JPH05504602A - 急速凝固したマグネシウムベース金属合金の超塑性成形法 - 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】 急速凝固したマク不ノウムヘース金属合金の超塑性成形法１、発明の分野 本発明は、複雑な不ｙト形状への良好な銭形性および物品の良好な機械的特性の 組み合わせを得るために、急速凝固したマグネシウムベース金属合金の粉末の圧 密（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）により製造されたバルク物品を超塑性成形（ 押出し、鍛造および圧延、その他）する方法に関するものである。

２、先行技術の説明 マグネシウム合金はそれらの軽量性、高い比強度、ならびに室温および高められ た温度の双方における高い比剛性のため、宇宙空間および自動車工業における構 造用として魅力的な候補であると考えられている。マグネシウムは普通の大気条 件下では妥当な耐食性を備えているが、塩素含有環境によって攻撃されやすい。

さらに電気化学的系列におけるその極端な位置、および腐食性環境においてそれ か保護的な自己回復性（ｓｅｌｆ−ｈａｅｌｉｎｇ）の受動膜を形成し得ないこ とにより表されるマグネシウムの高い化学反応性は、マグネシウム合金をより高 度の貴金属と組み合わせた場合に電気化学的攻撃（ｇａｌｖａｎｉｃ　ａｔｔａ ｃｋ）を受けやすいものにしている。構造部材間の電池対形成（ｇａｌｖａｎｉ ｃ　ｃｏｕｐｌｉｎｇ）のほかに、電気化学的腐食の電極として作用するマグネ シウム合金内不均質性のため局所的腐食の起こる可能性がある。マグネシウムの この貧弱な耐食性は著しい制限となっており、マグネシウム合金の大規模な利用 を妨害している。

金属系に急速凝固加工法（ＲＳＰ）を適用すると結晶粒度および金属間化合物相 廣が改良され、固溶体溶解性が向上し、化学的均質性が改良される。圧密に際し て結晶粒界を固定するために熱安定性の金属間化合物（ＭｇｚＳｉ）を選ぶこと により、ＲＳＰ　Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−５ｉ合金において機械的強度の著しい改良 ［最高３９３ＭＰａの０．　２％降伏強さくＹ、Ｓ、　）　、最高４４８ＭＰａ の極限引張り強さくＵＴＳ）　、最高９％の伸び（Ｅｌ、）］を達成することが できる［Ｓ、　Ｋ、ダスら、米国特許第４．６７５．１５７号明細書、高力の急 速凝固マグネシウムヘース金属合金、１９８７年６月］りＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ合今 に希土類元素（Ｙ、Ｎｄ、Ｐ　ｒ、Ｃｅ）を添加すると、さらにマグネシウム合 金の耐食性（３％ＮａＣｌ水７８液に２７℃で３．４Ｘ１０５秒間浸漬した際に ｌｌｍｄｄ）および機械的特性［最高４３５ＭＰａのＹ、Ｓ、　、最高４７６Ｍ Ｐ　ａのＵＴ。

Ｓｌ、最高１，４％のＥｌ、］が改良される［Ｓ、　Ｋ、　ダスおよびＣ，Ｆ　 チャン、米国特許第４，７６５．９５４号明細書、急速凝固した高力の耐食性マ グネシウムベース合金合金、１９８８年８月］。これらの合金は溶融スピン鋳造 法を利用して急速凝固加工され、その際液体合金は１０５−１０７℃／秒の速度 て冷却され、その間に凝固してリボンまたはシートとなる。その方法はさらに溶 融バラドルを移動式支持体と共に運ばれる空気境界層による燻焼、過度の酸化お よび物理的妨害から保護する手段の設！を含む。この保護は、保護ガス、たとえ ば空気またはＣＯ２とＳＦ６、還元性ガス、たとえばＣＯｌまたは不活性ガスの 混合物をノズルの周りに収容し、一方では溶融バラドルを妨害する可能性のある 余分な気流を排除するという２重の目的をもつシュラウド装Ｈｆｔ　（ｓｈｒｏ ｕｄｉｎｇ　ａｐｐａｒａｔｕｓ）により与えられる。鋳放しのりボンまたはシ ートは一般に２５−１００μｍの厚さである。急速凝固リボンはそれらを通常の 装置、たとえばボールミル、ナイフミル、ハンマーミル、微粉砕機、流体エネル ギーミルにより機械的に微粉砕しうるのに十分なほど脆い。微粉砕された粉末は 真空ホットプレスして約９５％の密度の円筒形ビレットとなすか、または直接に 同様なサイズにキャンニングされる。次いでこれらのビレットまたはカンを熱間 押出しして、押出し比１４　：１−２２°１の丸または角形のバーにする。

マグネシウム合金は六方晶構造をもつ他の合金と同様に、室温におけるより高め られた温度における方かはるかに加工しやすい。室温におけるマグネシウムの基 本的変形の機構は、＜１．　１．　−２．　０＞方向に沿った基礎面上における すべり、ならびに（１，０，１，２）および＜１．　０．　−１　１＞方向の面 における双晶化の双方を伴う。比較的高い温Ｆ（＞２２５℃）においては錐体す へり（１゜０、　−１．、　１）　＜Ｌ　Ｌ、−２，０＞か作動するようになる 。ｈｃｐマグネシウムにおけるすべり系の数か限定されているため、多結晶質材 料の加工に際して塑性変形適合（。。。ｆｏｒｍ□ｔｙ）の聞届が生しる。その 結果、結晶粒界変形の実質的な結晶回転か起こり得ない限り亀裂か生しる。銭形 されたマグネシウム合金部品の製造に関しては、亀裂を避ける最低温度と軟化を 避ける最高温度の間の温度範囲か極めて狭い。常法により処理されたマグネシウ ム合金の鍛造性は以下の３因子、すなわち合金の固相線温度、変形速Ｉ、および 結晶粒度に依存する。マグネシウム合金はそれらの固相線温度から５５℃（１０ ０°Ｆ）以内で鍛造されることが多い［Ｍｅｔａｌｓ　Ｈａｎｄｂｏｏｋ、Ｆｏ ｒｍｉｎｇ　ａｎｄ　Ｆｏｒｇｉｎｇ、１４巻、第９版、ＡＳＭインターナショ ナル、１９８８．２５９−２６０頁］。例外は高亜鉛合金ＺＫ６０であり、これ は時にはインゴット凝固に際して生成する低融点共融混合物を少量含有する。約 ３１５℃（６００°Ｆ）−この共融混合物の融点−以上で行われるこの合金の鍛 造は、著しい亀裂を生じる可能性がある。共融混合物を溶解し、より高い固相線 温度を回復するために鋳造インゴットを高められた温度に長期間保持することに より、この関門は最小限に抑えられる。マグネシウムの鍛造品において発現する 機械的特性は、鍛造に際して誘導されたひずみ硬化に依存する。ひずみ硬化は鍛 造温度を実用的な程度に低く維持することにより達成される。しかし温度か低す ぎると、亀裂が生じる。急速凝固したマグネシウム合金から製造された成形マグ ネシウム部品を金属工作法により工作することは比較的稀である。ハスクおよび レオンチス［Ｒ，Ｓ、Ｂｕｓｋ、　Ｔ。

１、Ｌｅｏｎｔｉｓ、″粉末状マグネシウム合金の押出ビ、Ｔｒａｎｓ、ＡＩＭ 旦−１８８（２）（１９５０）、ｐ、２９７−３０６］は、多数の市販マグネシ ウム合金の霧化粉末を３１６℃（６００°Ｆ）−４２７℃（８００’Ｆ）のａ度 範囲で熱間押出しすることを研究した。粉末から押出された合金の押出しし赦し の特性は、永久成形ビレットからの押出し品と著しくは異ならなかった。イセロ ーおよびリジタノ　［（Ｓ、Ｉｓｓｅｒｏｗ、Ｆ、Ｊ、Ｒｉｚｚｉｔａｎｏ）ど ミクロ焼入れしたマグネシウムＺＫ６０Ａ合金″、Ｉｎｔｅｎ’　ｌ　Ｊ、ｏｆ 　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ａｎｄ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｔｅｃｈｎｏ ｌ。

呈ヱ、１０　（３）（１９７４）、ｐ、２１７−２２７］は、回転電極法により 製造された市販のＺＫ６０Ａマグネシウム合金粉末について、周囲温度から３７ １°Ｃ（７００’Ｆ）までの種々の押出し温度を用いた。室温押出し品のｓ９械 的特性はハスクおよびレオノチスによって得られたものより有意に良好であった か、１２１°Ｃ（２５０°Ｆ）で押出されたものは常法により処理されたものと 急速凝固材料との間で有意差を示さなかった。し力七彼らは破面上に有意の離層 を認めているので、室温押出し品からの縦方向の機械的特性を比較する際には注 意を払わなければならない、また横方向の特性は著しく劣る可能性かある。

当技術分野には、急ｆＡ凝固マグネシウム合金、特に合金に高い強度および良好 な延性と共に良好な耐食性を付与する金属間化合物か均一に分散含有されるもの から圧富された複雑なネット状物品を経済的に製造することが依然として要望さ 本発明は、高力耐食性マグネシウムベース合金から加工された超塑性成形性金属 の複雑すネット状物品（ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ　ｆｏｒｍｉｎｇ　ｍｅｔａ ｌ　ｃｏｍｐｌｅｘ　ｎｅｔ　５ｈａｐｅ　ａｒｔｉｃｌｅ）の製法を提供する 。この合金は急速凝固して（ｒａｐｉｄｌｙ　５ｏｌｉｄｉｆｉｅｄ）リボンま たは粉末とρ七に微細なミクロ組織（ｆｉｎｅ　ｍ１ｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ）を備えたバルク造形品に圧密するのに特に適している。一般にこれらの合金は 本質的に式Ｍｇ、、、Ａ　ｌ□Ｚ　ｎ　ｂ　Ｘ、からなる組成をもち、式中のＸ はマンガン、セリウム、ネオジム、プラセオジムおよびイブトリウムよりなる群 から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ″は約０−１５原子％、ｂ″は約 ０−４原子％、′Ｃ″は約０．２−３原子％、残部はマグネシウムおよび付随す る不純物であり、ただし存在するアルミニウムと亜鉛の合計は約２−１５原子％ である。

本発明の成形品に用いられるマグネシウム合金は、溶融スピン鋳造法を利用して 急速凝固加工され、その際液体合金は１０ｓ−１０’℃／秒の速度で冷却され、 その間に固体リボンまたはシートに銭形される。その方法はさらに溶融バラドル を移動式支持体と共に運ばれる空気境界層による燃焼、過度の酸化および物理的 妨害から保護する手段の設置を含む。この保護は、保護ガス、たとえば空気また はＣＯ□とＳＦｓ、還元性ガス、たとえばＣＯｌまたは不活性ガスの混合物をノ ズルの周りに収容し、一方では溶融バラドルを妨害する可能性のある余分な気流 を排除するという２重の目的をもつンユラウト装置により与えられる。

合金元素マンガン、セリウム、ネオツム、プラセオジムおよびイノトリウムは、 合金組成に応して急速凝固加工に際し金属間化合物相、たとえばＭｇ３Ｃｅ、Ａ ｌｚＮｄ、　Ｍｇ５Ｆ’ｒ、Ａ　ｌｚＹの微細な均一分散物を形成する。これら の微細に分散した金属間化合物相は合金の強度を高め、高められた温度での粉末 の圧密に際して結晶粒界を固定することによって微細な結晶粒度を維持するのに 役立つ。

合金元素アルミニウムおよび亜鉛を添加することは、マトリックス固溶体の強化 によって、およびある種の時効硬化性析出物、たとえばＭ　ｇ　＋７Ａ　Ｉ　＋ ２およびＭｇＺｎの形成によって、強度に寄与する。

本発明によれば、成形品は圧密された金属合金物品から製造される。物品の圧密 は、マグネシウムベース合金の粉末粒子をキャンニングして、またはキャンニン グせずに圧縮し、そしてガス抜きすることにより行われる。粉末粒子は真空中で ＋５０−２７５°Ｃのプレス温度に加熱することにより熱間プレスすることがで き、これにより分散した金属間化合物相の粗大化が最小限に抑えられる。これら の粉末粒子は常法、たとえば押出しにより、バルク造形品に成形することができ る。本発明は、成形されたマグネシウム部品を鍛造および超塑性成形（０，００ ０２１−０，００００１ｍ／秒の速度で１６０−２７５℃の温度において）によ り金属工作して、複雑なネット状となす方法を提供する。

上記方法によりマグネシウムベース合金から製造された圧密金属物品は、良好な 耐食性（すなわち３％ＮａＣ１水溶液に２５℃で９６時間浸漬した場合、５０ミ ル／年（１，２７ｍｍ／年）以下の腐食速度）、ならびに高い極限引張り強さ［ 最高５１３ＭＰａ　（７４，４ｋｓ　ｉ）］および良好な延性（すなわち〉５％ の引張り伸び）を室温で示す。圧密物品から製造された超塑性成形品において提 示されるこれらの特性の組み合わせは、通常のマグネシウム合金よりはるかに優 れている。これらの成形品は高い強度および延性と共に良好な耐食性が重要であ るヘリコプタ−、ミサイルおよび機体の構造部材としての用途に適している。

図面の簡単な説明 以下の詳細な説明および添付の図面を参照することによって本発明はより十分に 理解され、多の伺点か明らかになるであろう第１　（ａ）図は合金Ｍｇ９ｚＺｎ ２Ａ１５Ｃｅ　１の鋳放しリボンの透過型電子顕微鏡写真であり、その微細な結 晶粒度および析出物を示す：第１（ｂ）図は合金Ｍ　ｇ　ｑ　＋　Ｚ　ｎ　２　 Ａ　Ｉ　ｓ　Ｙ　２の鋳放しリボンの透過型電子顕微鏡写真である。

第２（ａ）１ｍは合金Ｍｇｑ２Ｚｎ２Ａｌｓｃｅ１の押出しし放しのバルク圧縮 品の透過型電子顕微鏡写真である。

第２（ｂ）図は合金Ｍｇ＊＋Ｚｎ２Ａｌ５ｙ２の押出しし赦しのバルク圧縮品の 透過型電子ｎ微鏡写真であり、圧縮後に保持される微細な結晶粒度および分敢實 粒度を示す。

第３（ａ）図は合金Ｍｇ９２Ｚｎ２Ａ　１ｓＮｄ　１がら１８０℃の温度におい て中程崖の速度で圧密された鍛造品の顕微鏡写真である。およびＷ３　（ｂ）図 は合金Ｍｇ、、ｚＺｎｚＡ１５Ｎｄ、がらＬ６０’Ｃの温度において低速で圧密 された鍛造品の顕微鏡写真であり、ひずみ速度が合金の超塑性成形性に及ぼす影 響を示す。

発明の詳細な説明および奸ましい形態 本発明によれば、急速凝固合金から圧密された物品より成形品が製造される。

この合金は本質的にアルミニウム約ｏ−１５原子％、亜鉛約Ｌ−４原子％、マン ガン、セリウム、不オンム、プラセオジムおよびイツトリウムよりなる群から選 ばれる少なくとも１種の元素約０．２−３原子％と合金した公称上純粋なマグネ シウムからなり、残部はマグネシウムおよび付随する不純物であり、ただし存在 するアルミニウムおよび亜鉛の合計は約２−１５１℃子％である。この合金を保 護性環境で溶融し、保護性環境内で溶融物を急速に移動している冷却面と接触す る方向に向けることにより少なくとも約り０５℃／秒の速度で急冷し、これによ り急速凝固リボンを形成する。これらの合金リボンは高い強度および高い硬度（ すなわち少なくとも約１２５　ｋ　ｇ／ｍｍ２のミクロビッカース硬度）を備え ている。

アルミニウムを亜鉛の添加なしに合金する場合、最小アルミニウム含量は好まし くは約６原子％以上である。

本発明の成形品かそれから製造される圧密物品の合金は、光学顕微鏡写真によっ ては解像されない極めて微細なミクロ組織をもつ。透過型電子顕微鏡写真によれ ば、０．　２−１．　０μｍのサイズの固溶体相の均一なセル状闘目構ａ　（ｃ ｅｌｌｕｌａｒ口ｅｔｗｏｒｋ）が、０．１μｍ以下であってマグネシウムおよ び本発明に従って添加された他の元素からなる極めて微細な２元または３元金属 間化合物相の析出物と共に解明される。

本発明の合金の機械的特性［たとえば０．２％降伏強さくＹＳ）および極限引張 り強さくＵＴＳ）］は、金属間化合物相の析出物が平均サイズ０．　１μｍ以下 である場合、より好ましくは平均サイズ０．０３−０．０７μｍである場合に、 実質的に改良される。平均サイズ０．　１μｍ以下の金属間化合物相の析出物が 存゛在することによって、高められた温度における粉末の圧密に際して結晶粒界 が固定され、その結果高温圧密に際して微細な結晶粒度が実質的に保持される。

第１（ａ）および１　（ｂ）図には、それぞれ本質的にＭｉ５ｆｔ　Ｍ　ｇ　９ ２　Ｚ　ｎ　ｚＡ　１　ｓＣｅ、およびＭｇ９ｔＺｎｚＡＩＳＹ２からなる合金 より鋳造されたリボンのミクロ組織が示される。図示されたミクロ組織は１０５ ℃／秒以上の冷却速度で凝固した試料に典型的なものであり、１４０−２００ｋ ｇ／ｍｍ”の高い硬廖に寄与する。

Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金の高い硬闇は、鋳放しリボンに見られる微細なミクロ 組織によって理解される。Ｃｅ、ＰｒおよびＮｄを含有する合金の鋳放しミクロ 組織は極めて類似しており、セルの内部およびセル境界の双方にＭｇ５ｘ（ｘ＝ Ｃｅ、Ｐｒ）析出物を含むセル状ミクロ組織を示す（第１（ａ）図）。Ｙおよび Ｎｄを含有する合金は、第１（ｂ）図全体に均一に分散したＡＩｚＸ　（Ｘ−Ｙ 。

Ｎｄ）の微細な球状析出物を示す。

鋳放しのりボンまたはシートは一般に２５−１００μｍの厚さである。上記組成 の急速凝固材料は、それらを通常の装置、たとえばボールミル、ナイフミル、ハ ンマーミル、微粉砕機、流体エネルギーミルなどにより機械的に微粉砕しうるの に十分なほど脆い。リボンを微粉砕する程度に応じて、種々の粒宴が得られる。

通常は粉末は平均厚さ１００μｍ以下の小平板からなる。これらの小平板は微粉 砕に際してリボンの破砕により生じた不規則な形状を特色とする。

粉末は既知の方法、たとえば熱間アイソスタチｌクブレス、熱間圧延、熱間押出 し、熱間鍛造、冷間プレスおよびこれに続く焼結などによって圧密して、十分に 緻密なバルク部品となすことかできる。一般にこれらの合金の微粉砕粉末は直径 ５０−１１０ｍｍ、長さ５０−１４０ｍｍの円筒形ビレットに真空ホットプレス されるか、または直接に直径が最高２８０ｍｍにキャンニングされる。次いでこ れらのビレットまたはカンを０．０００２１−０．００００１ｍ／秒の速度で熱 間押出しして、押出し比１．４１１．−２２１１の丸または角形のバーにする。

一般に押出（７されたバーは最短寸法において測定して少なくとも６ｍｍの厚さ をもち、次いで熱間圧延して厚さ１ｍｍのプレートとなしうる。押出し温度は普 通は１５０　＝２７５℃である。押■されたバーは０．０００２１−０．０００ ０１ｍ５２．・′秒のｌ！序で超塑性成形するこさにより、最短方向に沿って測 定して少なく古も１ｍｍの厚さをもつ複雑な平坦な形状に加工することもできる 。超塑性成形温度は１６０−２７５℃である。意外にも、このｈｅｐ金属の超塑 性成形か可能であるしと、お才び４−れらの合金の超塑性成形１．４通常の成形 ／＠造温度より低い成形７″＠造温）を可能にすることか見出された。

圧密ののち得らｊする〕クロ組礒は合金Ｍ１銭および圧密条件に依存する。高温 での過度の月間は微細な析出物を！！、適なサブミクロンサイズより粗大化し、 特性の劣仕、号／ばわち硬■および強度の低下をもｌ−らす可能性がある。従っ て、通常の銭形より低い温度における超塑性銭形か可能であることにより、ミク ロ１Ｕｆｆｉを改良し１、強［を高める８ｉ会か提供される。

１２（ａ）および２（ｂ）図に、それぞれ合金ＭｇｕＺｎ２ＡｌｓＣｅ１および Ｍｇ＋＋＋Ｚｎ＋Ａ　１ｓＹｚにつき典型的に示されるように、本発明の圧縮圧 密された物品は平均粒ｌ０１５μｍの固溶体相からなり、合金に応じて実質的に 均一に分布した分散金属間化合物相ＭｇｘＸ　（Ｘ＝Ｃｅ％Ｐｒ）　、ＡｌｚＮ ｄまたはＡＩ。

Ｙを含有し、さらにこのミクロ組織は相Ｍｇ　ｌ　７　Ａ　ｌ　ｌ　２のアルミ ニウム含有析出物および亜鉛含有相Ｍ　ｇ　Ｚ　ｎを含むｏ　Ｍｇ　１７Ａ　ｌ 　１２相およびＭ　ｇ　Ｚ　ｎ相は双方とも通常はＭ　ｇ　３　Ｘ相より大きく 、圧密温Ｉに応じて領　５−１．０μｍのサイズである。

室温（約２０℃）では、圧縮圧密された物品はロックウェルＢＷ少なくとも約５ ５を示し、より一般的には６５以上である。さらに、本発明の成形品かそれから 製造される圧密物品の極限引張り強さは少なくとも約３７８ＭＰａ　（５５ｋｓ ｉ）である。室温におけるこれらの合金の高い強度［最高４５６ＭＰａ　（６６ ゜２ｋｓｉ）の０．　２％ＹＳおよび最高５１３ＭＰａ　（７４，４ｋｓｉ）の ＵＴＳ］は、１００℃で試験した場合はそれらの室温値の２／３　［０，２％Ｙ Ｓ＝２５０−３３０ＭＰａ　（３６，３−４８，０ｋｓ　ｉ）　、ＵＴＳ＝３０ ０−３８０ＭＰａ（４３，６−５５，２ｋｓ　ｉ）］に低下し、１５０℃で試験 した場合はそれらの室温値の１／３または１／４　［０，２％ＹＳ＝１１０−１ ６０ＭＰａ　（１６，０−２３，２ｋｓ　ｉＬ　ＵＴＳ＝１４０−１９０ＭＰａ 　（２０，３−２７，６ｋｓ１）］に低下する。これらの強度低下に伴って、伸 びが１０−４０倍増大し、それぞれ１００℃（伸び４５−６５％）および１．５ ０℃（伸び１９０−２２０％）において破断し、１５０℃における強度水準は鍛 練用インゴット合金ＺＫ６０およびＡＺ９１ＨＰに匹敵する。圧密物品の機械的 特性はひずみ速度にも強く依存する。一定の温度においては、ひずみ速度が増大 すると引張り強さが増大する。

さらに、ひずみ速度に対する強度の依存性は温度の上昇に伴って増大する。高温 および低いひずみ速度にお（プる試験によって、延性は改良される傾向を示す。

圧密物品において超塑性挙動（伸び〉１００％）は試験温度１５０℃およびひず み速度＜ｌＸｌ０−’／秒において生じた。合金の低い流れ応力および高い延性 の組み合わせによって、それらは超塑性成形、たとえば熱間圧延および熱間鍛造 に極めて有用なものとなる。低速で精密ダイにより鍛造した場合、複雑な部品を １工程で、卓越した形状精度において、亀裂なしに成形することができる。低い ひずみ速度におけるこれらの合金の極めて低い流れ応力は、これらの鍛造品を１ ６０℃程度の低い温度で軽量プレスにおいて製造しうろことを意味する。

以下の実施例は本発明をより完全に理解するために提示される。本発明を説明す るために示された個々の手法、条件、材料および報告されたデータは例示であっ て、本発明の範囲を限定するものと解すべきではない。

実施例１ リボン試料を上記の方法に？ｒ”ｆｌい、過Ｔ卜されたアルゴンまたはヘリウム を用いて１Ｂ融マグネシウム合金をノズルから約９００−１５００ｍ／分の表面 速度を生じるへく回転している水冷式銅合金ホイール上へ押出すことにより鋳造 した。リボンは領　５−２．５ｃｍの幅であり、約２５−１００μｍの厚さであ った。

溶融物に添加された装填重量に基づく合金の公称組成をそれらの鋳放し硬度値と 共に第１表にまとめる。硬度値は冷却支持体に面したリボン表面において測定さ れる。この表面は通常は他方の表面より平滑である。本発明の成形品に用いたこ れらのＭｇ−Ａ　Ｉ　−Ｚｎ−Ｘ合金のミクロ硬度は１４０−２００Ｋｇ／ｍｍ ｌである。鋳欣し硬度は希土類含量か増大するのに伴って増大する。各種の希土 類元素がＭｇ−Ａ　Ｉ−Ｚｎ−Ｘ合金に及ぼす硬度増大作用は類似する。比較の ため、同様に第１表に市販の耐食性高純度マグネシウムＡＺ９１Ｃ−ＨＰ金合金 硬度を挙げる。本発明の成形品に用いた合金の硬度は市販のＡＺ９１Ｃ−ＨＰ金 合金り高いことが分かる。

第１表 Ｒ，Ｓ、　Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘｖｆ放しリボンのミクロ硬度値（Ｋ　ｇ／ｍｒ ｎｚ） 試料　合金の公称原子％　硬度 ｌ　Ｍｇ９２．５Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅｏ、　１５１２　ＭｑｇｚＺｎ２Ａ１５Ｃｅ １　１８６３　Ｍ９９２　、５Ｚｎ２Ａ１５Ｐｒ□　、　５　１５０４　Ｍｇ９ １Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２２０１ Ｓ　Ｍｑ　ｓ　ａへ１１１Ｍｎ１　１６２６　Ｍ２Ｂ５．５Ａ１１１Ｍｎ０．５ 　１４０７　Ｍｇ９２Ｚｎ２Ａ１５Ｎｄ１　１８］本発明の範囲外の合金 市販の合金ＡＺ９ＬＣ−ＨＰ ８（’９’ＪＬ、７Ａ１８．０２ｎＯ，２Ｍｎ０．１）　１１６χＨ刊Ａ 急速凝固リボンをまずナイフミリノブし、次いでハンマーミリングして一４０メ ツシュの粉末を調製した。粉末を真空ガス抜きし、２００−２７５℃で熱間プレ スした。この圧縮体を２００−２５０℃の温度で押出し比１４　：１−２２　： 　１において押出した。圧縮体は押出し温度で約２０分から４時間ソーキングさ れた。

押出されたバルク圧縮バーから引張り試料を機械加工し、１軸引張りによりひず み速度約５．５ＸＬＯ−７秒で室温において引張り特性を測定した。引張り特性 を室温で測定したロックウェルＢ　（Ｒ，）硬度と共に第２表にまとめる。これ らの合金は６５−約８１Ｒ８の高い硬度を示す。

大部分の市販のマグネシウム合金は約５ＯＲ６の硬度をもつ。通常のアルキメデ ス法により測定したバルク圧縮試料の密度を同様に第２表に挙げる。

本発明の合金の降伏強さくＹＳ）および極限引張り強さくＵＴＳ）は双方とも著 しく高い。たとえば合金Ｍ　ｇ　ｅ　＋　Ｚ　ｎ　ｚ　Ａ　ｌ　５　Ｙ　２は６ ６．２Ｋｓｉの降伏強さおよび７４．４ＫｓｉのＵＴＳをもち、これは通常のア ルミニウム合金、たとえば７０７５に類似し、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接する。これらのマグネシウム合金の密度は通常の アルミニウム合金についての密度２．　７５ｇ／ｃ、ｃ、および現在宇宙空間用 として考慮されている進歩したある種の低密度アルミニウムーリチウム合金につ いての２．　４９ｇ／ｃ、ｃと比較して、わずか１．　９３ｇ／ｃ、ｃ、である 。従って比強度（強度／密度）に基づいて、これらのマグネシウムベース合金は 宇宙空間用として顕著な利点をもたらす。若干の合金においては延性が極めて良 好であり、工学用として適している。たとえばＭｇｕＺｎｚＡｌｓＹ２は６６． ２Ｋｓｉの降伏強さ、７４４ＫｓｉのＵＴＳおよび５０％の伸びを示し、これは 強度および延性の組み合わせを考慮した場合、市販の合金ＺＫ６０ＡおよびＡＺ ９１Ｃ−ＨＰより優れている。

これらのマグネシウムベース合金は、軍用、たとえば装甲孔抜き工具用サボット （ｓａｂｏｔ）および機体など、高い強度を要する場合に用いられる。

町一本 公称１ｆｌ成　密度　硬度　ＹＳ　Ｕ、Ｔ、Ｓ　伸び（原子％）　（ｇ／ｃ、ｃ 、）　（Ｒ１１）　ｉ［Ｐａ（にｓｉ）　ＭＰａ（Ｋｓｉ）　Ｃ％）Ｍｇ９２． ５Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅｏ、５　Ｌ、８９　６６　３５９　（５２，１）　４２５　 （６１７）　１７．５Ｍｇｇ２Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅ１　１．９３　７７　４２５　 ｆ６１．７１　４８７　（７０，６１１０，１’９９２．５Ｚｎ２Ａ１５ＰｒＯ ，５１，８９６５３５２（５１，１）　４２７　（６１，９１１５，９Ｍｇ９１ Ｚｎ２Ａ１５Ｍ２１．９３　８１　４５６　（６６，２）　５１３　（７４，４ ＋　５．０Ｍｇ、３８Ａ１１１Ｋｎ１１．８１　６６　３７３　（５４，２）　 ３９１　（５６，８１３，５Ｍｇｇ２Ｚｎ２Ａ１５Ｎｄ１１．９４　８０　４３ ６　（６３，３）　４７６　（６９，１１１３，８本発明の範囲外の合金 市販の合金 （Ｍｇ９□、７Ｚｎ２．ＩＺｒ□、２）　１．８３５０　３０３　（４３，９） 　３６５　（５２，９）　１１．ＯＡＺ　９１　ＨＰ−Ｔ６ （Ｍ９９１　、７ＡＩＢ　、　０２ｎ０　、２１４ｎ０　、１）１．８３５０　 １３１　（１９，０）　２７６　（４０，０）　５．０実施例３ 急速凝固Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金の鋳放しリボンおよびバルク押出し試験片を 透過型電子顕微鏡検査用として、ジェットシンニング（ｊｅｔ　ｔｈｉｎｎｉｎ ｇ）およびイオンミリングの組み合わせにより調製した。第３表に示すように、 選ばれたＲ、Ｓ、　Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ鋳放し試料の定量的ミクロ組織分析は 、微細な結晶粒度０．３６−０．７０μｍおよび微細なセルサイズ０．　０９− ０゜３４μｍマグネマグネシウム結晶記の急速凝固法により得られたことを示す 。００４−０．０７μｍの微細な分子ｌサイズのマグネ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も得られる。高い融点および制限された固溶体 溶解性のため、これらのアルミニウムー希土類またはマグネシウムー希土類金属 間化合物の微細な分漱實は高温圧１ぞに際して認めうるほどに粗大化せず、押出 しし欣し試料について第２図のｌｉｌ］１微鏡写真および第３表の定量的結果に 示すように、結晶粒界を固定するのに極めて有効である。これらの微細な結晶粒 度および分子Ｆ１１質サイズによりて、実施例２に示す常法により処理された材 料と比較して機械的特性か著しく改良される。

第３表 選ばれたＲ、Ｓ、　Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ　−Ｘの鋳放しおよび押出し試料のＴＥＭ ミクロ＆Ｉｌ織分析Ｎｏ　公称組成　マ）’ＩｙりＸ　セル　析出物サイズ（μ ｍ）（原子Ｘ）　結晶粒　サイズ　Ｍ　ｇ　Ｚ　ｎＮｏ、　析出物サイズ（μｍ ）　体積分率（ａ）鋳放し　（ｂ）押出しし放し 欠削す− 喝ＩＯ′よ、よびひ−４”み速１「か押出しＭｇ−Ａｍ−Ｚｎ−Ｘ合金の引張り 特性に及ぼす影響を、２　ｘ　ｔ　Ｏ”−２ｘ　１−０　／抄のひずみ速度およ び室温から１５０℃までの屈１丁における１輔引張りにより評価した。試験前に 試料を試験温度に３０分間保持した。押出しＭｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金の室温引 張り強さに比へて、１゜（゛）℃でひずみ速Ｊｆｆ５．５ＸｌＯ−”／秒におい て試験した場合、Ｙ、Ｓ、は約３８−４１ｋｓｉ１．：低下し、Ｕ、Ｔ、Ｓ　は ４４−４８ｋｓｉに低下し、伸びは５０％に増大する。ＭＵを１５０℃で試験し た場合、さらに引張り強さが低下しくＹ。

Ｓ、＝１６−４８ｋｓ　ｉ、ｕ、”ｒ、ｓ、＝２１−２２ｋｓ　ｉ）　、これに 伴って高い伸び（伸び一２００％）が生じる。これらの希土類含有合金における 超塑性挙動（伸び〉１００％）は、急速凝固法により得られる微細な結晶粒度お よび分敢質粒度によるものである。

筆土嚢 押出しし放しＲ，Ｓ、　Ｍｇ−Ａｌ　−Ｚｎ−Ｘ含金の高められた温度における 引張り特性（ひずみ速度５．５Ｘ１０−’／秒）Ｎｏ　公称組成　試験温度　エ 、３．　。、Ｔ、Ｓ、　伸び圧畜物品の引張り特性はひずみ速度にも依存する（ 第５表）。一定の温度では、ひずみ速度が増大すると引張り強さか増大する。さ らに強度のひずみ速度依存性は温度のｈｕにｆ”４−１で増大する。高温および 低いひずみ速度における試験によって、延性は改良される傾向を示す。押出しし 放しのバーにおいて、超塑性挙動（伸び〉１００％）は試験温度１５０’ｃおよ びひずみ速度〈１×１０−′／秒において生した。本発明の合金の低い流れ応力 （降伏強さ２５ｋｓｉ）および高い延性（〉１００％）の糺み合わせによって、 それらは超塑性成形、たとえば熱間ｍ遣１ご極めて有用なものとなる。第３図は 、１．６０℃において低速で、および１８０℃において中程度の速度で鍛造され たＭｇｕＺｎｚＡ　１ｓＮｄｌの２種の押出しバーを示す。試料か中程度の速度 （０，０００２１，ｍ／秒）で鍛造された場合、大きな亀裂か生じた（第３（ａ ）図）。ラム速度を領　００００１ｍ／秒に低下させると、試料の亀裂は除かれ 、銭形性か改良された（第３（ｂ）図）。鍛造し放しの試料の機械的特性は押出 しし欣しの試料とほぼ等しい（第６．７表）。低速で精密ダイにより鍛造した場 合、襦罐な部品を１工程で、卓越した形状精度において、亀裂なしに成形するこ とかできる。市販の合金ＺＫ６０Ａにおいては同じ鍛造条件下で著しい亀裂が見 られた点に注目すべきである。

試験温度　ひずみ速度　Ｙ、　Ｓ、　Ｕ、　Ｔ、　Ｓ、　伸び第６表 鍛造温度　ラム　亀裂　Ｙ、Ｓ、　Ｕ、Ｔ、Ｓ　伸び（’ＩＩ’）　速度　１［ Ｐａ　（ｋｓｉ）　ＩＰａ　（ｋｓｉ）Ｃ％）１５０　低　ごく小さい　４４４ 　（６４，５）　４９９　（７２，５）　１０．２１８０　低　無し　４５１　 （６５，５）　５０５　（７３，４）　１２．８１８０　高　大きい　−一一一 一一−−−−−−−−−−−−−−−−ｍ−２２０高　無し　４５１　（６５， ０）　５１６　（７５，０）　１３．０鍛造温度　ラム　亀裂　Ｙ、　Ｓ、　Ｕ 、　Ｔ、　Ｓ、　伸び（１）　速Ｆ　ＭＰａ　（ｋｓｉ）　ＩＰａ　（ｋｓｉ） 　（％）１５０　低　ごく小さい　４６１　（６７，０）　５２３　（７６，０ ）　８．４１６０　低　無し　４５０　（６５，４）　５１２　（７４，４）　 ９．１１９０　低　無し　４８４　（７０，３）　５４０　（７８，６）　６． ８２１０　低　無し　４５７　（６６，４）　５１０　（７４，１）　８．８２ ２０　高　大きい　−−−−−−一−−−−−−−−−−−−−−−−−２３０ 高　小さい　４６９　（６８，１）　５３６　（７７，９）　７．６２４０　高 　小さい　４７０　（６８，３）　５２９　（７６，９）　７．２実施例５ 本発明により製造された直径１″（２，５４ｃｍ）の押出し品（Ｒ，Ｓ、　Ｍｇ ｑｚＺｎ２ＡｌっＮｄｔ）の室温引張り特性を評価し、先行技術［Ｓ、Ｋ、　ダ スおよびＣ，Ｆ　チャン、米国特許第４．７６５．９５４号明細書、急速凝固し た高力の耐食性マグ不シウムヘース合金、１９８８年８月］りより製造された押 出し品の引張り物性と比較した（第８表）。先行技術に記載の方法による押出し 品には著しい変形か生じるため、押出しに際して温度か上昇する。その結果、先 行技術による押出し品は高温の影響を受け、析出物の粗大化、ならびに降伏強さ および極限引張り強さなどの機械的特性の低下、ならびに成形品におけるこれら の機械的特性の不均一さを生じる可能性かある。しかし超塑性成形法により、押 出しに際しての断熱的な熱の蓄積が最小唄に抑えられ、押出し品全体において顕 著に均一な機械的特性が得られる。

成形法　前部からの　Ｙ、　Ｓ−Ｕ、　Ｔ、　Ｓ、　伸びセクション　（ｋｓｉ ）　（ｋｓｉ）　（％）先行技術　Ｏ″　６７　７４　９ ２４″（約６４Ｃ重）　６１　６８　１５本発明　０″　５７　７４　１２ 本発明　２４″（約６１ｃ鳳）　６７　７４　１３以上、本発明につきかなり詳 細に述へたか、これらの詳細に固執する必要はなく、他の変更か当業者には自明 であり、これらはすへて請求の範囲に定めた本発明の範囲に含まれる。

要約書 急速凝固マグ不シウムヘース金属合金からなる複雑な部品が、１６０−２７５° Ｃの温度において０．０００２１−０．００００１ｍ／秒の速廣で超塑性成形す ることにより製造され、それらの成形性は改良され、銭形をより低い温度で実施 することか可能となる。急速凝固マグ不シウムヘース合金は本質的に式Ｍ　ｇ　 −。

Ａ１．ＺｎｈＸ−からなる組成をもち、式中のＸはマンガン、セリウム、ネオジ ム、プラセオジムおよびイツトリウムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の 元素であり、ａ“は約０−１５原子％、ｂ′は約０−４原子％、Ｃ″は約０２− ３原子％、残部はマグネシウムおよび付随する不純物であり、ただし存在するア ルミニウムと亜鉛の合計は約２−１５原子％である。これらの合金は微細な結晶 粒度の微細に分散したマグネシウムー、アルミニウムー希土類金属間化合物相を 含む。銭形すると、その部品は高い極限引張り強さおよび良好な延性と共に良好 な耐食性を示し、これらの特性の組み合わせは通常のマグネシウム合金のものよ り優れている。この部品は高い強廣および延性と共に良好な耐食性が重要である ヘリコプタ−、ミサイルおよび機体の構造部材として用いるのに適している。

国際調査報告 国際調査報告

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. １．圧密された金属物品から超塑性成形品を製造する方法において、該物品が本 質的に式ＭｇｂａｔＡｌａＺｎｂＸｃ（式中、Ｘはマンガン、セリウム、ネオジ ム、プラセオジムおよびイットリウムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の 元素であり、“ａ”は約０−１５原子％、“ｂ”は約０−５原子％、“ｃ”は約 ０．２−３原子％、残部はマグネシウムおよび付随する不純物であり、ただし存 在するアルミニウムと亜鉛の合計は約２−１５原子％である）よりなる急速凝固 したマグネシウムベース合金粉末を圧縮することにより調製されたものであり、 該合金が０．２−１．０ミクロンのサイズの固溶体相の実質的に均一なセル伏網 目構造、ならびに０．１ミクロン以下のサイズの、マグネシウムおよびアルミニ ウムを含有する金属間化合物相の析出物からなるミクロ組識を有し、該物品を約 ０．０００２１−０．００００１ｍ／秒の成形速度で成形する工程からなる方法 。
2. ２．成形工程が約１６０−２７５℃の温度で行われる、請求の範囲第１項に記載 の方法。
3. ３．成形工程が押出し工程である、請求の範囲第２項に記載の方法。
4. ４．成形工程が鍛造工程である、請求の範囲第２項に記載の方法。