專利名稱：高強度高韌性鎂合金及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及高強度高韌性鎂合金及其制造方法，更詳細地說，涉及通過以特定比例含有特定的稀土類元素，由此實現(xiàn)高強度高韌性的高強度高韌性鎂合金及其制造方法。

背景技術：
鎂合金根據(jù)其循環(huán)性，作為手機、筆記本型電腦的筐體或汽車用部件正在迅速開始普及。
為用于這些用途，而要求鎂合金具有高強度和高韌性。為制造高強度高韌性鎂合金，目前從材料方面進行了各種研究。
在具有97原子％Mg-1原子％Zn-2原子％Y的組成的鎂合金鑄造材料上生成長周期層疊結構，并對該鑄造材料實施擠壓加工，在室溫下得到高強度及高韌性，這是本發(fā)明者提出的(例如專利文獻1)。
專利文獻1WO2005/052203 上述現(xiàn)有的高強度及高韌性的鎂合金中，含有Zn為必要條件，但本發(fā)明者對將Zn取代為其它金屬的鎂合金是否也能夠得到高強度及高韌性進行了研究。


發(fā)明內容
本發(fā)明是鑒于上述情況而構成的，其目的在于，提供高強度高韌性鎂合金及其制造方法，對于鎂合金放大后的用途，強度及韌性都處于供實用的水平。
為解決上述課題，本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)。另外，更優(yōu)選a和b滿足下述式(1’)～(3’)。
(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 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金具有長周期層疊結構相。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金具有化合物相。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金為鎂合金鑄造物，對所述鎂合金鑄造物實施熱處理。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金是對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物。
本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，制造如上那樣的鎂合金鑄造物，通過切削所述鎂合金鑄造物，制作片形狀的鑄造物，且通過塑性加工使所述鑄造物固化的塑性加工物具有長周期層疊結構相。另外，更優(yōu)選的是，制作a和b滿足下述式(1’)～(3’)的鎂合金鑄造物。
(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 本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，制造如上那樣的鎂合金鑄造物，且對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工后的塑性加工物具有長周期層疊結構相。另外，更優(yōu)選的是，制作a和b滿足下述式(1’)～(3’)的鎂合金鑄造物。
(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 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，對所述鎂合金鑄造物實施熱處理。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，對所述塑性加工物實施熱處理。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述高強度高韌性鎂合金具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述高強度高韌性鎂合金具有化合物相。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述塑性加工是進行軋制、擠壓、ECAE、拉拔加工、鍛造、沖壓、轉造、彎曲、FSW加工及它們的反復加工中的至少之一的加工。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述塑性加工至少一次的相當應變量為0～5但不包括0。
本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，形成具有上述組成的液體，并將所述液體急冷使其凝固，用得到的粉末、薄帶或細線構成高強度高韌性鎂合金。另外，更優(yōu)選的是，形成具有a和b滿足下述式(1’)～(3’)的組成的液體。
(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 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述粉末、薄帶或細線具有長周期層疊結構相的結晶組織。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述粉末、薄帶或細線具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述粉末、薄帶或細線具有化合物相。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，該高強度高韌性鎂合金按照對所述粉末、薄帶或細線附加剪斷的方式固化。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述長周期層疊結構相被扭折。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述Mg含有c原子％的Zn，所述a和c滿足下述式(4)。更優(yōu)選的是，所述a和c滿足下述式(4’)。
(4)0.2＜a+c≤15 (4’)0.2＜a+c≤5 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述a和c還滿足下述式(5)。
(5)c/a≤1/2 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述Mg中含有合計d原子％的選自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu構成的組中的至少一種元素，所述b和d滿足下述式(6)。更優(yōu)選的是，所述b和d滿足下述式(6’)。
(6)0.2＜b+d≤15 (6’)0.2＜b+d≤5 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述b和d還滿足下述式(7)。
(7)d/b≤1/2 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述Mg中含有合計e原子％的選自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Mo構成的組中的至少一種元素，e滿足下述式(8)。
(8)0＜e≤2.5 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金中，所述e和a和b和d還滿足下述式(9)。
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2 本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，包括 制造下述那樣的鎂合金鑄造物的工序，該鎂合金鑄造物含有合計原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)； 通過對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工，制作塑性加工物的工序。另外，更優(yōu)選的是，具備制作a和b滿足下述式(1’)～(3’)的鎂合金鑄造物的工序。
(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 另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金的制造方法中，在制作所述鎂合金鑄造物的工序和制作所述塑性加工物的工序之間還包括切削所述鎂合金鑄造物的工序。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金的制造方法中在制作所述鎂合金鑄造物的工序之后還包括對所述鎂合金鑄造物實施熱處理的工序。
另外，也可以是，本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金的制造方法中，在制作所述塑性加工物的工序之后還包括對所述塑性加工物實施熱處理的工序。
本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，形成具有上述組成的液體，并將所述液體急冷使其凝固，由此形成粉末、薄帶或細線， 所述高強度高韌性鎂合金按照對所述粉末、薄帶或細線附加剪斷的方式固化。
另外，更優(yōu)選的是，形成具有a和b滿足下述式(1’)～(3’)的組成的液體。
(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 如上所說明，根據(jù)本發(fā)明，可提供高強度高韌性鎂合金及其制造方法，對于鎂合金放大后的用途，強度及韌性都處于供實用的水平。



圖1(A)是Mg97Co1Y2合金的鑄造材料的SEM照片，圖1(B)是Mg97Ni1Y2合金的鑄造材料的SEM照片，圖1(C)是Mg97Cu1Y2合金的鑄造材料的SEM照片； 圖2是表示Mg97Cu1Y2合金的鑄造材料的長周期層疊結構相的TEM照片和來自[1120]的電子線衍射圖案的圖； 圖3是表示實施例1及比較例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的擠壓材料在室溫下的抗拉試驗結果的圖； 圖4是表示實施例1及比較例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的擠壓材料的473K的抗拉試驗結果的圖； 圖5是表示進行氣體、霧化法的急速凝固粉末的制作、和擠壓坯料的制作的系統(tǒng)的圖； 圖6是表示將坯料進行加熱擠壓并將其固化成形的過程的圖； 圖7是實施例2的Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料的SEM照片； 圖8是實施例2的Mg85Ni6Y9合金的鑄造材料的SEM照片； 圖9是實施例2的Mg85Co6Y9合金的鑄造材料的SEM照片； 圖10是實施例2的Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料的長周期層疊結構相的TEM照片； 圖11是實施例2的Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料中生成的18R型長周期層疊結構相的衍射圖形的圖； 圖12是實施例2的Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料中生成的10H型長周期層疊結構相的衍射圖形的圖； 圖13是實施例3的Mg91Cu3Y6合金熱處理材的TEM照片及電子衍射圖案。
符號說明 100高壓壓氣體霧化器 110熔解室 112檔塊 114感應線圈 116坩鍋 130霧化室 131加熱器 132噴嘴 140旋流分級機 150過濾器 162、166氧氣分析器 164真空罩 200真空密閉操作箱 210氬氣精制機 220料斗 230篩 240真空熱壓機 242真空室 244穿孔 246模型 248加熱器 252蓋 254罐 256焊接機 258旋轉盤 260坯料 262閥 270氧氣箱 280進口箱 292真空測定儀 294濕度計 296氧氣分析器 340點焊機 400擠壓機 410加熱器 420容器 430模型(模型) 450主干 460凹模支撐圈 470后干
具體實施例方式 下面，對本發(fā)明的實施方式進行說明。
本發(fā)明者將Mg-Zn-RE(稀土類元素)合金的Zn取代為其它金屬并對其強度及韌性進行了研究。其結果發(fā)現(xiàn)，及時取代為Zn以外的金屬，也可以得到強度及韌性都以高的水平存在的鎂合金。該鎂合金是Mg-(取代金屬)-RE(稀土類元素)系，取代金屬是Cu、Ni及Co中至少一種金屬，稀土類元素為選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素即鎂合金，另外還發(fā)現(xiàn)，在取代金屬的含量為5原子％以下、稀土類元素的含量為5原子％以下這樣的低含量方面，得到目前所不具備的高強度及高韌性。
通過對具有長周期層疊結構相的金屬進行塑性加工，可使長周期層疊結構相的至少局部彎曲或折曲。發(fā)現(xiàn)了由此得到高強度、高延伸性、高韌性的金屬。
得知，形成長周期層疊結構相的鑄造合金通過進行塑性加工后或塑性加工后實施熱處理，得到高強度、高延伸性、高韌性的鎂合金。另外，形成長周期層疊結構，發(fā)現(xiàn)了在塑性加工后或塑性加工熱處理后，得到高強度、高延伸性、高韌性的合金組成。
另外發(fā)現(xiàn)了，在鑄造之后的狀態(tài)下，即使是未形成長周期層疊結構相的合金，通過對該合金實施熱處理，也可以形成長周期層疊結構相。發(fā)現(xiàn)了通過對該合金進行塑性加工或塑性加工后進行熱處理，得到高強度、高延伸性、高韌性的合金組成。
另外得知，通過切削形成長周期層疊結構的鑄造合金，制作片形狀的鑄造物，并對該鑄造物進行塑性加工、或在塑性加工后實施熱處理，由此，與不進行切削成片形狀的工序的情況相比，得到更高強度、高延伸性、高韌性的鎂合金。另外，形成長周期層疊結構，并將其切削成片形狀，發(fā)現(xiàn)了在塑性加工后或塑性加工熱處理后，得到高強度、高延伸性、高韌性的合金組成。
(實施方式1) 本發(fā)明實施方式1的鎂合金為包含Cu、Ni及Co中至少一種金屬、和稀土類元素的三元以上的合金，稀土類元素為選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的一種或二種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的組成范圍是，設上述一種金屬的含量合計為a原子％、設一種或二種以上的稀土類元素的含量合計為b原子％時，a和b滿足下述式(1)～(3)。另外，更優(yōu)選a和b滿足下述式(1’)～(3’)。
(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 當上述一種金屬的含量合計超過10原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。另外，當稀土類元素的含量合計超過10原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。
另外，當上述一種金屬的含量合計不足0.2原子％、或稀土類元素的含量合計不足0.2原子％時，強度及韌性中至少之一不充分。因此，將上述一種金屬的合計含量的下限設為0.2原子％，將稀土類元素的合計含量的下限設為0.2原子％。
本實施方式的鎂合金中，具有上述范圍的含量的上述一種金屬和稀土類元素以外的成分為鎂，但也可以含有不會對合金特性造成影響的程度的雜質。
(實施方式2) 本發(fā)明實施方式2的鎂合金是在實施方式1的組成中含有Zn的鎂合金。
即，本實施方式的鎂合金為包含Cu、Ni及Co中至少一種金屬、和Zn、和稀土類元素的四元以上的合金，稀土類元素為選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的一種或二種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的的組成范圍是，設上述一種金屬的含量合計為a原子％、設一種或二種以上的稀土類元素的含量合計為b原子％、設Zn的含量為c原子％時，a、b、c滿足下述式(1)～(3)。另外，更優(yōu)選a和b滿足下述式(1’)～(3’)。
(1)0.2≤a+c≤10 (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 另外，更優(yōu)選滿足下述式(1)～(4)，特別優(yōu)選滿足滿足下述式(1’)～(4’)。
(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 當上述一種金屬和Zn的合計含量超過15原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。另外，當稀土類元素的含量合計超過10原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。
另外，當上述一種金屬和Zn的合計含量不足0.2原子％、或稀土類元素的含量合計不足0.2原子％時，強度及韌性中至少之一不充分。因此，將上述一種金屬和Zn的合計含量的下限設為0.2原子％，將稀土類元素的合計含量的下限設為0.2原子％。
本實施方式的鎂合金中，具有上述范圍的含量的上述一種金屬和稀土類元素以外的成分為鎂，但也可以含有不會對合金特性造成影響的程度的雜質。
(實施方式3) 本發(fā)明實施方式3的鎂合金是在實施方式1的組成中含有選自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu構成的組中的一種或二種以上的元素的鎂合金。
即，本實施方式的鎂合金為包含Cu、Ni及Co中至少一種金屬、和第一稀土類元素、和第二稀土類元素的四元以上的合金，第一稀土類元素為選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的一種或二種以上的元素，第二稀土類元素為選自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu構成的組中的一種或二種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的的組成范圍是，設上述一種金屬的含量合計為a原子％、設一種或二種以上的第一稀土類元素的含量合計為b原子％、設一種或二種以上的第二稀土類元素的含量合計為d原子％時，a、b、d滿足下述式(1)～(3)。另外，更優(yōu)選a和b滿足下述式(1’)～(3’)。
(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 當上述第一稀土類元素和第二稀土類元素的含量合計超過15原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。另外，含有第二稀土類元素的理由是，具有使晶粒微細化的效果、和使金屬間化合物析出的效果。
另外，當?shù)谝幌⊥令愒睾偷诙⊥令愒氐暮嫌嫼繛?.2原子％以下時，強度及韌性中至少之一不充分。因此，將第一稀土類元素和第二稀土類元素的合計含量的下限設為0.2原子％。
另外，使上述一種金屬的含量如上的理由與實施方式1的相同。
(實施方式4) 本發(fā)明實施方式4的鎂合金是在實施方式2的組成中含有選自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu構成的組中的一種或兩種以上的元素的鎂合金。
即，本實施方式的鎂合金為包含Cu、Ni及Co中至少一種金屬、和Zn、和第一稀土類元素、和第二稀土類元素的五元以上的合金，第一稀土類元素為選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的一種或二種以上的元素，第二稀土類元素為選自La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu構成的組中的一種或二種以上的元素。
本實施方式的鎂合金的的組成范圍是，設上述一種金屬的含量合計為a原子％、設一種或二種以上的第一稀土類元素的含量合計為b原子％、設Zn的含量為c原子％、設一種或二種以上的第二稀土類元素的含量合計為d原子％時，a、b、c、d滿足下述式(1)～(3)。另外，更優(yōu)選a和b滿足下述式(1’)～(3’)。
(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 另外，更優(yōu)選滿足下述式(1)～(4)，特別優(yōu)選滿足滿足下述式(1’)～(4’)。
(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 當?shù)谝幌⊥令愒睾偷诙⊥令愒氐暮亢嫌嫵^15原子％時，特別是韌性(或延展性)可能降低。另外，含有第二稀土類元素的理由是，具有使晶粒微細化的效果、和使金屬間化合物析出的效果。
另外，當?shù)谝幌⊥令愒睾偷诙⊥令愒氐暮亢嫌嫴蛔銥?.2原子％時，強度及韌性中至少之一不充分。因此，將第一稀土類元素和第二稀土類元素的合計含量的下限設為0.2原子％。
另外，將上述一種金屬的Zn的合計含量設為上述的范圍的理由與實施方式2的相同。
(實施方式5) 作為本發(fā)明實施方式5的鎂合金，舉例在實施方式1～4任一項組成中添加了Me的鎂合金。其中，Me是選自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Mo構成的組中的至少一種元素。當將該Me的含量合計設為e原子％時，e滿足下述式(5)。更優(yōu)選e和上述a和上述b和上述d更滿足下述式(6)。
(5)0＜e≤2.5 (6)e/(a+b+c+d)≤1/2 若添加Me，則可維持高強度高韌性，并且可改善其它性質。例如對耐腐蝕性及晶粒微細化等有效果。
另外，上述實施方式1～5的各自的鎂合金也可以適用于通過切削鑄造物而制作的多個數(shù)mm角以下的片形狀鑄造物。
(實施方式6) 對本發(fā)明實施方式6的鎂合金的制造方法進行說明。
將由實施方式1～5中任一項的組成構成的鎂合金熔解并進行鑄造，制作鎂合金鑄造物。鑄造時的冷卻速度為0.05K/秒以上1000(103)K/秒以下，更優(yōu)選0.5K/秒以上1000(103)K/秒以下。作為該鎂合金鑄造物，使用從鑄錠切出了規(guī)定形狀的鑄造物。
其次，也可以對鎂合金鑄造物實施熱處理。此時的熱處理條件優(yōu)選溫度200℃～550℃，處理時間1分鐘～3600分鐘(或60小時)。
上述鎂合金鑄造物具有長周期層疊結構相的結晶組織。另外，鎂合金鑄造物具有αMg相，該αMg相具有層狀結構。另外，將長周期層疊結構相扭折。在此所說的扭折是指，長周期結構相尤其不具備方位關系，而在相內產(chǎn)生折曲(bent)，將長周期結構相微細化。
另外，上述鎂合金鑄造物除含有長周期層疊結構相和αMg相以外，還含有其它化合物相。
其次，對上述鎂合金鑄造物進行塑性加工。作為該塑性加工的方法，例如使用擠壓、ECAE(equal-channel-angular-extrusion)加工法、軋制、拉拔及鍛造、它們的反復加工、FSW加工等。另外，上述塑性加工優(yōu)選至少一次的相當應變量為0～5但不含0。在此，將處于多軸應力狀態(tài)的應力成分換算成與其相當?shù)膯屋S應力的應力稱作相當應力，相當應變量是指受到該相當應力時的應變量。
在通過擠壓進行塑性加工時，優(yōu)選將擠壓溫度設為200℃～500℃，將擠壓得到的截面減少率設為5％以上。
ECAE加工法是為對試樣導入均勻的應變而使試樣長度方向每次在軋道旋轉90°的方法。具體而言，為使作為成形用材料的鎂合金鑄造物強制地進入形成有截面形狀L字狀的成形孔的成形用模型的上述成形孔，特別是在L狀成形孔的彎曲了90°的部分對上述鎂合金鑄造物作用應力，得到強度及韌性優(yōu)良的成形體的方法。作為ECAE的軋道數(shù)量，優(yōu)選1～8道。更優(yōu)選3～5道。ECAE加工時的溫度優(yōu)選200℃～500℃。
在通過軋制進行塑性加工時，優(yōu)選將軋制溫度設為200℃～500℃，將壓下率設為5％以上。
在通過拉拔進行塑性加工時，進行拉拔加工時的溫度優(yōu)選200℃～500℃，上述拉拔加工的截面減少率優(yōu)選5％以上。
在通過鍛造進行塑性加工時，進行鍛造加工時的溫度優(yōu)選200℃～500℃，上述鍛造加工的加工率優(yōu)選5％以上。
如上所述，對鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物在常溫下具有長周期層疊結構的結晶組織。另外，塑性加工物具有αMg相，該αMg相具有層狀結構。另外，將長周期層疊結構相扭折。上述長周期層疊結構相的至少一部分彎曲和折曲。另外，上述塑性加工物含有長周期層疊結構相和αMg相以外的其它化合物相。例如，上述塑性加工物也可以具有選自由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和上述一種金屬的化合物、上述一種金屬和稀土類元素的化合物、及Mg和上述一種金屬和稀土類元素的化合物構成的析出物組的至少一種析出物。另外，上述塑性加工物具有hcp-Mg。對于進行了上述塑性結構后的塑性加工物，與進行塑性加工前的鑄造物相比，維氏硬度和屈服強度都上升。
也可以對上述鎂合金鑄造物進行了塑性加工后的塑性加工物實施熱處理。該熱處理條件優(yōu)選溫度200℃～550℃，熱處理時間1分鐘～3600分鐘(或60小時)。對于進行了該熱處理后的塑性加工物而言，與進行熱處理前的塑性加工物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。另外，對于熱處理后的塑性加工物而言，也與熱處理前相同，在常溫下具有長周期層疊結構的結晶組織，具有αMg相，且該αMg相具有層狀結構。另外，將長周期層疊結構相扭折。上述長周期層疊結構相的至少一部分彎曲和折曲。另外，上述塑性加工物也可以具有選自由Mg和稀土類元素的化合物、Mg和上述一金屬的化合物、上述一金屬和稀土類元素的化合物、及Mg和上述一金屬和稀土類元素的化合物構成的析出物組的至少一種析出物。另外，上述塑性加工物具有hcp-Mg。
根據(jù)上述實施方式1～6，對于鎂合金放大后的用途，例如作為強度及韌性都要求高性能的尖端技術用合金的用途，可提供強度及韌性都處于供實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其制造方法。
另外，在將在實施方式1～4的組成中添加了0原子％～2.5原子％但不含0原子％的Zr的鎂合金進行熔解并鑄造的情況下，對該鎂合金鑄造物抑制化合物的析出，且促進長周期層疊結構相的形成，將結晶組織微細化。因此，該鎂合金鑄造物的擠壓等塑性加工容易，進行了塑性加工的塑性加工物與未添加Zr的鎂合金的塑性加工物相比，具有大量的長周期層疊結構相，并且具有微細化了的結晶組織。這樣，由于具有大量的長周期層疊結構相，從而可提高強度及韌性。
另外，上述長周期層疊結構相具有濃度調制。上述濃度調制是指溶質元素濃度對每個原子層周期性變化。
(實施方式7) 對本發(fā)明實施方式7的鎂合金的制造方法進行說明。
利用與實施方式6相同的方法將由實施方式1～5中任一項的組成構成的鎂合金熔解并進行鑄造，制作鎂合金鑄造物。其次，也可以對鎂合金鑄造物實施均質化熱處理。
其次，通過切削該鎂合金鑄造物，制作多個數(shù)mm角以下的片形狀鑄造物。
其次，也可以使用壓縮或塑性加工法的方法對片形狀的鑄造物進行預備成形，并實施熱處理。此時的熱處理條件優(yōu)選溫度200℃～550℃、處理時間1分鐘～3600分鐘(或60小時)。
片形狀的鑄造物例如通常用于觸變模式的原料。
另外，也可以使用壓縮或塑性加工法的方法對將片形狀的鑄造物和陶瓷粒子混合而成的物質進行預備成形，并實施熱處理。另外，也可以在將片形狀的鑄造物進行預備成形之前，附加地實施強應變加工。
其次，對上述片形狀鑄造物進行塑性加工。作為該塑性加工的方法，與實施方式6的情況相同，可使用各種方法。
這樣進行了塑性加工的塑性加工物與實施方式6相同，在常溫下具有長周期層疊結構的結晶組織。該長周期層疊結構相的至少一部分彎曲和折曲。對于進行了上述塑性加工之后的塑性加工物而言，與進行塑性加工前的鑄造物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。
也可以對上述片形狀鑄造物進行了塑性加工后的塑性加工物實施熱處理。該熱處理條件優(yōu)選溫度200℃～550℃、熱處理時間1分鐘～3600分鐘(或60小時)。對于進行了該熱處理后的塑性加工物而言，與進行熱處理前的塑性加工物相比，維氏硬度及屈服強度都上升。另外，對于熱處理后的塑性加工物而言，也與熱處理前相同，在常溫下具有長周期層疊結構的結晶組織。該長周期層疊結構相的至少一部分彎曲或折曲。
在上述實施方式7中，通過切削鑄造物而制造片形狀鑄造物，由此，組織微細化，因此，與實施方式6相比，可制作更高強度、高延展性、高韌性的塑性加工物等。另外，本實施方式的鎂合金與實施方式6的鎂合金相比，即使鋅及稀土類元素為更低濃度，也可以得到高強度及高韌性的特性。
根據(jù)上述實施方式7，對于鎂合金放大后的用途，例如作為強度及韌性都要求高性能的尖端技術用合金的用途，可提供強度及韌性都處于供實用的水平的高強度高韌性鎂合金及其制造方法。
另外，上述長周期層疊結構相具有濃度調制。上述濃度調制是指溶質元素濃度對每個原子層周期性變化。
(實施方式8) 對本發(fā)明實施方式8的鎂合金的制造方法進行說明。
激素凝固粉末的制作和其固化成形使用封閉(クロ一ズド)P/M處理系統(tǒng)。圖5及圖6表示制作所使用的系統(tǒng)。圖5表示采用氣體、霧化法的急速凝固粉末的制作、和自制作好的粉末擠壓成形坯料來制作坯料的工序。圖6表示的是將制作好的坯料進行擠壓成形之前。使用圖5及圖6對急速凝固粉末的制作和固化成形進行詳細說明。
圖5中，使用高壓氣體霧化器100制作成為目的的成分比的鎂合金粉末。其首先在熔解室110中的坩鍋116中通過感應線圈114將具有目的成分比的合金熔解。此時使用的合金材料為實施方式1～5中任一項的組成的鎂合金。
提起檔塊并噴出上述熔解后的合金，從噴嘴132對其吹附高壓惰性氣體(例如氦氣及氬氣)并進行噴霧，由此制作合金粉末。此時的冷卻速度為1000(103)K/秒～10000000(107)K/秒，更優(yōu)選10000(104)K/秒～10000000(107)K/秒。噴嘴等用加熱器131進行加熱。另外，霧化室130由氧氣分析器162及真空罩164監(jiān)視。
制作好的鎂合金粉末具有長周期層疊結構相的結晶組織。另外，上述粉末具有αMg相，該αMg相具有層狀結構。另外，將長周期層疊結構相扭折。另外，上述粉末有時含有長周期層疊結構相和αMg相以外的其它化合物相。
制作好的合金粉末經(jīng)由旋流分級機140收集到真空密閉操作箱200中的料斗220中。之后的處理在該真空密閉操作箱200中進行。其次，在真空密閉操作箱200中逐漸通過細篩230，由此得到作為目的的細的粉末。本發(fā)明中，得到粒徑32μm以下的粉末。另外，代替粉末，也可以得到薄帶或細線。
為從該合金粉末制作坯料，首先使用真空熱壓機240進行預備壓縮。此時的真空熱壓機使用可進行30噸沖壓的熱壓機。
首先，使用熱壓機240將合金粉末充填到銅罐254中，自上蓋上蓋252。通過旋轉盤258使蓋252和罐254旋轉，同時通過焊接機256進行焊接，制作坯料260。為進行該坯料260的泄漏檢查，通過經(jīng)由閥262與真空泵進行連接，由此檢查坯料260的泄漏。在無泄漏的情況下，關閉閥262，在安裝著閥262的狀態(tài)下對每個容器從真空密閉操作箱200的進口箱280取出合金坯料260。
如圖6所示，將取出的坯料260置入加熱爐內進行預備加熱，同時將其與真空泵連接進行脫氣(參照圖6(a))。其次，壓榨坯料260的蓋，利用點焊機340進行點焊，將坯料260和外部的連接截斷(參照圖6(b))。而且，對于每個容器將合金坯料置入擠壓機400，成形為最終形狀(參照圖6(c))。對于擠壓機而言，主沖壓(主干450側)具有100噸的性能，后沖壓(后干470側)具有20噸的性能，通過由加熱器41加熱容器420，可設定擠壓溫度。
本實施方式的急速凝固粉末如上所述，通過高壓He氣體霧化法制作。然后，將制作好的粒徑32μm以下的粉末充填到銅制的罐內，并將其真空密封，由此制作坯料，且通過擠壓溫度623～723K、擠壓比10∶1的擠壓成形進行固化成形。通過該擠壓成形，對粉末作用壓力剪斷，實現(xiàn)致密化和粉末間的結合。另外，即使是軋制法及鍛造法的成形，也會產(chǎn)生剪斷。
通過上述固化成形得到的鎂合金具有長周期層疊結構相的結晶組織。另外，上述粉末具有αMg相，且該αMg相具有層狀結構。另外，將長周期層疊結構相扭折。另外，上述粉末含有長周期層疊結構相和αMg相以外的其它化合物相。
根據(jù)上述實施方式8，可提供高強度高韌性的鎂合金。該鎂合金具有平均結晶粒徑為1μm以下的微細的結晶組織。
(實施例) 下面，對實施例進行說明。
(實施例1) 首先，在Ar氣體氛圍氣中通過高頻感應熔解，作為實施例1，制作Mg97Co1Y2合金鑄錠(鑄造物)、Mg97Ni1Y2合金鑄錠(鑄造物)、Mg97Cu1Y2合金鑄錠(鑄造物)，作為比較例，制作Mg97Fe1Y2合金鑄錠(鑄造物)，從這些鑄錠準備切出為ф29×65mm的形狀的擠壓坯料。
其次，對擠壓坯料進行擠壓加工。擠壓加工在623K、20分鐘的預備加熱后，以擠壓比10、擠壓溫度623K、擠壓速度2.5mm/秒進行。
(鑄造材料的組織觀察) 通過SEM、TEM進行鑄造材料的組織觀察。圖1(A)～(C)及圖2表示這些結晶組織的照片。圖1(A)是Mg97Co1Y2合金的鑄造材料的SEM照片，圖1(B)是Mg97Ni1Y2合金的鑄造材料的SEM照片，圖1(C)是Mg97Cu1Y2合金的鑄造材料的SEM照片。圖2是表示Mg97Cu1Y2合金的鑄造材料的長周期層疊結構相的TEM照片和來自[1120]的電子線衍射圖案的圖。
不對比較例的Mg97Fe1Y2合金的鑄造材料進行長周期層疊結構相的觀察。與之相對，如圖1(A)所示，對實施例1的Mg97Co1Y2合金的鑄造材料，除化合物相之外觀察表示長期層疊結構相的形狀的層狀組織。另外，如圖1(B)、(C)所示，對Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金的各鑄造材料顯著觀察形成長周期層疊結構相的形成的層狀組織，且對Mg97Cu1Y2合金以最高的體積分率觀察長周期層疊結構相。
從圖2所示的電子線衍射圖像確認了利用Mg97Cu1Y2合金觀察的長周期層疊結構相為與Mg-Zn-Y系合金相同的18R類型。
(維氏硬度試驗) Mg97Cu1Y2合金的擠壓材料的維氏硬度為87HV0.5。另外，Mg97Ni1Y2合金的擠壓材料的維氏硬度為90.1HV0.5。另外，Mg97Co1Y2合金的擠壓材料的維氏硬度為81HV0.5。另外，Mg97Fe1Y2合金的擠壓材料的維氏硬度為77.6HV0.5。
圖3是表示實施例1及比較例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的擠壓材料在室溫下的抗拉試驗結果的圖。另外，圖1表示實施例1的擠壓材料在室溫下的抗拉試驗結果(YS屈服強度、UTS抗拉強度、拉伸率(％))、硬度Hv。
表1Mg-X-Y室溫抗拉試驗結果
如圖3及表1所示，未形成長周期層疊結構相的Mg97Fe1Y2合金只有較低的強度。另一方面，形成長周期層疊結構相的Mg97Co1Y2合金、Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金具有屈服強度(YS)分別高達315MPa、293MPa、276MPa的強度。長周期層疊結構相的形成量多的Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金具有12％以上這樣良好的延展性，但由于化合物存在，因此Mg97Co1Y2合金只有較低的延展性。
圖4是表示實施例1及比較例的Mg97X1Y2(X＝Fe、Co、Ni、Cu)合金的擠壓材料的473K下的抗拉試驗結果的圖。另外，表實施例1的擠壓材料的473K下的抗拉試驗結果(YS屈服強度、UTS抗拉強度、拉伸率(％))。
表2Mg-X-Y高溫抗拉試驗結果試驗溫度473K
如表2所示，Mg97Co1Y2合金具有屈服強度高達269MPa的高溫強度，但與室溫強度相比，該高溫強度稍低。另一方面，Mg97Ni1Y2合金及Mg97Cu1Y2合金的室溫強度和高溫強度差較小，即使在高溫域也能夠維持高的強度。由此，確認了對長周期層疊結構相在高溫域的機械性能的提高、即高強度、高延展性有大的幫助。
(實施例2) 首先，在Ar氣體氛圍氣中通過高頻感應熔解，作為實施例2，制作Mg85Cu6Y9合金的鑄造物、Mg85Ni6Y9合金的鑄造物。
其次，對上述鑄造材料進行熱軋。熱軋是在200℃、30分鐘的預備加熱后以軋制率50～70％、軋制溫度250～400℃進行的。
(鑄造材料的組織觀察) 通過SEM、TEM進行鑄造材料的組織觀察。圖17～圖122表示這些結晶組織的照片。圖7是Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料的SEM照片，圖8是Mg85Ni6Y9合金的鑄造材料的SEM照片，圖9是Mg85Co6Y9合金的鑄造材料的SEM照片。圖10是表示Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料的長周期層疊結構相的TEM照片。圖11是表示Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料中生成的18R型長周期層疊結構相的衍射圖形的圖。圖12是表示Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料中生成的10H型長周期層疊結構相的衍射圖形的圖。
如圖7～圖9所示，對實施例2的Mg85Cu6Y9合金、Mg85Ni6Y9合金、Mg85Co6Y9合金的各自的鑄造材料觀察了10～30μm程度的板狀的組織。該板狀組織為10H或18R型的長周期層疊結構相。圖7～圖9中的刻度條表示100μm。
從圖10及圖11所示的TEM照片及電子線衍射圖案在Mg85Cu6Y9合金中確認了18R型的長周期層疊結構相。另外，從圖12所示的電子線衍射圖案在Mg85Cu6Y9合金中確認了10H型的長周期層疊結構相。
另外，Mg85Ni6Y9合金、Mg85Co6Y9合金的各自的鑄造材料都被確認有18R型和10H型這兩種長周期測定結構相。
(維氏硬度試驗) 進行鑄造材料及熱軋材料的各自的維氏硬度試驗。
Mg85Cu6Y9合金的鑄造材料的維氏硬度為108HV0.5，Mg85Cu6Y9合金合金的熱軋材料的維氏硬度為150HV0.5。另外，Mg85Ni6Y9合金的鑄造材料的維氏硬度為110HV0.5，Mg85Ni6Y9合金的熱軋材料的維氏硬度為147HV0.5。另外，Mg85Co6Y9合金的鑄造材料的維氏硬度為105HV0.5，Mg85Co6Y9合金的熱軋材料的維氏硬度為138HV0.5。
如上所述，由于實施方式2的鑄造材料和熱軋材料具有高的硬度，故認為即使是實施例2的鎂合金也具有高強度。
(實施例3) (試樣的制作) (鑄造材料的制作) 使用電爐，邊使CO2氣體流入鐵制坩鍋內，邊將Mg合金熔解，并將其注入鐵制鑄模，進行鑄造材料試驗制作。詳細地說，進行各種材料的稱量，稱量后首先將Mg置入鐵制坩鍋內進行熔解。在Mg熔解后，加入添加元素，加熱到1123K并保持10分鐘。之后，用鐵棒進行攪拌，進行向鑄模中進行注入的作業(yè)。
(急冷材的制作) 使用電爐，邊使CO2氣體流入鐵制坩鍋內，邊將Mg合金熔解，并將其注入銅制鑄模，進行急冷材試驗制作。詳細地說，將鑄造材料置入鐵制坩鍋內，將Mg97X1Y2(X＝Cu、Ni)合金加熱到1123K并保持10分鐘，將Mg94X2Y4(X＝Cu、Ni)合金加熱到1098K并保持10分鐘，將Mg100-A-BXAYB(X＝Cu、Ni、A＝3～3.5、B＝6～7)合金加熱到1073K并保持10分鐘。之后，向水冷式銅鑄模中注入，進行急冷的作業(yè)。
(軋制材的制作) 對于Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金急冷材以623K熱軋至壓下率70％，進行軋制材試樣制作。利用氣體燃燒器加熱軋制輥，同時使其以8.6rpm旋轉，并將由電爐保持在623K的Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金急冷材進行軋制。
(抗拉試驗片的制作) 使用金屬絲放電加工機(三菱電機(株)制FA20)，基于JIS規(guī)格制作14B號的板狀試驗片?？估囼炂某叽鐬?，標點間距離為9.45mm、平行部長度為12.8mm、肩部半徑為15.0mm。加工后通過耐水研磨紙及拋光輪研磨器進行研磨。
(熱處理材的制作) 對制作好的Mg91X3Y6(X＝Cu、Ni)合金軋制材的抗拉試驗片進行矯直退火。使用電爐在大氣中將裝置材料以673K保持6h后馬上將其浸入水中進行急冷。
(Mg100-A-BXAYB(A＝1～3.5、B＝2～7)合金急冷材的機械特性) 對Mg100-A-BXAYB(A＝1～3.5、B＝2～7)合金急冷材在室溫下進行抗拉試驗。Mg97Cu1Y2合金急冷材在室溫下顯示，耐力(以下簡記為σ0.2)＝121MPa、抗拉強度(以下簡記為σB)＝215MPa、拉伸率(以下簡記為δ)＝14％。另外，對于Mg94Cu2Y4合金急冷材而言，σ0.2＝257MPa、σB＝257MPa、δ＝8％，與Mg97Cu1Y2合金相比，得知雖然拉伸率小但強度提高。另外，對于Mg91Cu3Y6合金急冷材而言，σ0.2＝257MPa、σB＝312MPa、δ＝6％，對于Mg90.5Cu3.25Y6/25合金急冷材而言，σ0.2＝277MPa、σB＝328MPa、δ＝5％，隨著任意的添加元素量的增加，拉伸率減小，但強度可能上升。但是，對于Mg89.5Cu3.5Y6合金急冷材而言，δ＝1％，在彈性域脆性地破斷，因此，強度也減小到σB＝221MPa。從以上結果得知，當Cu及Y的添加元素量增加時，長周期相增加，強度增加，但當增加元素量時，脆性破斷到σB＝328MPaMg89.5Cu3.5Y6合金。因此，得知通過對長周期相分散且復相化適宜量的MG，可提高延展性。
(Mg91Cu3Y6合金的軋制加工和機械特性) 急冷材的抗拉試驗的結果中，Mg91Cu3Y6合金是屈服強度257MPa、拉伸率6％這樣高的強度的具有適宜的延展性的合金，因此，對于Mg91Cu3Y6合金急冷材和其裝置材、進而軋制后的熱處理材，從室溫起在623K下進行抗拉試驗，調查軋制的機械特性。
(Mg91Cu3Y6合金急冷材的機械特性) Mg91Cu3Y6合金急冷材在室溫下表示耐力(以下簡記為σ0.2)＝257MPa、抗拉強度(以下簡記為σB)＝312MPa、拉伸率(以下簡記為δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝203MPa、σB＝250MPa、δ＝7％，在573K下σ0.2＝152MPa、σB＝192MPa、δ＝11％，另外，在598K下σ0.2＝109MPa、σB＝125MPa、δ＝34％，在623K下σ0.2＝61MPa、σB＝74MPa、δ＝100％。由此，隨著達到高溫，發(fā)現(xiàn)強度降低且拉伸率增加的傾向。另外，即使在523K這樣的高溫域，也能夠維持屈服強度為150MPa以上這樣高的值，得知Mg91Cu3Y6合金急冷材為即使在高溫下也具有高強度的合金。
(Mg91Cu3Y6合金的硬度) Mg91Cu3Y6合金軋制材的硬度為119HV0.5，與Mg91Cu3Y6合金急冷材的100HV0.5相比，硬度上升。另外，對于Mg91Cu3Y6合金熱處理材也進行硬度試驗，硬度為108HV0.5，認為通過熱處理減小硬度，將Mg及長周期相的應變緩和。
(Mg91Cu3Y6合金熱處理材的機械特性) 得知在進行軋制加工的狀態(tài)下，在材料內蓄積應變，其大致在彈性域破斷。因此，對于對Mg91Cu3Y6合金裝置材料以673K進行6h的矯直退火后的Mg91Cu3Y6合金熱處理材通過抗拉試驗調查機械強度。Mg91Cu3Y6合金熱處理材在室溫下顯示，耐力(以下簡記為σ0.2)＝412MPa、抗拉強度(以下簡記為σB)＝477MPa、拉伸率(以下簡記為δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝254MPa、σB＝284MPa、δ＝24％，在573K下σ0.2＝199MPa、σB＝223MPa、δ＝46％，另外，在598K下σ0.2＝105MPa、σB＝134MPa、δ＝69％，另外，在623K下σ0.2＝66MPa、σB＝81MPa，即使δ＝63％也不會破斷。由此，與急冷材的情況相同，隨著達到高溫，觀察到強度降低且拉伸率增加的傾向。對于熱處理材而言，在室溫下顯示屈服強度400MPa以上這樣非常高σ0.2。另外，在高溫域強度比急冷材的高，拉伸率比急冷材的大。這認為是，認為通過軋制加工而在急冷材存在的試樣內的鑄造缺陷(空洞)等材料缺陷被損害。而且，特別是在強度面，認為是由于長周期相的底面(0018)與軋制板面平行地形成有集合組織。在六方晶的情況下，在應變時的外力的方向相對于底面為平行或垂直時，由于作用在底面的剪斷力為0，故不會產(chǎn)生滑動應變，雖然沒有塑性變形，但強度提高，可制作也兼?zhèn)溥m宜的延展性的Mg合金。
(Mg90.5Cu3.25Y6.25合金軋制加工和機械特性) 對Mg91Cu3Y6合金進行軋制加工，并進行抗拉試驗，得知其在室溫下顯示屈服強度超過400MPa的高的強度，且拉伸率也具有6％這樣非常優(yōu)良的特性。要制造更高強度的合金，考慮對強度比Mg91Cu3Y6合金的高且拉伸率也具有4.6％這樣某種程度的延展性的Mg90.5Cu3.25Y6.25合金實施軋制加工。因此，制作Mg90.5Cu3.25Y6.25合金急冷材，并對實施了軋制加工的試樣進行抗拉試驗，調查機械特性。
(Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材的機械特性) 對制作好的Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材以室溫～632K進行抗拉試驗，調查機械特性。表3表示結果。在室溫下顯示的是，耐力(以下簡記為σ0.2)＝448MPa、抗拉強度(以下簡記為σB)＝512MPa、拉伸率(以下簡記為δ)＝6％。另外，表示的是，在523K下σ0.2＝342MPa、σB＝375MPa、δ＝25％，在573K下σ0.2＝228MPa、σB＝245MPa、δ＝44％，在598K下σ0.2＝177MPa、σB＝189MPa、δ＝47％，另外，在623K下σ0.2＝54MPa、σB＝61MPa、δ＝143％。該值為與Mg91Cu3Y6合金處理材料相比強度大，且延展性為相同長度或比其稍低的值。這認為是長周期相的面積率增加、和軋制造成的加工率增加所引起的。
另外，與Mg91Cu3Y6合金熱處理材相同，觀察到，隨著達到高溫，有強度降低且拉伸率增加的傾向。對于熱處理材而言，在室溫下顯示σ0.2＝448MPa這樣的值，且由于σB超過500MPa，故Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材是具有超過Mg91Cu3Y6合金熱處理材的非常高的強度，并且兼具適宜的延展性的材料。
圖13表示Mg91Cu3Y6合金熱處理材的TEM照片及電子衍射圖案。根據(jù)圖13，組織為Mg粒子和長周期相的2相狀態(tài)。另外，可知在長周期產(chǎn)生組織的彎曲(彎曲)，認為這也對高強度化有幫助。認為圖13的組織雖然是Mg91Cu3Y6合金熱處理材，但Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材也是相同的。
表3Mg90.5Cu3.25Y6.25(X＝Cu、Zn、Ni)合金軋制熱處理材的機械特性
表3表示本實施例中制作的合金的機械特性。得知，在室溫下，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材、Mg90.5Ni3.25Y6.25合金合金熱處理材在相對強度方面超過A7075-T6(A7075Al-1.2％Cu-6％Zn-2％Mg-0.25％Cr-0.25％Mn、T6溶體化處理后、人工時效效果處理后的狀態(tài))，稍微接近Ti-6Al-4V，但非常高。另外，Mg90.5Zn3.25Y6.25合金熱處理材的相對強度也超過商用化的已有的鎂合金。對于523K下的相對強度，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材、Mg90.5Zn3.25Y6.25合金熱處理材、Mg90.5Ni3.25Y6.25合金熱處理材的任一合金也超過耐熱鎂合金WE54A-T6(WE54AMg-5％Y-4％RE、T6溶體化處理后、人工時效效果處理后的狀態(tài))、耐熱鋁合金A2219-T81(A2219Al-6％Cu0.3％Mn-0.5％Zr、T81溶體化后實施1％的冷軋，并進行了人工時效效果處理后的狀態(tài))的強度，另外，即使在598K下，耐力也為100MPa以上，確保了高強度。在623K下，Mg90.5Ni3.25Y6.25合金熱處理材維持耐力100MPa以上的高強度，Mg90.5Cu3.25Y6.25合金熱處理材顯示143％這樣高的延展性。
自以上的結果可以說，本實施例重制作的Mg-TM(TM＝遷移金屬)-Y合金是在室溫～高溫度域具有高的相對強度的Mg合金。
上述實施例3的合金“板材”的高強度的理由認為是由于，通過進行熱軋，從而Mg及長周期相的(001)及(0018)面在板面平行地定向(集合組織化)，因此，相對于拉伸方向難以變形。未定向的急冷材的抗拉試驗結果顯示抗拉強度高達300MPa以上的強度。這是長周期其自身仍然顯示強度高的結果。使用了銅鑄模的急冷效果也有助于稍微的高強度化。而且，通過進行熱軋進行集合組織化，認為進一步變強。在高溫下也強的理由是由于，長周期相其自身在高溫下強；即使以400℃進行6小時熱處理，由于集合組織殘留故與室溫相同，實現(xiàn)高強度化。軋制后的熱處理非常重要，當不進行該熱處理時，不能提高室溫下的延伸。室溫下的延伸為通過進行熱處理Mg恢復、再結晶化而產(chǎn)生的現(xiàn)象。雖然Mg恢復，但長周期相其自身如上所述在400℃下的熱處理后也被集合組織化而殘留，因此，這對高強度化有大的幫助。
(實施例4) 首先，在Ar氣體氛圍氣中通過高頻感應熔解，制作具有表4、表5及表6分別表示的組成的鑄錠(鑄造材料)，并從這些鑄錠準備切出為ф29×65mm的形狀的擠壓坯料。
其次，對擠壓坯料進行擠壓加工。擠壓加工在進行了623K、20分鐘的預加熱后以表4～表6所示的擠壓比、擠壓溫度、擠壓速度進行。其次，對進行了該擠壓加工的擠壓材料以表4～表6所示的溫度進行抗拉試驗，表4～表6表示其結果。
如表4～表6所示，形成長周期層疊結構相的鎂合金具有高的屈服強度。
另外，本發(fā)明不限于上述的實施方式及實施例，在不脫離本發(fā)明宗旨的范圍內可實施各種變更。
表4
表5
表6

權利要求
1、一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
2、如權利要求1所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述高強度高韌性鎂合金具有長周期層疊結構相。
3、如權利要求2所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述高強度高韌性鎂合金具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
4、如權利要求2或3所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述高強度高韌性鎂合金具有化合物相。
5、如權利要求1～4中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，高強度高韌性鎂合金為鎂合金鑄造物，對所述鎂合金鑄造物實施有熱處理。
6、如權利要求5所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述高強度高韌性鎂合金是對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工的塑性加工物。
7、一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，制造含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)的鎂合金鑄造物，通過切削所述鎂合金鑄造物，制作片形狀的鑄造物，且通過塑性加工使所述鑄造物固化的塑性加工物具有長周期層疊結構相，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
8、一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，制作含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)的鎂合金鑄造物，且對所述鎂合金鑄造物進行了塑性加工后的塑性加工物具有長周期層疊結構相，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
9、如權利要求7或8所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，對所述鎂合金鑄造物實施有熱處理。
10、如權利要求7～9中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，對所述塑性加工物實施有熱處理。
11、如權利要求6～10中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述塑性加工物具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
12、如權利要求6～11中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述塑性加工物具有化合物相。
13、如權利要求6～12中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述塑性加工是進行軋制、擠壓、ECAE、拉拔加工、鍛造、沖壓、轉造、彎曲、FSW加工及它們的反復加工中的至少之一的加工。
14、如權利要求6～13中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述塑性加工至少一次的相當應變量為0～5但不含0。
15、一種高強度高韌性鎂合金，其特征在于，形成含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)的組成的液體，并將所述液體急冷使其凝固，用如此得到的粉末、薄帶或細線構成高強度高韌性鎂合金，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
16、如權利要求15所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述粉末、薄帶或細線具有長周期層疊結構相的結晶組織。
17、如權利要求16所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述粉末、薄帶或細線具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
18、如權利要求16或17所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述粉末、薄帶或細線具有化合物相。
19、如權利要求16～18中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，以對所述粉末、薄帶或細線附加剪斷的方式固化。
20、如權利要求2～14、16～19中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述長周期層疊結構相被扭折。
21、如權利要求1～20中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述Mg中含有c原子％的Zn，所述a和c滿足下述式(4)，
(4)0.2＜a+c≤15。
22、如權利要求21所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述a和c還滿足下述式(5)，
(5)c/a≤1/2。
23、如權利要求1～21中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述Mg中含有合計d原子％的從La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu中選出的至少一種元素，所述b和d滿足下述式(6)，
(6)0.2＜b+d≤15。
24、如權利要求23所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述b和d還滿足下述式(7)，
(7)d/b≤1/2。
25、如權利要求1～24中任一項所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述Mg中含有合計e原子％的從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Mo中選出的至少一種元素，e滿足下述式(8)，
(8)0＜e≤2.5。
26、如權利要求25所述的高強度高韌性鎂合金，其特征在于，所述e和a和b和d還滿足下述式(9)，
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2。
27、一種高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，包括
制造含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)的鎂合金鑄造物的工序；
通過對所述鎂合金鑄造物進行塑性加工制作塑性加工物的工序，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
28、如權利要求27所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，在制作所述鎂合金鑄造物的工序和制作所述塑性加工物的工序之間還包括切削所述鎂合金鑄造物的工序。
29、如權利要求27或28所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述鎂合金鑄造物具有長周期層疊結構相。
30、如權利要求27～29中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有長周期層疊結構相。
31、如權利要求29或30所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有αMg相，所述αMg相具有層狀結構。
32、如權利要求29～31中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工物具有化合物相。
33、如權利要求29～32中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述長周期層疊結構相被扭折。
34、如權利要求27～33中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，在制作所述鎂合金鑄造物的工序之后還包括對所述鎂合金鑄造物實施熱處理的工序。
35、如權利要求27～34中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，在制作所述塑性加工物的工序之后還包括對所述塑性加工物實施熱處理的工序。
36、如權利要求27～35中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工是進行軋制、擠壓、ECAE、拉拔加工、鍛造、沖壓、轉造、彎曲、FSW加工及它們的反復加工中的至少之一的加工。
37、如權利要求27～36中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述塑性加工至少一次的相當應變量為0～5但不含0。
38、如權利要求27～37中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有c原子％的Zn，所述a和c滿足下述式(4)，
(4)0.2＜a+c≤15。
39、如權利要求38所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述a和c還滿足下述式(5)，
(5)c/a≤1/2。
40、如權利要求27～39中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有合計d原子％的從La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Yb及Lu中選出的至少一種元素，且所述b和d滿足下述式(6)，
(6)0.2＜b+d≤15。
41、如權利要求40所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述b和d還滿足下述式(7)，
(7)d/b≤1/2。
42、如權利要求27～41中任一項所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述Mg中含有合計e原子％的從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Mo中選出的至少一種元素，且所述e滿足下述式(8)，
(8)0＜e≤2.5。
43、如權利要求42所述的高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，所述e和a和b和d還滿足下述式(9)，
(9)e/(a+b+c+d)≤1/2。
44、一種高強度高韌性鎂合金的制造方法，其特征在于，形成具有下述組成的液體，并將所述液體急冷使其凝固，由此形成粉末、薄帶或細線，以對所述粉末、薄帶或細線附加剪斷的方式固化，
所述液體的組成為含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的從Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm中選出的至少一種元素，a和b滿足下述式(1)～(3)，
(1)0.2≤a≤10
(2)0.2≤b≤10
(3)2/3a-2/3＜b。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強度高韌性鎂合金及其制造方法，對于鎂合金放大后的用途，強度及韌性都處于供實用的水平。本發(fā)明的高強度高韌性鎂合金含有合計a原子％的Cu、Ni及Co中至少一種金屬，含有合計b原子％的選自Y、Dy、Er、Ho、Gd、Tb及Tm構成的組中的至少一種元素，且a和b滿足下述式(1)～(3)。(1)0.2≤a≤10；(2)0.2≤b≤10；(3)2/3a-2/3＜b。
文檔編號C22C23/00GK101405417SQ20078000952
公開日2009年4月8日 申請日期2007年3月20日 優(yōu)先權日2006年3月20日
發(fā)明者河村能人, 山崎倫昭, 糸井貴臣, 廣橋光治 申請人:國立大學法人熊本大學, 國立大學法人千葉大學