JPH03502346A - 迅速凝固マグネシウムベース合金の超塑性成形体 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 迅速凝固マグネシウムベース合金の超塑性成形体１、発明の分野 本発明は迅速凝固（ｒａｐｉｄｌｙ　５ｏｌｔｄｉｆｉｅｄ　）マグネシウムペ ース合金の粉末の結合（ｃｏｎｓｏｌ　１ｄｃＬｔ　ｉｏｎ　）によって製造さ れる塊状成形体（ｂｕｌｋ　ａｒｔｉｃｌｅｓ　）　の超塑性成形（ｔｎｂｐｇ ｒ　ｐｌａｓｔｉｃ　ｆｏｒｍｉｎｇ）　（押出成形、鍛造、圧延等）に関する 、すなわち複雑な最終的形状への良好な成形性と成形体の良好な機械的性質との 組合せを得ることに関する。超塑性成形は最終的形状（ｎｅｔ　５ｈａｐｅ）へ の変形を可能にする。

２、従来技術の説明 マグネシウム合金は、それらの軽量、高い強度／重量比および室温と昇温の両方 における高い比剛性のために、航空宇宙産業および自動車産業における構造用に 魅力的な鉄桶と考えられている。マグネシウムは標準的な太気粂件下で妥当な耐 食性を有するが、塩化物含有環境による作用を受けることが考えられる。さらに 、電気化学系列におけるマグネシウムの極端な位置と腐食性環境においてマグネ シウムが保護的な自己治癒性不動膜を形成できないことによって示されるよ５な 、マグネシウムの高い化学反応性によって、マグネシウム合金は責金蝿と結合し た時に電気的作用（ｇａｌｖａｎｉｃ　ａｌＬａｃｋ）　　を受けやすい。礪造 要素間の電気的結合（ｇａｌｖａｎｉｃ　ｃｏｓｃｐｌｉｎｇ）の他に、電気的 縞食のための電極として作用するマグネシウム合金内の異質部分（ｉｎｈｏｍｏ ｇｅｎｉｔｙ　）のために局部腐食が生ずる。マグネシウムのこの不良な耐食性 は重大な制限があり、マグネシウム合金の大規模な使用を阻止していた。

金属系への迅速凝固プロセス（Ｒ５Ｐ）の適用は結晶粒度と金属間粒度との細粒 化を生じ、固体溶解度の範囲を拡大し、化学的均質性を改良した。結合中の粒界 を埋めるために熱安定性の金属間化合物＜Ｍｒｔ２Ｓｉ）を選択するｔ’ｅノ０ ．２％降伏強さくｙ、、ｓ、）、４４８　ＭＰ　ａまでの極限引張強さくＵＴＳ ）、９％までの伸び（Ｅｌ、）　）がＲ５ＰＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ−５ｉ−Ｚ％合金 に得られる［！、’、４イ。

ダス（Ｓ、に、Ｄα８）等、米国特許第４．６７５，１７５号、「高強度速硬マ グネシウムベース合金（Ｈｉｇｈ　ｇｔｒｍｎ−ｇｔｈ　　ＲｃＬｐｉｄｌｙ　 　５ｏｌｔｄｉｆｉｅｄ　Ｍａｇｎａｓｉｗｍ　Ｂａ５ｓ　ＭｅｔａｌＡｌｌｏ ｗ）　Ｊ　１９８７年６月」〕。先行技術の発明（発明記録Ｐ、Ｄ、　８２−２ ４８７、出願番号第７８１，６２０号）は、Ｍｇ−ＡｌＺｎ合金への希土類元素 （Ｙ　、　Ｎｄ　、　Ｐ　ｒ　、　Ｃａ　）の添加がマグネシウム合金の耐食性 （３％ＮｃＬＣｌ水浴液中に２７℃において３．４Ｘ１０’秒間浸せきした時に １１　ｍａｄｄ　）と機械的性質（Ｙ−５−４３５ＭＰａ　　まで、Ｕ、Ｔ、Ｓ 、４７６ＭＰａまで、Ｅｌ、１４％まで）をかなり改良することを開示している 。成体合金をリボンまたはシートに凝固させなから１０’〜１０７℃、／秒の速 度で冷却するメルトスピン鋳造法を用いて、合金に対して速硬プロセスを実施す る。このプロセスはさらにメルトパラドル（ｍｅｌｔ　ｐｕｄｄｌｅ）をバーニ ング、過剰な酸化および移動支持体によって運ばれる空気塊外層による物理的妨 害から保護する手段を提供する。この保護はノズルの周囲に例えば空気またはＣ Ｏ２とＳＦ、との混合物、ＣＯまたは不活性ガスのような還元性ガス等の保護ガ スを含めて、メルト　パラドルを妨害する外側からの風流を連断するという二重 の目的を果すシュラウデイング装置（５ｈｒｏ−ｕｄｉ？Ｌｇ　ａｐｐａｒａｔ ｕｓ　）によって与えられる。鋳造されたリボンまたはシートは典型的に２５〜 １００μｍ厚さである。速硬リボンは例えばボールミル、ナイフミル、ノ・ンマ ーミル、微粉砕黴、流体工坏ルギーミルのような通常の装置によって機械的に粉 砕されうるほどに脆い。粉砕された粉末を約９５％緻密な円筒状ビレットへ真空 熱間圧縮するか、または直接同じサイズのカン（Ｃ，ＴＬ）　　に詰める。次に 、ビレットまたはカンを１４：１〜２２：１の範囲の押出し比で丸形または方形 バーに熱間押出しする。

マグネシウム合金は、六万晶徊造を有する他の合金と同様に、室温よつも昇温に おいてはるかに加工さｎやすい。室温におけるマグネシウムの基本的変形機構は ＜１．１，２．０＞方向に沿った基底面上でのすべりと［１，０，１，２）面お よび＜１．０，１．１＞方向内での双晶化（ｔｗｉｎｎｉｎｇ　）　　である。

高温（＞２２５°Ｃ）では、ピラミッド状すべり（ｐｙｒａｔｎｉｄａｌ　５ｌ ｉｐ　）　Ｃ１＋　Ｏ＊　１　＋２）＜１．１，２．０＞　が作用する。ｈＣｐ マグネシウムにおいてすべり系の数が限られていることは多結晶材料加工中の塑 性変形整合問題を有する。これは、粒界変形の実質的な結晶回転が生じることが できないかぎり、き裂をもたらす。マグネシウム合金の成形部品の製造のために 、き裂を避けるための最低温度と軟化を避けるための最高温度との間の温度範囲 は非常に狭い。通常に加工されたマグネシウム合金の鍛造可能性は３要素：合金 の固相温度（５ｏＬｉｄｓｓ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　）、変形速度、結晶粒 度に依存する。マグネシウム合金はしばしば、それらの固相温度から５５°Ｃ（ １００下）の範囲内で鍛造される〔メタルス　ハンドブック、フォーミング　ア ンドフォールジング（Ｍｅｔａｌｓ　Ｈａｎｄｂｏｏｋ、　Ｆｏｒｍｉｎｇ　ａ ｎｄＦｏｒｇｉｎにＢ　１４巻、第９版、エイニスエム　インターナショナｋ　 （ＡＳＭ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　）、１９８８．２５９〜２６０頁〕。

例外は高亜鉛合金ＺＫ６０であり、これはインゴット凝固中に形成さする少量の 低融点共晶を時には含む。約３１５℃（６００’Ｆ）（共晶の融点ンより高温で のこの合金の鍛造は重度のき裂を生ずることになる。

鋳造インゴットを長期間、共晶を溶解するような高温に維持し、高い面相温度を 回’ｉｌｊることによって、この問題を最小にすることができる。マグネシウム 腋造中に発生する機械的性質は鍛造中に誘導される歪み硬化に依存する。歪み硬 化は鍛造温度を実際に可能であるかぎり低く維持することによって得られる；し かじ、温度が低くすぎると、き裂が生ずる。速硬マグネシウム合金から製造した マグネシウム成形部品の金属加工に関する研究は比較的稀である。バスタ（Ｂｓ ｃｓｋ）とレオンチス（Ｌεｏ’ｎ−ｔｉｓ）［アーに、！　ス、バスク（Ｒ， Ｓ、　Ｂｕｓｋ　）とティ。

アイ、レオンチス（Ｔ、１．　Ｌｇｏｎｔｉｓ　）、　「粉状マグネシウム合金 の押出成形（Ｔｈｅ　Ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ　ｏｆ　ＰｏｗｄｅｒｅｄＭａｇｎｇ ｓｉｓｍＡｌｌｏｙｓＪ　　トランス、アイメ、　（Ｔｒａｎｓ。

ＡＩＭＥ、）　１８１Ｎ２＋（１９５０）、２９７〜３０６頁〕は３１６℃（６ ００”Ｆ）〜４２７°Ｃ（８００下）の温度範囲内の多くの営利的マグネシウム 合金のアトマイズド粉末の熱間押出成形を研究した。粉末から押出成形した合金 の押出し時の性質は永久成形ビレットからの押出成形体の性質とは有意に異なら なかった。イツセロウ（Ｉｓｇｓｒｏｗ）とりツジタノ（ＲｉＨｉｔａ％ｏ　） が報告した研究〔ニス、イッセロウ（Ｓ、Ｉｓ口ｒｏｗ）とエフ響シエイーリツ ジタノ（Ｆ、　Ｊ　、　Ｒｉｚｚｉｔａ、ｎｏ　）、「ミクロクエンチドマグネ シウムＺＫ６０Ａ合金ＣＭｉｃｒｏｑｕｍｎｃｈｇｄ　Ｍａｇ−ａｎｄ　Ｐｏｗ ｄｅｒ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　）、１０　（３１（１９７４）、２１７〜２２ ７負）が報告した研究では、回転電極プロセスによって製造した営利的ＺＫ６０ マグネシウム合金粉末に対して、周囲温度〜３７１℃（７００″Ｆ）の押出し温 度が用いられている。室温押出成形体の機械的性質はバスタとレオンチスによっ て得られた書出成形体に比べて有意に良好であったが、１２１°Ｃ（２５０’Ｆ ）において押出成形された成形体は通常に加工された速硬有料との有意差を示さ なかった。しかし、室温押出成形体の縦方向の機械的性質を比較する場合には、 破壊面に有意な剥離がｈａされるので、注意しなければならない、横方向の性質 は非常に劣る。

速硬マグネシウム合金から、特に合金に良好な耐食性と共に高い強度と良好な延 性とを与える金属間化合物が均一に分散した速硬マグネシウム合金から製造され る複雑な最終形状の成形体を経績的に製造することが、技術上必要とされている 。

発明の概要 本発明は高強度、耐食性マグネシウムベース合金から製造される複雑な最終形状 の金属成形体を提供する。この合金はリボンまたは初宋に迅速に凝固し、特に微 細なミクロ構造を有する塊状体への結合に適している。一般的に述べると、この 合金は不質的に式Ｍｇ　ｂ、Ｉ　Ａ　Ｉ　、ＺｆＬｂＸｃから取る組成を有する 、式中Ｘはマグネシウム、セリウム、ネオジミウム、プラセオジミウム、イツト リウムおよび銀から成る群から選択された少なくとも１種類の元素であり、「α 」はＦＩＯ〜１５原子％の範囲であり、「ｂ」は約０〜４原子％の範囲であり、 「Ｃ」は約０．２〜３原子％の範囲であり、残りはマグネシウムと偶発的な不純 物である、但し存在するアルミニウムと亜鉛との合計は約２〜１５原子％の範囲 内である。

本発明の成形に用いるマグネシウム合金に対して、液体合金を１０’〜１０７℃ 、／秒の速度で冷却して、固体リボンまたはシートに成形するメルトスピン鋳造 法を用いて、迅速凝固プロセスを実流する。このプロセスはさらにメルト　パラ ドルをバーニング、過剰な酸化および移動支持体によって運ばれる空気境界層に よる物理的妨害から保護するための手段を提供する。前記保護はノズルの周囲に 例えば空気またはＣＯ６とＳＦ、との混合物、ＣＯまたは不活性ガスのような還 元性ガス等の保護ガスを含めて、メルト　パラドルを妨害する外側からの風流を 遮断するという二重の目的を果すシュラウデイング装置によって与えられる。

合金元素のマグネシウム、セリウム、ネオジミウム、プラセオジミウム、イツト リウムおよび銀は、迅速凝固プロセス時に、合金組成に依存して例えばＭｇ３Ｃ ａ、ＡｌｚＮ　ｄ　、　Ｍ　ｇｚｊ’　ｒ、　Ａ４）’のような金属間相の微細 な均−分散系を形成する。これらの微細に分散した金属間相は合金の強度を高め 、昇温での粉末の結合中に粒界を埋めることによって、倣細な結晶粒度を維持す ることに役豆つ。合金元素のアルミニウムと亜鉛の添加はマトリックス固溶体の 強化および例えばＭｇ、、Ａｌ、、とＭ　ｇ　Ｚ　ｎ　のようなある種の時効硬 化析出物（ａ（Ｈｈａｒｄｅ％ｉｎｇ　ｐｒａｃｉ−ｐｉｔａｔａｓ　）の形成 によって強度に寄与する。

本発明の成形体は全島合金結合体から製造される。結合はキャニング（ｃａｎｎ ％ｎｇ）と脱ガスとを用いた、または用いないマグネシウム主成分合金の粉末粒 子の圧縮によってなされる。粉末粒子を１５０°Ｃ〜２７５℃の範囲内の圧縮温 度に真空内で加熱することによって熱間圧縮することができる、これは分散した 金属間相の粗粒化を最小にする。これらの粉末粒子は例えば押出成形のような通 常の方法を用いて塊状形に成形することができる。

不発明はマグネシウム成形部品の鍛造と超塑性成形とによって複雑な最終形状に する金属加工方法（０，０００２１雷、／秒〜Ｏ，００００１ｍ／秒の範囲内の 温度および１６０℃〜２７５℃の範囲内の温度において）をも提供する。

上記方法によってマグネシウム主成分合金から製造された金属結合体は、高い極 限引張強さ〔５１３ＭＰｃＬ（７４，４ｋａｉ）まで〕と室温における良好な延 性〔すなわち〉５％引張伸び〕と共に良好な耐食性〔すなわち、２５℃の３％Ａ ’　ａ　Ｃｌ水溶液中に９６時間浸せぎした場合に、５０ｍ１ｌ／年未満の腐食 速度〕を示す。結合体から製造された超塑性成形体中に存在するこれらの性質は 、組合せると、通常のマグネシウム合金よりもはるかにすぐれている。これらの 成形体は高い強度と延性と共に良好な耐食性が重要であるヘリコプタ−、ミサイ ルおよび航空機機体の講造喪紮としての用途に通している。

あろう。

本発明に従って、迅速凝固合金からの結合体から成形体を製造する。この合金は アルミニウム約２〜１５原子％、亜鉛約０〜４Ｍ童％ならびにマンガン、セリウ ム、ネオジミウム、プラセオジミウムおよびイツトリウムから成る群から選択さ れた少なくとも１糧斐の元素約０．２〜３原子％（残部はマグネシウムと偶発的 不純物である）と合金化された名目上純粋なマグネシウムから本質的になり、存 在するアルミニウムと亜鉛の合金は約２〜１５原子％である。合金を保護環境下 で溶融し、溶融物を迅速に後動する冷却面に接触させることによって少なくとも 約１０５℃、７秒の速度で保膿喋境下で冷却して、迅速凝固リボンを形成する。

このような合金リボンは高強度および高硬度〔すなわち少なくとも約１２５ｋｇ ／ＩＩ２のマイクロビンカーズ硬度（ｍｉｃｒｏ−Ｖｓｃｋａｒｓ　ｈατｄｎ ａ　ａｓ）　）を有する。亜鉛を加えずにアルミニウムを合金化する場合には、 最低アルミニウム含意が豹６原子％以上であることが好ましい。

不発明の底形体を製造する結合体の合金は光字顕微鏡によっては解像されない非 常に＠細なミクロ構造を有する。透過電子顕微鏡はサイズ０．２〜１．０μｍの 範囲内の固溶体相の実質的に均一なセル組織（ｃａＬＬｗｌａｒ　ｎｇｔ−ｗｏ ｒｋ）　　を、本発明によって加えたマグネシウムその他の元素から取る、０． １μｍ未満の非常に儂細な二元または三元蛍＾間相の析出物と共に明らかにする 。

本発明の合金の愼械的性質〔例えば０．２％呻伏強さく）’、５）＃よび慣限引 張強さくＵＴＳ）：］は、金金属間の析出物が０．１μ倶禾濡の平均ＴｓＬｉ、 さらに好ましくは約０．０３〜００７μｍの範囲内の平均粒度を■する場合に、 実質的に改良される。０．１μｍ未満の粒度な有する金属間用析出物の存在は高 温時の粉末の結合中の粒界を埋め、その結果高温結合中に倣細な結晶粒度が実質 的に維持される。

第１（ａ）図と第ＮｂＩＱでは、それぞれｒｌｆｇｇ２Ｚｎ２Ａ１５ｃａｌとＭ ハ、Ｚｎ２Ａｌ５ｋ；の組成から本質的に成る合金から駒遺したリボンのミクロ 構造を説明する。示したミクロ構造は１０”Ｃ，７秒より太き℃・冷却速度で凝 固したサンプルに典型的なものであり、１４０〜２００に９／龍２の範囲内の高 硬度に薔与する。刃ｇ−ＡＩＺｎ−Ｘ合金の高硬度は鋳造リボンに見られる微細 ミクロ構造によって理解される。Ｃｇ、ＰｒおよびＮｄを含む合金の鋳造ミクロ 構造は非常に類似しており、セル（ｃａｌｌ　）内側とセル境界との両側にｋｉ ｇｓＸ（Ｘ＝Ｃ’ｇ　、Ｐｒ）　　が析出したセルミクロ構造を示す（第１α図 ）。ＹとＮｄを含む合金は全体に均一に分散したＡｌ、Ｘ　（Ｘ＝　Ｙ　、Ｎｄ 　）の倣細な球状析出物を示す（第１ｂ図）。

鋳造リボンまたはシートは典型的に２５〜１００μ惧厚さである。上記組成の速 硬付料は例えばボールミル、ナイフミル、ノ・ンマーミル、微初砕憬、流体エネ ルギーミル等のよ５な、遡寓の装置によって慨械市に粉砕されるほど元号に脆い 。リボンが受けるケ砕匿に依存して、種々な粒度が祷られる。ケ禾は通常１００ μ犠禾満の平均厚さを有する小片から成る。これらの小片は粉砕中にリボンの破 壊から生じる不脱則な形状を特徴とする。

粉末は例えは熱間アイソタクチック圧縮、熱間圧延、熱間押出成形、熱間鍛造、 冷間圧縮と次の焼結等のような公知の技術によって、完全に緻密な塊状部品に結 合される。典型的に、合金の粉砕粉本は直径５０〜１１０＋ｉの範囲内、長さ５ ０〜１４０１１ｍの範囲内の円筒形ビレットに真窒熱間圧輪されるかまたは直径 ２８０關までのカンに直接語められる。次にビレットまたはカンを０．０００２ １ｍ／秒から０．００００１ｍ／秒までの範囲内の速度において１４：１〜２２ ：１の御出し比を有する丸形または方形バーに熱間押出成形する。−収に、押出 成形バーの各々は最も短いサイズで測定して少なくとも６關の厚さを有し、次Ｋ 　１　ｍ＋１１厚さのプレートに熱間圧延することができる。押出し温度は通常 １５０°Ｃ〜２７５０Ｃの範囲である。押出成形バーは０．０００２１ｍ／秒か らＯ，００００１ｍ／秒までの範囲内の速度での超塑性成形によって、最短方向 に沿って測定して夕なくとも１０の厚さを有する複雑で滑らかな形状に製造する こともできる。超塑性成形の温度は１６０℃〜２７５℃の範囲である。このｈＣ ｐ金属の超塑性成形が可能であり、これらの合金の超塑性成形が通常の成形、／ 鍛造温度よりも低い成形／鍛造温度を可能にすることが意外にも発見された。

結合後に得らｎるミクロ構造は合金の組成と結合の乗件とに依存する。高温での 過剰な時間は倣細な析出物を最適サブミクロン（ｓｕｂｍｉｃｒｏｎ）サイズよ りも粗粒化し、性質を方化させる、すなわち硬度と強度を低下させる。

それ故、通常の成形よりも低温における超塑性成形の可能性がミクロ構造な細粒 化し、強度を高める機会を提供する。

それぞれ合金ＭＱｅＪｎｔＡｌｌＣａｌとＭ　ｇｇ、Ｚ　ｎ２ＡＩＪｔについて 第２（α）図と第２　（ｂＩ図とに代表的に示したように、本発明の圧縮結合体 は合金に依存してＭｇ、Ｘ（Ｘ＝Ｃａ、Ｐｒ）、Ａ１２ＮｄまたはＡ１２Ｙの金 属間分散相が実質的に均一に分配された、平均結晶粒度０．５μ常を有するマグ ネシウム固溶体相から成り、さらにミクロ構造は相ＭＱＩ？Ａｌｌ＋２のアルミ ニウム含有析出物とＺｎ含有相Ｍ　ｇ　Ｚ　ｎ　とを含む。

ＭＱ＋□Ａ乙２とＭｇＺ％の両相は通常ｍ　ｇ、Ｘより大きく、結合温度に依存 して０．５〜１．０μ慣のサイズを有する。

室温（約２０℃〕では、圧縮結合体（ｔｈｅ　ｃｏｍｐａｃ−ｔｅｄ、　ｃｏｎ ｓｏｌｉｄａｔｅｄ　ａｎｔｉｃ’ｓ　）は少なくとも約５５、典型的に６５よ り大きいロックウェルＢ硬度を有する。

さらに、不発明の成形体を製造する結合体の極鐵引張強さは少なくとも約３７８ ＭＰａ　（５５ｋｓｉ）である。

室温における合金の高強度〔０，２％ＹＳ４５６ＭＰａ（６６，２ｋｓｉ）まで 、ｔ、／７’ｓ　５１３　ＭＰｃＬ（７４，４ｋｓＯまで〕は１００℃でのｖ： 、験時にはそれらの室温値の％〔０，２％ＹＳ＝２５０〜３３（１＃Ｐα（３６ ３〜４８．０ｋｓｉ）、ＵＴ　Ｓ＝３００〜３８０ＭＰｅＬ（４３，６〜５５． ２ｋｓｉ）”Ｊに低下し、１５０℃での試験時にはそれらの室温値の！イまたは ズ〔０，２％Ｙ、５＝１１０〜１６０＃／’α（１６，０〜２３．２　ｋｓｉ） 、ＵＴＳ＝１４０〜１９０ＭＰＡ（２０，３〜２７．６　ｋｓｉ）：ｌ　に低下 する。強度のこれらの低下に伴って、それぞれ１００℃（伸び４５〜６５％）と １５’Ｏ’Ｃ（伸び１９０〜２２０％）における破断点沖びは１０〜４０倍に増 加し、１５０℃での強度レベルは鍛造インゴット合金ＺＫ６０とＡＺ９１ＨＰに 匹敵した。

結合体の機械的性質は歪速度にも大ぎく依存する。一定温度において歪速度が上 昇すると引張強さも増大する。

さらに、強度の歪速度不存性は温度上昇と共に増大する。

高温かつ低歪速度での試験は延性を改良する傾向がある。

超塑性挙動（伸び〉１００％）は１５０℃の試験温度と歪速度〈１×１０′３／ 秒において生じた。合金の低い流れ応力と高い延性との組合せは、合金を例えば 熱間圧延および熱間＆遺のような超塑性成形に特に有用にする。

低速度で密閉ダイ中で鍛造した場合に、複雑な部品を単一工程で、非常に正確に 、き裂なく製造することができる。低い歪速度においてこれらの合金の流れ応力 が非常に憶いことは、このような鍛造体が１６０℃程度の低い温度において軽い プレスで製造されうろことを意味する。

不発明をさらに完全に理解されるために、次の実施例を記載する。特定の孜術、 条件、η科および報告データは不発明を説明するために記載した、例示的なもの にすぎず、不発明の範囲を限定するものと解釈すべきではない。

例　　　１゜ 約９００　ｍ　／分〜１５００ｍ／分の表面速度を生ずるように回転する水冷式 銅合金ホイール上にノズルから溶融マグネシウム合金を押出すために過圧のアル ゴンまたはヘリウムを用いて、上記方法によってリボンサンプルを鋳造した。リ ボンは０．５〜２．５　ｃｒＩＬ幅であり、約２５〜１００μ慣の範囲内の厚さ を有した。

溶融物に加えた装入１重に基づく合金の公称組成を第１衣に、それらの鋳造硬度 値と共に要約する。硬度値は冷却支持体に面するリボン面上で御」定する、この 面は他の面よりも通常平滑である。本発明の成形に用いた、これらのＭ、−Δ１ −Ｚｎ−Ｘ合金のミクロ硬度（ｔｎｉｃｒｏ−ｈａｒｄｎａｓａ）は１４０〜２ ０　ｏｎ／＋ｕ＋”の範囲である。

鋳造硬度（ｃＬｓ−ｃａｓｔ　ｈａｒｄｎｅｓｓ）は希土類含量の増加と共に増 加する。種々な希土類元素のＭ　ｇ　−Ｚ　ｎ　−Ａｌ　−Ｘ合金に対する硬化 効果（ｈａｒｄａ％ｉ％Ｑ　ａｆｆｅｃｔ）は比較可能である。比較のために、 第１表には市販の耐食性高純度マグネシウムＡＺ９１Ｃ−ＢＰ金合金硬度ｔも記 載する。

本発明の成形に用いる合金の硬度が市販、４Ｚ９ＩＣ−ＥＰ金合金りも高いこと が認められる。

第１表 Ｒ，Ｓ、Ｍｇ　−Ａｌ　１ｎ−Ｘ％造りホンのミクロ硬度値（ｋｇ／ｍｍ”　） サンプル　　　合金公称（原子％）　　　　　　　硬度Ｉ　　　　　Ｍ　Ｑｏ２ −ｓＺ　ｎ２Ａ１５ｃ　ｇｏｊｌ　５１２　　　　　Ｍ　ＱｏｘＺ％ｚＡｌｓＣ ＃１１８６３　　　　　Ｍ　Ｑｏ２ｓＺｎ２ＡｌｓＰ　ｒｏ、ｓ　　　　　　　 　　１５０４　　　　　ＭＱｏ１Ｚ％２Ａｌ、Ｙ２２０１５　　　　　Ｍ　１７ ｕＡ４＋Ｍ％＋　　　　　　　　　　　　１６２６　　　　　Ｍ　ｇＨＪＡ　Ｉ 　Ｂ　Ａ’　ｄｏ、５　　　　　　　　　　’１４０７　　　　　Ｍ　ｇｏ２Ｚ 　？Ｌ２，４４Ａ’　ｄ＋　　　　　　　　　　１８３本発明の範囲外の合金 市販合金ＡＺ９１　Ｃ−ＢＰ ８　　　　　（Ｍ　Ｑｏ、７Ａｌｓ、ｏＺｎｏｓＭ％ｏ、＋　）　　　　　　　 １１６（本発明の範囲外合金 例　　　２゜ 速硬リボンに対して最初にナイフミル処理を実見し、次にハンマーミルを実施し て、−４０メツシユ粉末を製造する。粉末を真壁ガス抜きし、２００〜２７５℃ において熱間圧扁した。このコンパクトを約２００〜２５０℃の温度において押 出し比１４：１〜２２：ｌで押出成形した。コンパクトを押出し温度において約 ２０分〜４時間均熱した。引張つサンプルをｉ拡圧＃ｆ？！出成形バーから切削 し、室温において約５．５Ｘ１０″″４／秒の歪速度において単軸引張り試験で 引張り特性を測定した。室温で測定したロックウェルＢ硬度（Ｒ）３）と共に引 張り特性を第２衣に要約する。この合金は６５〜約８１ＲＢの高い硬度を示した 。

大ていの市販のマグネシウム合金は約５０ＲＨの硬度を有する。通常のアルキメ デス法（Ａｒｃｈｉｍｅｄｅｓ　ｔａｃｈ−ｎｉｑｕａ　）によつ（測定した現 状圧縮サンプルの密度も第２表に記載する。

本発明の合金の降伏強さく）’Ｓ）と極限引張強さくＵＴＳ）ｆ）両方は特ＶＣ 高イ。例えば、合金Ｍ　Ｑ９１Ｚ　ｎ５Ａｌ、Ｙ２はＹＳ　６６．２　ｋｔｒｉ とＵＴ　Ｓ　７４．４　ｋｓｉとを有するが、これはｆｌｌＪえば７０７５のよ うな通常のアルミニウム合金と同じであり、ある種の市販の低密度アルミニウム ーリチウム合金の強度に近似する。マグネシウム合金の密度はわずかに１．９３ り、／ωであり、これに比べて通常のアルミニウム合金の密度は２．７５７／口 であり、現在ｆｒＫ、空宇宙用に考えらｔている最新の低密度アルミニウム・リ チウム合金の幾種類かの密度は２．４９ｒ、／ωである。

従って、比頒度（強度、／密度）に基づくと、マグネシウム主成分合金は航空宇 宙用に明らかに利点を有している。

ある糧の合金では、延性が非常に良好であり、エンジニアリング用に適している 。例えばＭｇｇ１Ｚｎ２ＡｌｓＹｘは６６．２ｋｓｉの降伏強さ、ＵＴ　Ｓ　７ ４．４　ｋａｉおよび伸び５．０％を有し、強度と延性とを組合せて考えるとぎ に、市販合金ＺＫ６０ＡおよびＡＺ９１Ｃ−ＢＰよりも丁ぐれている。

マグネシウム主成分合金はアーマ−ピアシング装置（Ａｒｍｏ−ｒ　ｐｉｅｒｃ ｉｎｇ　ｄｅｖｉｃｅ　）のサボット（５ａｂｏｔ　）および高強度が要求され る機体のような軍隊用に用℃・られる。

例　　　３゜ 速硬Ｍｇ−ＡＩＺｎ−Ｘ合金の鋳造リボン標本と塊状押出成形標本とをジェット 　シンニング（Ｊｅｔ　ｔｈｉｎｎｉｎｇ）とイオン　ミリング（ｉｏｎ　ｍｉ ｌｌｉｎｇ）とを組合せることによって、透過顕微鏡恢食のために製造した。抛 ３表に示すような特定Ｒ，Ｓ、Ｍｇ−Ａｌ！−Ｚｎ−Ｘ鋳造サンプルの定量ミク ロ構造分析は、０．３６〜０．７０μ毒の微細な結晶粒度とマグネシウム粒子の ０．０９〜０．３４μ常の微細なセルサイズとが上記迅速凝固プロセスによって 得られることを示す。０．０４〜０．０７μｍ範囲のマダイ・シウムー希土類ま たはアルミニウムー希土類金属間化合物の微細な分散質サイズも得られる。アル ミニウムー希土類またはマグネシウム−希土類金属間化合物のこれらの微細な分 散質は高温度粘合中に明らかに粗粒化せず、第２図の顕微鏡写真および押出成形 サンプルの第３表の定量結果に示されるように粒ｎ−を埋める。このような微細 粒子と分散質サイズは、例２に示すように、通常に処理した材料に比べて、機械 的性質の有意な改良を生ずる。

第３表 特定Ｉｔ　Ｓ、Ｍ　ｇ　−Ａｌ　−Ｚ　ｎ−Ｘ鋳造サンプルと押出成形Ｉ　　Ｍ ｇｇ２Ｚｎ２Ａ１５Ｃｍｌ”’　　　０．５６　０．１４　　０．０７２　　Ｍ 　ｇｏ２Ｚｎ２Ａｌ、Ｃ＃、（ｂｌ　　　０．７０　　　　　　０．５６３　　 Ｍｇｇ２，５ＺｒＨＡｌ、Ｐｒｏｊ５（α’　　０．７０　０，３４　　０．１ ５４　　Ｍ’ｇ。２ＡＺｎ２ＡｌｌｓＰｒｏＪ５（”　　ｏ、７０　　　　　　 ０．１３５　　Ｍｙｏ＋Ｚｎ１Ａ１５Ｙ２（”　　　０．３６　　　　　　０． ２３第　３　表（絖） ２　　　０．５６　　　０．０４　　　　　−　　　２．３３３　　　　０．１ ５　　　　　０．０４　　　　　　　−　　　　　　　−４　　　０．６５　　 　０．０３　　　　　−　　　２．０２５　　　０．２３　　　　　　　　　　 ０．０４　　　２．５６［ｃＬｌ　　鋳造　　　ｔｂｌ　　押出成形例　　　４ ゜ 押出成形Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金の引張り特狂に対する凹円の歪速度と周囲温 度〜１５０’Ｃの範囲内の温度とにおける単軸引張り試験において評価した。試 験の前に、サンプルを試験温度に３０分間保持した。押出成形Ｍｇ　−Ａｌ　− Ｚ、　−Ｘ合金の引張り特性に比べて、サンプルを１００℃、歪速度５．５　Ｘ 　１０−’、／秒で試験した時にｙｓは約３８〜４１　ｋｓｉに低下し、Ｕ、　 Ｔ　、　Ｓ　、は４４〜４８　ｋｓｉに低下する。サンプルを１５０℃でテヌト した場合には、高い伸びに伴って（伸び＝２００％）引張り強さの付加的な低下 （Ｙ、Ｓ、＝　１６〜１８　ｋｓｉｌＵ、Ｔ、Ｓ、＝２１〜２２　ｋｒｉ）が生 じた。これらの希土類含有合金の超塑性挙動（伸び〉１００％）は速硬プロセス によって微細粒度と分散質サイズが得られたことによる。

遥　　　　−〜 結合体の引張り特性は歪速度にも大きく依存する（第５表）。一定温度では、歪 速度が上昇すると、引張強さが増大する。さらに、強度の歪速度依存性は温度上 昇と共に増加する。高温によび低い歪速度における試験は延性を改良する傾向か ある。押出成形バーにおいて、超塑性挙動（伸び〉１００％）は試験温度１５０ °Ｃおよび歪速度＜ｌＸｌ０−”７秒において生じた。不発明の合金における低 い流れ応力（降伏強さ２５　ｋｓｉ）と高い延性（〉１００％）の組合せは例え ば熱間鍛造のような超塑性成形にこれらの合金を特に有用にしている。第３図は 低速度、１６０℃においておよび中等度速度、１８０℃において鍛造したＭ　９ ｇ２Ｚ　？Ｌ２Ａ４Ａ’　ｄｌの２種類の押出成形バーを示す。サンプルを中等 度の速度（０，０００２１ｍ／秒）で鍛造した場合には、大ぎなき裂が生じた（ 第３ｃＬ図）。ラム速度を０．００００１　ｍ、７秒に減すると、サンプルのき 裂は除去され、成形性は改良される（第３ｂ図）。

鍛造サンプルの機械的性質は押出成形サンプルと大体同じである（熟６表、第７ 表）。低速度で缶閉ダイにおいて鍛造する場合には、単一工程において、非常に 正確な形状でき裂のない複雑な部品が得られる。市販合金Ｚｆ６０Ａでは同じ鍛 造条件下で１度のき裂が発見されたことは注目すべきである。

第５表 押出成形Ｒ，Ｓ、　Ｍｇ、２Ｚｎ、ＡＩ、ｆｆｌＶｄ、の引張り特性に対する温 度と歪速度との効果 （℃）　　　／ａｓｃ）　　ＭＰａＣｋｓｉ）　　ＭＰａＣｋｓｉ）　　　（％ ）２０　　　２．５　　３９８（５７，８）　　４４９（６５，３）　　　１８ ．０２０　　５５．０　　４０３（５８，６）　　４５４（６５，９）　　　１ １．７２０　　　２５０．０　　　４５０（６５，４）　　　４９７（７２２） 　　　　　５．４５０　　　２．５　　３３２（４８３）　　３７５（５４，５ ）　　　３６．１５０　　５５．０　　３９５（５７，４）　　４４４（６４， ５）　　　２８．４５０　　２５０．０　　４００（５８，１）　　４４９（６ ５，３）　　　２１．３１００　　　２．５　　１６９（２４，５）　　２００ （２９，１）　　１０４．５１００　　５５．０　　２５８（３７３）　　３０ ５（４４，３，）　　　５０．３１００　　２５０．０　　２８７（４１，７） 　　３３８（４９，１）　　　４５．８１５０　　　　　２．５　　　　５８（ ８Ｂ）　　　　ｂ３（９，１）　　１３９６１５０　　５５．０　　１２５（１ ８，２）　　１５３Ｃ２２２）　　１９９．８１５０　　２５０．０　　１６４ （２３，８）　　２００（２９，１）　　　７９．４第６表 正常速度で押出した鍛造Ｒ，Ｓ、ＭＱ工Ｚ九ｔＡＩＪｄ＋押出成形体室温引張り 特性 １５０　　　低　　　極小　４４４（６４，５ン　４９９Ｃ７２５）　　　１０ ．２１８０　　　低　　　無　　４５１（６５５）　　５０５（７３，４）　　 　１２．８１８０　　　　高　　　　犬　　−−−−−一−−−−−−−−−− −−−−２−−一２２０　　　高　　　　無　　４５１（６５，０）　　５１６ （７５，０）　　　１３．０低速度で持出した構造ＩＣ，Ｓ、　Ｍｇ、、Ｚｘ、 Ａｌ、Ｎｄ。

１５０　　　低　　極小　４６１（６７，０）　　５２３（７６，０）　　　８ ．４１６０　　　世　　無　４５０（６５，４）　　５１２（７４，ａ）　　　 ９．１１９０　　　低　　　無　　４８４（７０３）　　５４０（７８，５）　 　　６．８２１０　　　低　　　無　　４５７（６６，４）　　５１０（７４， １）　　　８．８２２０　　　高　　　太　　−−一一−−−−−−−−−−− −−−−−・−−一２３０　　　高　　　小　　４６９（６８，１）　　５３６ Ｃ７７，９）　　　７．６２４０　　　高　　　小　　４７０（６８３）　　５ ２９（７６，９）　　　７．２例　　　５゜ ２５℃の３％塩化ナトＩＪウム水浴液を用いた実験室授せき腐食試験を実流して 、マグネシウム合金の耐食性を相互に比較した。実施した試験はＡＳＴＭ標＊Ｇ ３Ｘ−７２が勧める’ｙｌｌｉｉと同じであった。サンプルを約５．０　！Ｘ５ ．Ｑｃ７ｎｘＱ、５αのサイズにカットし、６００グリソトサンドペーパーによ って研磨し、アセトン中で丁スキ洗いして脱グリースした。サンプルの質重を± ０．０００１７の精度まで秤量した。各サンプルのサイズを±０．０１Ｃ′７＋ の精尻まで測定し、各標本の総表面積を算出した。

９６時間浸せきした後に、標本を取り出し、水ですすぎ洗いして、乾燥した。標 本を８０±５℃において２００？／ｌ　ＣｒＱｓおよび５　？／ｌ　ＡｇＮ０． 中に連続的に標本ヲ＆せぎし、蒸留水中ですすぎ洗いすることによって憚不上の 腐食主成物を除去した。秤量の前に標本をアセト／によって脱グリースした。暴 露による質量損失と平均編食速度とを算出した。第８表は本発明の成形体に用い た２種類の合金の腐食速度を２種類の市販合金ＡＺ９１−ＢｐｂよびＺＫ６０Ａ と比ＩＺする。合金Ｍｇｅ＋ｚｓＡｌｓＹ、またはＡｉｇＨ２ｎ２ＡムＮｄ、の 腐食速度は市販合金のいずれよりも低い。従って、本発明の成形体に用いる速硬 合金は改良された徴侃的性質を実証するのみでなく、塩水中での改良された耐食 性をも実証した。耐食性の改良は塩溶液と希土類元素との反応の結果としてのサ ンプル表化ミクロ構造によると考えられる。

第８表 ２５℃の３％Ａ’ａ　Ｃｌ水浴液中に９６時間暴露したＭ　Ｑｏ＋２　ｎｔＡＩ ＪｓＹｔ　　　　　　　　　　　　　　８Ｍ　Ｑｅｔ：ｌ　１Ａ１５Ｎ　ｄ＋　 　　　　　　　　　　　１１本発明の範囲外の合金 （Ｍ　Ｑｎ）Ｚｌ、ｒＺ　ｒｏｓ　）　　　　　　　　　　　　　　　　　　　 　　１　０　４ｐＥ６．５〜７．２の範囲内の３５℃の蒸留水中５％塩化ナトリ ウム浴准の噴霧を用いた実験室塩スプレー（ｎ）試験を実流して、マグネシウム 合金の耐食性を相互に比較した。笑りした試験はＡＳＴＭ標準Ｂ−１１７によっ て勧められる試験と同じであった。装置はｇ呈、塩播液溜め、適当に調節された 圧縮空気の供給源、ｇｉｉｔ霧化ノズル、標本サポート、室の加熱設備および制 御手段から成る。サンプルを約５．０ｃｒｒＬＸ　５．０ｃＩｒＬＸ　Ｏ，５儂 のサイズにカットし、６００グリツド　サンドペーパー上で餠磨し、アセトン中 ですすぎ洗いすることによって脱グリースした。サンプル量を±０．０００１５ ’の精度まで秤量した。

各サンプルのサイズを±０，０１ＣｒＩＬまで辿」足し、各標本の総表面積を算 出した。

７日間毎の暴露後に、標本な取り出し、累ですすぎ洗いし、乾燥した。８０±５ ℃において２００　？／ＩＣｒｙ３および５　ｆ’　／　ｌ　Ａｇ１ＶＯｓ　中 に連続的に標本を２分間没せさし、次に蒸留水中ですすぎ洗いすることによって 賊食生底物を除去した。秤量の前にアセトンを用いて標本を脱グリースした。暴 露による質量損失を算出した。

第４図は３種類の温度〔低温（ＬＴ）、中等度の温度（ＭＴ）および高温（ＢＴ ）　：］においてを出成形した２糧知のマグ坏シウム主成分合金のｌ童損失（％ ）を市販の耐食性マグネシウム合金ＡＺ９１Ｃ−ＢＰおよびアルミニウム合金Ａ １２０２４と比較する。

２００℃〜３０００Ｃの範囲内の温度において押出成形した不発明の成形体に用 いた合金の１重損失は市販合金ＡＺ９１Ｃ−ＢＰのＮ重伽矢よつも低い。−足の 会合に関して、を出し温度を高めるとＦｉｔ選矢が増茄する１唄回がある。例え ば、低温において押出成形した合金ＭＱｏ＋Ｚ％２ＡｌｌｓＹｔの１重損失は高 温において押出成形した合金に比べて小さく１．ｕ！２０２４のｘｔｍ失に近似 する。従つ℃、本発明の成形体に用いた迅速叔固當金は改良された機械的性質を 示すのみでなく、塩水環境に２いて改良された耐食法を示す。耐食性の改良は塩 精（ｓａｌｔｆｏｇ）と希土類元素との反応の結果とし又のサンプル表面上の保 護膜の形成およびマグネシウムーずたはアルミニウムー希土幸元累金属間相の不 活性化ならびに迅速凝固によって得られる細粒化ミクロ構造によると考えられる 。

図面の簡単な説明 下記の詳細な説明と添付図面とを参照するならば、本発明はより先金に理解され 、他の利点が明らかになるで第１　（ｃＬ）図は微細な結晶粒度とその析出物と を示す合金ＪＷ　ｇ　ｇ□Ｚ　ｎ２ＡｌｓＣａ＋　の鋳造リボンの透過顕微鏡写 真であつ；第１（ｂ）図は合金ＭＱｇ＋Ｚｎ２Ａｌ５Ｙ２の鋳造リボンの透過電 子顕微鏡写真であり； 第２　（（Ｌ１図は合金Ｍ　ｇ９２Ｚｎ２Ａｌｓｃ　ａ＋　の押出成形された塊 状コンバク）　（ｂｕｌｋ　ｃｏｍｐａＣｌ　）の透過電子顕微鏡写真であり： 第２（ｂ）図は合金Ｍ　ｇ　ｇ＋　Ｚ　ｎ２　Ａｌ　ｓ　Ｙｚの持出成形された 塊状コンパクトの透過電子顕微鏡写真であり、圧縮後に微細な結晶粒度と分散質 サイズとが得られることを示す；第３　（ｃＬ１図は１８０°Ｃの温度において 合金Ｍ９９２Ｚ　ｎｔＡ１５Ｎｄ、から中等度の速度で結合した鍛造体の肉眼図 であつ　　； 第３（ｂ）図は１６０°Ｃにおいて合金Ｍ　ＱｎＺｎ２Ａ１５Ｎ　ｄｌ　から低 速度で結合した鍛造体の内眼図であり、合金の超塑性成形可能性に対する歪速夏 の影響を説明する；および第４図は暴露時間のｌＮｉとして、塩スプレー（ｓｃ Ｌｌｔｓｐｒ叶）腐食性環境に暴露された幾つかの合金のＮ菫損失％を示すプロ ットである。

Ｆｉｇ、　　２ ＡＳＴＭ　Ｂ１１７５ａｌｔ　５ｐｒａｙ　ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＦｉｇ、　４ 手　　続　　補　　正　　書 特許庁長官　　植　松　　　敏　殿 １、事件の表示 ＰＣＴ／ＵＳ　８９１０１８９７ ２、発明の名称 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 住所 名称　アライド−シグナル・インコーホレーテッド６、補正の内容 １、請求の範囲を別紙の通り訂正する。

２、明細書第２頁第１１行のｒＭｇ−ＡＩ　−Ｚｎ−８ｉ−ＺｎＪを、ｒＭｇ− ＡＩ　−Ｚｎ−３ｉＪに訂正する。

３、第６頁第１７行、第１０頁第２行および第１１頁第４行の「本質的に」を削 除する。

４、第６頁第２３行の「偶発的な」を、「不可避」に訂正する。

５、第１０頁第１行の「偶発的」を、「不可避」に訂正する。

６、第１０頁第１９行の「金属間相」を、「金属間化合物相（ｉｎｔｅｒｍｅｔ ａｌｌｉｃ　ｐｈａｓｅｓ）　Ｊに訂正する。

７、第１０頁第２１行の「金属間相」を、「金属間化合物相」に訂正する。

８、第２５頁第２行のｒ　Ｍ　ｇ　１１２Ｚ　ｎ　２Ａ　１　ｒｓＮｄ＋Ｊを、 ｒＭｇ、２Ｚｎ２Ａｌ、Ｎｄ、Ｊに訂正する。

９、第２８頁第１４行の「例　　８」を、「例６」に訂正する。

以上 （別紙） １．請求の範囲を以下の通り訂正する。

「１．固化された金属物品から製造された超塑性成形体であって； 前記物品は、１０５０Ｃ／秒以上の速度で固化されたマグネシウム基合金の粉末 を圧縮することによって製造されたものであり：且っ 前記合金は、式：Ｍｇｂａ＋Ａ　ＩａＺｎｂＸｃで表されるものであって、 式中Ｘはマンガン、セリウム、ネオジミウム、プラセオジミウムおよびイツトリ ウムから成る群から選択した少なくとも１種類の元素であり、ａは約０〜１５原 子％の範囲であり、ｂは約Ｏ〜４原子％の範囲であり、Ｃは約０．２〜３原子％ の範囲であり、残部はマグネシウムおよび不可避不純物であり、但し、存在する アルミニウムと亜鉛の合計は約２〜１５原子％の範囲内であり、前記合金は、０ ．２〜１．０μｍの範囲内のサイズの実質的に均一なセル組織固溶体相と、０゜ １、μｍ未満のサイズのマグネシウム／アルミニウム含有金属間化合物相の析出 物とからなるミクロ構造を有し、 前記成形体は０．０００２１ｍ／秒〜０．　００００１ｍ／秒の範囲内の成形速 度で製造されたものである、 前記超塑性成形体。

２、前記成形が１６０〜２７５℃の温度において実施された、請求項１記載の超 塑性成形体。

３、少なくとも約３７８ＭＰａの極限引張強さを有する、請求項１記載の超塑性 成形体。

４、少な（とも５５のロックウェルＢ硬度を有する、請求項１記載の超塑性成形 体。

５、前記超塑性成形体は構造部材を特徴する請求項１記載の超塑性成形体。

６、前記構造部材はヘリコプタ−、ミサイル又は航空機の機体の一部をなす、請 求項５記載の超塑性成形体。

７、前記超塑性成形体はサボットを特徴する請求項１記載の超塑性成形体。

８、前記サボットはアーマ−のピアシング装置又は航空機の機体の一部をなす、 請求項７記載の超塑性成形体。」 以上 国際調査報告 国際調査報告 ｕｓ　８９０１８９７ ＳＡ　　　　２９９６５

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. １．本質的に式： ＭｇｂａｌＡｌａＺｎｂＸｃ 〔式中Ｘはマンガン、セリウム、ネオジミウム、プラセオジミウムおよびイツト リウムから成る群から選択した少なくとも１種類の元素であり、ａは約０〜１５ 原子％の範囲であり、ｂは約０〜４原子％の範囲であり、ｃは約０．２〜３原子 ％の範囲であり、残部はマグネシウムおよび偶発的不純物である、但し、存在す るアルミニウムと亜鉛の合計は約２〜１５原子％の範囲内である〕によつて表さ れる結合した迅速凝固マグネシウム王成分合金の超塑性成形体であつて、 前記合金が０．２〜１．０μｍの範囲内のサイズの実質的に均一なセル組織固溶 体相と、 ０．５μｍ未満のサイズのマグネシウム／アルミニウム含有金属間相の析出物と から成るミクロ構造を有し、前記成形は０．０００２１ｍ／秒〜０．００００１ ｍ／秒の範囲内で実施されたものである超塑性成形体。
2. ２．前記成形が１６０℃〜２７５℃の温度において実施された請求項１記載の超 塑性成形体。
3. ３．少なくとも約３７８ＭＰａの極限引張強さを有する請求項１記載の超塑性成 形体。
4. ４．少なくとも５５のロツクウエルβ硬度を有する請求項１記載の超塑性成形体 。
5. ５．構造要素を構成する請求項１記載の超塑性成形体。
6. ６．前記構造要素がヘリコプター、ミサイルまたは航空機機体の部品である請求 項５記載の超塑性成形体。
7. ７．サボツトを構成する請求項１記載の超塑性成形体。
8. ８．前記サボツトがアーマーピアシンク装置または航空機機体の一部をなす請求 項７記載の超塑性成形体。