発明を実施するための最良の形態】
【０００６】
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−Ｚｎ−ＲＥ（希土類元素）合金のＺｎ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、Ｚｎ以外の金属に置換しても強度及び靭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Ｍｇ−（置換金属）−ＲＥ（希土類元素）系であり、置換金属がＣｕ、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも１種の金属であり、希土類元素が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・高延性・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鋳造合金は、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、鋳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鋳造合金を切削することによってチップ形状の鋳造物を作り、この鋳造物に塑性加工を行い、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、Ｎｉ及び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、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂ及び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％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）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜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び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）
本発明の実施の形態２によるマグネシウム合金は、実施の形態１の組成にＺｎ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、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも１種の金属と、Ｚｎ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、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂ及び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％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％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≦１５
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２＜ａ＋ｃ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
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≦１５
（２）０．２≦ｂ≦１０
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（４）ｃ／ａ≦１／２
（１’）０．２＜ａ＋ｃ≦５
（２’）０．２≦ｂ≦５
（３’）２／３ａ−１／６＜ｂ
（４’）ｃ／ａ≦１／２
前記１種の金属とＺｎの合計含有量が１５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種の金属とＺｎの合計含有量が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び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種の金属とＺｎ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３）
本発明の実施の形態３によるマグネシウム合金は、実施の形態１の組成にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｙｂ及びＬｕ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、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも１種の金属と、第１の希土類元素と、第２の希土類元素を含む４元以上の合金であり、第１の希土類元素は、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂ及び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、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｙｂ及び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％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、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、ｄは下記式（１）〜（３）を満たすものとなる。より好ましくは、ａ、ｂ、ｄが下記式（１’）〜（３’）を満たすことである。
（１）０．２≦ａ≦１０
（２）０．２＜ｂ＋ｄ≦１５
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２≦ａ≦５
（２’）０．２＜ｂ＋ｄ≦５
（３’）０．２＜ｂ＋ｄ≦５
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％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の希土類元素の合計含有量が０．２原子％以下であると強度及び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にした理由は実施の形態１と同様である。
（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Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｙｂ及びＬｕ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、Ｎｉ及びＣｏ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、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂ及び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、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｙｂ及び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％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、Ｚｎ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≦１５
（２）０．２＜ｂ＋ｄ≦１５
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（１’）０．２＜ａ＋ｃ≦５
（２’）０．２＜ｂ＋ｄ≦５
（３’）２／３ａ−２／３＜ｂ
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≦１５
（２）０．２＜ｂ＋ｄ≦１５
（３）２／３ａ−２／３＜ｂ
（４）ｃ／ａ≦１／２
（１’）０．２＜ａ＋ｃ≦５
（２’）０．２＜ｂ＋ｄ≦５
（３’）２／３ａ−２／３＜ｂ
（４）ｃ／ａ≦１／２
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％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Ｚｎ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のいずれかの組成にＭｅを加えたマグネシウム合金が挙げられる。但し、ＭｅはＺｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ａｇ、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃ、Ｓｎ、Ａｕ、Ｂａ、Ｇｅ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｉｒ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｓｂ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ及び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
Ｍｅ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、鋳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鋳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鋳造し、マグネシウム合金鋳造物を作る。鋳造時の冷却速度は０．０５Ｋ／秒以上１０００（１０３）Ｋ／秒以下であり、より好ましくは０．５Ｋ／秒以上１０００（１０３）Ｋ／秒以下である。このマグネシウム合金鋳造物としては、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、マグネシウム合金鋳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℃〜５５０℃、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鋳造物は長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、マグネシウム合金鋳造物はαＭｇ相を有し、このαＭｇ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鋳造物は長周期積層構造相とαＭｇ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鋳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、ＥＣＡＥ（ｅｑｕａｌ−ｃｈａｎｎｅｌ−ａｎｇｕｌａｒ−ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）加工法、圧延、引抜及び鍛造、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。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℃以上５００℃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９０°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鋳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鋳造物に応力を加えて強度及び靭性が優れた成形体を得る方法である。ＥＣＡＥ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℃以上５００℃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℃以上５００℃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℃以上５００℃以下、前記引抜加工の断面減少率が５％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２００℃以上５００℃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鋳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、塑性加工物はαＭｇ相を有し、このαＭｇ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αＭｇ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、Ｍｇと希土類元素の化合物、Ｍｇ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Ｍｇ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ｈｃｐ−Ｍｇ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鋳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鋳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２００℃〜５５０℃、熱処理時間が１分〜３６００分（又は６０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、αＭｇ相を有し、このαＭｇ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、Ｍｇと希土類元素の化合物、Ｍｇ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びＭｇ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、前記塑性加工物はｈｃｐ−Ｍｇ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Ｚｒを添加したマグネシウム合金を溶解して鋳造した場合、このマグネシウム合金鋳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鋳造物は押出しなどの塑性加工が容易になり、塑性加工を行った塑性加工物はＺｒ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、強度及び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ウム合金を溶解して鋳造し、マグネシウム合金鋳造物を作る。次いで、マグネシウム合金鋳造物に均質化熱処理を施しても良い。
次いで、このマグネシウム合金鋳造物を切削することによって複数の数ｍｍ角以下のチップ形状鋳造物を作製する。
次いで、チップ形状鋳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２００℃〜５５０℃、処理時間が１分〜３６００分（又は６０時間）とすることが好ましい。
チップ形状の鋳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、チップ形状鋳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、チップ形状鋳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、前記チップ形状鋳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鋳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。
前記チップ形状鋳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２００℃〜５５０℃、熱処理時間が１分〜３６００分（又は６０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、鋳造物を切削することによってチップ形状鋳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ウム合金は実施の形態６によるマグネシウム合金に比べて亜鉛及び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によるマグネシウ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及び図６に示す。図５は、ガス・アトマイ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・アトマイザ１００を用いて目的とする成分比のマグネシウム合金の粉末を作製する。これは、まず、溶解室１１０中のるつぼ１１６中で、目的の成分比を有する合金を誘導コイル１１４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、ストッパ１１２を上げて噴出させ、それにノズル１３２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１０００（１０３）Ｋ／秒以上１０００００００（１０７）Ｋ／秒以下であり、より好ましくは１００００（１０４）Ｋ／秒以上１０００００００（１０７）Ｋ／秒以下である。ノズル等はヒータ１３１で加熱されている。また、アトマイズ室１３０は、酸素分析器１６２や真空ゲージ１６４で監視されている。
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αＭｇ相を有し、このαＭｇ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αＭｇ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１４０を介して、真空グローブ・ボックス２００中のホッパ２２０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２００の中で行われる。次に、真空グローブ・ボックス２００中で徐々に細かいふるい２３０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３２μｍ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２４０を用いて行う。この場合の真空ホットプレス機は、３０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２４０を用いて銅の缶２５４に充填し、上からキャップ２５２をかぶせる。キャップ２５２と缶２５４とを、回転盤２５８で回転しながら、溶接機２５６で溶接してビレット２６０を作製する。このビレット２６０の漏れチェックのため、バルブ２６２を介して真空ポンプに接続することで、ビレット２６０の漏れをチェックする。漏れが無かった場合、バルブ２６２を閉じて、バルブ２６２を付けたまま容器ごと、真空グローブ・ボックス２００のエントランス・ボックス２８０から合金のビレット２６０を取り出す。
取り出したビレット２６０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２６０のキャップを圧搾してから、スポット溶接機３４０でスポット溶接して、ビレット２６０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４００にかけて、最終形状に成形する（図６（ｃ）参照）。押出プレス機は、メイン・プレス（メイン・ステム４５０側）は１００トン、バック・プレス（バック・ステム４７０側）は２０トンの性能を有し、ヒータ４１０でコンテナ４２０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Ｈｅガスアトマイズ法により作製する。そして、作製した粒径３２μｍ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ットを作製し、押出温度６２３〜７２３Ｋ、押出し比１０：１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αＭｇ相を有し、このαＭｇ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αＭｇ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１μｍ以下の微細な結晶組織を有する。
【実施例】
【０００７】
以下、実施例について説明する。
（実施例１）
まず、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、実施例１としてＭｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金、比較例としてＭｇ９７Ｆｅ１Ｙ２合金それぞれのインゴット（鋳造材）作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。
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６２３Ｋ、押出速度２．５ｍｍ／秒で行った。
（鋳造材の組織観察）
鋳造材の組織観察を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、Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真であり、図１（Ｂ）は、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真であり、図１（Ｃ）は、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。図２は、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金の鋳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Ｍｇ９７Ｆｅ１Ｙ２合金の鋳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Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金の鋳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、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金及びＭｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金それぞれの鋳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、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金において最も高い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Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金で観察される長周期積層構造相はＭｇ−Ｚｎ−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）
Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金の押出材のビッカース硬度は８７ＨＶ０．５であった。また、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金の押出材のビッカース硬度は９０．１ＨＶ０．５であった。また、Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金の押出材のビッカース硬度は８１ＨＶ０．５であった。また、Ｍｇ９７Ｆｅ１Ｙ２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及び比較例であるＭｇ９７Ｘ１Ｙ２（Ｘ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、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】
0005239022.tif 000002
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Ｍｇ９７Ｆｅ１Ｙ２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Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金及びＭｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金は、降伏強度（ＹＳ）がそれぞれ３１５ＭＰａ、２９３ＭＰａ、２７６ＭＰａ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Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金及びＭｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金は１２％以上と良好な延性を有しているが、Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２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及び比較例であるＭｇ９７Ｘ１Ｙ２（Ｘ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ）合金の押出材の４７３Ｋ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４７３Ｋ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】
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表２に示すように、Ｍｇ９７Ｃｏ１Ｙ２合金は、降伏強度２６９ＭＰａ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、Ｍｇ９７Ｎｉ１Ｙ２合金及びＭｇ９７Ｃｕ１Ｙ２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・高延性化に大きく寄与することが確認された。
（実施例２）
まず、Ａｒ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、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金それぞれの鋳造材を作製する。
次いで、前記鋳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った後、圧延率５０〜７０％、圧延温度２５０〜４００℃で行った。
（鋳造材の組織観察）
鋳造材の組織観察を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、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。図８は、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。図９は、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金の鋳造材のＳＥＭ写真である。図１０は、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材の長周期積層構造相のＴＥＭ写真である。図１１は、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材に生成する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、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材に生成する１０Ｈ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、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金それぞれの鋳造材には１０〜３０μｍ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１８Ｒ型の長周期積層構造相である。図７〜図９中の縮尺バーは１００μｍを示している。
図１０及び図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１８Ｒ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、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金において１０Ｈ型の長周期積層構造相が確認された。
また、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金それぞれの鋳造材においても１８Ｒ型と１０Ｈ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）
鋳造材及び熱間圧延材それぞれのビッカース硬度試験を行った。
Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の鋳造材のビッカース硬度は１０８ＨＶ０．５であり、Ｍｇ８５Ｃｕ６Ｙ９合金の熱間圧延材のビッカース硬度は１５０ＨＶ０．５であった。また、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金の鋳造材のビッカース硬度は１１０ＨＶ０．５であり、Ｍｇ８５Ｎｉ６Ｙ９合金の熱間圧延材のビッカース硬度は１４７ＨＶ０．５であった。また、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金の鋳造材のビッカース硬度は１０５ＨＶ０．５であり、Ｍｇ８５Ｃｏ６Ｙ９合金の熱間圧延材のビッカース硬度は１３８ＨＶ０．５であった。
上記のように、実施例２の鋳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のマグネシウ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〉
（鋳造材の作製）
電気炉を用い、ＣＯ２ガスを鉄製るつぼに流入させながらＭｇ合金を溶解し、鉄製の鋳型に注湯して鋳造材試料作製を行った。詳細には、各種材料の秤量を行い、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、１１２３Ｋまで加熱し１０分保持する。その後、鉄の棒で撹拌して鋳型に注湯する作業を行った。
（急冷材の作製）
電気炉を用い、ＣＯ２ガスを鉄製るつぼに流入させながらＭｇ合金を溶解し、銅製の鋳型に注湯して急冷材試料作製を行った。詳細には、鋳造材を鉄製るつぼに入れ、Ｍｇ９７Ｘ１Ｙ２（Ｘ＝Ｃｕ，Ｎｉ）合金は１１２３Ｋまで、Ｍｇ９４Ｘ２Ｙ４（Ｘ＝Ｃｕ，Ｎｉ）合金は１０９８Ｋまで、Ｍｇ１００−Ａ−ＢＸＡＹＢ（Ｘ＝Ｃｕ，Ｎｉ、Ａ＝３〜３．５、Ｂ＝６〜７）合金は１０７３Ｋまで加熱し１０分間保持する。その後水冷式の銅鋳型に注湯し急冷する作業を行った。
（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Ｍｇ９１Ｘ３Ｙ６（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。
（Ｍｇ１００−Ａ−ＢＣｕＡＹＢ（Ａ＝１〜３．５、Ｂ＝２〜７）合金急冷材の機械的特性）
Ｍｇ１００−Ａ−ＢＣｕＡＹＢ（Ａ＝１〜３．５、Ｂ＝２〜７）合金急冷材について室温にて引張試験を行った。Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２合金急冷材は、室温にて耐力（以下、σ０．２と略）＝１２１ＭＰａ、引張強さ（以下、σＢと略）＝２１５ＭＰａ、伸び（以下、δと略）＝１４％を示した。また、Ｍｇ９４Ｃｕ２Ｙ４合金急冷材はσ０．２＝１９１ＭＰａ、σＢ＝２５７ＭＰａ、δ＝８％となり、Ｍｇ９７Ｃｕ１Ｙ２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σ０．２＝２５７ＭＰａ、σＢ＝３１２ＭＰａ、δ＝６％、Ｍｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５合金急冷材ではσ０．２＝２７７ＭＰａ、σＢ＝３２８ＭＰａ、δ＝５％となり、いずれも添加元素量の増加とともに伸びは小さくなるものの強度が上昇する傾向であった。しかし、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σＢ＝２２１ＭＰａ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増やすと脆性的に破断することがわかった。したがって、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。
（Ｍｇ９１Ｃｕ３Ｙ６合金急冷材の機械的特性）
Ｍｇ９１Ｃｕ３Ｙ６合金急冷材は、室温にて耐力（以下、σ０．２と略）＝２５７ＭＰａ、引張強さ（以下、σＢと略）＝３１２ＭＰａ、伸び（以下、δと略）＝６％を示した。また、５２３Ｋではσ０．２＝２０３ＭＰａ、σＢ＝２５０ＭＰａ、δ＝７％、５７３Ｋではσ０．２＝１５２ＭＰａ、σＢ＝１９２ＭＰａ、δ＝１１％、さらに、５９８Ｋではσ０．２＝１０９ＭＰａ、σＢ＝１２５ＭＰａ、δ＝３４％、６２３Ｋではσ０．２＝６１ＭＰａ、σＢ＝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増加する傾向が見られた。また、５２３Ｋという高温域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Ｍｇ９１Ｃｕ３Ｙ６合金熱処理材についても硬さ試験を行ったところ、硬さは１０８ＨＶ０．５であり、熱処理によっ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。
（Ｍｇ９１Ｃｕ３Ｙ６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った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、室温にて耐力（以下、σ０．２と略）＝４１２ＭＰａ、引張強さ（以下、σＢと略）＝４７７ＭＰａ、伸び（以下、δと略）＝６％を示した。また、５２３Ｋではσ０．２＝２５４ＭＰａ、σＢ＝２８４ＭＰａ、δ＝２４％、５７３Ｋではσ０．２＝１９９ＭＰａ、σＢ＝２２３ＭＰａ、δ＝４６％、５９８Ｋではσ０．２＝１０５ＭＰａ、σＢ＝１３４ＭＰａ、δ＝６９％、さらに６２３Ｋではσ０．２＝６６ＭＰａ、σＢ＝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σ０．２を示した。また、高温域では急冷材よりも強度は高く、伸びが大きくなっている。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鋳造欠陥（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、伸びも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。
（Ｍｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５合金熱処理材の機械的特性）
作製したＭｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５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。室温において耐力（以下、σ０．２と略）＝４４８ＭＰａ、引張強さ（以下、σＢと略）＝５１２ＭＰａ、伸び（以下、δと略）＝６％を示した。また、５２３Ｋではσ０．２＝３４２ＭＰａ、σＢ＝３７５ＭＰａ、δ＝２５％、５７３Ｋではσ０．２＝２２８ＭＰａ、σＢ＝２４５ＭＰａ、δ＝４４％、５９８Ｋではσ０．２＝１７７ＭＰａ、σＢ＝１８９ＭＰａ、δ＝４７％、さらに６２３Ｋではσ０．２＝５４ＭＰａ、σＢ＝６１ＭＰａ、δ＝１４３％となった。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σ０．２が４４８ＭＰａという値を示し、σＢが５００ＭＰａを超える事から、Ｍｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５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１３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１３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１３の組織はＭｇ９１Ｃｕ３Ｙ６合金熱処理材のものであるがＭｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５合金熱処理材でも同様であると考えられる。
【表３】
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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Ｍｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５合金熱処理材、Ｍｇ９０．５Ｎｉ３．２５Ｙ６．２５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−６Ａｌ−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ウム合金を上回っている。５２３Ｋでの比強度についてはＭｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５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ウム合金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１００ＭＰａ以上であり高強度を保っている。６２３ＫにおいてＭｇ９０．５Ｎｉ３．２５Ｙ６．２５合金熱処理材は耐力が１００ＭＰａ以上の高強度を維持しており、Ｍｇ９０．５Ｃｕ３．２５Ｙ６．２５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＝遷移金属）−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、Ｍｇおよび長周期相の（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３００ＭＰａ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。銅鋳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化し、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℃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Ｍｇが回復・再結晶化して生じる現象である。Ｍｇは回復するが、長周期相そのものは上記のように４００℃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、Ａｒガス雰囲気中で高周波誘導溶解によって、表４、表５及び表６それぞれに示す組成を有するインゴット（鋳造材）作製し、これらのインゴットからφ２９×６５ｍｍの形状に切り出した押出ビレットを準備する。
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、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。
【表４】
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【表５】
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【表６】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図１】
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【図２】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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