"0.5~4.0重量の亜鉛と、0.02~0.70重量の希土類元素またはそれらの混合物において、前記希土類元素または混合物がガドリニウムを含む希土類元素またはそれらの混合物と;付随的不純物を除いた残りの部分のマグネシウムとからなることを特徴とする展伸用途のマグネシウム系合金。0.5~4.0重量の亜鉛と、0.02~0.70重量の希土類元素またはそれらの混合物において、前記希土類元素または混合物がガドリニウムを含む希土類元素またはそれらの混合物と、0.2~1.0重量の結晶粒微細化剤と、付随的不純物を除いた残りの部分のマグネシウムとからなることを特徴とする展伸用途のマグネシウム系合金。請求項2に記載の合金において、前記結晶粒微細化剤がジルコニウムを含むことを特徴とする合金。請求項1乃至3の何れか1項に記載の合金において、前記マグネシウム系合金が1.0~3.0重量の亜鉛を含むことを特徴とする合金。請求項1乃至3の何れか1項に記載の合金において、前記マグネシウム系合金が1.0~2.5重量の亜鉛を含むことを特徴とする合金。請求項1乃至5の何れか1項に記載の合金において、前記マグネシウム系合金が0.10重量~0.65重量の希土類元素またはそれらの混合物を含むことを特徴とする合金。請求項1乃至6の何れか1項に記載の合金において、前記希土類元素混合物が、ガドリニウムとランタニド系列またはイットリウムの希土類元素とを含むことを特徴とする合金。請求項1乃至7の何れか1項に記載の合金において、前記希土類元素がガドリニウムから本質的になることを特徴とする合金。請求項1乃至8の何れか1項に記載の合金において、前記マグネシウム系合金が0.5重量未満の付随的不純物を含むことを特徴とする合金。請求項1乃至9の何れか1項に記載の合金において、前記マグネシウム系合金が0.2重量未満の付随的不純物を含むことを特徴とする合金。マグネシウム系合金シート製品の製造方法において:請求項1乃至10の何れか1項に記載のマグネシウム系合金からマグネシウム合金溶融物を得るステップと;前記マグネシウム合金溶融物から所定の厚さのスラブまたはストリップを鋳造するステップと;前記鋳造したスラブまたはストリップの均質化または予熱を行うステップと;前記均質化または予熱を行ったスラブまたはストリップを好適な温度で連続的に熱間圧延して、前記均質化を行ったスラブまたはストリップの厚さを減少させて、所定の厚さの合金シート製品を製造するステップと;好適な温度において所定の時間、前記合金シート製品の焼なましを行うステップと、を含むことを特徴とする方法。請求項11に記載の方法において、前記鋳造ステップが、双ロール鋳造機のロールの間に前記マグネシウム合金溶融物を供給してストリップを形成するステップを含むことを特徴とする方法。請求項12に記載の方法において、前記供給ステップが約700°Cの温度で行われることを特徴とする方法。請求項11乃至13の何れか1項に記載の方法において、前記鋳造したスラブまたはストリップの前記均質化または予熱が300°C~400°Cの間の温度で行われることを特徴とする方法。請求項11乃至13の何れか1項に記載の方法において、前記鋳造したスラブまたはストリップの前記均質化または予熱が約335°C~約345°Cの間の温度で行われることを特徴とする方法。請求項11に記載の方法において、前記鋳造ステップが、直接チルDC鋳造機、砂型鋳造機、または永久鋳型鋳造機の1つの中に前記マグネシウム合金溶融物を注ぐステップを含むことを特徴とする方法。請求項11に記載の方法において、前記鋳造ステップが、DC鋳造されたビレットの使用を含み、続いてこれから、予熱の後に押出加工によってスラブまたはストリップが形成されることを特徴とする方法。請求項16または17に記載の方法において、前記鋳造したスラブの前記均質化または予熱が450°C~500°Cの間の温度で行われることを特徴とする方法。請求項11乃至18の何れか1項に記載の方法において、前記スラブまたはストリップの前記均質化または予熱が約0.25~24時間の時間で行われることを特徴とする方法。請求項11乃至19の何れか1項に記載の方法において、前記均質化を行ったスラブまたはストリップを連続的に熱間圧延するステップが250°C~450°Cの間の温度でブレークダウン圧延を使用して行われることを特徴とする方法。請求項11乃至20の何れか1項に記載の方法において、焼なまし温度が、1時間の標準期間で前記合金の組成から得られた焼なまし曲線の変曲点から±50°Cであることを特徴とする方法。請求項11乃至21の何れか1項に記載の方法において、前記合金シート製品の焼なましを行う時間が約0.25~24時間であることを特徴とする方法。本発明のMg-Zn系合金系は、亜鉛含有量をある量まで増加させることによって合金の強度および延性の両方を増加させることができるので、展伸用合金の開発の好適な候補であると考えられる。Mg-Zn系の延性は、3重量の最大値に到達するまで亜鉛とともに増加し、亜鉛含有量をさらに増加させると低下し始める。しかし、合金の強度は6重量の最大値に到達するまで増加する。参考文献5のMg-Zn二元状態図によると、340°Cにおける固溶体中の亜鉛量は6.2重量であり、室温では1.8重量近くになる。1.5重量を超える亜鉛を含有する合金は、粒界に沿って第2相を形成し始め、その含有量は亜鉛含有量の増加とともに増加する。TRC法によって得られた小さな結晶粒度と、3重量未満の亜鉛含有量で形成される少量の第2相とによって、シートの圧延が容易になる。小さな結晶粒度は、DC鋳造ビレットにジルコニウムを加えることによって実現することができる。3重量を超える亜鉛を含有する合金は、双ロール鋳造またはDC鋳造経路によって鋳造できるが、粒界に沿って形成される第2相の量がはるかに多くなる。この合金は、粒界相が固溶体に入るためにより長い均質化時間が必要となる。さらに、より多い亜鉛含有量は、合金の延性を低下させる。このような合金をうまく熱間圧延するためには、1パス当たりのパーセント減少率を10~15にする必要があるのに対し、3重量未満の亜鉛含有する合金の場合には30~35が達成される。このため、3重量未満の亜鉛を有する合金よりも3重量を超える亜鉛を含有する合金の場合に、最終厚さを実現するためのロールパス数が増加し、そのためこの系の経済的な関心が低くなる。記載の実施形態のマグネシウム合金を、必要量のMg、Zn、および希土類元素を溶融させることによって形成した。本発明による合金の2つの実施形態では、マグネシウムと、Znと、イットリウムまたはガドリニウムの母合金たとえば、限定するものではないが27重量のYを有するMg、および40重量のGdを有するMgの母合金のそれぞれの適切な量を80kg加熱炉減少量に相当する約10~15過剰量の希土類元素を有するに加えて、50kgの合金を作製した。それぞれの場合でMg成分の純度は約99.95であり、一方亜鉛成分の純度は約99.9である。形成された合金は、マグネシウムのビレット、シート、またはスラブの製造、ならびに所望の形状を形成するための押出加工に適している。図1は、マグネシウム合金シートの製造方法を表すフローチャートを示している。ステップ105において、本明細書に記載の組成によるマグネシウム合金溶融物が得られる。ステップ110において、それぞれの合金は、TRCを使用して、または砂型鋳造によって、冷却速度を速めるために鋳造の両面上に冷却板を用いて鋳造した。砂型鋳造は、商業用途では大規模には使用されないが、連続鋳造および直接チルDC鋳造などの半連続鋳造から得られる効果をシミュレートすることができる。あるいは、DC鋳造などの他のあらゆる鋳造方法をこのステップに使用することができる。DC鋳造は、参考文献1~3のいずれかに記載されるように行うことができ、これらの文献の記載内容全体が参照により本明細書に援用される。ストリップまたはスラブは、参考文献4に記載されるように、後に押出加工によってスラブまたはストリップにされるDC鋳造ビレットから製造することもでき、この文献の記載内容全体が参照により本明細書に援用される。一実施形態においては、合金はTRCを用いて鋳造して、約150mmの厚さ、3.00mmおよび4.35mmの2つの異なる厚さを有するストリップを製造した。商業用TRC装置の大きさに依存してTRCを用いてより広い幅で合金を鋳造できることに留意されたい。マグネシウム合金のTRC方法はCommonwealthScientificandIndustrialResearchOrganisationに譲渡された国際出願PCT/AU2003/001097号明細書に実質的に記載されており、この記載内容全体が参照により本明細書に援用される。別の一実施形態においては、砂型鋳造を使用して合金を鋳造して、長さ約195mm、幅115mm、および厚さ29mmのスラブを得た。ステップ115において、鋳造したストリップまたはスラブは、選択した温度および選択した時間で均質化または予熱を行う。均質化または予熱は、樹枝状晶間偏析と、鋳造方法に関連する組成の差とを減少させるために使用される。好適な商業的実施の1つは、通常5~10°Cの非平衡固相線を下回る温度を選択することである。マグネシウムおよび亜鉛が合金の主成分であることから、335°C~345°C±5°Cの温度範囲が好ましい。本発明の例の場合、参考文献5に記載のMg-Zn二元状態図から約345°C±5°Cの温度を選択した。DC鋳造の場合、一般に450°C~500°Cの間の温度が通常使用される。均質化ステップに必要な時間は、鋳造されたストリップまたはスラブの大きさによって決定される。TRCストリップの場合、2~4時間の時間で十分となり、一方、砂型鋳造されたスラブまたは直接チル鋳造されたスラブの場合は最長24時間が必要となる。均質化したストリップまたはスラブを、好適な温度で熱間圧延したステップ120。ロール自体は、一般に80°C~120°Cの温度に温められるが、低温ロールを使用することもできる。鋳造される材料に依存して、種々の圧延ステップが使用される。砂型鋳造、DC鋳造、またはあらゆる他の種類の鋳造によって製造された厚さが25mmを超える合金スラブの場合、ブレークダウン圧延ステップが使用される。参考文献1または6のいずれかに記載の技術を使用することができる。参考文献6の記載内容全体が参照により本明細書に援用される。このステップの目的は、厚さを減少させること、ならびに鋳造組織の改良および除去を行うことである。このステップの温度は、圧延設備で利用可能な加熱炉に依存するが、通常は450~500°Cの間の温度が使用される。5mm以下の厚さが得られた後、250°C~450°Cの圧延を行う。TRCによって製造された合金ストリップの場合、250°C~450°Cの間の温度で圧延を行い、ブレークダウン圧延ステップは不要である。各パスの後、ストリップまたはスラブは、約10~15分間再加熱して、次のパスの前に温度を上昇させることができる。1パス当たり10のパーセント減少率の数回の冷間パスを、最終圧延またはサイジング作業として使用することもできる。ステップ125において、最終厚さ設定許容範囲内でに到達するまで、このプロセスが続けられる。ステップ130において、次に好適な温度および時間で熱間圧延したシートの焼なましを行う。焼なましは、圧延によって大きくひずみ硬化した合金の延性を回復させるために計画された熱処理プロセスである。焼なまし熱処理には、回復、再結晶、および結晶粒の成長の3つの段階が存在する。回復中、電気伝導度などの合金の物理的性質が回復し、再結晶中には冷間加工された組織が一連の新しいひずみのない結晶粒で置換される。再結晶は、金属組織学的方法により認識することができ、硬度または強度の低下、および延性の増加によって確認することができる。結晶粒の成長は、新しいひずみのない結晶粒が再結晶に必要な温度よりも高温に加熱される場合に生じ、その結果、強度が大きく低下し、これは回避すべきである。再結晶温度は、合金組成、初期結晶粒度、および特に前加工の量に依存するので、一定の温度ではない。実用的な目的では、大きくひずみ硬化した冷間加工された合金が1時間で完全に再結晶する温度として定義することができる。それぞれの合金および条件に最適な焼なまし温度は、合金を種々の温度に1時間曝露した後で硬度を測定し、焼なまし曲線を作成して、再結晶が終わり結晶粒の成長が始まるおおよその温度を決定することによって求められる。この温度は、参考文献7その記載内容全体が参照により本明細書に援用されるに記載されるように硬度-焼なまし温度曲線の変曲点として求めることもできる。この技術は非鉄合金に用いられるが、これは以前には熱間圧延されたマグネシウム合金には用いられていなかった。最も好適な焼なまし温度を確認するために、この技術を本発明の研究に使用した。したがって、各マグネシウム合金のおおよその焼なまし温度は、図2~4を参照しながら以下に示す実施例で示されるように焼なまし曲線を使用して選択した。この技術によって、最適温度を容易に適度な正確さで求めることができる。その後、焼なまししたストリップを好適な媒体中で急冷した。記載の合金実施形態の優劣を試験し、シート製品を形成するために製造した合金の低温成形性を確認するために、一連の試験を行った。実施形態による合金の2つの実施例について試験を行った。第1の実施形態においては、希土類成分はイットリウムであった。この合金は、2.0重量の亜鉛、0.3重量のイットリウム公称組成を含有し、残りの部分はマグネシウムであった。この合金をMg-2Zn-0.3Yと呼ぶ。第2の実施形態においては、希土類成分はガドリニウムであった。この合金は、2.0重量の亜鉛、0.3重量のガドリニウム公称組成を含有し、残りの部分はマグネシウムであった。この合金をMg-2Zn-0.3Gdと呼ぶ。従来のAZ31Bについてさらに試験を行った。さらに既存の合金:参考文献8に記載されるようなMg-1.5Zn-0.2YおよびMg-1.5Zn-0.8Y;ならびに参考文献9に記載されるようなMg-1.2Zn-0.79GdおよびMg-2.26Zn-0.74Gdを参照して比較を行った。1.合金の改善された圧延性合金の改善された圧延性が、従来の合金AZ31Bと比較することによって示される。最初の場合では、TRCストリップ、続いて砂型鋳造の結果を示す。すべての圧延作業は、未加熱のロール室温のロールを用いて二重圧延機中で行った。1.1.TRCストリップ1.1.1.従来の合金-AZ31Bシートの寸法、予備圧延処理、およびプロセスパラメーターの詳細を表1に示している。各パスのロール設定および各パス後のシート厚さなどを表2に示している。表から明らかなように、厚さ3mmのAZ31Bストリップを0.73mmの最終厚さまで減少させるために6パスが必要であった。表1に示される焼なまし温度が実際に使用される。この焼なましステップは、TRCストリップの場合200°Cで行うことができた。1.1.2.Mg-2Zn-0.3Yこの合金を、420°Cおよび350°Cの2つの異なる温度で圧延することで、この合金がAZ31Bよりも改善された圧延性を示すだけでなく、より低い温度での圧延も可能なことをも示す。2つの圧延温度でのシートの寸法、予備圧延処理、およびプロセスパラメーターの詳細をそれぞれ表3および5に示している。各パスのロール設定、各パス後のシート厚さなどの詳細を示す表4および6から明らかなように、厚さ3mmのストリップをそれぞれ0.74mmまたは0.77mmの最終厚さまで減少させるためにわずか3パスしか必要としない。表3および5中の焼なまし温度は、図2に示す焼なまし曲線から選択される。図2は、前述の焼なまし熱処理の3つの段階を示しており、それらは回復、再結晶、および結晶粒の成長である。1.1.2.1.420°Cにおける熱間圧延1.1.2.2.350°Cにおける熱間圧延1.1.3.Mg-2Zn-0.3Gdこの合金のシートの寸法、予備圧延処理、およびプロセスパラメーターの詳細を表7に示している。この実施例においては、シート厚さは、前述のAZ31BおよびMg-2Zn-0.3Yよりも約1.2mmまたは約40厚い。表8から明らかなように、この合金ストリップを4.25mmの初期厚さから0.84mmの最終厚さまで350°Cの圧延温度で圧延するのにわずか6パスしか必要としなかった。これは、Mg-2Zn-0.3Gd合金がAZ31Bよりも圧延性が優れていることを示している。表7中の焼なまし温度は、図3に示す焼なまし曲線から選択した。1.2砂型鋳造従来の合金AZ31BおよびMg-2Zn-0.3Gdの砂型鋳造の圧延性をこの項で示す。スラブは、最初に長さ方向で圧延し、スラブが300mmに到達した後、90°回転させ、最終パスまで圧延した。この回転は、クロスロールとして圧延スケジュールを示す表中に示されている。前述したように、より高い均質化温度および時間、ならびにブレークダウン圧延が砂型鋳造には必要である。1.2.1.従来のAZ31Bスラブの寸法およびプロセス変数を表9に示しており、一方、圧延スケジュールを表10に示している。26mmの初期厚さのスラブを0.9mmの最終厚さまで減少させるために合計11パスが必要であった。1.2.2.Mg-2Zn-0.3Gdスラブの寸法およびプロセス変数を表11に示しており、一方、圧延スケジュールを表12に示している。26mmの初期厚さのスラブを0.9mmの最終厚さまで減少させるために合計9パスが必要であった。このパス数の減少は、Mg-2Zn-0.3Gd合金の圧延性が改善されたことを示している。焼なまし温度は、砂型鋳造した合金について作成した図4に示す焼なまし曲線から選択される。2.合金の引張特性圧延および焼なましを行ったシート最終製品の室温における引張特性を、ねじ式引張試験機を使用して測定した。長手方向圧延方向または0°とも呼ばれるおよび横方向圧延方向に対して90°または90°方向の両方の引張試験片を、試験のためにシートから打ち抜いた。試験片は、幅が6mmであり、ゲージ長さが25mmであった。合金の結果は、それぞれの場合で試験した6つのサンプルの平均である。マグネシウム合金においては、HCP結晶構造の底面は、圧延中に表面とほぼ平行に配向する傾向にある。この好ましい配向を有するシートは、0°方向よりも90°方向の方が高い引張特性を有する。2.1.従来の合金-AZ31BTRCおよび砂型鋳造を行ったAZ31Bの引張特性を表13に示す。マグネシウム合金に対して予想されるように、0°方向の試験片の引張特性、特に耐力および極限引張応力は、90°方向の試験片よりも低い。この表は、200°Cの最適温度で1時間アストリックスastrixで強調しているで焼なましを行った後のTRCAZ31Bの引張特性も示している。その引張特性は、350°Cにおいて焼なましを行った後に得られる値よりも確かに大きい。2.2.Mg-2Zn-0.3YTRCMg-2Zn-0.3Yの引張特性を、文献に記載の類似の2つの合金の性質とともに、表14に示している。予想されるように、TRCシートの場合0°方向の試験片の耐力および極限引張応力は、90°方向の試験片よりも低いが、これは発行された文献中の2つの合金では異なる。これらの合金の耐力は、0°方向の試験片の方が90°方向の試験片よりも高い。表15に示されるように、TRCシートの場合に同様の結果が観察された。しかし、プロセス条件、特に均質化温度および圧延温度を注意深く選択することによって、両方の方向でより高い耐力を実現することが可能であった。最終使用者が最小耐力を指定する場合には、あらゆる方向でシートがその最小値に適合することを期待しているため、シート供給元にとって非常に重量である。2.3.Mg-2Zn-0.3GdTRCおよび砂型鋳造を行ったシートから得た試験片の引張特性を、文献に記載の類似の2つの合金の性質とともに、表16に示している。90°方向の試験片の耐力および極限引張強度は、0°方向の試験片よりも高い。これは文献に記載の合金では異なった。Mg-2Zn-0.3Y合金の項に記載したように、均質化および圧延の温度を注意深く選択することによって、両方の方向でより高い値を実現することが可能であった。2.4.種々の組成を有するMg-Zn-Gd合金の引張特性の比較TRCから得た試験片の3方向の引張特性を、それぞれのパーセント伸びとともに、表17に示している。Mg-1Zn-0.65Gd合金を除けば、90°方向の試験片の耐力および極限引張強度は、0°方向の試験片よりも高い。3.合金の成形性TRCMg-2Zn-0.3YおよびTRCMg-2Zn-0.3Gd、ならびに基準材料としてのTRCAZ31Bの成形性の程度を調べるために、一連の試験を行った。成形性または加工性は、特定のプロセスで破壊されることなく試験片に加えることができる変形量として定義される。以下に示す試験は、深絞りのためのスウィフトカップswiftcup試験と、それぞれのシート金属の引張成形性を測定するためのエリクセンErichsen試験とを含んだ。3.1.深絞りのためのスウィフトカップ試験Mg-2Zn-0.3Y、Mg-2Zn-0.3Gd、およびAZ31Bの熱間圧延および焼なましを行ったシートの深絞り試験は、40mm平底パンチを使用して行った。2.5および2.05の限界絞り比LDRを実現するために、シートから2つの大きさのディスク直径100mmおよび82mmを切り取った。100mmのディスクを使用し225°Cのダイス温度で試験を開始した。深絞りが成功した場合、次のサンプルは前回よりも25°C低温で深絞りを行い、このプロセスを繰り返した。しかし、深絞りが失敗した場合は、温度を10°Cだけ上昇させ、ディスクの深絞りに成功した最低温度が求められるまで試験を繰り返した。次に82mmのディスクを使用し、82mmのディスクの深絞りに成功する最低温度が求められるまで上記プロセスを繰り返した。深絞り試験の結果を表18に示す。試験結果から分かるように、本発明の種々の実施形態による合金は、AZ31Bの場合に必要な温度よりも低温で深絞りが可能である。限界絞り比LDRが2.05の場合、イットリウムを含有する合金の深絞りが成功する最低温度は160°Cであり、ガドリニウムを含有する合金の場合は135°Cであった。これら両方の温度は、同じLDRで175°Cでのみ深絞り可能となるAZ31Bに必要な温度よりも低い。3.2.エリクセン試験半球パンチ20mm直径を室温で使用して、Mg-2Zn-0.3Y、Mg-2Zn-0.3Gd、およびAZ31Bの熱間圧延し焼なまししたシートに対してエリクセン試験を行った。それぞれのシートを固定し、シートに亀裂が生じるまで、パンチをシートに押し付けた。シート上に形成されたドームの高さがエリクセン値であり、これはシートの引張成形性の尺度となる。エリクセン値が大きいほど、シートの引張成形への応答が良好である。TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y、およびMg-2Zn-0.3Gdに関して室温で得られたエリクセン値は、それぞれ3.6、8.5、および6.3であった。いくつかの実施形態による合金は室温において良好な引張成形性をも示すことが結果から確認される。本発明の2つの実施形態のそれぞれのエリクセン値は、AZ31Bサンプルから得られた値よりもはるかに大きい値を示している。4.耐食性-塩浸漬試験基準材料としてTRCAZ31Bを使用して、合金の耐食性を試験した。TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y、およびMg-2Zn-0.3Gdの熱間圧延し焼なまししたシートのそれぞれから得た3つのサンプルを、3.5重量のNaClを含有する通気していない溶液中に7日間浸漬した。それぞれのサンプルは、浸漬プロセスの前後に秤量した。重量減少測定から、腐食速度を計算し、サンプル寸法の差を解消するために重量比で表した。TRCAZ31B、Mg-2Zn-0.3Y、およびMg-2Zn-0.3Gdで得られた重量比はそれぞれ0.007、0.038および0.0083であった。ガドリニウムを合金化元素として含有する合金は、AZ31B重量比で表して0.0083であり、0.007と比較されると同等の耐食性を示した。イットリウムを合金化元素として含有する合金は1桁大きい値であった。5.コストの利点好都合なことに、記載の実施形態の合金のコストは、AZ31Bインゴットのコストと同等であった2009年5月の時点での合金化元素のコストを基準としている。さらに、実施形態により特徴付けられる合金は、はるかに低温で深絞り可能であり、室温において良好な引張成形性を示す。さらに、実施形態による合金は、商業的に知られている展伸用マグネシウム合金のAZ31Bと比較して圧延パス数が50少ない良好な延性および圧延加工性を一般に示す。さらに合金シートから形成された製品は、AZ31Bから形成された製品と同等の腐食特性を示す。少なくとも前述の実施形態による合金は、AZ31Bと同様に、電子産業および自動車産業における室温用途に適している。広く記載される本発明の範囲から逸脱することなく、記載の実施形態および実施例に対して多数の変形および/または修正を行うことができることは当業者には理解されよう。したがって、記載の実施形態は、あらゆる態様において説明的なものと見なされ、限定的なものではない。参考文献1.E.F.Emley,PrinciplesofMagnesiumTechnology,Oxford,London:PergamonPressLtd.,1966,452-583.2.F.Pravdic,C.WoegererandG.Traxler,TheVerticalDirectChillCastingTechnologyforMagnesiumAlloys-IncludingSafetyConceptsandProductQuality,METECCongress’03,Duesseldorf,Germany,2003.3.F.Pravdic,et.al.,VerticalDirectChillVDCCastingofMagnesium-OptimizedCastingParametersandSafetyIssues,inMagnesium:Proceedingsofthe6thInternationalConferenceMgalloysandtheirapplications2003,eds.K.U.KainerWolfsburg,Germany:Wiley-VCHVerlagGmbHCo.KGaA,2004,675-680.4.ASMSpecialityHandbook-MagnesiumandMagnesiumAlloys,MaterialsPark,OH,USA:ASMInternational,1999,85-89.5.PhaseDiagramsofBinaryMagnesiumAlloys,eds.A.A.Nayeb-HashemiandJ.B.Clark,MetalsPark,OH,USA:ASMInternational,1988.6.R.G.WilkinsonandF.A.Fox,TheHotWorkingofMagnesiumanditsAlloys,JournalofInstituteofMetals,76,1950,473-500.7.C.R.Brooks,HeatTreatment,StructureandPropertiesofNonferrousAlloys,MetalsPark,OH,USA:ASM,1982,21-49.8.Y.Chino,et.al,TextureandStretchformabilityofarolledMg-ZnalloycontainingdilutecontentofY,MaterialsScienceandEngineeringA513-5142009394-400.9.H.Yan,et.al.,Room-temperatureductilityandanisotropyoftworolledMg-Zn-Gdalloys,MaterialsScienceandEngineeringA52720103317-3322."