WO2006036033A1

WO2006036033A1 - 高強度高靭性金属及びその製造方法

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Publication number: WO2006036033A1
Application number: PCT/JP2005/018591
Authority: WO
Inventors: Yoshihito Kawamura; Michiaki Yamasaki
Original assignee: Yoshihito Kawamura; Michiaki Yamasaki
Priority date: 2004-09-30
Filing date: 2005-09-30
Publication date: 2006-04-06
Also published as: CN101027420A; EP1816224A1; US20070169859A1; US20150023836A1; EP1816224B1; JP4139841B2; US20160355917A1; CN101027420B; JPWO2006036033A1; EP1816224A4

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金属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金属は、ｈｃｐ構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金からなり、前記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。前記マグネシウム合金は、Ｚｎをａ原子％含有し、Ｇｄをｂ原子％含有し、残部がＭｇから成る。

Description

高強度高靭性金属及びその製造方法 1. 技術分野

本発明は、高強度高靱性金属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明

度高靭性金属及びその製造方法に関する。 2. 背景技術書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。高強度高靭性金属の製造のために従来から材料面及び製法面から種々検討されている。

製法面では、ナノ結晶化の促進のために、急冷凝固粉末冶金 (RS-P/ M) 法が開発され、鎵造材の約 2倍の 40 OMP a程度の強度のマグネシゥム合金が得られるようになった。

マグネシウム合金として、 Mg— A 1系、 Mg—A l—Z n系、 Mg— T h_Z n系、 Mg— Th— Z n— Z r系、 Mg— Z n— Z r系、 Mg— Z n 一 Z r— RE (希土類元素）系等の成分系の合金が知られている。これらの組成を有するマグネシウム合金を鎳造法で製造しても十分な強度が得られない。前記組成を有するマグネシウム合金を前記 RS— P/M法で製造すると铸造法で製造する場合より高強度にはなるが依然として強度が不十分であつたり、強度が十分でも靭性（延性）が不十分で、高強度及ぴ高靭性を要求される用途には使用し難いという欠点があった。

これらの高強度及ぴ高靭性を有するマグネシウム合金として、 Mg— Z η -RE (希土類元素）系合金が提案されている（例えば特許文献 1、 2及び [特許文献 1〕特許 3238516号公報（図 1 )

[特許文献 2] 特許 2807374号公報

[特許文献 3] 特開 2002— 256370号公報（特許請求の範囲、実施例）

3. 発明の開示

しかしながら、従来の Mg— Z n— RE系合金では、例えばアモルファス状の合金材料を熱処理し、微細結晶化して高強度のマグネシウム合金を得ている。そして前記アモルファス状の合金材料を得るためには相当量の亜鉛と希土類元素が必要であるという先入観があり、亜鉛と希土類元素を比較的多量に含有するマグネシゥム合金が使用されている。

特許文献 1及び 2では高強度及ぴ高靭性が得られたと記載されているが、実際に強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルに達している合金は殆ど無レ、。更に現在ではマグネシウム合金の用途が拡大して、従来の強度及び靭性では不十分で、より以上の強度及ぴ靱性を有するマグネシウム合金が要請されている。 '

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髙靭性金属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金属は、 h e p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシゥム合金からなり、

前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2H構造を有する Mgとラメラ状に存在することを特徴とする。

本発明に係る高強度高靭性金属は、マグネシウム合金に塑性加ェを行った後の塑性加工物は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2 H構造を有する M gとラメラ状に存在することを特徴とする。

また、本発明に係る高強度高靱性金属において、前記ラメラ状に存在するラメラ組織の少なくとも一部が湾曲又は屈曲していることが好ましい。尚、ラメラ組織とは、長周期積層構造相と 2 H構造を有する M g相とが交互に積層された組織である。

本発明に係る高強度高靭性金属は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金からなり、

前記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ことを特徴とする。

尚、本明細書においてマグネシウム合金とは、マグネシウムを主成分とする合金を意味する。

本発明に係る高強度高靭性金属は、マグネシゥム合金に塑性加工を行つた後の塑性加工物は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記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ことを特徴とする。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記塑性加工前のマグネシゥム合金は、湾曲又は屈曲のない長周期積層構造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金属において、前記長周期積層構造相の湾曲又は屈曲している領域がランダム粒界を含むことが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記 h e p構造マグネシゥム相の転位密度に比べて長周期積層構造相の転位密度が少なくとも 1桁小さいことが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシゥム合金は、

Z nを a原子％含有し、 Yを b原子。 /₀含有し、 aと bは下記式（ 1 ) 〜（ 3 ) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n及ぴ Y 以外の残部は M gであることが好ましい。 (1) 0. 5≤ a≤ 5. 0

(2) 1. 0≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシゥム合金は、 Z nを原子％含有し、 Dy、 H o及ぴ E rからなる群かち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) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 D y、 H o及び E r以外の残部は M gであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 Dy、 H o及び E r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). を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Dy、 H o及び E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

( 1 ) 0'. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Y、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ L uからなる群から選択される少なくとも 1種を合計で y原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ y≤ 4. 8

(5) 0. 2≤b + y≤ 5. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に

Yb、 Tb、 Sm及ぴ N d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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 2≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ Nd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、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) Ο'. 2≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子％含有し、 Yを b原子。 /₀含有し、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n及び Y 以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

Z nを a原子％含有し、 Dy、 H o及び E r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) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 D y、 Ho及ぴ E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシゥム合金は、 Z nを a原子％含有し、 Dy、 H o及ぴ E r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) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 D y、 H o及ぴ E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. l≤ a≤ 3. 0

(2) 0. l≤b≤5. 0

( 3 ) 2 a - 3≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Y、 G d、 Tb、 Tm及ぴ Luからなる群から選択される少なくとも 1種元素を合計で y原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。 .

(4) 0≤ y≤ 4..9

(5) 0. 1≤ b + y≤ 5. 0 .,

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Y b、 Sm及ぴ N d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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0 (5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金は、 ∑ 11を3原子％含有し、 Gd、 Tb、 Τκι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 b原子％含有し、 aと bは下記式（1) 〜 (3) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n 及ぴ G d以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) Ο'. 5 a - 0. 5≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金馬において、前記マグネシゥム合金は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 Gd、 Tb、 T m及ぴ 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 b原子％含有し、 aと bは下記式（1) 〜 (3) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n 及び G d以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 5≤b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 cは下記式（4)及び（5) を満たすことも可能である。 (4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

また、 .本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 5≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金は、 ∑ 11を&原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm及ぴ L uからなる群から選択きれる少なくとも 1種の元素を合計で 13原子％含有し、 aと bは下記式（1) 〜 (3)を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z η、 G d、 Tb、 Tm及ぴ L u以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 25≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

Z nを &原子％含有し、 G cl、 Tb、 Tm及ぴ 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 1)原子％含有し、 aと bは下記式（1) 〜

(3) を満たすことも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n G d、 Tb、 Tm及ぴ L u以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 25≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Y 、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 cは下記式 (4) 及ぴ（5) 'を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に Yb、 Srr^及び Nd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 c原子。 /₀含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 25≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に D y、 H o及び E r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 0原子。 /₀超 1. 5原子％以下含有することも可能である。

Yを合計で 0原子％超 1. 0原子％以下含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金属において、前記マグネシウム合金は、

G d、 Tb、 Tm及ぴ 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 3原子％未満含有することが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシゥム合金は、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を铸造時の原料の一部に用いて形成され、前記マグネシゥム合金中の希土類元素の合計含有量が 6. 0原子％以下であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金に A l、 T h C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及び C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 0原子。 /₀超 2. 5原子％以下含有することも可能である。

また、本発明に係る高強度高靱性金属において、前記マグネシウム合金は

Mgと希土類元素の化合物、 Mgと Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及ぴ Mgと Z n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ることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記マグネシウム合金の結晶粒径が 1 00-nm以上 500 μ m以下であることが好ましい。

本発明に係る高強度高靭性金属は、一般式で、 Mg ₍₁。。― _x— _y) Y_XZ n_y (1 < χ< 5、 0. 3<y< 6 ; x、 yはいずれも原子⁰ /o) の組成を有し、平均結晶粒径が 1 μ m以下の結晶組織を有する高強度高靭性金属であって、前記 Mg ₍₁。。__x__y) Y_XZ n_yは、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を出発原料の一部に用いて形成され、液体から急速に凝固された粉末、薄帯又は細線を、せん断が付加されるように固化することで形成されたことを特徴とする。また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記希土類合金は、 Y、

G d、 Tb、 D y、 Ho、 E r、 T m及ぴ 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 50原子％以上含有するとともに Y、 G d、 Τ b、 Dy、 Ho、 E r、 T m及び L u以外の希土類元素を合計で 50原子。 /₀ 未満含有することが好ましい。

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2 H構造を有する Mgとラメラ状に存在するマグネシウム合金を準備する工程と、 - 前記マグネシウム合金に塑性加ェを行うことにより、前記ラメラ状に存在するラメラ組織を保持した塑性加工物を作る工程と、

を具備することを特徴とする。

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法は、 h e p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより、前記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た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、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を'準備する工程は、 ∑ 11を&原子％含有し、 Yを 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錡造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n及び Y以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 5≤ a≤ 5. 0

(2) 1. 0≤ b≤ 5. 0

( 3 ) 0. 5 a≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを a原子％含有し、 Dy、 110及ぴ£ 1：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铸造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Dy、 H o及び E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a— 0. 5≤ b

尚、前記 Y、 D y、 Ho及び E rそれぞれは、マグネシウム合金铸造物に長周期積層構造相の結晶組織を形成する希土類元素である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 ∑ 1 を_&原子％含有し、 Dy、 1¾ 0及ぴ£で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錄造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Dy、 H o及び E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Y、 G d、 Tb、 Tm及び L uからなる群から選択される少なくとも 1種を合計で ₇原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ y≤ 4. 8

(5) 0. 2≤ b + y≤ 5. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子。 /o含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

また、. 本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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、 L a、 C e、 P r、 Eu及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 2≤b + c + d≤ 6. 0

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2H構造を有する Mgとラメラ状に存在するマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作る工程と、

前記切削物に塑性加工による固化を行うことにより、前記ラメラ状に存在するラメラ耝織を保持した塑性加工物を作る工程と、

を具備することを特徴とする。

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法は、 h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシウム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作るェ程と、

前記切削物に塑性加工による固化を行うことにより、前記長周期積層構造相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲ざせた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、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 Yを 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鎵造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n及ぴ Y以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを a原子％含有し、 Dy、 Ho及び E r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錶造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Dy、 H o及ぴ E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1 ) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. l≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 Dy、：《₀及ぴ£ ]：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錶造物を作る工程であることも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Dy、 H o及び E r以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b また、本発明に係る高強度高靱性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Y、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ 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 7原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ y≤ 4. 9

(5) 0. 1≤ b + y≤ 5. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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、 cは下記式（4) 及ぴ（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 Eu及び Mm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。 /₀含有し、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm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 b原子。 /₀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であり、

前記マグネシゥ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に熱処理を施す工程をさらに具備することも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ L u以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a -0. 5≤b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備す δ工程は、 Ζ ηを &原子％含有し、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ 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 b原子。 /₀含有し、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすマグネシウム合金鐯造物を作る工程であり、

前記マグネシゥム合金铸造物を作る工程と前記塑性加ェ物を作る工程との間に、前記'マグネシウム合金に熱処理を施す工程をさらに具備することも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 Gd、 Tb、 Tm及び L u以外の残部は M gであることが好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b .

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及び N d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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0 また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及ぴ（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

( 5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度髙靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Y b、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5) 0≤ d≤ 2. 0

( 6 ) 0. 5≤ b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 ∑ 11を_&原子％含有し、 G d、 T b、 Tm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 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であり、

前記マグネシウム合金铸造物を作る工程と前記チップ形状の切削物を作る工程との間又は前記チップ形状の切削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に熱処理を施す工程をさらに具備することも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 G d、 T b、 Tm及ぴ L u以外の残部は Mgであることが好ましい。

( 1 ) 0. l ≤ a≤ 5. 0

( 2) 0. 2 5≤ b≤ 5. 0

( 3 ) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm及ぴ 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铸造物を作る工程であり、

前記マグネシゥム合金铸造物を作る工程と前記チップ形状の切削物を作る工程との間又は前記チップ形状の切削物を作る工程と前記塑性加工物を作る工程との間に、前記マグネシゥム合金に熱処理を施す工程をさらに具備することも可能である。尚、前記マグネシウム合金における Z n、 G d、 Tb、 Tm及び L u以外の残部は Mgであることが好ましい。

(1) 0. l≤ a≤3. 0

(2) 0. 25≤b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及ぴ Nd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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に Yb、 Sm及び N d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、 L a、 C e、 P r、 Eu及び Mm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。 /₀含有し、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6 ) 0. 25≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靱性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金は、 G d、 Tb、 Tm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 3原子。未満含有することが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Yb、 Sm及び N d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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすマグネシウム合金鎵造物を作る工程であること可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 cは下記式 (4) 及び（5) を満たすマグネシウム合金錄造物を作る工程であることも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. l≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 c原子。 /₀含有し、 cは下記式 (4) 及び（5) を満たすマグネシウム合金錶造物を作る工程であることも可能である。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高軔性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 Eu及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程であることも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 L a、 e、 P r、 Eu及び Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすマグネシウム合金錄造物を作る工程であることも可能である。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0'. l≤b + c + d≤ 6. 0

また、本発明に係る高強度高靱性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 A l、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及ぴ Cからなる群から選択される少なぐとも 1種の元素を合計で 0原子％超 2. 5原子％以下含有するマグネシウム合金铸造物を作る工程であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に熱処理を施す工程は、 300°C以上 550°C以下で 1 0分以上 24時間未満の熱処理条件で前記マグネシウム合金に熱処理を施す工程であることが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金鏡造物を作る工程は、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を鎵造時の原料の一部に用いて作られ、前記マグネシウム合金铸造物中の希土類元素の合計含有量が 6 . 0原子％以下であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行う前のマグネシウム合金の結晶粒径が 1 0 0 n m以上 5 0 0 m以下であることが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行った後のマグネシウム合金における h c p構造マグネシウム相の転移密度は長周期積層構造相の転位密度に比べて 1桁以上大きいことが好ましい。また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシゥム合金に塑性加工を行う際の温度条件は 2 5 0 °C以上であることが好ましレ、。温度条件が 2 5 0 °C未満であると塑性加工が困難なためである。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 E C A E、引抜加工及び鍛造、これらの繰り返し加工、. F S W加工のうちの少なくとも一^ 3を行うものであることも可能である。尚、 Mm (ミッシュメタル）とは、 C e及び L aを主成分とする複数の希土類元素の'混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素である S mや N dなどを精鍊除去した後の残渣であり.、その組成は精鍊前の鉱石の組成に依存する。

また、本発明に係る高強度高靱性金属においては、前記マグネシウム合金に A 1、 T h、 C a、 S i、 M n、 Z r、 T i、 H f 、 N b、 A g、 S r、 S c、 B及ぴ C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 0原子％超 2 . 5原子％以下含有することも可能である。これにより、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。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は 5 %以上が好ましく、より好ましくは 1 0 %以上である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属においては、前記長周期積層構造の結晶組織の結晶粒径が 1 0 0 nm以上 5 0 0 μ m以下であることが好ましい。また、本発明に係る高強度高靭性金属においては、前記塑性加工物は、 M gと希土類元素の化合物、 Mgと Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及ぴ M gと Z nと希土類元素の化合物からなる析出物群から選^される少なくとも 1種類の析出物を有することも可能である。尚、前記析出物の合計体積分率は 0 %超 4 0 %以下であることが好ましい。また、前記塑性加工物は h e 一 M gを有する。

また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 E CAE、引抜加工及ぴ鍛造のうちの少なくとも一つを行うものであることも可能である。

また、前述した Y b、 S m、 N d及ぴ G dそれぞれは、それらと Mgと Z nの 3元合金では、前記マグネシウム合金錶造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限があるものである。また、前述した L a、 C e、 P r、 E ti及び Mmそれぞれは、それらと M gと Z nの 3元合金では、前記マグネシウム合金鎵造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限が殆ど無いものである。

上記の本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法によれば、マグネシゥム合金铸造物に塑性加工を行うことにより、塑性加工後の塑性加工物の硬さ及ぴ降伏強度を塑性加工前の铸造物に比べて向上させることができる。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法においては、前記マグネシゥム合金铸造物を作る工程と前記塑性加工物を作る工程の間に、前記マグネシゥム合金錄造物に均質化熱処理を施す工程を追加しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 4 0 0 °C〜 5 5 0 °C、処理時間が 1分〜 1 5 0 0分であることが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法においては、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追加しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 1 5 0°C〜4 5 0°C、処理時間が 1分〜 1 500分であることが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 ECAE、引抜加工及ぴ鍛造のうちの少なくとも一つを行うものであることも可能である。つまり、前記塑性加工は、圧延、押出し、 ECAE、引抜加工及ぴ鍛造のうち単独でも組み合わせでも可能である。また、本発明に係る高強度高靭性金属において、前記塑性加工を行って塑性加工物を作る工程は、前記マグネシウム合金鎳造物を押出しにより固化した塑性加工物を作る工程であり、押出し温度が 250°C以上 500°C以下、押出しによる断面減少率が 5%以上であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行って塑性加工物を作る工程は、前記マグネシウム合金錄造物を圧延により固化した塑性加工物を作る工程であり、圧延温度が 250°C以上 500°C 以下、圧下率が 5%以上であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行って塑性加工物を作る工程は、前記マグネシウム合金铸造物を E CAE により固ィヒした塑性加工物を作る工程であり、前記 E C A Eを行う際の温度が 250°C以上 500°C以下、 E CAEのパス回数が 1パス以上であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行って塑性加工物を作る工程は、前記マグネシウム合金铸造物を引抜加工により固化した引抜加工物を作る工程であり、前記引抜加工を行う際の温度が 250°C以上 500°C以下、前記引抜加工の断面減少率が 5 %以上であることも可能である。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工を行って塑性加工物を作る工程は、前記マグネシウム合金錄造物を鍛造により固化した鍛造物を作る工程であり、前記鍛造を行う際の温度が 250°C以上 500°C以下、前記鍛造の加工率が 5%以上であることも可能である。また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法においては、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行う工程をさらに具備することも可能である。これにより、熱処理後の塑性加工物の硬さ及び降伏強度を熱処理前に比べてさらに向上させることができる。

また、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記塑性加工物に熱処理を行う際の熱処理温度は 150°C以上 450°C以下であり、熱処理時間は 1分以上 1 500分以下であることが好ましい。

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記マグネシウム合金鎳造物は、 A l、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 A g、 S r、 S c、 B及び C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 0原子％超 2. 5原子％以下含有することも可能である。

本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法は、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を出発原料の一部として用い、一般式で、 Mg _{0 0}一 — _y) Y_XZ n_y ( 1 < xく 5、 0. 3く y< 6 ; x、 yはいずれも原子％) の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、本発明に係る高強度高靭性金属の製造方法において、前記希土類合金は、 Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 E r、 Tm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 50原子。 /₀以上含有するとともに Y、

Gd、Tb、Dy、Ho、 E r、 Tm及ぴ L u以外の希土類元素を合計で 50原子％未満含有することが好ましい。

また、本発明に係る高強度高靱性金属において、前記長周期積層構造相が濃度変調を有することも可能である。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。

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靱性金属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は、実施例 1、比較例 1及び比較例 2それぞれの鎳造材の結晶組織を示す写真である。

図 2は、実施例 2 4それぞれの铸造材の結晶組織を示す写真である。図 3は、実施例 5 7それぞれの铸造材の結晶組織を示す写真である。図 4は、実施例 8及び 9それぞれの鎵造材の結晶組織を示す写真である。図 5は、実施例 1 0 1 2それぞれの铸造材の結晶組織を示す写真である。図 6は、比較例 3 9それぞれの鎳造材の結晶組織を示す写真である。図 7は、参考例の鏺造材の結晶組織を示す写真である。.

図 8は、本発明の実施の形態 1によるマグネシウム合金の組成範囲を示す図である。

図 9は、本発明の実施の形態 7によるマグネシゥム合金の組成範囲を示す図である。

図 1 0は、実施例 1 3の鎵造材の結晶組織を示す写真である。

図 1 1は、実施例 2 9の铸造材の結晶組織を示す写真である。

図 1 2は、熱処理を行っていない鏡造材の結晶組織を示す写真である。図 1 3は、铸造材を 2 0 0 °Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。

図 1 4は、铸造材を 3 0 0 °Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。

図 1 5は、铸造材を 5 0 0 °Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。

図 1 6 ( a ) は、実施例 7 3の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 1 6 ( b ) は、実施例 7 3の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。

図 1 7 ( a ) は、実施例 6 6の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 1 7 (b) は、実施例 66の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。

図 18 (a) は、実施例 67の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 18' (b) は、実施例 67の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。

図 19 (a) は、実施例 68の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり ·、図 19 (b) は、実施例 68の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。

図 20は、実施例 66の結晶組織の S EM写真である。

図 21は、実施例 67の結晶組織の SEM写真である。

図 22は、実施例 68の結晶組織の S EM写真である。 _

図 23は、実施例 73の結晶組織の S EM写真である。

図 24は、本発明の実施の形態 13によるマグネシウム合金の組成範囲を示す図である。

図 25は、本発明の実施の形態 14によるマグネシウム合金の組成範囲を示す図である。

図 26は'、 Mg— Z n— Gd系錡造押出し材の X線回折パターンを示す図である。

図 27は、 Mg ₉₆. ₅- Z n !-G d ₂. ₅錶造材（実施例 68) の熱処理後の押出し材の結晶組織を示す写真である。

図 28は、 Mg ₉₆— Z n₂— Y₂铸造材（実施例 21) の押出し材の結晶組織を示す写真である。

図 29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 30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 31 (Α) は、実施例 43の Mg— 2原子％∑ 1 — 2原子。 /。Υ— 0. 2原子％∑ rの錡造材の結晶組織を示す写真であり、図 31 (B) は、 Mg— 2原子％∑ n— 2原子％Yの铸造材の結晶組織を示す写真である。 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、基本に立ち返り、 2元マグネシウム合金から始めて合金の強度及び靭性を検討し、更にその検討を多元マグネシウム合金まで拡大した。その結果、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は M g— Z n— R E (希土類元素）系であり、希土類元素が Y、 D y、 H o及ぴE r 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、更に従来技術とは異なり亜鉛の含有量が 5 . 0原子％以下で希土類元素の含有量が 5 . 0原子。/。以下という低含有量において従来にない高強度及ぴ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鎵造合金は、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、塑性加ェ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鎳造物を作り、この铸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、基本的に Mg、 Z n及び希土類元素を含む 3元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 D y、 Ho 及び E r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 M g— Z n—Y合金の組成範囲は図 8に示す A— B - C一 D— Eの線で囲む範囲である。すなわち、亜鉛の含有量を 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ゎ原子％とすると、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすものとなる。

(1) 0. 5≤ a≤ 5. 0

(2) 1. 0≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

亜鉛の含有量が 5原子％以上であると、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 Yの含有量が合計で 5原子 °/₀以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。

また亜鉛の含有量が 0. 5原子％未満、又は Yの含有量が 1. 0原子％未満であると強度及ぴ靱性の少なくともいずれかが不十分になる。従って、亜鉛の含有量の下限を 0. 5原子％とし、 Yの含有量の下限を 1. 0原子％とする。

強度及ぴ靭性の增大は亜鉛が 0. 5〜1. 5原子％において顕著になる。亜鉛含有量が 0. 5原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及ぴ髙靭性を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて 0. 5原子。/。以上 5. 0原子％以下である。

また、前記マグネシウム合金における Yの含有量と Z nの含有量の比は、 1 ： 1又はそれに近い比であることが特に好ましい。このような含有量の比にすることより高強度高靱性を特に向上させることができる。まだ、希土類元素が Dy、 Ho及ぴ E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシゥム合金の組成範囲は、亜鉛の含有量を 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 13原子％とすると、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすものとなる。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、希土類元素が Dy、 H o及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金においては、さらに、 Y、 G d、 Tb、 Tm及ぴ 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 y原子％含有しても良く、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことが好ましい。

(4 ) 0≤ y≤ 4. 8

(5) 0. 2≤b + y≤5. 0

亜鉛の含有量が 5原子％以上であると、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 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子。 /₀以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからで' める。

また亜鉛の含有量が 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、亜鉛の含有量の下限を 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。

強度及ぴ靭性の增大は亜鉛が 0. 2〜 1. 5原子％において顕著になる。亜鉛含有量が 0. 2原子。 /₀付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及び高靭性を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて 0. 2原子％以上 5. 0原子％以下である。

本実施の形態の Mg— Z η— RE系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有する亜鉛と希土類元素以外の成分がマグネシゥムとなるが.、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。

また、前記希土類元素が Dy、Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (3) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（3，）を満たすものである。

( 1 ') 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3') 2 a - 3≤b

また、前記マグネシウム合金における D yの含有量と Z nの含有量の比は、 2 ： 1又はそれに近い比であることが特に好ましい。また、前記マグネシゥム合金における E rの含有量と Z nの含有量の比は、 2 ： 1又はそれに近い比であることが特に好ましい。このような含有量の比にすることより高強度高靭性を特に向上させることができる。

(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、基本的に Mg、 Z n及ぴ希土類元素を含む 4元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho 及ぴ E r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 4元素は、 Yb、 Sm及ぴ N d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、 Z nの含有量を a原子。 /₀とし、 Yの含有量を 13原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の合計含有量を。原子％とすると、 a、 b及び cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. 5 < a≤ 5 . 0

(2) 1. 0 < b≤ 5 . 0

(3) 0. 5 a ≤ h

(4) 0≤ c < 3. 0

(5) 1. 0 < b + c ≤ 6. 0 亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 Yの含有量を 5原子。 /₀以下 _;とする理由、亜鉛の含有量が 0. 5原子％以上とする理由、 Yの含有量を 1. 0原子％以上とする理由は、実施の形態 1と同様である。また、第 4元素の含有量の上限を 3.0原子。 /₀とした理由は、第 4元素の固溶限が低いからである。また、第 4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、希土類元素が Dy、 Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、亜鉛の含有量を 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 13原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の合計含有量を 0原子％とすると、 a、 b及び cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。 .

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a -0. 5≤b

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 2≤b + c≤ 6. 0

亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子。 /₀以下とする理由、亜鉛の含有量が 0. 2原子％以上とする理由、希土類元素の含有量が合計で 0. 2原子％以上とする理由は、実施の形態 1と同様である。また、第 4元素の含有量の上限を 3. 0原子％とした理由は、第 4元素の固溶限が低いからである。また、第 4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。

本実施の形態の Mg_Z n— RE系マグネシウム合金においても、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。

また、前記希土類元素が D y、Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜

(5) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（5，）を満たすものである。

(1，） 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3 ') 2 a - 3≤ b

(4，） 0≤ c≤ 3. 0

(5，） 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

(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、基本的に Mg、 Z n及び希土類元素を含む 4元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho 及び E r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 4元素は、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mmからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である。尚、 Mm (ミッシュメタル）とは、 C e及び L aを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素である Smや Ndなどを精鍊除去した後の残渣であり、その組成は精鍊前の鉱石の組成に依存するものである。

本実施の形態によるマグネシウム合金の組成範囲は、 Z nの含有量を a原子。 /。とし、 Ύの含有量を 13原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子。 /₀とすると、 a、 b及び cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. 5≤ a≤ 5 . 0

(2) 1. 0≤ b≤ 5 . 0

(3) 0. 5 a≤ b

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 1. 0≤ b + c ≤ 6

亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子％以下とする理由、亜鉛の含有量が 0. 5原子。 /₀以上とする理由、希土類元素の含有量が合計で 1. 0原子。 /₀以上とする理由は、実施の形態 1と同様である。また、第 4元素の含有量の上限を 2. 0原子％とした主な理由は、第 4元素の固溶限が殆ど無いからである。また、第 4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、希土類元素が Dy、 Ho及び E rからなる群から選択される又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、 Z nの含有量を &原子％とし、 1又は 2以上の希土類元素の含有量を b原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子。 /₀とすると、 a、 b及び cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a— 0. 5≤ b

(4) 0≤ c≤ 2. 0

( 5 ) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子。 /₀以下とする理由、亜鉛の含有量が 0. 2原子％以上とする理由、希土類元素の含有量が合計で 0. 2原子％以上とする理由は、実施の形態 1と同様である。また、'第 4元素の含有量の上限を 2. 0原子％とした主な理由は、第 4元素の固溶限が殆ど無いからである。また、第 4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、前記希土類元素が D y、Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (5) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（5，）を満たすものである。

( 1 ') 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 2≤ b≤ 5. 0 ( 3 ' ) 2 a - 3≤ b

(4，） 0≤ c≤ 2. 0

(5，） 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

(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、基本的に Mg、 Z n及ぴ希土類元素を含む 5元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho 及ぴ E r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 4元素は、 Yb、 Sm及ぴ N d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 5元素は、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 Z nの含有量を a原子％とし、 Yの含有量を b原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子％とし、 1又は 2以上の第 5元素の含有量を合計で d原子％とすると、 a、 b、 c及ぴ dは下記式（1) 〜（6) を満たすものとなる。 .

(1) 0. 5 < a≤ 5 . 0

(2) 1. 0 < b≤ 5 . 0

(3) 0'. 5 a ≤ b

(4) 0≤ c < 3. 0

(5) 0≤ d < 2. 0

(6) 1. 0 < b + c + d

Z n、 Y、第 4元素及び第 5元素の合計含有量を 6. 0原子％以下とする理由は、 6%を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。 ∑ 11の含有量を0. 5原子。 /₀以上、 Y、第 4元素及び第

5元素の合計含有量を 1. 0原子％以上とする理由は、より低濃度とすると強度が不十分となるからである。また、第 4元素、第 5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、希土類元素が Dy、 Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、 Z nの含有暈を a原子％とし、 1又は 2以上の希土類元素の合計含有量を b原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子％とし、 1又は 2以上の第 ⁵元素の含有量を合計で 1原子％とすると、 a、 b、 c及ぴ dは下記式（1) 〜 (6) を満たすものとなる。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 2≤b + c + d≤ 6. 0

希土類元素、第 4元素及び第 5元素の合計含有量を 6. 0原子％以下とする理由は、 6%を超えると重くなり、原料コストが高くなり、さらに靭性が低下するからである。希土類元素、第 4元素及び第 5元素の合計含有量を 0.. 2原子。 /₀以上とする理由は、 0. 2原子。/₀未満とすると強度が不十分となるからである。また、第 4元素、第 5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。本実施の形態の Mg— Z n—RE系マグネシウム合金においても、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。

また、前記希土類元素が D y、H o及ぴ E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (6) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（6，）を満たすものである。

(1 ，） 0 • 2 <： a≤ 3

(2 ，） 0 • 2 < b≤ 5

(3 ，） 2 a一 3 ≤ b

(4 ' ) 0 <： c < 3. 0

(5 ，） 0 < d <： 2. 0 (6') 0. 2≤b + c + d≤6. 0 .

(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 A 1、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B 及ぴ C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の含有量は 0原子。 /₀超 2. 5原子 °/₀以下とする。 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。

(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錶造し、マグネシウム合金鎵造物を作る。錶造時の冷却速度は 1000 KZ 秒以下であり、より好ましくは 100 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、 'マグネシウム合金铸造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 400°C〜 550°C、処理時間が 1分〜 1500分 (又は 24時間）とすることが好ましい。

次に、前記マグネシウム合金錄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 C A E (equal-channel-angular-extrusion) 加工法、圧延、引抜及ぴ鍛造、これらの繰り返し加工、 F SW加工などを用いる。

押出しによる塑性加工を行う場合は、押出し温度を 250°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。

E CAE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ゥ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ゥム合金铸造物に応力を加えて強度及ぴ靱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 250°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 250°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 250°C以上 500°C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 250°C以上 500°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し、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は 5 %以上（より好ましくは 1 0 %以上）となり、マグネシゥム合金の結晶粒径は 1 00 nm以上 500 /zm以下である。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 Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及び Mgと Z n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。前記析出物の合計体積分率は 0%超 40%以下であることが好ましい。また、前記塑性加工物は h c p— 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铸造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。

前記マグネシゥム合金铸造物に塑性加ェを行つた後の塑性加ェ物に熱処理を施しても良い。この熱処理条件は、温度が 400°C〜 5 50°C、熱処理時間が 1分〜 1 500分（又は 24時間）とすることが好ましい。この熱処理を行つ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；!?ロェ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、この長周期積層構造を持つ結晶粒の体積分率は 5 %以上（より好ましくは 1 0 %以上）となり、マグネシウム合金の結晶粒径は 1 0 0 n m以上 5 0 0 μ m以下である。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 Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及び M gと Z nと希土類 ¾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。前記析出物の合計体積分率は 0 %超 4 0 %以下であることが好ましい。また、前記塑性加工物は 'h c p一 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、強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性金属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鎵造した場合、このマグネシゥム合金铸造物には M' g ₃ Z n ₃ R E ₂のような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、このマグネシゥム合金铸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 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は、錡造物を切削することによって作られた複数の数 m m角以下のチップ形状铸造物に適用するものであり、基本的に Mg、 Z n及び希土類元素を含む 3元又は 4元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho及び E r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 Mg— Z n— Y合金の組成範囲は図 9に示す A— B— C一 D— Eの線で囲む範囲である。すなわち、亜鉛の含有量を a原子。 /₀とし、 Yの含有量を b原子。 /₀とすると、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすものとなる。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

亜鉛の含有量が 5原子％以上であると、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、 Yの含有量が 5原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。

また亜鉛の含有量が 0. 25原子％未満、又は Yの含有量が 0. 5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、亜鉛の含有量の下限を 0. 25原子。 /₀とし、希土類元素の合計含有量の下限を 0. 5原子％とする。このように亜鉛の含有量及ぴ Yの含有量それぞれの下限を実施の形態 1に比べて 1/2と低くできるのは、チップ形状鎳造物に適用するからである。

強度及び靭性の増大は亜鉛が 0. 5〜1. 5原子％において顕著になる。亜鉛含有量が 0. 5原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及ぴ高靭性を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて 0. 25原子％以上 5. 0原子％以下である。

また、希土類元素が Dy、 Ho及ぴ E rからなる群から選択される 1又は

2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、亜鉛の含有量を 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 °/₀とすると、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすものとなる。 (1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

また、希土類元素が Dy、 Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金においては、 Y、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ 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 y原子％含有しても良く、 _yは下記式（4)及び（5) を満たすことが好ましい。

(4) 0≤ y≤ 4. 9

(5) 0. l≤b + y≤ 5. 0 , 亜鉛の含有量が 5原子％以上であると、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 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子％以上であると、特に靭性（又は延性）が低下する傾向があるからである。

また亜鉛の含有量が 0. 1原子％未満、又は希土類元素の含有量が合計で 0. 1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、亜鉛の含有量の下限を 0. 1原子％とし、希土類元素の合計含有量の下限を 0. 1原子％とする。このように亜鉛の含有量及び希土類元素の合計含有量それぞれの下限を実施の形態 1に比べて 1/2と低くできるのは、チップ形状铸造物に適用するからである。

強度及ぴ靭性の增大は亜鉛が 0. 5〜1. 5原子％において顕著になる。亜鉛含有量が 0. 5原子％付近において希土類元素含有量が少なくなると強度が低下する傾向があるが、その範囲の場合でも従来よりも高強度及ぴ高靭性を示す。従って、本実施の形態のマグネシウム合金における亜鉛の含有量の範囲は最も広くて 0. 1原子％以上 5. 0原子。 /。以下である。

本実施の形態の Mg— Z n— RE系マグネシウム合金では、前述した範囲の含有量を有する亜鉛と希土類元素以外の成分がマグネシゥムとなるが、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。

また、前記希土類元素が D y、Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (3) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（3，）を満たすものである。

( 1 ') 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2') 0. l≤b≤ 5. 0

(3，） 2 a - 3≤ b

(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は、鏡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鎳造物に適用するものであり、基本的に Mg、 Z n及び希土類元素を含む 4元以上の合金であり、希土類元素は、 Ύ、 Dy、 H o及び E rからなる群から選^される 1又は 2以上の元素であり、第 4元素は、 Yb、 Sm及ぴ N d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、 Z nの含有量を a原子。 /₀とし、 Yの含有量を b原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子。 /。とすると、 a、 b及び cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。 '

(1) 0.. 2 5 ≤ a ≤ 5 •

(2) 0. 5 < b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a ≤ b

(4) 0≤ c < 3. 0

(5) 0. 5 < b + c≤ 6

亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子％以下とする理由、亜鉛の含有量が 0. 25原子。 /₀以上とする理由、 Yの含有量が 0. 5原子％以上とする理由は、実施の形態 7と同様である。また、第 4元素の含有量の上限を 3. 0原子％とした理由は、第 4元素の固溶限が低いからである。また、第 4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、希土類元素が D y、 H o及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、亜鉛の含有量を 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、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で 0原子％とすると、 a、 b及ぴ c は下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. l≤ a≤ 5. 0

(2) 0. l≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. l≤b + c≤ 6. 0

本実施の形態の Mg— Z n—RE系マグネシウム合金においても、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。

また、前記希土類元素が D y、Ho及び E rからなる群から選択される 1スは 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (3) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜'（3 ') を満たすものである。

(1 ') 0. l≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3') 2 a - 3≤ b

(実施の形態 9)

本発明の実施の形態 9による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ものであり、基本的に Mg、 Z n及ぴ希土類元素を含む 4元又は 5元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho及ぴ E r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 4元素は、 L a、 C e、 P r、 Eu及び Mm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、 Z nの含有量を a原子％とし、 Yの含有量を b原子。 /₀とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子％とすると、 ' a、 b及ぴ cは下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. 25 ≤ a < 5 . 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5 • 0

0. 5 a ≤ b

0≤ c≤ 2 · 0

0. 5≤ b + c < 6.

亜鉛の含有量を 5原子％以下とする理由、 1又は 2以上の希土類元素の含有量が合計で 5原子 °/₀以下とする理由、亜鉛の含有量を 0. 25原子％以上とする理由、 Yの含有量を 0. 5原子％以上とする理由は、実施の形態 7と同様である。また、第 4元素の含有量の上限を 2. 0原子％とした理由は、第 4元素の固溶限が殆ど無いからである。また、第 4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、希土類元素が Dy、 Ho及ぴ E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、 Z nの含有量を &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。 /₀とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子％とすると、 a、 b及び c は下記式（1) 〜（5) を満たすものとなる。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. l≤b + c≤ 6. 0

本実施の形態の Mg— Z n— RE系マグネシウム合金においても、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。

また、前記希土類元素が D y、Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲を前記式（1) 〜 (3) を満たすものとしているが、より好ましい組成範囲としては下記式 (1，）〜（3 ') を満たすものである。

( 1 ') 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2') 0. l≤b≤ 5. 0

(3，） 2 a - 3≤ b

(実施の形態 1 0)

本発明の実施の形態 1 0によるマグネシウム合金は、鏡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鎵造物に適用するものであり、基本的に Mg、 Z n及ぴ希土類元素を含む 5元以上の合金であり、希土類元素は、 Y、 Dy、 Ho及び E rからなる群から選される 1又は 2以上の元素であり、第 4元素は、 Yb、 Sm及ぴ N d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 5元素は、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ M m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、 Z nの含有量を a原子％とし、 Yの含有量を b原子％とし、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で c原子％とし、 1又は 2以上の第 5元素の含有量を合計で d原子％とすると、 a、 b、 c及び dは下記式（1) 〜（6) を満たすものとなる。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

Z n、 Y、第 4元素及び第 5元素の合計含有量を 6. 0原子％未満とする理由、 Z n、 Y、第 4元素及び第 5元素の合計含有量を 1. 0原子％超とする理由は、実施の形態 4と同様である。

また、希土類元素が Dy、 Ho及び E rからなる群から選択される 1又は 2以上の元素である場合のマグネシウム合金の組成範囲は、 Z nの含有量を &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、 1又は 2以上の第 4元素の含有量を合計で 0原子％とし、 1又は 2以上の第 5元素の含有量を合計で d原子％とすると、 a、 b、 c及び dは下記式（1) 〜（4) を満たすものとなる。

(1) 0. l≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a -0. 5≤b

(4) 0. l≤b + c + d≤6. 0

(1，） 0. 1≤ a≤ 3. 0

( 2 ') Ό. 1≤ b≤ 5. 0

(3，） 2 a - 3≤ b

(実施の形態 1 1)

本発明の実施の形態 1 1によるマグネシウム合金としては、実施の形態 7〜 10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 A 1、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及ぴ C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の含有量は 0原子 °/₀超 2. 5原子％以下とする。 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。

(実施の形態 1 2)

本発明の実施の形態 12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 7〜 1 1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、マグネシウム合金铸造物を作る。铸造時の冷却速度は 1 0 0 0 K

Z秒以下であり、より好ましくは 1 0 0 κ/秒以下である。このマグネシゥ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、マグネシウム合金铸造物に均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 4 0 0 °C〜 5 5 0 °C、処理時間が 1分〜 1 5 0 0分 (又は 2 4時間）とすることが好ましい。

次いで、このマグネシウム合金錄造物を切削することによって複数の数 m m角以下のチップ形状鎵造物を作製する。

次いで、チップ形状铸造物を圧縮又は塑性加工法的手段を用いて予備成形し、均質化熱処理を施しても良い。この際の熱処理条件は、温度が 4 0 0 °C 〜 5 5 0 °C、処理時間が 1分〜 1 5 0 0分（又は 2 4時間）とすることが好ましい。また、前記予備成形した成形物に、 1 5 0 °C〜4 5 0 °Cの温度で 1分〜1 5 0 0分（又は 2 4時間）の熱処理を施しても良い。

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、均質化熱処理を施しても良い。また、チップ形状铸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、前記チップ形状鍀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、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 4 0 0 °C〜5 5 0 °C、熱処理時間が 1分〜 1500分（又は 24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ピ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 1 2では、铸造物を切削することによってチップ形状鎳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 1〜6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 7〜12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、強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性金属及ぴその製造方法を提供することができる。

(実施の形態 13)

本発明の実施の形態 13によるマグネシウム合金は、 Mg、 ∑ 11及ぴ0(1 又は T b又は Tm又は L uを含む 3元以上の合金である。このマグネシウム合金は Z nを a原子。 /₀含有し、 Gd、 Tb、 T m及ぴ 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 b原子％含有し、残部が Mgから成り、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすような組成範囲を有する。この組成範囲は図 24に示す A— B— C— D— Eの線で囲む範囲である。また、 aと bは下記式（1 ') 〜（3') を満たすような組成範囲を有することがより好ましい。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0 (3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

(1，） 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3，） 2 a - 3≤ b

尚、 G dのさらに好ましい上限含有量は、経済性及び比重の増加を考慮すると、 3原子％未満である。

また、前記マグネシウム合金における G.dの含有量と Z nの含有量の比は、 2 ： 1又はそれに近い比であることが特に好ましい。このような含有量の比することより高強度高靭性を特に向上させることができる。

また、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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、 cは下記式（4) 及び (5) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤b + c≤ 6. 0

また、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 Eu及び Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及 (5) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

また、前記マグネシウム合金に Y b、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E ti及ぴ Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。 (4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

また、前記マグネシウム合金に D y、 Ho及び E r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 0原子％超 1. 5原子％以下含有することも可能である。また、前記マグネシウム合金に Yを合計で 0原子。 /₀超 1. 0原子％以下含有することも可能である。これらの希土類元素を含有させることにより、長周期積層構造相の形成を促進させることができる。

また、前記マグネシウム合金に A 1、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及び C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 0原子％超 2. 5原子％以下含有することも可能である。これらの元素を含有することにより、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。

上記の組成からなるマグネシウム合金を溶解して鎵造し、マグネシウム合金鐃造物を作る。铸造時の冷却速度は 1000 K/秒以下であり、より好ましくは 1 O'O K/秒以下である。このマグネシウム合金錶造物としては、ィンゴットから所定形状に切り出したものを用いる。このマグネシウム合金鎳造物には長周期積層構造相が形成されていない。

次いで、マグネシゥム合金铸造物に熱処理を施す。この際の熱処理条件は、温度が 300°C以上 550°C以下、処理時間が 10分以上 24時間未満とすることが好ましい。この熱処理によってマグネシウム合金に長周期積層構造相が形成される。

次に、前記マグネシウム合金鎳造物に 300°C以上 450°C以下の温度で塑性加工を行う。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、引抜及ぴ鍛造、これらの繰り返し加工、 F SW (摩擦攪拌溶接）などの塑性変形を伴う加工を用いる。上記のように塑性加工を行った塑性加工物は、常温において少なくとも一部が湾曲又は屈曲した長周期積層構造相の結晶組織を有し、マグネシウム合金の結晶粒径は 100 nm以上 500 μπι以下である。また、前記塑性加工物は、 Mgと希土類元素の化合物、 Mgと Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及び Mgと Z n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— 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鏺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。

(実施の形態 14) .

本発明の実施の形態 14によるマグネシウム合金は、錡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錡造物に適用するものであり、 Mg、 Z n及ぴ Gd又は Tb又は Tm又は Luを含む 3元以上の合金である。このマグネシウム合金は、 Z nを a原子％含有し、 Gd、 Tb、 Tm及ぴ 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 b原子％含有じ、残部が Mgから成り、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たすような組成範囲を有する。この組成範囲は図 25に示す A— B— C一 D— E の線で囲む範囲である。また、 aと bは下記式（1 ') 〜（3') を満たすような組成範囲を有することがより好ましい。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 25≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

(1 ^?) 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2') 0. 25≤b≤ 5. 0

(3，） 2 a - 3≤ b

尚、 G dのさらに好ましい上限含有量は、経済性及び比重の増加を考慮すると、 3原子％未満である。また、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び (5) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。 .

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

また、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 Eu及ぴ Mmからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合計でじ原子％含有し、 cは下記式（4) 及ぴ（5) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。 ―

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 25≤b + c≤6. 0

また、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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。 /₀含有し、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

また、前記マグネシウム合金に D y、 Ho及び E r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 0原子％超 1.' 5原子。 /₀以下含有することも可能である。また、前記マグネシウム合金に Yを合計で 0原子％超1.

0原子％以下含有することも可能である。これらの希土類元素を含有させることにより、長周期積層構造相の形成を促進させることができる。

また、前記マグネシウム合金に A l、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 N b、 A g、 S r、 S c、 B及び C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 0原子％超 2 . 5原子％以下含有することも可能である。これらの元素を含有することにより、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。

上記のマグネシウム合金を溶解して铸造し、マグネシウム合金鎵造物を作り、インゴットから所定形状に切り出す。この工程は実施の形態 1 3と同様である。

次いで、マグネシウム合金铸造物に熱処理を施す。この際の熱処理条件は実施の形態 1 3と同様である。尚、この熱処理工程は、チップ形状の切削物を作った後に行っても良い。 .

上記マグネシウム合金铸造物を切削することによってチップ形状の切削物を作る。この工程は実施の形態 7と同様である。

次に、前記切削物に 3 0 0 °C以上 4 5 0 °C以下の温度で塑性加工による固化成形を行うことにより、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た塑性加工物を作る。尚、この切削物を固化成形する前に、ポールミルゃ繰り返し加工処理を加えても良い。また、固化成形後に、さらに塑性加ェゃブラスト加工を加えても良いし、 1 8 0 °C以上 4 5 0 °C以下の温度で

1 0分以上 2 4時間未満の時間で熱処理を施しても良い。また、前記マグネシゥム合金铸造物をセラミック粒子や繊維などと複合化しても良いし、前記切削物をセラミック粒子や繊維などと混合しても良い。

上記のように塑性加工を行った固化成形物は、常温において少なくとも一部が湾曲又は屈曲した長周期積層構造相の結晶組織を有し、マグネシウム合金の結晶粒径は 1 0 0 H oi以上 5 0 0 Ai m以下である。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 Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及び M gと Z n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鎳造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。

上記実施の形態 1 3、 1 4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、強度及ぴ靭性ともに実用に供するレベルにある高強度高靭性金属及びその製造方法を提供することができる。

(実施の形態 1 5 )

本発明の実施の形態 1 5によるマグネシウム合金の製造方法について説明する。 .

本実施の形態によるマグネシウム合金の製造方法におけるマグネシウム合金鎳造物を作る工程以外については、実施の形態 6と同様であるので、説明を省略する。

以下、本実施の形態によるマグネシウム合金錶造物を作る工程について説明する。

まず、希土類元素を含有する鉱石を製鍊及ぴ精鍊することによって得られ、複数種類の希土類元素が含有された希土類合金を準備する。この希土類合金としては、イオン吸着鉱、ゼノタイムなどの長周期積層構造相を形成する希土類元素を多く含むものを用いても良い。

前記イオン吸着鉱は、 Y ₂〇 ₃が 6 4 . 1重量％程度含有されている。また、前記ゼノタイムは、 Υ ₂0 ₃が 5 5 . 0 - 6 0 . 8重量％程度含有されている。尚、天然鉱石から目的の金属成分を取り出す過程を製鍊といい、これで得られた粗金属の純度を高め、あるいは成分調整をすることを精鍊という。また、高純度の希土類元素は公知の手法である製鍊及ぴ精練の過程を経ることにより取り出されるが、前記希土類合金は、最終的に取り出される高純度の個々の希土類元素となる前の段階の希土類金属であり、最終的に取り出される高純度の希土類元素より低コストで得られる希土類合金を意味する。低コストで得られる理由は、分離プロセスを減らせるからであり、また市場性が高く高価な希土を分離した後の残部を用いることで安価に入手できるからである。前記希土類合金は、例えば、 N d、 C e、軽希土類元素などの元素を抽出した後の残部であっても良い。

また、前記希土類合金は、長周期積層構造相を形成する希土類元素である Y、 D y、 H o及び E r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 5 0原子。/。以上、好ましくは 6 6原子。 /₀以上含有し、残部が他の希土類元素（長周期積層構造相を形成しない希土類元素、即ち Y、 D y、 H o、 E r、 G d、 T b、 T m及び L u以外の希土類元素）及ぴ不可避的不純物からなることが好ましい。

次に、実施の形態 1〜 5のいずれかの組成の希土類元寧を含有するマグネシゥム合金となるように、前記希土類合金とマグネシゥムと亜鉛を出発原料とし、溶解して錄造し、マグネシウム合金铸造物を作る。尚、前記希土類合金としては、複数種類の希土類合金を混合したものを用いても良い。 . 鎊造時の冷却速度は 1 0 0 0 KZ秒以下であり、より好ましくは 1 0 0 K /秒以下である。このマグネシウム合金鎊造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。

尚、 G d、 T b、 T m及ぴ L uは熱処理することによって長周期積層構造相を形成する希土類元素であり、 Y、 D y、 H o及び E rは熱処理しなくても長周期積層構造相を形成する希土類元素である。

上記実施の形態 1 5においても実施の形態 6と同様の効果を得ることがでさる。

また、本実施の形態では、出発原料の一部としての希土類合金を上述したような方法で準備するため、希土類元素の材料費を低く抑えることができる。

(実施の形態 1 6 )

本発明の実施の形態 1 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。

本実施の形態によるマグネシゥム合金の製造方法におけるマグネシウム合金铸造物を作る工程以外については、実施の形態 1 2と同様であり、またマグネシゥム合金鎳造物を作る工程については実施の形態 1 5と同様である。上記実施の形態 1 6においても実施の形態 1 2と同様の効果を得ることができる。

また、本実施の形態では、実施の形態 1 5と同様に希土類元素の材料費を低く抑えることができる。

(実施の形態 1 7 )

本発明の実施の形態 1 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。

本実施の形態によるマグネシゥム合金の製造方法におけるマグネシゥム合金铸造物を作る工程以外については、実施の形態 1 3と同様であるので、説明を省略する。

以下、本実施の形態によるマグネシウム合金鍚造物を作る工程について説明する。

まず、希土類元素を含有する鉱石を製鍊及ぴ精鍊することによって得られ、複数種類の希土類元素が含有された希土類合金を準備する。

尚、実施の形態 1 5の場合と同様に、前記希土類合金は、最終的に取り出される高純度の個々の希土類元素となる前の段階の希土類金属であり、最終的に取り出される高純度の希土類元素より低コストで得られる希土類合金を意味する。低コストで得られる理由は、分離プロセスを減らせるからであり、また市場性が高く高価な希土を分離した後の残部を用いることで安価に入手できるからである。前記希土類合金は、例えば、 N d、 C e、軽希土類元素などの元素を抽出した後の残部を用いても良い。

また、前記希土類合金は、長周期積層構造相を形成する希土類元素である G d、 T b、 T m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 5 0原子。 /₀以上、好ましくは 6 6原子％以上含有し、残部が他の希土類元素（長周期積層構造相を形成しない希土類元素、即ち Y、 D y、 Η ο、

E r、 G d、 T b、 T m及ぴ L u以外の希土類元素）及び不可避的不純物からなることが好ましい。

次に、実施の形態 1 3の組成の希土類元素を含有するマグネシウム合金となるように、前記希土類合金とマグネシウムと亜鉛を出発原料とし、溶解して鎳造し、マグネシウム合金錡造物を作る。尚、前記希土類合金としては、複数の前記中間生成物を混合したものを用いても良い。

上記実施の形態 1 7においても実施の形態 1 3と同様の効果を得ることができる。

(実施の形態 1 8 )

本発明の実施の形態 1 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。

本実施の形態によるマグネシゥム合金の製造方法におけるマグネシゥム合金錶造物を作る工程以外については、実施の形態 1 4と同様であり、またマグネシゥム合金铸造物を作る工程については実施の形態 1 7と同様である。上記実施の形態 1 8においても実施の形態 1 4と同様の効果を得ることができる。 '

また、本実施の形態では、実施の形態 1 7と同様に希土類元素の材料費を低く抑えることができる。

(実施の形態 1 9 )

本発明の実施の形態 1 9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 2 9及び図 3 0に示す。図 2 9は、ガス ·ァ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、ビレツトを押出成形してビレツトを作製する工程を示している。図 3 0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 2 9及ぴ図 3 0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 2 9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ウ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を準備する方法は、実施の形態 1 5における溶解前の材料を準備する方法と同様に、希土類元素を含有する鉱石を製鍊及び精鍊することによって得られ、複数種類の希土類元素が含有された希土類合金を用いる。伹し、本実施の形態でのマグネシウム合金は、一般式で、 M g _{( 1}。。— _x— _{y )} Y _x Z n _y ( 1く xく 5、 0 . 3 < y < 6 ； x , yはいずれも原子％) のような組成を有する。

前記の溶解した合金を、ストッパ 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。ノズル等はヒータ 1 3 1で加熱されている。また、アトマイズ室 1 3 0は、酸素分析器 1 6 2や真空ゲージ 1 6 4で監視されている。

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 i m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、上からキャップ 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で溶接してビレツト 2 6 0を作製する。このビレツト 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。漏れが無かつた場合、バルブ 2 6 2を閉じて、パルプ 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から合金のビレット 2 6 0を取り出す。

取り出したビレット 2 6 0は、図 3 0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 3 0 ( a ) 参照）。次にビレット 2 6 0のキヤ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、ビレツト 2 6 0と外部との接続を遮断する（図 3 0 ( b )参照）。そして、容器ごと、合金のビレツトを押出プレス機 4 0 0にかけて、最終形状に成形する（図 3 0 ( c )参照）。押出プレス機は、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 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ガスアトマイズ法により作製する。そして、作製した粒径 3 2 μ πι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 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。

上記実施の形態 1 9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 μ πι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では、 9 7原子。/。 M g— 1原子％∑ n— 2原子％の 3元系マグネシゥム合金を用いる。

実施例 2では、 9 7原子％M g— 1原子％ Z n _ 2原子％D yの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

実施例 3では、 97原子％1^_§— 1原子％Z n— 2原子。/。 H oの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

実施例 4では、 97原子％M g— 1原子％ Z n— 2原子。/。 E rの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

実施例 5では、 96. 5原子％M g— 1原子％ Z n— 1原子％ Y— 1. 5原子⁰ /oD yの 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 6では、 96. 5原子％M g— 1原子％ Z n— 1原子％Y— 1. 5原子⁰ /oG dの 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 7では、 96. 5原子％1^ g - 1原子％ Z n— 1原子％ Y— 1 · 5原子⁰/ oE rの 4元系マグネシウム合金を用いる。 .

実施例 5及び 7それぞれのマグネシウム合金は、長周期積層構造を形成する希土類元素を複合的に添加したものである。また、実施例 6マグネシウム合金は、長周期積層構造を形成する希土類元素と長周期積層構造を形成しない希土類元素とを複合的に添加したものである。

実施例 8では、 97 · 5原子％^： g - 1原子％ Z n— 2原子％ Y— 0. 5原子。 /oL aめ 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 9では、 97. 5原子％Mg— 0. 5原子％∑ 11— 1. 5原子％丫一 0. 5原子⁰ /oY bの 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 8及ぴ 9それぞれのマグネシウム合金は、長周期積層構造を形成する希土類元素と長周期積層構造を形成しない希土類元素とを複合的に添加したものである。

実施例 10では、 96. 5原子％M g— 1原子％ Z n— 1. 5原子。/。 Y—

1原子⁰ /oD yの 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 11では、 96. 5原子％Mg _ 1原子％2 n— 1. 5原子％Y_

1原子。 /oG dの 4元系マグネシウム合金を用いる。

実施例 12では、 96. 5原子％1^_§— 1原子％∑ n— 1. 5原子％Y—

1原子％E rの 4元系マグネシウム合金を用いる。実施例 1 3では、 9 6原子％M g— 1原子％ Z n - 3原子％ Yの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 1では、 9 7原子％M g— 1原子％ Z n— 2原子％ L aの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 2では、 9 7原子％M g— 1原子％Z n _ 2原子％Y bの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 3では、 9 7原子％M g— 1原子％ Z n— 2原子％ C eの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 4では、 9 7原子％M g— 1原子％ Z n - 2原子％ P rの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 5では、 9 7原子％1\4 _§ — 1原子％Z n— 2原チ％N dの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 6では、 9 7原子％M g— 1原子。/。 Z n— 2原子。/。 S mの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 7では、 9 7原子％]½ 8— 1原子。/。 Z n— 2原子％£ 11の 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 8では、 9 7原子。/。M g— 1原子％Z n— 2原子。/。 T mの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

比較例 9では、 9 7原子。 /。M g - 1原子。/。 Z n— 2原子。/。 L uの 3元系マグネシゥム合金を用いる。

参考例としては、 9 8原子％^：_§ — 2原子。 /o Yの 2元系マグネシウム合金を用いる。

(錶造材の組織観察）

まず、 A rガス雰囲気中で高周波溶解によって実施例 1〜1 3、比較例1〜 9及び参考例それぞれの組成のインゴットを作製し、これらのインゴットから φ 1 0 X 6 0 mmの形状に切り出す。この切り出した铸造材の組織観察を S EM、 X R Dによって行った。これらの結晶組織の写真を図 1〜図 7に示す。図 1には、実施例 1及び比較例 1、 2それぞれの結晶組織の写真が示されている。図 2には、実施例 2〜4の結晶組織の写真が示されている。図 3には、実施例 5〜 7の結晶組織の写真が示されている。図 4には、実施例 8、 9の結晶組織の写真が示されている。図 5には、実施例 1 0〜1 2の結晶組織の写真が示されている。図 6には、比較例 3〜 9の結晶組織の写真が示されている。図 7には、参考例の結晶組織の写真が示されている。図 1 0には、実施例 1 3の結晶組織の写真が示されている。

図 1〜図 5に示すように、実施例 1〜1 3のマグネシウム合金には長周期積層構造の結晶組織が形成されている。これに対し、図 1、図 6及び図 7に示すように、比較例 1〜 9及び参考例それぞれのマグネシウム合金は長周期積層構造の結晶組織が形成されていない。 .

実施例 1〜 1 3及び比較例 1〜 9それぞれの結晶組織から以下のことが確認された。

Mg— Z n— R E 3元系铸造合金では、 R Eが Y、 D y、 H o、 E rの場合に長周期積層構造が形成されるのに対し、 1 £が &、 6、？ 1：、（1、

S m、 E u、 G d、 Y bの場合は長周期積層構造が形成されない。 G dは、

L a、 C e P r、 N d、 Sm、 E u、 Y bと少し挙動が異なっており、 G dの単独添加（Z nは必須）では長周期積層構造は形成されないが、長周期積層構造を形成する元素である Y、 D y、 H o、 E rとの複合添加では 2. 5原子％でも長周期積層構造が形成される（実施例 6、 1 1参照）。

また、 Y b、 T b、 S m、 N d及ぴ G dは、 M g— Z n— R E (RE = Y、

D y、 H o、 E r ) に添加する場合には、 5. 0原子％以下なら、長周期積層構造の形成を妨げない。また、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mmは、 Mg

— Z n— RE (RE = Y、 D y、 H o、 E r ) に添加する場合には、 5. 0原子％以下なら、長周期積層構造の形成を妨げない。

比較例 1の錶造材の結晶粒径は 1 0〜 3 0 m程度であり、比較例 2の铸造材の結晶粒径は 3 0〜 1 0 0 μ m程度であり、実施例 1の铸造材の結晶粒径は 2 0〜6 0 mであり、いずれも粒界に多量の晶出物が観察された。また、比較例 2の鎳造材の結晶組織では粒内に微細な析出物が存在していた。 (鐯造材のビッカース硬度試験）

実施例 1、比較例 1及ぴ比較例 2それぞれの鎳造材をビッカース硬度試験により評価した。比較例 1の铸造材のビッカース硬度は 75 Hvであり、比較例 2の鎵造材のビッカース硬度は 6 9Ηνであり、実施例 1の鐃造材のビッカース硬度は 79Hvであった。

(E CAE加工）

上記の実施例 1及び比較例 1、 2それぞれの錶造材に 400°Cで ECAE 加工を施した。 E CAE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度ずつ回転させる方法を用いて、パス回数を 4回及び 8回で行った。この際の加工速度は 2 mmZ秒の一定である。

( E C A E加工材のビッ力ース硬度試験）

E CAE加工を施した試料をビッカース硬度試験により評価した。 4回の

E CAE加工後の試料のビッカース硬度は、比較例 1の試料が 82Hv、比較例 2の試料が 76 H V、実施例 1の試料が 96Hvであり、 EC A E加工前の铸造材と比較して 10〜20%の硬さの向上が見られた。 8回の E CA

E加工をじた試料では、 4回の ECAE加工をした試料とほとんど硬さに変化はなかった。

(E CAE加工材の結晶組織）

E CAE加工を施した試料の組織観察を S EM、 XRDによって行った。比較例 1、 2の加工材では粒界に存在していた晶出物が数 mオーダーに分断され、微細に均一分散しているのに対し、実施例 1の加工材では晶出物は微細に分断されることなく、マトリッタスと整合性を保ったまま剪断を受けているのが確認された。 8回の ECAE加工をした試料では、 4回の EC A E加工をした試料とほとんど組織に変化はなかった。

(E CAE加工材の引張試験）

ECAE加工を施した試料を引張試験により評価した。引張試験は、押出し方向に対して平行に初期ひずみ速度 5 X 10— ⁴ 秒の条件で行った。 4回の E CAE加工をした試料の引張特性については、比較例 1、 2の試料では 20 OMP a以下の降伏応力と 2〜 3%の伸ぴしか示さないのに対し、実施例 1の試料では 26 OMP aの降伏応力と 1 5 %の伸ぴを示した。これは、铸造材の特性が 0. 2%耐カ 100MP a、伸ぴ 4 %であるのを遥かに凌駕する特性であった。

(E CAE加工材の熱処理）

4回の E CAE加工を施した試料を 225 °Cで等温保持し、保持時間と硬度変化の関係を調査した。実施例 1の試料では、 225°Cの熱処理を施すことで硬さがさらに向上し、引張試験による降伏応力は 30 OMP aまで向上できることがわかった。

また、実施例 1の铸造材を 375 °Cまで E CAEの加工?显度を下げると（即ち実施例 1の錶造材を 400°Cではなく 375 °Cで 4回の E CAE加工を施すと）、実施例 1の E CAE加工材の降伏応力は 30 OMP aと 12%の伸びを示した。そして、この E CAE加工を施した試料に 225°Cの熱処理を施すことにより、引張試験による降伏応力は 32 OMP aまで向上できることが確認された。

(実施例' 13の铸造合金の押出し）

実施例 1 3の铸造合金は、長周期積層構造を持つ 96原子％Mg— 1原子％∑ n一 3原子。 /oYの 3元系マグネシウム合金である。この錶造合金を、温度が 300 °C、断面減少率が 90%、押出し速度 2. 5 mm/秒の条件で押出し加工した。この押出し後のマグネシウム合金は、室温において 420M

P aの引張降伏強度と 2%の伸ぴを示した。

(実施例 13〜 34及び比較例 1 1〜 1 3の铸造合金の押出し後の特性）表 1及ぴ表 2に示す組成を有する M g— Z n— Y合金の铸造材を作製し、その铸造材に表 1及び表 2に示す押出し温度及び押出し比で押出し加工を行った。この押出し加工後の押出し材を、表 1及び表 2に示す試験温度で引張試験により 0. 2%耐カ（降伏強度）、引張強さ、伸びを測定した。また、押出し材の硬さ（ビッカース硬度）についても測定した。これらの測定結果 M g— Z n— Y合金

組成（原子⁰ /₀) 押出し温度試験温度 0.2%耐カ伸ぴ

押出し比

M g Z n Y CO (。 (M P a ) (M P a ) (%)

実施例 13 96 1 3 300 10 '吊 418 1

実施例 14 97.5 1 1.5 350 10 温 367 380 . 1.3

実施例 15 97 1 2 350 10 375 420 4 97

実施例 16 97 1 2 400 10 330 385 7 91

実施例 17 96.5 1 2.5 350 10 吊 335 380 07

実施例 18 96 1 3 350 10 335 408 8

実施例 19 96.5 1.5 2 350 10 389 399 0.7

実施例 20 96.5 1.5 2 400 10 吊 360 434 5

実施例 21 96 2 2 350 10 389 423 5

実施例 22 96 2 2 400 10 常温 326 361 4

実施例 23 95.5 2.5 2 350 10 常温 385 415 3.7

実施例 24 95.5 2.5 2 400 10 345 369 6

実施例 25 94 3 3 450 10 常温 430 487 7.5

実施例 26 94 3 3 450 10 200 287 351 21.1

実施例 27 93.5 3.5 3 350 10 常温 425 490 7.5

実施例 28 94 2.5 3.5 450 10 360 442 9

実施例 29 93.5 3 3.5 450 10 吊 440 492 6

¾1

L * 1 M g— Z n— Y合金

組成（原子⁰ /₀) 押出し温度試験温度 0.2%耐カ引張強さ伸び

押出し比

M g Z n Y CO (°C) (M P a ) (MP a ) (%) 実施例 30 93.5 2.5 4 450 10 常温 370 450 6

実施例 31 93.5 2.5 4 450 10 200 286 385 18.1

実施例 32 97 1 2 350 2.5 吊 273 325 0.5

実施例 33 97.5 0.5 2 350 10 常温 310 350 6

実施例 34 97.5 0.5 2 400 10 常温 270 300 2

比較例 11 97 1 2 350 1 皿 77 100 1.5

比較例 12 96 2 2 350 1 80 104 1.5

比較例 13 95 4 1 400 10 常 260 325 9.8

*押出し比 1は 1 G P aでのホットプレス材を示す

S)2 表 1及び表 2は、 Z nと Yの添加量が異なる種々の M g— Z n _ Y合金鎳造材を、表に示す押出し温度と押出し比で、押出し速度 2 . 5 mm/秒で押出し加工を行った後の室温における引張試験及ぴ硬さ試験の結果を示している。 .

尚、表 2に示す押出し比 1は、ホットプレスを意味しており、 l G P aの圧力を 6 0秒間負荷したことを示しており、加工率は 0である。

実施例 2 9の組成を有するマグネシウム合金の錄造材の結晶組織を図 1 1に示す。

(実施例 3 5〜4 0及ぴ比較例 1 4〜 1 8の铸造合金の押出し後の特性）表 3に示す組成を有する 3元系のマグネシウム合金の铸造材を作製し、その鎵造材に表 3に示す押出し温度及び押出し比で押出し加工を行った。この押出し加工後の押出し材を、表 3に示す試験温度で引張試験により 0 . 2 % 耐カ（降伏強度）、引張強さ、伸びを測定した。また、押出し材の硬さ（ビッカース硬度）についても測定した。これらの測定結果を表 3に示している。.

— Ζη—Χ系合金

押出し温度試験温度 0.2%耐カ引張強さ伸び

組成（原子⁰ /₀) ro 押出し比硬さ（Hv)

(。c) (MP a) (MP a) (%)

実施例 35 Mg-lZn-2Dy 350 10 350 385 7.5 93 実施例 36 Mg-lZ -2Dy 400 10 s温 325 365 6.5 94 実施例 37 Mg-lZ n-2Y(H.T) 350 10 um. 355 410 6 94 実施例 38 Mg-lZn-2Dy(H.T) 350 10 吊 350 385 4 96 実施例 39 ' Mg-lZn~2E r (H.T) 350 10 吊 355 380 3 90 実施例 0 Mg-lZ n~2Ho(H.T) 350 10 吊皿 350 385 3 93

'比較例 14 Mg -IZ n~2L a 350 10 常温一 210 0 ― 比較例 15 Mg-lZ n-2L a 400 10 240 245 0.5 83 比較例 16 Mg-lZ n-2Yb 350 10 一 300 0 84 比較例 17 M g-lZ n-2Y b 400 10 rn 250 260 7 81 比較例 18 Mg-lZn-2Sm(H.T) 350 10 ' 一 350 0 95

* (Η.Τ) 500 °C、 10時間で鏡造材を熱処理した後で押出し加工したもの

】 ϊ 97原子％1^_§— 1原子％Z n— 2原子％RE铸造材を種々の押出し温度で、押出し比 10、押出し速度 2. 5 mm_ 秒で押出し加工を行った後の室温における引張試験及び硬さ試験の結果を示している。表中に（H. T) と表わしている合金は、押出し加工前に 500°Cで 10時間の均質化熱処理を施したことを示している。

(実施例 41〜46の铸造合金の押出し後の特性）

表 4に示す組成を有する 4元系のマグネシウム合金の鎵造材を作製し、その铸造材に表 4に示す押出し温度及び押出し比で押出し加工を行った。この押出し加工後の押出し材を、表 4に示す試験温度で引張試験により 0. 2% 耐カ（降伏強度）、引張強さ、伸びを測定した。これらの測定結果を表 4に示している。

Mg— Z n— Y— X系合金

押出し温度試験温度 0.2%耐カ引張強さ伸ぴ

組成（原子⁰ /₀) 押出し比

(°C) (°C) (MP a) (MP a) (%) 実施例 41 Mg-2Z n-2Y~0.2Z r 350 10 405 465 8.5

実施例 42 M -2Z n-2Y~0.2Z r 400 10 425 471 8.5

実施例 43 Mg— 2Ζ η— 2Υ— 0.2Ζ r 350 10 418 469 6

実施例 44 Mg-2Z n-2Y~1.3C a 350 10 常温 406 417 1.3

実施例 45 Mg-2Z H-2Y-1S i 350 10 常 370 409 6

実施例 46 Mg-2Z n-2Y~0.5Ag 350 10 带、 7 401 441 6

)4 表 4の実施例 41， 42は、 Mg— Z n— Y— X系合金の铸造材を、種々の押出し温度で、押出し比 10、押出し速度 2· 5mm/秒で押出し加工を行った後の室温における引張試験及ぴ硬さ試験の結果を示している。また、表 4の実施例 43〜46は、 Mg— Z n— Y_X系合金の铸造材に 500 °C の温度で 10時間の熱処理を施した後、 350°Cの押出し温度で、押出し比 10、押出し速度 2. 5mm/秒で押出し加工を行った後の室温における引張試験及び硬さ試験の結果を示している。

図 31 (A)は、実施例 43の M g— 2原子％ Z n- 2原子％一 0. 2原子％∑ rの鎵造材の結晶組織を示す写真であり、図 31 (B) は、 Mg— 2原子。 /。Z n— 2原子％Yの鐯造材の結晶組織を示す写真である。

図 31 (Α)、 (Β) に示すように、実施例 43の Z rを添加した錄造材は Mg₃Z n₃RE₂のような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ことが確認された。また、表 4に示すように、 Z rを添加したマグネシウム合金は Z rを添加していないものに比べて延性を損なうことなく高い降伏強度が得られた。この理由は、長周期積層構造相の形成が促進されたためと考えられる。

(実施例' 47〜62の铸造合金の押出し後の特性）

表 5に示す組成を有する M g— Z n— Y合金のィンゴットを高周波溶解炉を用いて A rガス雰囲気中で溶製し、そのインゴットを切削することによつてチップ形状の錄造材を作る。次いで、チップ材を銅製の缶に充填した後で 1 50°Cで加熱真空脱ガスを行って封止した。その後、缶に充填されたチップ材を缶ごと、表 5に示す押出し温度及び押出し比で押出し加工を行った。この押出し加工後の押出し材を、表 5に示す試験温度で引張試験により 0. 2 %耐力（降伏強度）、引張強さ、伸びを測定した。また、押出し材の硬さ（ビッカース硬度）についても測定した。これらの測定結果を表 5に示している。 M g— Z n— Y合金チップ

組成（原子⁰ /₀) 押出し-温度 0.2%耐カ引張強さ伸び

押出し比

M g Z n Y (°c) CO (MP a ) (MP a ) (%)

実施例 47 97.5 1 1.5 350 10 常温 450 483 1 113

実施例 48 97.5 1 1.5 400 10 390 420 6 108

実施例 49 97 1 2 350 10 442 464 5 105

実施例 50 97 1 2 400 10 常温 400 406 10 112

実施例 51 96.5 1 2.5 350 10 常温 373 401 13 105

実施例 52 96.5 1 2.5 400 10 常温 371 394 14 105

実施例 53 96 1 3 350 10 常温 400 424 6.5 115

実施例 54 96 1 3 400 10 inn. 375 417 8 113

実施例 55 96 1 3 350 5 440 452 0.5 122

実施例 56 96 1 3 350 15 362 408 4.5 113

実施例 57 97.5 0.5 2 350 10 日 332 355 10

実施例 58 97.5 0.5 2 400 10 330 360 11 103

実施例 59 96.5 1.5 2 350 10 490 500 3

実施例 60 96.5 1.5 2 400 10 吊 1M. 445 455 7 112

実施例 61 96 2 2 350 10 497 500 4 114

実施例 62 96 2 2 400 10 m 433 450 9 103

¾)5 表 5は、 Z nと Yの添加量が異なる Mg— Z n—Y合金の铸造材を切削することによって作製したチップ材を種々の押出し温度と押出し比で、押出し速度 2. 5 mm/秒で押出し固化した試料の室温における引張試験及ぴ硬さ試験の結果を示している。

(铸造材及ぴ铸造後に熱処理した材料の組織観察）

まず、 A rガス雰囲気中で高周波溶解によって実施例 68 (Mg ₉₆. ₅— Z n !~G d ₂. の組成のィンゴットを作製し、このインゴットから ^ 10 X 60 mmの形状に切り出す。この切り出した鑤造材の組織観察を S EMによって行った。また、この铸造材を 200°C、 300°C、 500°Cそれぞれの温度で熱処理した後に組織観察を S EM (走查型電子顕微鏡）によって行つた。これらの結晶組織の写真を図 1 2〜図 1 5に示す。図 12は、熱処理を行っていない錶造材の結晶組織を示す写真である。図 1 3は、铸造材を 200°Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。図 14は、铸造材を 3 0 0°Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。図 15は、铸造材を 500°Cの温度で熱処理した後に結晶組織を示す写真である。

図 1 2に'示すように、熱処理前の鎳造材は長周期積層構造相が形成されていない。これに対し、図 13〜図 1 5に示すように、熱処理することによつて長周期積層構造相が形成されることが確認された。

次に、 A rガス雰囲気中で高周波溶解によって実施例 73 (Mg₉₇. ₅— Z n₀. _s— G d ₂)、実施例 66 (Mg

— Gd₂)、実施例 67 (Mg ₉₆. ₇₅- Z n !-G d ₂. ₂₅)、実施例 68 (Mg ₉₆. ₅— Z n丄一 G d ₂. ₅) の組成のインゴットを作製し、このインゴットから φ 10 X 6 Ommの形状に切り出す。これらの切り出した铸造材を 773 Kの温度で熱処理した。これらの組織観察を S EMによって行った。これらの結晶組織の写真を図 1 6〜図 19に示す。

図 16 (a) は、実施例 73の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 16 (b) は実施例 73の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。図 1 7 (a) は、実施例 66の熱処理前のマグネシゥム合金の結晶組織を示す写真であり、図 1 7 (b) は実施例 6 eの熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。図 18 (a)は、実施例 67の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 18 (b) は実施例 67の熱処理後のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真である。図 1 9 (a) は、実施例 68の熱処理前のマグネシウム合金の結晶組織を示す写真であり、図 19 (b) は実施例 68の熱処理後のマグネシゥム合金の結晶組織を示す写真である。

これらの図に示すように、長周期積層構造相が形成されていない铸造材を熱処理することにより、長周期積層構造相を形成することができることが確 ρ' „

(铸造材を熱処理した後の押出し材の組織観察）

鎊造材を 500°Cの温度で熱処理した後の前記実施例 66、 67、 68、 73の合金を 350°Cの温度、押出比 10で押出し加工を施した。この押出し材の組織観察を S EMによって行った。これらの結晶組織の写真を図 20〜 23に示す。図 20は、実施例 66の結晶組織の S EM写真である。図 21は、'実施例 6 7の結晶組織の S EM写真である。図 22は、実施例 68の結晶組織の S EM写真である。図 23は、実施例 73の結晶組織の S EM写真である。

図 20〜 23に示すように、押出し加工後のマグネシウム合金における長周期積層構造相は一部が湾曲又は屈曲していることが確認された。また、 h c p構造マグネシゥム相の転位密度に比べて前記長周期積層構造相の転位密度が少なくとも 1桁小さいことが確認された。

また、図 26に示すようにマグネシウム合金が Mg ₃G d化合物を有していることが確認、された。

また、図 27に示すように、マグネシウム合金中の h c p構造マグネシゥム相が、塑性加工を施した従来のマグネシウム合金中の h c p構造マグネシゥム相に比べて双晶が少ないか、又は無いことが確認された。従って、このようなマグネシウム合金の場合、変形時に双晶変形を起こし難いことが考えられる。

また、実施例のマグネシウム合金の結晶粒径が 1 0 0 n m以上 5 0 0 μ m 以下であることが確認された。結晶粒径が 1 0 0 n m未満と小さい場合は長周期積層構造の湾曲が生じない。

(铸造材を熱処理した後の押出し材の機械的特性）

A rガス雰囲気中で高周波溶解によって表 6に示す実施例 6 3〜7 6それぞれの糸且成のィンゴットを作製し、このインゴットから <ί> 1 0 X 6 0 mmの形状に切り出す。この切り出した鎵造材を 7 7 3 K ( 5 0 0 °C) の温度で 1 0時間熱処理し、これを 6 2 3 Kの温度、押出比 1 0で押出し加工を行つた。これらの押出し材を室温で引張試験を行い、降伏強度、最大強度及び伸ぴを測定した。これらの測定結果は表 6に示している。

(表 6)

押出温度： 623 K

押出比： 10,

引張試験温度：室温

また、実施例 6 3、 6 6、 6 9、 71、 73及ぴ 7 5それぞれの押出し材を 473 Kの温度で引張試験を行い、降伏強度、最大強度及ぴ伸びを測定した。これらの測定結果は表 7に示している。 (表 7 )

押出温度： 623 K

押出比： 10

引張試験温度： 473 K また、 A rガス雰囲気中で高周波溶解によって表 8に示す比較例 1 9の組成のィンゴットを作製し、このインゴットから《ί) 1 0 X 6 O mmの形状に切り出す。この切り出した铸造材を室温で引張試験を行い、降伏強度、最大強度及び伸ぴを測定した。これらの測定結果は表 8に示している。

(表 8 )

押出温度： 623 K

押出比： 10

引張試験温度：室温比較例 1 9と実施例 6 6は同じ組成のマグネシウム合金であるが、鎳造後に熱処理を行わずに押出し加工を行った比較例 1 9では、降伏強度が 2 8 8 M P a、最大強度が 3 2 3 M P a、伸びが 7 . 7 %であるのに対し、铸造後に熱処理を行った後に押出し加工を行った実施例 6 6では、降伏強度が 36 9MP a、最大強度が 405MP a、伸びが 9. 4%であった。この結果から、熱処理することによって降伏強度が 28%上昇し、最大強度が 25%上昇し、伸びが 22%上昇することが確認された。従って、熱処理によってマグネシウム合金に長周期積層構造相を形成し、押出し加工によって長周期積層構造相の一部を湾曲又は屈曲させることにより、高強度高靱性のマグネシウム合金を作製することができることを確認した。

また、湾曲又は屈曲した長周期積層構造相にはランダム粒界が含まれている。このランダム粒界によってマグネシウム合金が高強度化され、高温での粒界すべりが抑制されると考えられる。従って、表 7に示すよに高温で高強度が得られる。

また、 h c p構造マグネシウム相に高密度の転位を含むことによりマグネシゥム合金が高強度化され、長周期積層構造相の転位密度が低いことによりマグネシウム合金の延性の向上と高強度化が実現されると考えられる。

また、上記の結果は、マグネシウム合金に限らず、他の金属においても、. 長周期積層構造相を形成し、その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により、その金属を高強度高靭性'化させることができることを示唆している。

表 6に示すように、実施例 63〜74の Mg— Z n— Gd合金では、比較例 1 9を超える降伏強度、例えば 29 OMP a以上を有すると共に、伸びが 3 %以上であった。また、表 7に示す実施例では、 473 Kの温度での降伏強度が 20 OMP a以上を有していた。従って、実施例 63〜 74は十分に実用に供するレベルにある機械的強度を備えているといえる。従って、以下の組成範囲であれば高強度高靱性マグネシゥム合金を得ることができると考えられる。

高強度高靭性マグネシゥム合金は、 Z nを a原子％含有し、 G dを b原子％含有し、残部が Mgから成り、 aと bは下記式（1) 〜（3) を満たす。また、より好ましいマグネシウム合金は、下記式（1，）〜（3') を満たす。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0 (2) 0. 5≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

( 1 ') 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2，） 0. 5≤ b≤ 5. 0

( 3 ') 2 a - 3≤ b

また、前記高強度高靭性マグネシウム合金に Yb、 Tb、 Sm及ぴN d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 0原子％含有させても良く、 cは下記式（4) 及ぴ（5) を満たすことが好ましい。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

このような元素を含有させることにより、マグネシウム合金の結晶粒を微細化すること、金属間化合物の析出を促進させることができる。

また、前記高強度高靭性マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子％含有させても良く、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことが好ましい。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

また、前記高強度高靭性マグネシウム合金に Yb、 Tb、 Sm及ぴNci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 c原子。 /₀含有させ、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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％含有させても良く、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことが好ましい。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

また、前記高強度高靭性マグネシウム合金に A 1、 Th、 C a、 S i、 M n、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及ぴ C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 0原子％超 2. 5原子％以下含有させても良い。これにより、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。

(鍚造材を熱処理した後の押出し材の組織観察）

Mg ₉₆. ₅— Ζ ι^— G d₂. ₅鎵造材（実施例 68) を 500°Cの温度で熱処理した後に、前記鎵造材を 350°Cの温度、押出比 10、押出速度 2. 5 m mZ秒で押出し加工を施した。この押出し材の組織観察を TEM (透過型電子顕微鏡）によつて行つた。この押出し材の結晶組織の写真を図 27に示す。図 27に示すように、押出し加工後のマグネシウム合金においては、任意の角度で長周期積層構造相の一部が連続的に湾曲及び屈曲している組織が観察された。

(錄造材を押出した後の組織観察）

Mg ₉₆— Z n ₂— Y₂铸造材（実施例 21 )を 350°Cの温度、押出比 10、押出速度 2: 5 mm/秒で押出し加工を施した。この押出し材の組織観察を

SEMによって行った。この押出し材の結晶組織の写真を図 28に示す。図 28に示すように、押出し加工後のマグネシウム合金においては、任意の角度で長周期積層構造相の一部が連続的に湾曲及び屈曲している組織が観察された。また、長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2H構造を有する

Mgと層状（ラメラ状）に存在することが観察された。ここでいう 2H構造とは、六方最密構造（HCP) のことである。ここでいう長周期積層構造相とは、 HC P構造における底面原子層並びが底面法線方向に長周期規則をもって繰り返される構造をいう。なお、本来の HC Pマグネシウム金属は 2周期（2H) 構造をとる。

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。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。

Claims

請求の範囲

1 . h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金からなり、

前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2 H構造を有する M gとラメラ状に存在することを特徴とする高強度高靭性金属。

2 . マグネシウム合金に塑性加工を行った後の塑性加工物は、 h e p構造マグネシゥム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、

3 . 請求項 1又は 2において、前記ラメラ状に存在するラメラ組織の少なくとも一部が湾曲又は屈曲していることを特徴とする高強度高靭性金属。

4 . h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金からなり、

前記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ことを特徴とする高強度髙靭性金属。

5 . マグネシウム合金に塑性加工を行った後の塑性加工物は、 h e p構造マグネシゥム'相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記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ことを特徴とする高強度高靭性金属。

6 . 請求項 2又は 5において、前記塑性加工前のマグネシウム合金は、湾曲又は屈曲のない長周期積層構造の結晶組織を有することを特徴とする高強度高靭性金属。

7 . 請求項 3又は 5において、前記長周期積層構造相の湾曲又は屈曲している領域の一部がランダム粒界を含むことを特徴とする高強度高靭性金属。

8 . 請求項 4、 5及ぴ 7のいずれか一項において、前記 h e p構造マグネシゥム相の転位密度に比べて前記長周期積層構造相の転位密度が少なくとも 1桁小さいことを特徴とする高強度高靭性金属。

9 . 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子％含有し、 Yを 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金属。

(1) 0. 5≤ a≤ 5. 0

(2) 1. 0≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

1 0. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを &原子％含有し、 Dy、 Ho及び E r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金属。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

1 1. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを &原子％含有し、 Dy、 Ho及び E r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) を満たすことを特徴とする高強度高靱性金属。

(1) 0 '· 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 2≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

1 2. 請求項 1 0又は 1 1において、前記マグネシウム合金に Y、 G d、 T b、 Tm及び L uからなる群から選択される少なくとも 1種を合計で y原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靱性金属。

(4) 0≤y≤4. 8

(5) 0. 2≤b + y≤ 5. 0

1 3. 請求項 9乃至 1 2のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に

Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子。 /。含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度髙靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

14. 請求項 9乃至 1 2のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

1 5. 請求項 9乃至 1 2のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び Nd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、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0'. 2≤b + c + d≤ 6. 0

1 6. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子％含有し、 Yを 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高強度高靭性金属。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

1 7. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 211を&原子％含有し、 Dy、 H o及び E r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) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0 ( 2) 0. l ≤ b≤ 5. 0

( 3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

1 8. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを &原子％含有し、 D y、 H o及び E r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 ) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

( 1 ) 0. 1 ≤ a≤ 3. 0

( 2) 0. 1 ≤ b≤ 5. 0

( 3) 2 a - 3≤ b

1 9. 請求項 1 7又は 1 8において、前記マグネシウム合金に Y、 G d、 Τ b、 Tm及ぴ 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 y原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ y≤ 4. 9

( 5 ) 0. l ≤ b + y≤ 5. 0

2 0. 請求項 1 6乃至 1 9のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Y b、 S m及ぴ N d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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5 ) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c ≤ 3. 0

( 5) 0. 1 ≤ b + c≤ 6. 0

2 1. 請求項 1 6乃至 1 9のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c ≤ 2. 0

( 5) 0. l ≤ b + c ≤ 6. 0

2 2. 請求項 1 6乃至 1 9のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 0原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式 (4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

23. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm及ぴ 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金属。 .

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a -0. 5≤b

24. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 G d、 Tb、 Tm及ぴ L uからなる群から選択される少なくども 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髙靭性金属。 ' (1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 5≤b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

25. 請求項 23又は 24において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

26. 請求項 23又は 24において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 5≤b + c≤ 6. 0

27. 請求項 23又は 24において、前記マグネシウム合金に Y b、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0 _

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

28. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、. Z nを a原子。 /₀含有し、 G d、 Tb、 T m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 1)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勒性金属。

(1) 0. l≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 25≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a -0. 5≤b

29. 請求項 1乃至 8のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 G d、 Tb、 T m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 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金属。

(1) 0. l≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 25≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

30. 請求項 28又は 29において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

3 1. 請求項 28又は 29において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0 .

3 2. 請求項 28又は 2 9において、前記マグネシウム合金に Yb、 S m及び Nd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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式（4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靱性金属。

(4) 0'≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 25≤b + c + d≤6. 0

33. 請求項 23乃至 3 2のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に D y、 H o及び E r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 0原子％超 1. 5原子％以下含有する高強度高靭性金属。

34. 請求項 23乃至 3 2のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yを合計で 0原子％超 1. 0原子％以下含有する高強度高靭性金属。

3 5. 請求項 23乃至 34のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 G d、 Tb、 Tm及ぴ 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 3原子％未満含有することを特徴とする高強度高靭性金属。

36.請求項 9乃至 3 5のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を铸造時の原料の一部に用いて形成され、前記マグネシゥム合金中の希土類元素の合計含有量が 6. 0原子％以下であることを特徴とする高強度高靭性金属。

37. 請求項 9乃至 36のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に A l、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、 T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及び C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 0原子％超 2. 5原子。/。以下含有する高強度高靭性金属。

38. 請求項 9乃至 37のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は Mgと希土類元素の化合物、 Mgと Z nの化合物、 Z nと希土類元素の化合物及び Mgと Z n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ることを特徴とする高強度高靭性金属。

39. 請求項 9乃至 38のいずれか一項において、前記マグネシウム合金の結晶粒径が 100 nm以上 500 μ m以下であることを特徴とする高強度高靭性金属。

40. —般式で、 Mg _{(1 0 0}— 一 _y) Y_xZ n_y (1く Xく 5、 0. 3 < y < 6 ； x、 yはいずれも原子％) の組成を有し、平均結晶粒径が 1 μ m以下の結晶組織を有する高強度高靭性金属であって、

前記 Mg ₍₁。₀__x一 _y) Y_XZ n_yは、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を出発原料の一部に用いて形成され、液体から急速に凝固された粉末、薄帯又は細線を、せん断が付加されるように固化することで形成されたことを特徴とする高強度高靭性金属。

41. 請求項 36又は 40において、前記希土類合金は、 Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 E r、 T m及ぴ 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 50原子％以上含有するとともに Y、 Gd、 Tb、 Dy、 H o、 E r、 Tm及び L u以外の希土類元素を合計で 50原子％未満含有することを特徴とする高強度高靭性金属。

42. h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2H構造を有する Mgとラメラ状に存在するマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより、前記ラメラ状に存在するラメラ組織を保持した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金属の製造方法。

43. h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシウム合金に塑性加工を行うことにより、前記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た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金属の製造方法。

44. 請求項 42又は 43において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 2 11を原子％含有し、 Yを b原子％含有し、 aと bは下記式（1 ) 〜 (3) を満たすマグネシゥム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 5≤ a≤ 5. 0

(2) 1'. 0≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

45. 請求項 42又は 43において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 ∑ ₁1を&原子％含有し、 Dy、 H o及ぴ E r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) を満たすマグネシゥム合金鏡造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤ b

46. 請求項 42又は 43において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 ∑ 11を&原子％含有し、 Dy、 H o及ぴ E r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錶造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靱性金属の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

5 (2) 0. 2≤b≤ 5. 0

( 3 ) 2 a - 3≤ b

47. 請求項 4 5又は 46において、前記マグネシウム合金に Y、 G d、 Τ b、 Tm及ぴ L uからなる群から選択される少なくとも 1種を合計で y原子％含有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度 10 高靱性金属の製造方法。

(4) 0≤ y≤ 4. 8 _

(5) 0. 2≤ b + y≤ 5. 0

48. 請求項 44乃至 4 7のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及ぴ N dからなる群から選択される少なくとも 1種の元素を合 15 計で。原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0'≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

49. 請求項 44乃至 47のいずれか一項において、前記マグネシウム合金 20 に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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 c原子。 /₀含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 2≤ b + c≤ 6. 0

25.

50. 請求項 44乃至 47のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及び dは下記式 (4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 2≤b + c + d≤ 6. 0

5 1. h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備え、前記長周期積層構造相の少なくとも一部が、 2H構造を有する Mgとラメラ状に存在するマグネシウム合金を準備する工程と、

前記マグネシゥム合金を切削することによってチップ形状の切削物を作る工程と、

前記切削物に塑性加工による固化を行うことにより、前記ラメラ状に存在するラメラ組織を保持した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金属の製造方法。

52. h c p構造マグネシウム相及び長周期積層構造相を有する結晶組織を備えたマグネシウム合金を準備する工程と、

前記切肖 ij物に塑性加工による固化を行うことにより、前記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た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金属の製造方法。

53. 請求項 5 1又は 5 2において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 Yを原子％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であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方,法。

(1) 0. 25≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a≤ b

54. 請求項 5 1又は 5 2において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 Dy、 Ho及び E r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) を満たすマグネシゥム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 1≤ a≤ 5. 0

(2) 0. l≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a - 0. 5≤b

5 5. 請求項 5 1又は 52において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 ∑ 11を&原子％含有し、 Dy、 H o及ぴ E r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) を満たすマグネシウム合金錶造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 1≤ b≤ 5. 0

( 3 ) 2 a - 3≤ b

56. 請求項 54又は 5 5において、前記マグネシウム合金に Y、 G d、 T b、 Tm及ぴ 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 y原子。 /₀含'有し、 yは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ y≤ 4. 9

(5) 0. l≤b + y≤ 5. 0

57. 請求項 53乃至 5 6のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

58. 請求項 5 3乃至 5 6のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 cは下記式（4) 及び（.5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

5 9. 請求項 5 3乃至 5 6のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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、 c及び dは下記式 (4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

60. 請求項 4 2又は 43において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 ∑ 11を_&原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm及ぴ 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 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铸造物を作る工程であり、

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に熱処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a— 0. 5≤ b

6 1. 請求項 42又は 43において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 G d、 Tb、 Tm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 b原子％含有し、 aと bは下記式（1)

前記マグネシゥ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に熱処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 2≤ a≤ 3. 0

(2) 0. 5≤ b≤ 5. 0

(3) 2 a - 3≤ b

62. 請求項 60又は 6 1において、前記マグネシウム合金に Yb、 Sm及び N d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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靱性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

63. 請求項 60又は 6 1において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徵とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 5≤ b + c≤ 6. 0

64. 請求墳 60又は 6 1において、前記マグネシウム合金に Y b、 Sm及び N d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 0原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

( 6 ) 0. 5≤b + c + d≤ 6. 0

65. 請求項 5 1又は 52において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 Z nを a原子。 /₀含有し、 Gd、 Tb、 T m及ぴ 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 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铸造物を作る工程であり、前記マグネシウム合金鎵造物を作る工程と前記チップ形状の切削物を作る工程との間又は前記チップ形状の切削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に熱処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. l≤ a≤ 5. 0

(2) 0. 2 5≤b≤ 5. 0

(3) 0. 5 a— 0. 5≤ b

6 6. 請求項 5 1又は 5 2において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 Z nを &原子％含有し、 Gd、 Tb、 Tm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铸造物を作る工程であり、

前記マグネシウム合金鎵造物を作る工程と前記チップ形状の切削物を作る工程との間又は前記チップ形状の切削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に熱処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(1) 0. 1≤ a≤ 3. 0

(2) 0'. 25≤ b≤ 5. 0

( 3 ) 2 a - 3≤ b

6 7. 請求項 6 5又は 6 6において、前記マグネシウム合金に Y b、 Sm及ぴ Nd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 0原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度髙靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6. 0

6 8. 請求項 6 5又は 6 6において、前記マグネシウム合金に L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 cは下記式（4) 及び（5) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。 (4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 25≤b + c≤ 6.' 0

6 9. 請求項 6 5又は 6 6において、前記マグネシウム合金に Y b、 Sra及ぴ N d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、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. 25≤ b + c + d≤ 6. 0

70. 請求項 6 0乃至 6 9のいずれか一項において、前記マグネシウム合金は、 Gd、 T b、 Tm及ぴ 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 3原子％未満含有.することを特徴とする高強度高靭性金属。

7 1. 請求項 44乃至 50、 53乃至 70のいずれか一項において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Yb、 S in及び Nd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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及び（5) を'満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0. l≤b + c≤ 6. 0

72. 請求項 44乃至 50、 53乃至 70のいずれか一項において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 L a、 C e、 P r、 Eu及び Mm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 c原子。/。含有し、 cは下記式（4) 及ぴ（5) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

73. 請求項 5 9乃至 70のいずれか一項において、前記マグネシウム合金を準備する工程は、 L a、 C e、 P r、 E u及び Mm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 c原子％含有し、 cは下記式（4) 及ぴ ( 5 ) を満たすマグネシゥム合金鍀造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 2. 0

(5) 0. 1≤ b + c≤ 6. 0

74. 請求項 44乃至 50、 53乃至 70のいずれか一項において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 Yb、 Sm及ぴ N d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 c原子％含有し、 L a、 C e、 P r、 E u及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすマグネシウム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

( 5 ) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤6. 0

75. 請求項 59乃至 70のいずれか一項において、前記マグネシウム合金を準備する'工程は、 Yb、 Tb、 Sm及び N d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、 L a、 C e、 P r、 Eu及ぴ Mm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、 c及ぴ dは下記式（4) 〜（6) を満たすマグネシウム合金錶造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

(4) 0≤ c≤ 3. 0

(5) 0≤ d≤ 2. 0

(6) 0. l≤b + c + d≤ 6. 0

76. 請求項 44乃至 50、 53乃至 75のいずれか一項において、前記マグネシゥム合金を準備する工程は、 A l、 Th、 C a、 S i、 Mn、 Z r、

T i、 H f 、 Nb、 Ag、 S r、 S c、 B及び C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 0原子。 /₀超 2. 5原子％以下含有するマグネシゥム合金铸造物を作る工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

77. 請求項 59乃至 71、 73、 75及ぴ 76のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に熱処理を施す工程は、 300°C以上 550°C以下で 10分以上 24時間未満の熱処理条件で前記マグネシウム合金に熱処理を施す工程であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

78. 請求項 44乃至 50、 53乃至 77のいずれか一項において、前記マグネシゥム合金铸造物を作る工程は、希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を铸造時の原料の一部に用いて作られ、前記マグネシウム合金铸造物中の希土類元素の合計含有量が 6. 0原子％以下であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

79. 請求項 42乃至 78のいずれか一項において、前記塑性加工を行う前のマグネシウム合金の結晶粒径が 100 nm以上 500 ^ m以下であることを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

80. 請求項 42乃至 79のいずれか一項において、前記塑性加工を行った後のマグネシウム合金における h c p構造マグネシウム相の転移密度は長周期積層構造相の転位密度に比べて 1桁以上大きいことを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

81. 請求項 42乃至 80のいずれか一項において、前記マグネシウム合金に塑性加工を行う際の温度条件は 250°C以上であることを特徴とする高強度高靱性金属の製造方法。

82.請求項 42乃至 81のいずれか一項において、前記塑性加工は、圧延、押出し、 ECAE、引抜加工及び鍛造、これらの繰り返し加工、 F SW加工のうちの少なくとも一つを行うものである高強度高靭性金属の製造方法。

83. 希土類元素を含有する鉱石を精鍊することによって得られ、複数の希土類元素が含有された希土類合金を出発原料の一部として用い、一般式で、

Mg ₍₁。。__x— _y) Y_xZ n_y (1 <χ< 5、 0. 3く yく 6 ; x、 yはいずれも原子％) の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高強度高靭性金属の製造方法。

84. 請求項 78又は 83において、前記希土類合金は、 Y、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 E r、 Tm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 50原子％以上含有するとともに Y、 Gd、 Tb、 Dy、 H o、 E r、 Tm及び L u以外の希土類元素を合計で 50原子％未満含有することを特徴とする高強度高靭性金属の製造方法。

85. 請求項 1乃至 39のいずれか一項において、前記長周期積層構造相が濃度変調を有することを特徴とする高強度高靭性金属。 .