JPH03236442A - 急速固化したマグネシウムを基体とする高強度合金 - 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】 本発明はマグネシウムを基体とする高強度合金、より詳
細には該合金の急速固化！こより製造されたノボンおよ
び粉末製品、ならびに該粉末の圧縮（ｃｏｎｓｏｌｉｄ
ａｔｉｏｎ　）により製造されたバルク物品に関する。

ゑ速固化処理（ｒａｐｉｄ　ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉ
ｏｎｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　Ｒ５Ｐ）が多くの合金系に
おいてミクロ紡織改良効果を与え、これによりこれらの
系に明瞭な利点を与えることは知られている。Ｒ５Ｐに
より得られる高い冷却速度（約１０５〜１０７°Ｃ／秒
）によって固溶体形成度の拡大、準安定相、微細な金属
間分散質を生し、成分凝離を少なくすることができる。

これらはすべて機械的特性の改良に寄与する（″急速固
化処理に関する国際会議議事録■”、編集者：Ｒ，メー
ラビアン、Ｂ、Ｈ，ケールおよび門、コーエン、タレイ
ターズ出版部門、ルイジアナ州、バトン・ルーシュ、１
９８０年参照）。これはニッケル、鉄およびアルミニウ
ムを基体とする合金につき証明されており（米国特許第
４．３４７，０７６号明細書）、により最近ではチタン
を基礎とする合金につき証明されている（ジャーナル・
オブ・メタルズ、１９８３年９月、２１頁）。しかしＲ
５Ｐはマグネシウムを基体とする合金の機械的特性を改
善するためには広く用いられていない。

＆ｉＩ戒Ｍｇ、。Ｚｎ３゜（＆Ｉｌ威は原子％）の非晶
質リボンが溶融回転８　（ｍｅｌｔ　ｓｐｉｎｎｉｎｇ
）により製造された（Ａ、カル力、正マダハ（Ｍａｄｈ
ａｖａ）、Ｄ、Ｅ、ボーク、Ｂ、Ｃ，キーセン、Ｉ＋、
マチャ（Ｍａｔｙｊａ）およびＪ、ハンデル・サンプ、
゛スフリプタ・メタルルジカ”Ｖｏ１、１１．６５頁、
１９７７年）。これらのリボンは圧縮した場合に跪く、
構造用には用いられなかった。

１．７〜２．３原子％のＺｎを含有する微結晶質マグネ
シウム合金が溶融回転法によりリボンに鋳造された。こ
の種のリボンの均質な固７容体範囲は幅１０〜２０ＩＡ
の冷却帯（急冷用支持体に隣接するリボン面）にのみ限
定され、これを越えた部分には二相領域が認、められる
（ｌ１、Ｊ、マズール、Ｊ、Ｔ、プルケ、Ｔ、Ｚ。

力、タミスおよび河Ｃ，フレミングズ、“急速固化した
非晶質および結晶質合金゛、編集者二Ｂ、Ｈ，ケル、Ｂ
、Ｃ，キーセンおよこ帥、コーエン、エルスごル・サン
エンス出版社、１９８２年、１８５頁）。微結晶質合金
Ｍｇ１ｏｏ−Ｊｎｘ　（ｘ　＝２６−３２原子％）がガ
ン法により製造された非晶質スプラットの結晶化によっ
て製造された（Ｐ、Ｇ、ボスウェル、“′マテリアルズ
・サイエンス・アント・エンジニアリング、Ｖｏ１、３
４．１９７８年、１頁）。より最近ニＺ　つ７Ｍｇ７４
Ｌｉｚ６．　Ｍｇｔ：＋、５Ｌｉ２ｓ、ｌｌ５ｉｏ、７
８よプ”＋ｇ＝３．　ｑｂＬｌｚｓ、　ｑＣｅｏ、　＋
ａの合金が急速固化したフレークとして二本ロール急冷
により製造されたＣＰ、Ｊ、メスチエターおよび　Ｊ、
Ｅ、オニール、Ｍｅｔ。

Ｔｒａｎｓ、νｏ１．１５Ａ、１９８４．２３７頁）。

しかし上記研究のすべてにおいて、非晶質または微結晶
質合金の機械的特性を判定する試みはなされなかった。

最近のある研究は市販の合金ＺＫ６０Ａ　（Ｍｇ−Ｚｎ
　６重量％−Ｚｒ　Ｏ，４５重量％）を用いて回転電極
法により調製された粉末の圧縮により製造された急冷マ
グネシウム合金の機械的特性に関するものであった（Ｓ
、イセロウ（Ｉｓｓｅｒｏｗ）およびＦ、Ｊ、リジター
ノ（Ｒｉｚｚｉｔａｎｏ）、Ｉｎｔｎ’１．　Ｊ、ｏｆ
　ＰｏｗｄｅｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙａｎｄ　Ｐｏｗｄ
ｅｒ　Ｔｅｃｈ、、Ｖｏ１、１０＋　２１７頁、１９７
４）　、しかし彼らが回転電極法を用いて得た平均粒径
は約１００岬であり、このような粒子の冷却速度は＜１
０“Ｋ／Ｓである（たとえばＮ、Ｊ、グランド、ジャー
ナル・オブ・メタルズ、　Ｖｏ１、３５．　Ｎｏ、　１
　、２０頁、１９８３）　、通常はこのような粉末を一
般の圧縮法により圧縮すると、ミクロ組織が粗大化する
。

当技術分野には合金に高い引張強さを与える金属間化合
物が均一に分散含有された急速固化したマグネシウム合
金がなお求められている。

本発明はリボンまたは粉末に底形でき、かつ微細なミク
ロ組織をもつバルク物品に圧縮するために特に適したマ
グネシウムを基体とする高強度の耐食性合金を提供する
。一般にこの合金は本質的にアルミニウム１１原子％以
下、亜鉛４原子％以下、ケイ素、ゲルマニウム、コバル
ト、スズおよびアンチモンよりなる群から選ばれる少な
くとも１種の元素０．５〜４原子％からなり、残りはマ
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が２〜１３原子％である。

さらに存在するアルミニウムおよび亜鉛の４原子％まで
をネオジム、プラセオジム、イツトリウム、セリウムお
よびマンガンよりなる群から選ばれる少なくとも１種の
元素で置換することができる。本発明の合金は、液体合
金が中実のリボンまたはソートに底形される過程で１０
’〜ｌＯ７°Ｃ／秒の速度で冷却される溶融回転鋳造法
により本発明のマグネシウム合金を急速圧縮処理する方
法および装置によって製造されうる。本方法はさらに、
移動する支持体と共に運ばれる境界部の空気層による燃
焼、過度の酸化、および物理的妨害から溶融物たまり（
ｍｅｌｔ　ｐｕｄｄｌｅ）を保護する手段を提供するこ
とよりなる。この保護は、空気もしくはＣＯ□およびＳ
Ｆ、、還元性ガス、たとえばＣＯもしくは不活性ガスの
Ｚ昆合吻などの保護ガスをノズルの周囲に収容し、一方
溶融物たまりを乱す外部からの風の流れを除くという二
重の目的に役立つ囲い装置によって与えられる。

合金元素であるケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズ
およびアンチモンはマグネシウム中での熔体化に制限が
あり、急速固化処理に際してこれらは合金ａ戒に応して
ＭｇｚＳｉ、　ＭｇｚＧｅ、　ＭｇｚＳｎＭｇｚＳｂ３
．　ＭｇＣｏｚなどの金属間化合物亭目の微細かつ均一
な分散を生しる。これらの微細に分散した金属間相は合
金の強度を高め、高い温度での粉末の圧縮に際して粒子
境界をピンニングすることにより微細な粒径を維持する
のを補助する。合金元素である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強化により、ま
た特定の時効硬化性析出物、たとえばＭｇ＋７ＡＬｚ、
ＭｇＺｎの形成により、強度に寄与する。アルミニウム
および亜鉛をネオジム、プラセオジム、イツトリウム、
セリウムおよびマンガンで全部または一部置換すること
は、時効硬化性析出物によりさらに強度に寄与する。

本発明は圧縮態合金物品を製造する方法をも提供する。

本方法には、本発明のマグネシウムを基体とする合金の
粉末粒子を圧縮する工程が含まれる。これらの粒子を冷
間圧縮するか、または真空中で１５０〜３００°Ｃのプ
レス温度に加熱することにより熱間圧縮することができ
、これにより分散した金属間相の粒大化が最小限に抑え
られる。粉末粒子は一般法、たとえば押出し、鋳造およ
び超塑性成形（ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ　ｆｏｒｍｉ
ｎｇ）によりバルク形状物に圧縮することもできる。

さらに本発明は本発明のマグネシウムを基体とする圧縮
態金属物品を提供する。この圧縮態物品は極限引張強さ
（４９４ＭＰａ（７１，７ｋｓｉ）に及ぶ）および室温
での延性を合わせもつ。これは一般のマグネシウム合金
よりもはるかに優れている。これらの物品は高い比強度
（強度対密度の比）が重要であるヘリコプタ−、ミサイ
ル、航空機の機体における構造部材として、またサーボ
として用いるのに通している。

本発明は以下の詳細な記述および添付の図面を参照する
ことによってより良く理解され、他の利点も明らかにな
るであろう。

第１図は支持体、スクレーパ、不活性もしくは還元性ガ
スの導入口、および移動している冷却面上に金属を析出
させるノズルの関係を示す個分断面図である。

第２図は支持体スクレーパおよびサイトシールドの配置
様式を示す透視図であり、この配置により不活性または
還元性のガスをノズル開口付近に方向づけかつ制限する
半密閉室が与えられる。

第３図は支持体スクレーバおよびサイトシールドの配置
を示す、第２図に示したものと反対側から見た透視図で
ある。

第４図は合金−ｇｅｑ、　ｓＺｎ＋ＡｌＢｓ１＋Ｎｄｏ
、　ｓの鋳造したままのリボンの透過型電子顕微鏡写真
であり、その微細な粒径および析出物を示す。

第５（ａ）図は合金Ｍｇ５ｓＡＬｏＳＬｚの押出しされ
たバルク圧縮物の透過型電子ｚＢ微鏡写真である。

第５（ｂ）図は第５（ａ）図の矢印で示す粒子から得た
Ｘ線スペクトルである。

第５（Ｃ）図は第（ａ）図の二重矢印で示す粒子から得
たＸ線スペクトルである。

第６（ａ−ｃ）図はそれぞれ合金’ｇｑ＋Ｚｎ＋Ａｆｆ
ＢＭｇｑｏＺｎ＋ＡＮｅＳｉ＋および門ｇｅｑ、　ｓＺ
ｎ＋ＡＮｓｓハラ、ヨの押出しされたバルク圧縮物の走
査型電子顕微鏡写真である。

第１図は本発明の合金を鋳造する方法を表わす部分的な
側部断面図を示す。第１図に示すように、目的とする塑
性の溶融金属２を第１リツプ３および第２リツプ４によ
り定められるスロット付きノズルを通して加圧下に楕却
体ｌの表面上に押出す。

冷却体はノズルに近接した状態にあり、矢印で示す方向
へ移動する。スクレーパ７を含む掻取り手段が冷却面と
接触して、配置され、保護ガスがガス供給手段によりガ
ス導入管８を通して導入される。鋳造されるリボン５と
熔融物の境界は６で示される。

第２および第３図は、サイトシールド１３．１８がスク
レーパ１２．１９およびガス導入管１１．２０と共同し
てノズル２１の周りに半密閉室を与えるために用いられ
る様式を示す、２つの異なる角度から見た簡略化した透
視図である。第２および３図にはさらに加熱コイル９，
１６、るつぼ１０．１７、冷却体１４．２３、鋳造され
たリボン１５．２２との関係が示される。さらに、スク
レーパおよびサイトシールドの存在は保護ガスの有効性
を著しく改善することが認められた。スクレーパは境界
部の空気層を排除し、従ってその後方に保護ガスで満た
された低圧領域を作り出すのを補助する。しかしサイト
シールドがない場合は、移動している支持体アセンブリ
ーにより発生する外部からの風の流れがガス流を乱す可
能性があり、このためガス流がノズルおよび溶融物たま
りに均一に衝突しない。この条件下ではリボンが不均一
に形威されやすい。特にリボンの一方の端または両方の
端が不規則になる傾向がある。しかしスクレーパプレー
トおよび保護ガスと共同してサイトシールドを用いると
ガスの流動パターンが均一かつ一定になり、リボンは信
頼性をもって鋳造しうることか見出された。

掻取り手段、ガス供給手段および遮蔽手段の厳密な寸注
および位置は決定的なものではないが、幾つかの一般的
概念に従うべきであることが認められた。鋳造装置の掻
取り手段、ガス供給部およこ〈遮蔽部、すなわちサイト
シールド、スクレーバプレートおよびガス導入管は、均
一なガス流動パターンが維持されるのを保証する位置に
なければならない。−＠Ｓこガス導入管の開口はノズル
から２〜４インチ（５，１〜ＩＯ，２ｃｍ）以内に位置
すべきである。スクレーパは、保護ガスがその後方の低
圧領域へ流入し、周囲の大気中へは流入しないことを保
証するために、ガス導入管にできる限り近接して配置す
べきである。サイトシールドはこれらがスクレーパから
ノズルスロットの後方約２〜３イノチ（５，１〜７．６
ｃｍ）の地点まで広がるように配置すべきである。サイ
トシールドはその底部が支持体アセンブリーに近接する
かまたは接触し、頂部がノズルまたはノズル支持体の下
面に近接するかまたは接触する高さのものとすべきであ
る。ノズルまたはノズル支持体はこれが鋳造位置にある
場合にスクレーパ、サイトシールド、およびノズル支持
体下面がノズルスロットの周りに半密閉室を形威し、こ
れにより不活性ガスまたは保護ガスの効果が最大限とな
るものでなければならない（第２図および第３図参照）
。

保護ガスはノズル付近の周囲の大気を置換し、溶融物た
まりの酸化を最小限に抑えることができるいかなるガス
またはガス混合物であってもよい。

好ましい保護ガスにはヘリウム、窒素、アルゴン、−酸
化炭素、二酸化酸素と六フッ化硫黄との混合物などが含
まれる。

本発明によれば表示上純マグネシウムをアルごニウム１
１原子％以下、亜鉛４原子％以下、ケイ素、ゲルマニウ
ム、コバルト、スズおよびアンチモンよりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素０．５〜４原子％と合金さ
せ、残部がマグネシウムおよび付随する不純物であり、
ただしアルミニウムと亜鉛の合計が２〜１３原子％であ
る。この合金を保護環境中で溶融し：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保
護環境中で少なくとも約１０５°Ｃ／秒の速度で急冷し
、これにより２速固化したリボンが形成される。この種
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１２５ｋｇ／ｍ”のミクロビッカース硬度）を
もつ。亜鉛を添加せずにアルミニウムを合金化する場合
、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。上記の合金において、存在するアルミニウムおよ
び亜鉛の４原子％まではネオジム、プラセオジム、イツ
トリウム、セリウムおよびマンガンよりなる群から選ば
れる少なくとも１種の元素により置換できる。さらに合
金中に存在するケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズ
およびアンチモン０．３原子％までをジルコニウムによ
り置換できる。

本発明の合金は光学顕微鏡で解像されないきわめて微細
なごクロ組織をもつ。透過型電子顕微鏡によれば粒径０
．２〜１．０ＡＭの固溶体の実質的に均一なセル状網目
構造が、マグネシウムおよび本発明により添加した他の
元素からなる０、５，１／ＩＩ以下の微細な二元または
三元金属間化合物相の析出物と共に明らかになる。

第４図には本質的にＭｇｅｑ、　５ＡＮａＺｎＪｄｏ、
　ｓｓｉ＋の組成よりなる合金から鋳造したリボンのミ
クロＭｉ織が示されている。図示したくクロｍ織は１０
’°Ｃ／秒以上の冷却速度で固化した試料の代表例であ
り、１５０〜２００ｋｇ／ｍｍ２という高い硬度の要因
である。

この高い硬度は２００°Ｃの温度で１００時間まで焼鈍
したのち保持されている。これは金属間化合物相、たと
えばｍｇ２ｓｉおよび”ｇｚＧｅがきわめて安定であり
、２５０°Ｃまでの温度では認められるほど粗大化しな
いことによる。

鋳造したままのリボンまたはシートは一般に厚さ２５〜
１００ｍである。上記＆ｌｌ＠の急速固化した材料は一
般的装置、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
に微粉砕するのに十分なほど脆い。リボンが微粉砕され
る程度に応して異なる粒径が得られる。通常は粉末は平
均厚さ１００ｍ以下の小板状体（ｐｌａｔｅｌｅｔ）か
らなる。これらの小板状体は微粉砕に際してリボンの破
断により生しる不規則な形状により特色づけられる。

この粉末は既知の方法、たとえば等圧熱間圧縮、熱抽圧
延、熱間押出、熱間鍛造、冷間圧縮およびこれに続く焼
結などにより圧縮して十分に密なバルク部品とすること
ができる。圧縮後に得られるミツ０１Ｍ織は合金組成お
よび圧縮条件に依存する。

高温での時間が長すぎると微細な析出物が最適な次微子
の粒径よりも粗大になり、特性の低下、すなわち硬度お
よび強度の低下を生しる可能性がある。

代表例として合金Ｍｇ５ｓＡ１＋　ａｓｉｚにつき第５
図に示したように、本発明の固結圧縮前物品は分散した
金属間化合物相ｑｇ２ｓｉ　（−重矢印で示したもの）
が実質的に均一に分布した。平均粒径０．５ＩＲａのマ
グネシウム含有固溶体相（Ｍと表示）よりなる。

この種の粒子の一つのミクロ分析を第５（ｂ）図に示す
。これはマグネシウムおよびケイ素のピークに相当する
Ｘ線スペクトルを示す。さらにこのミクロ組織には相’
ｇ＋ｑＡ１、□のアルミニウム含有析出物（二重矢印で
示したもの）か含まれる。そのＸ線スペクトルを第５（
ｃ）図に示す。この”ｇ＋７ＡＰ、□相は通常はｎｇ２
ｓｉ相よりも大きく、圧縮温度に応して０．５〜１．０
／７１１１の粒径である。亜鉛を含む合金についてはＭ
ｇＺｎの析出物も認められる。

室温（約２０°Ｃ）では本発明の固結圧縮前合金はロッ
クウェルＢ硬度少なくとも約５５を有し、より−１的に
は７０以上を有する。さらに本発明の圧縮前合金の極限
引張強さは少なくとも約３７８ＭＰａ　（５５ｋｓｉ）
である。

本発明をより良く理解するために下記の具体例を提示す
る。本発明を説明するために示した特定の手法、条件、
材料および報告されたデータは一例であり、本発明の範
囲を限定するものと解すべきではない。

例１〜１３ 前記の方法に従って、アルゴンまたはヘリウムの過圧を
用いて溶融マグネシウム合金をノズルから、表面速度約
９００〜１５００ｍ／分を生しるように回転している水
冷式銅合金ホイール上へ押出すことによりリボンを鋳造
した。リボンは幅０．５〜２．５ｃｍであり、厚さ約２
５〜１００−であった。

溶融物に添加した装填重量に基づく合金の呼称１［を、
それらの鋳造したままの硬度値と共に表１にまとめる。

硬度値は冷却された支持体に面したリボン面につき測定
した。この面は通常は他方の面よりも清らかである。こ
れら本発明のアルミニウム含有マグネシウム合金のミク
ロ硬度は例１〜１２に示すように１８３〜２７０ｋｇ／
ｍｍ１２である。比較のため、本発明のものではない合
金Ｍｇ１ｌｑＡＬ＋　（例１３）のミクロ硬度も表１に
示す。ＭｇａＪＬ＋合金に関する１２３という硬度値は
市販のマグネシウム合金のものよりは高いが、本発明の
合金に関して得られた値よりも大幅に低い。

表−ｍ−［ 本発明に従って製造したマグネシウムを基体とする合金
のｍ戒および鋳造したままの硬度値。硬Ｍｇａ７．５Ａ
Ｎ１１Ｓｉ１．５ Ｍｇｅｗ、　ｚｓＡＲ１＋Ｓｉ＋、　７５ＭｇｅｗＡＬ
ｏＳｉｚ ＭｇａＪｌ＋＋Ｇｅｚ ＭｇａＪＭ＋＋Ｓｎ２ Ｍｇ５ｖＡＮ、。Ｓｉ３ ＭｇＳｉ３Ｍｇ５６Ａ ＬｏＳｉ４’ｑＳｉ２ ＭｇｅｅＡＬＳｉ３ Ｍｇ９゜ＡＩ！ｌｌＳｉ２ 阿ｇｅＪ１＠ｓｉ１ 例１４〜１８ 亜鉛、ならびにケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズ
およびアンチモンよりなる群から選ばれる元素１［！ま
たは２種以上を含むマグネシウムを基体とする急速固化
した合金リボンを、例１〜１３二こ記載した方法を用い
て製造した。溶融物に添加□た装填重量に基づく合金の
呼称組成を、それらの鋳造したままの硬度値と共ζこ表
Ｈに示す。比較のγコ力本発明のものではない合金Ｍｇ
ｑＪｎｚ（例１８〕のミクロ硬度も表ＩＮこ示す。本発
明の各合金のミクロ硬度がマグネシウムおよび亜鉛の二
元合金の場合よりも高いことがＬ２められる。

表−一」− 本発明により製造されたマグネシウムを基体とする合金
の組成および鋳造したままの硬度値。硬４ Ｍｇｑ４Ｚｎ４Ｓｉ２ ５７ ５ ＭｇｑｓＺｎｌＳｉｚ ３９ ６ ＭｇｑｓＺｎ＋Ｃｏｚ　　　　　　　　　１８５例１９
〜３７ アルミニウムおよび亜鉛の双方を含むマグネシウムを基
体とする合金を例１〜１３の方法により急速固化したリ
ボンとして鋳造した。装填重量に基づく合金の呼称組成
をそれらの鋳造したままの硬度と共に表■に示す。これ
らの四元合金のうちの幾つか（たとえば例１９〜２３）
の硬度は、アルミニウムまたは亜鉛のいずれかを含む三
元合金の場合よりも実質的に高い。本発明の合金Ｃ例１
９〜３６）のミクロ硬度は１３４〜３０３ｋｇ　／　ｍ
　”であり、これは大部分の市販のマグネシウム合金の
場合より高く、また本発明の範囲外である合金”ｇｑ＋
ＺｎＩＡｌｅ（例３７）の場合より高い。２００〜３０
０ｋｇ／１１１１１１２というミクロ硬度がより高い密
度をもつ高強度アルミニウム合金のあるものζこ匹敵す
ることはン主目にＩ直する。

表−皿 本発明により製造したマグネシウムを基体とスル合金の
ｍ威および鋳造したままの硬度値。硬度は室温で測定さ
れた。

例３８ 本発明合金のリボン試料につき２００°Ｃおよび３００
°Ｃで１時間および１００時間の等温および等時焼鈍実
験を行った。表■は焼鈍後に行ったミクロ硬度測定の一
般的な結果を幾つかまとめたものである。

本発明の合金は２００°Ｃで１００時間までの焼鈍時間
の間焼鈍′−タのち高い硬度を保持していることが誌め
られる。Ｉ時間の焼鈍後に若干の合金が示した硬度の初
期上昇は、鋳造したままの９速固化した合金において得
られる過飽和固溶体の時効によるちのである。時効処理
に際して最大硬度を得るための個々の時間および温度は
合金組成および過飽和の程度；こよる。この時効現象は
一般に金属間化合物の析出による。３００°Ｃで１００
時間焼鈍した試料：よ硬度の実質的な低下を示さない（
表■）。これらの試料の熱安定性がより高いのは、金属
間化合物の析出物、たとえｉｉＭｇｚｓｉ、　ＭｇｚＧ
ｅ、　ｈｇ２ｓｎなどによるちのであり、これらはきわ
めて安定であり、氾めうるほと粗大化しない。

表−ｍ−ｙ 焼鈍後の本発明のマグネシウム合金のミクロ硬度値（ｋ
ｇ／ｍｍ２）。硬度は室温で測定された。

Ｍｇｇフ、ｓＡＬ＋Ｓｉ＋、５ Ｍｇ５６Ａｆｆｉｌ。ＳｉＳ ｉ３Ｍｇ５ｓＡＬｏＳ ｉｚ、。ＡｌａＳｉｚ ＭｇａＪｌｅＳｉ３ Ｍｇｓ７Ａｆｆｉ　１　＋Ｇｅｚ ＭｇｓｔＡＬ＋Ｓｎｚ Ｍｇ９イＺｎａＳス。

Ｍｇｇ、Ｚｎ＋ＡｆｆｎＳｉｚ Ｍｇｅｑ、５ＺｎｌＡＦ＊５ｉｌＮｄｏ、ｓｈｇｑｏ、
ｓＺｎ＋Ａｆｆｅｓｂｏ、Ｓ例３９ 本発明の急速固化したリボンをまずナイフミル粉砕し、
次いでハンマーミル粉砕して一６０メ、シュの粉末を製
造した。粉末を缶に入れて真空脱ガスし、次いで真空下
にノールした。この缶を約２００〜２５０°Ｃで押出し
比１４：ｌ〜２２：１で押出した。

缶を上記の押出温度で約２〜４時間ソーキングした。押
出されたバルク圧縮棒から引張試験試料を機械加工し、
室温で歪速度ｖ′Ｊｌ（１”／秒において一軸引張で引
張特性を測定した。室温で測定した引張特性および口、
フラニルＢ（ＲＢ）硬度を表Ｖにまとめる。本発明の合
金は約７０〜Ｂ２ＲＢというきわめて高い硬度を示す。

大部分の市販のマグネシウム合金は約５ＯＲ３の硬度を
有する。バルク圧縮試料の密度（標準浸漬法により測定
）を表Ｖに示す。

表−ｍ＝■ バルク圧縮したマグネシウム合金の機械的特性Ｍｇｑｏ
Ｚｒ＋＋Ａｉ’Ｂ５１ Ｍｇ、ｑ、５Ａｎ＋ＡＲａＳｉ＋、ｓ Ｍｇｅ１、ｓＡＲ＋１Ｓｉ１．５ Ｍｇ５７ＡＥ＋＋Ｇｅ４ ＭｇｅａＡＬ。Ｓｉ２ 門ｇａ７ＡＬ。Ｓｉ） ＭｇｓｂＡＲ＋ａＳｒ４ Ｍ２Ｂ５．５Ａｌ　＋　＋Ｓｌ　＋、　ｓ門ｇ、。ＡＮ
６Ｓｉ２ ＭｇａＪｆｅＳｉ：＋ ＭｇａＪｉ！＋＋Ｓｉ：＋ ＭｇｑｚＡＬＺｎｚＳｉｚ ＭｇｓｑＡｆｅＺｒ＋＋Ｓｉｚ Ｍｇｓｑ、５ＺｎｌＡＥｓｓｉｌＮｄｏ、ｓ００ ００ ００ ００ ００ ００ ００ ００ ００ ００ ５０ ２５ ２５ ００ １８：１ １８：１ １８：１ １８：１ １８：１ １８：１ １８：１ １８：１ ２２：工 １４：１ １８：１ ２２：１ １８：１ １８：１ ７０．７ ７２．５ ７６．５ ８１．６ ７５．１ ７７．９ ８１．４ ７４．８ ７５．０ ８０．１ ７９．２ ７４．５ ７８．０ ７３．２ ５３．０ ５６．５ ５８．９ ６５．９ ５６．１ ５７．７ ６７．９ ５８．９ ５１．２ ７０．１ ６７．９ ５６．９ ６４．９ ６７．６ 押出したままの特性（室温） Ｍｇ、、Ｚｎ、ＡＥ８Ｓｉ、 Ｍｇａｑ、ｓＡｎ＋Ａｆｆｓｓｉ＋、ｓＭｇａ７．５Ａ
ｆｌ　＋　ＩＳ＋　ｌ＋　ｓＭｇ！１７４Ｚ＋＋Ｇｅｔ Ｍｇ＋＋ｅＡＬｏＳｉｚ 町ｇｌ］７＾１、。Ｓｉ３ Ｍｇａｉ、Ａｆｆ＋ｏＳｉ４ ’Ｉｇ、□、ｓＡＰ、ｚＳｉ＋、ｓ ＭｇｑｏＡＮｓＳｌｚ 門ｇｓ、ＡｆＢｓｉ３ ＭｇｅｑＡｉ’ｇＳ＋３ ＭｇｑｚＡｆａＺｎｚＳｌｚ ＭｇａｑＡｆａＺｎ＋Ｓ！ｚ Ｍｇ８ｑ、ｓＺｎ＋ＡＮ８Ｓ＋＋Ｎｄｏ、ｓ６０．６ ６２．２ ６３．０ ６９．３ ５９．３ ６１．５ ６９．９ ６３．２ ６１．４ ７１．７ ７０．７ ６０．３ ６７．８ ７１．１ ５．３ ２．８ ２．７ １．５ １．３ １．４ ０．８ ２．７ ４．４ １．１ １．２ ５．４ １．７ １．６ １．８６　．０６７２ １．８４　．０６６５ １．８６５　．０６７４ １．９１　．０６８８ １．８３　．０６６２ １．８４　．０６６５ １．８４　．０６６４ １．８２　．０６５９ １．８２　．０６５７ １．８３　．０６６１ １．８５２　．０６６９ １．８８９　．０６８２ １．８８４　．０６８１ １．８８　．０６７９ 本発明の合金の降伏強さおよび極限引張強さ（ｔｌＴｓ
）共にきわめて高い。たとえば合金ＭｇｅＪ６Ｓｉ３は
降伏強さ７０．　ｌｋｓ　ｉおよびＬＩＴＳ　７１．７
ｋｓｉを有し、これはある種の市販低密度アルミニウム
ーリチウム合金の強度に近接する。本発明のマグネシウ
ム合金の密度は、今日宇宙用として考慮されているある
種の進歩した低密度アルミニウムーリチウム合金に関す
る０、０９０ｆｆｉｂｓ／ｉｎ”（２，４９８／ｃｍ’
）に比べてわずか０．０６６ｆｂｓ／ｉｎ’（１，８３
ｇ／ｃｍ３）である。従って比強度（強度／密度）に基
つけ′、ヨ本発明合金は宇宙用として明らかな利点を備
えている。ある種の合金においては、合金としての延性
が工学用として適している。粉末の熱的機械的処理条件
を適切に選ふことにより（たとえ：よ真空脱ガス、真空
熱間圧縮、次いで押出し）、同し合金の延性を改良しう
ることがＬ３められた。たとえば１〜２％の伸びを示す
合金についていっそうの延性改良が期待される。本発明
の合金は高い強度が要求される軍事用、たとえば破甲装
置のサボー（ｓａｂｏｔｓ）にも用いられる。

比較のため＆［ｌ威Ｍｇｌ１９Ａｆｆ１１およびＭｇ＋
＋＋Ｚｎ＋Ａｆｆｉｌを有する急速固化した合金の機械
的特性もさらに表Ｖに示す。これらの合金（本発明のも
のではない）は約５４ｋｓ　ｉのＵＴＳを示す。ケイ素
、ゲルマニウム、スズ、アンチモンおよびコバルトなど
の合金元素が存在しないため、これらの合金においては
高温圧縮中に粒子が粗大化する。この現象を第６図に示
す。ケイ素を含まないＭｇｑ＋Ｚｎ＋ＡＮｓはきわめて
大きな粒径を示す（第６ａ図）のに対し、合金？Ｉｇ、
。Ｚｎ＋Ａｆｆ６Ｓｉｌはこれより微細な粒径を示しく
第６ｂ図）、合金’ｇａｑ、５ＺｎＩＡｆ６ｓｉ１、５
はよりいっそう微細な粒径（第６Ｃ図）を示す。これら
の顕微鏡写真においては、微細な金属間化合物析出物Ｍ
ｇ２５ｉは見えない。これらのＭｇ２Ｓｉ粒子は高温圧
縮過程で粒子境界をピンニングし、バルク圧縮固結物品
の微細な粒径を保持するのを補助する。

例４０ 水中３％塩化ナトリウム７容液を用いて２５°Ｃで実験
室内浸漬腐食試験を行い、マグネシウム合金相互の耐食
性を比較した。この試験はＡ３７Ｍ基準Ｇ３１７２によ
り推奨されるものと一般に同しである。装置 置は反応がま（３０００−容）、常圧シール付き還流冷
却器、大気もしくは通気制御用スパージャ（ｓｐａｒｇ
ｅｒ）、温度調節装置、および加熱装置からなっていた
。試料を長さ約１．６ｃｍおよび直径１．０ｃｍの寸法
に切断し、粒度６００のサンドペーパー上で研摩と、ア
セトン中ですすくことにより脱脂した。

試料の量を精度±０．０００１　ｇに秤量した。各試料
の寸法を＝０．０１ｃ＋＋＋まで測定し、各試料の総表
面積を計算した。

９６時間の浸漬ののち試験片を取出し、水ですすぎ、乾
燥させた。試験片上の腐食物を剛毛プラノで除去５た。

秤量前にアセトンを用いて試験片を脱脂５た。？ｉ　’
ｔ’ｌ　Ｓこよる重量損失および平均腐食速度を算出し
た。

表■は本発明合金のＩつ（Ｍｇ＋＋ＪＲ１＋Ｇｅｚ）に
関する腐食率を市販の合金２種（ＡＺ９２ＡおよびＺＫ
６０Ａ）と比較したものである。本発明合金の腐食速度
は市販合金のいずれよりも低い。このように本発明のＣ
遠因化した合金は改良された機械的特性を示すのみでな
く、塩水中における改良された腐食性をも示す。

表−□二■ 水中３％塩化ナトリウム溶液中で２５°Ｃにおいて測定
したバルク圧縮層マグネシウム合金の腐食速度合金Ｍｉ
戒　　　　　　　腐食速度（ミル７年）門ｇｅ７Ａｆ　
ｌ＋Ｇｅｚ　　　　　　　　　　７５市販合金　ＡＳ９
２Ａ Ｍｇｑ　ＩＡｊ　ｓ、　３Ｚｎｏ、　７　　　　　　　
１７０市販台金　ＺＫ６０Ａ ＦＩｇｑ７．　ｔＺｎｚ、　＋Ｚｒａ、　ｚ　　　　　
　　１０４以上本発明をかなり詳細に記述したが、これ
らの詳述を固守する必要はなく、種々の変更および修正
が当業者には自明であり、これらすべてが特許請求の範
囲により定められる本発明の範囲内に包含されることは
理解されるであろう。

【図面の簡単な説明】

第１図は支持体、スクレーパ、不活性もしくは還元性ガ
スの導入口、および移動している冷却面上に金属を析出
させるノズルの関係を示す側部断面図である。 第２図は支持体スクレーパおよびサイトシールド′の配
置様式を示す透視図であり、この配置により不活性また
は還元性のガスをノズル開口付近に方向づけかつ制限す
る半密閉室が与えられる。 第３図は支持体スクレーバおよびサイトシールドの配置
を示す、第２図に示したものと反対側から見た透視図で
ある。 第４図は合金Ｍｇｍｑ、５ＺｒｘＡＩＩＩＳＩ＋Ｎｄｏ
、５の鋳造したままのリボンの透過型電子顕微鏡写真で
あり、その微細な粒径および析出物を示す。 第５（ａ）図は合金ＭｇａｅＡ＃＋ａＳｉ□の押出しさ
れたバルク圧縮物の透過型電子顕微鏡写真である。 第５（ｂ）図は第５（ａ）図の矢印で示す粒子から得た
Ｘ線スペクトルである。 第５（Ｃ）図は第５（ａ）図の二重矢印で示す粒子から
得たＸ線スペクトルである。 第６　（ａ−ｃ）図はそれぞれ合金Ｍｇｑ＋Ｚｎ＋ＡＲ
Ｉ１、呵ｇｑｏＺｎ＋Ａ１ａｓｉ１およびＭｇｅ＋＋、
ｓＺｎ＋ＡｉＶＨ５ｉ１、５の押出しされたバルク圧縮
物の走査型電子顕微鏡写真である。 第１〜３図において各記号は下記のものを表わす。 ｌ：冷却体；　　　　　２：溶融金属 ３：ノズルの第１１Ｊンブ ４：ノズルの第２す、プ；　５：リボン６：２と５の境
界面；　７：スクレーパ８：ガス導入管；　　　　９．
１６・・・加熱コイル１０．１７：るつぼ；　　　　１
１，２０・・・ガス導入管１２．１９：スクレーパ １３、１８ニサイトシールド、１４，２３：冷却体１５
．２２：リボン；２１：ノズル 区面の１トζ（内存に変更なし） ”６ｇ”１Ｇ引２ （ｆｆＡＬ１、ｔＬｎｂＦ） ＦＩＧ、５　ａ ＦＩＧ、５　ｂ ＦＩＧ、５ｃ 図面の、すＸ（内容に変更なし） ＦＩＧ、　４ 図面の浄書（内容に変更なし）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、実質的にアルミニウム１１原子％以下、亜鉛４原子
   ％以下、ケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズおよび
   アンチモンよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
   素０．５〜４原子％からなり、残部がマグネシウムおよ
   び付随する不純物であり、ただし存在するアルミニウム
   と亜鉛の合計が２〜１３原子％である組成を有する高強
   度マグネシウム含有合金。 ２、実質的にアルミニウム１１原子％以下、亜鉛４原子
   ％以下、ケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズおよび
   アンチモンよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
   素０．５〜４原子％からなり、残部がマグネシウムおよ
   び付随する不純物であり、ただし存在するアルミニウム
   と亜鉛の合計が２〜１３原子％でありかつ、アルミニウ
   ムおよび亜鉛の４原子％までがネオジム、プラセオジム
   、イットリウム、セリウムおよびマンガンよりなる群か
   ら選ばれる少なくとも１種の元素により置換されている
   組成を有する高強度マグネシウム含有合金。 ３、実質的にアルミニウム１１原子％以下、亜鉛４原子
   ％以下、ケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズおよび
   アンチモンよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
   素０．５〜４原子％からなり、残部がマグネシウムおよ
   び付随する不純物であり、ただし存在するアルミニウム
   と亜鉛の合計が２〜１３原子％でありかつ、ケイ素、ゲ
   ルマニウム、コバルト、スズおよびアンチモンの０．３
   原子％までがジルコニウムにより置換されている組成を
   有する高強度マグネシウム含有合金。 ４、合金が粉末の形状を有する、特許請求の範囲第１項
   ないし第３項のいずれかに記載の合金。 ５、実質的にアルミニウム１１原子％以下、亜鉛４原子
   ％以下、ケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズおよび
   アンチモンよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
   素０．５〜４原子％からなり、残部がマグネシウムおよ
   び付随する不純物であり、アルミニウムと亜鉛の合計が
   ２〜１３原子％である組成を有するマグネシウム合金の
   粉末から圧縮された合金であって、該合金は、マグネシ
   ウムとケイ素、ゲルマニウム、コバルト、スズおよびア
   ンチモンよりなる群のうち少なくとも１種の元素とから
   形成された実質的に均一に分布した分散金属間化合物相
   析出物を含み、該析出物が、０．５μｍ以下の特有の粒
   径を有するマグネシウム含有固溶体相から構成されるも
   のであるマグネシウム合金の粉末から圧縮されたバルク
   状の形状をもつ合金。