JP5814122B2 - 希土類元素を含有するマグネシウム合金 - Google Patents

Description

本発明は、良好な耐腐食性を保持しつつ、特に展伸されたときの改善された加工性および／または延性を有する希土類元素を含有するマグネシウム合金に関する。

希土類元素は、その質量に従って、希土類元素（「ＲＥ」 −本願明細書中ではＹ、Ｌａ、Ｃｅ、ＰｒおよびＮｄとして定義される）と重希土類元素（「ＨＲＥ」− 本願明細書中では６２〜７１の原子番号を有する元素、すなわちＳｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕとして定義される）との間で分けることができる。集合的に、それらはＲＥ／ＨＲＥと呼ばれることが多い。例えば特許文献１から、ＲＥ／ＨＲＥが存在すると、高温での良好な強度および耐クリープ性を有するマグネシウム合金が与えられるということが知られている。

マグネシウム−イットリウム−ネオジム−重希土類元素−ジルコニウム合金（Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ）が市販されている。例としては、Ｅｌｅｋｔｒｏｎ ＷＥ４３およびＥｌｅｋｔｒｏｎ ＷＥ５４（以降、それぞれ「ＷＥ４３」および「ＷＥ５４」と呼ばれる）の商標で現在入手できるものが挙げられる。ＷＥ４３およびＷＥ５４は室温〜３００℃で使用するために設計されており、これらの合金は鋳造された形態および展伸された形態の両方で使用することができるということが知られている。ＡＳＴＭ Ｂ１０７／Ｂ １０７Ｍ０６によって定義されるそれらの化学組成は、下に、表１（ＡＳＴＭ Ｂ１０７／Ｂから採用した）に示される。これらの公知のＷＥ４３およびＷＥ５４合金は、以降、集合的に「ＷＥ４３型合金」と呼ばれることになろう。

これらのＷＥ４３型合金については、高温での良好な強度および耐クリープ性というそれらの有益な力学的特性は、当該合金の中に強化析出物を作り出すイットリウムおよびネオジムなどの元素の存在によって引き起こされる析出硬化の機構を通して主に成し遂げられる。ＨＲＥは、Ｍｇ−Ｙ−（ＨＲＥ）−Ｎｄ化合物であるこれらの強化析出物の中にも存在する（参考：非特許文献１）。特許文献１によれば、この種の合金のＨＲＥ含有量はイットリウム含有量の４０％未満でなければならない。純粋なＹは記載された合金で使用することができるが、その合金のコストを下げるために、Ｙ含有量が少なくとも６０％である限りは、より低い純度の出発物質を使用することができると記載されている。この文献には特定のＨＲＥの重要性という認識はなく、そして具体例ではＣｄの使用が推奨されているということにも気づくであろう。さらには、Ｋｉｎｇら（参考：非特許文献１）は、Ｙ／他のＲＥ（このＲＥ成分は、主にＨＲＥである）の比は典型的には８０／２０であるべきであると記載している。この同じ参考文献は、ＷＥ４３型合金のＨＲＥ成分はクリープ性能の点で有益である一方で、高添加量のＲＥ（ＣｅおよびＬａなど）（すなわち、０．５ｗｔ％の程度）は当該合金の引張特性には有害である可能性があるということも教示する。

約４％のＹ含有量とともに、ＷＥ４３型合金は、典型的には約１％のＨＲＥ（このＨＲＥはＳｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、ＹｂおよびＬｕを含むことができる）ならびに他のＲＥ（Ｌａ、ＣｅおよびＰｒなど）を含む（参考：非特許文献１）。これらの個々の元素の各々の濃度はその文献の中では特定されておらず、単に「他の希土類元素は主に重希土類元素、例えばＧｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂということになろう」と記載されているだけであるか（参考：ＡＳＴＭ Ｂ１０７／Ｂ １０７Ｍ０６）、または「Ｎｄおよび他の重希土類元素」へ言及されている（参考：ＢＳＩ ３１１６：２００７）。ＷＥ４３型合金についてのこれらの刊行されたデータシートはこれらの「他の希土類元素」のレベルを非常に低くすることができるということを示唆するが、実際にはこのような市販の合金の中の全濃度はＨＲＥと存在するＹとを合わせた合計の約２０％である（表１、脚注ｅを参照）。そのため、４％のＹを含有するＷＥ４３合金については、およそ１％の「他の希土類元素」が存在するであろう。この量の他の希土類元素の範囲内で、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、ＹｂおよびＳｍ以外のＨＲＥは、一般に、当該合金の中のＧｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、ＹｂおよびＳｍの総含有量の約１０〜３０％である。

ＷＥ４３型合金などのＭｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金は、高温での用途に向けて設計された（参考：非特許文献２）。Ｙ／ＨＲＥおよびＮｄを含有する強化析出物は高温で安定であり、良好な引張性能およびクリープ性能に寄与する。この強度および安定性は高温用途のためには有益である一方で、この同じ特徴は、成形（展伸）操作の間には不利益をもたらしうる。これは、限定的な成形性および延性を有する合金に関連する。結果として、亀裂発生を最小にするためには、（加熱成形操作の間）高い加工温度、および低い還元速度を用いることが必要である。これは生産コストを付加し、かつ高スクラップ率に向かう傾向がある。

このＭｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ型合金内で、あるタイプのＲＥ／ＨＲＥを選択および制御することによって、その合金の何らの特別の熱処理も必要とせず、良好な耐腐食性を保持しつつ、特に展伸されたときにその物質の加工性および／または延性において予期されない恩恵が成し遂げられうるということが見出された。

具体的には、ＷＥ４３型合金の中に重希土類元素Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒが存在すると、その合金の加工性および／または延性が改善される一方で、他の希土類元素、特にＹｂおよびより少ない程度ではあるがＳｍが存在すると、この改善に対して不利に作用する傾向があるということが見出された。

その後さらなる検討は密接に関連するイットリウム−ネオジム含有マグネシウム合金の挙動の探求につながり、そして驚くべきことに、加工性および／または延性における上記の改善は、Ｎｄがほぼ完全に存在しないときでさえも、これらの合金の特定のもので同様に見出される可能性があるということが見出された。

特許文献２には、希土類元素を含有するマグネシウム基合金は、それに０．１〜２．５重量％のＺｎおよび０．０１〜０．０５重量％のＭｎを必須に組み込むことにより、改善された長期強度および耐腐食性を有するとして記載されている。Ｙ、Ｇｄ、およびＮｄについて列挙されている範囲は広く、その合金の中のＹの量に関連したＧｄの含有量の重要性の認識はない。また、他のＨＲＥの影響の認識もまったくない。記載された合金は鋳造用途のみが意図されており、そして熱処理された（Ｔ６１）ということも明らかである。

特許文献３などの多くの先行技術文献は、特定の個々のＨＲＥの重要性に何ら触れることなくＷＥ４３型合金の使用に言及する。例えば特許文献４には、ＷＥ４３型合金の延性を改善するためにその合金の熱処理が記載されている。このタイプの市販の合金を生産するために使用される製造プロセスに起因して、存在するＨＲＥの量は常に当該合金のＹ含有量の約２５％であろうし、さらにはＧｄ、ＤｙおよびＥｒに加えて特定されない希土類元素が様々な量で存在するであろうし、そして特にＹｂは少なくとも０．０２重量％の量で存在するであろう。本発明とは対照的に、得られたと主張された改善された延性は、合金の組成の制御を通してではなく、特別の熱処理（これは必然的に生産コストを増加させるであろう）によって成し遂げられたと記載されている。

英国特許出願公開第２０９５２８８号明細書 旧ソビエト社会主義共和国連邦特許第１３６０２２３号明細書 米国特許第６４９５２６７号明細書 特開平９−１０４９５５号公報

Ｋｉｎｇ、Ｌｙｏｎ、Ｓａｖａｇｅ、５９ｔｈ Ｗｏｒｌｄ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ、Ｍｏｎｔｒｅａｌ、２００２年５月 Ｊ Ｂｅｃｋｅｒ Ｐ１５−２８ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ、Ｂ．Ｌ Ｍｏｒｄｉｋｅ編、１９９８年

本発明は、同時に等しく良好な耐腐食性を保持しつつ、加工性および／または延性の点でＷＥ４３型合金に勝る改善された合金を提供しようとする。この等しく良好な耐腐食性は、公知の腐食を引き起こす不純物、特に鉄、ニッケルおよび銅、ならびに当該合金についてそれらの腐食挙動にとって有害であることが見出されている合金元素、例えばＺｎおよびＭｎの両方の慎重な制御によって成し遂げられる。本発明の合金の腐食挙動に影響を及ぼす合金成分間で種々の相互作用が存在するが、その挙動はＷＥ４３型合金よりも悪くてはならない。ＡＳＴＭ Ｂ１１７の標準的な塩霧試験を使用すると、本発明の合金は、３０Ｍｐｙ未満の腐食速度を呈するべきである。

その力学的特性の点で、ＷＥ４３型合金の性能に合致するために、本発明の合金は、展伸用合金として使用することが意図される場合は、下記の実施例に記載される条件下で、押出されたままの状態で室温で測定した場合、以下の特徴を有するべきである：
０．２％ ＹＳ ＞１９０Ｍｐａ
ＵＴＳ ＞２８０Ｍｐａ
伸び ＞２３％。

しかしながら、特定の用途については、本発明の合金は、そのような高力学的特性を必要とはしなくてもよく、ＡＳＴＭ Ｂ１０７／Ｂ １０７Ｍ−０７によって定義される値などのなどのより低い値が、または以下の値でさえ、おそらく十分であろう：
０．２％ ＹＳ ＞１５０Ｍｐａ
ＵＴＳ ＞２４０Ｍｐａ
伸び ＞２０％。

展伸用途に加えて、ＷＥ４３型合金の場合のように、本発明の合金は鋳造合金としても有用である。

そのような鋳造合金のいずれのその後の加工（熱処理など）も、当然、最終の物質の加工性および延性に対して著しい効果を有するであろうし、低下した引張特性は、一般にそのような加工の後に、はじめて明らかになるであろう。Ｆ状態にある、すなわち何らのさらなる熱処理もない押し出されたままの物質は、特にその後の加工の間にその物質において引張特性の低下を引き起こしうるサイズの粒子を含有する可能性がある。本発明の合金について、Ｔ４もしくはＴ６状態にあるときの鋳造合金、またはＦ状態もしくはエージングされた（Ｔ５）状態にあるかもしくはいずれかの他の加工後の展伸された物質のいずれかにおいて形成されるこのような粒子（これは光学顕微鏡法によって容易に検出可能である。すなわち約１〜１５μｍの範囲の平均粒径を有する）の面積百分率が３％未満、特に１．５％未満であるときに、加工性および／または延性の改善は、顕著になることが見出された。これらの光学的に解像できる粒子は脆い傾向があり、そしてそれらの存在は適切にされた熱処理を通して減少させることはできるが、それらの形成が当該合金の組成の調整によって制御することができれば明らかに好ましい。好ましくは、１μｍよりも大きく７μｍ未満である平均サイズを有する粒子の面積百分率は３％未満である。

重要なことに、これらの粒子の形成は、存在するＹｂおよび／またはＳｍの特定の量に必ずしも依存するというわけではない。Ｆ状態の物質について、これらの粒子の存在は、当該合金の中のＹｂおよびＳｍの量にだけでなく、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒに対するＲＥ／ＨＲＥの相対的割合に関連することが多いことが見出された。多くの合金については、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素（ＹおよびＮｄを除く）の総量は、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総重量の２０％未満、好ましくは１３％未満、より好ましくは５％未満であるべきである。

最も好ましくないＨＲＥ、ＹｂおよびＳｍ、の本発明の合金における最大含有量は、確かにある程度は特定の合金組成物に依存するが、Ｙｂ含有量が０．０２重量％以下であり、かつＳｍ含有量が０．０４重量％以下であれば、一般に引張特性は、展伸された物質については著しくは低下しないであろう。好ましくは、Ｙｂ含有量は０．０１重量％未満であり、Ｓｍ含有量は０．０２重量％未満である。

本発明に係る展伸用途については、マグネシウム合金であって、以下：
Ｙ：２．０〜６．０重量％
Ｎｄ：０．０５〜４．０重量％
Ｇｄ：０〜５．５重量％
Ｄｙ：０〜５．５重量％
Ｅｒ：０〜５．５重量％
Ｚｒ：０．０５〜１．０重量％
Ｚｎ＋Ｍｎ：＜０．１１重量％
Ｙｂ：０〜０．０２重量％
Ｓｍ：０〜０．０４重量％
任意に、０．５重量％までの総量のＹ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、ＹｂおよびＳｍ以外の希土類元素および重希土類元素、ならびに
マグネシウムおよび０．３重量％までの総量の不可避的な不純物である残部
からなり、
Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．３〜１２重量％の範囲にあり、当該合金は３０Ｍｐｙ未満の、ＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する、マグネシウム合金が提供される。

本発明に係る鋳造用途については、マグネシウム合金であって、以下：
Ｙ：２．０〜６．０重量％
Ｎｄ：０．０５〜４．０重量％
Ｇｄ：０〜５．５重量％
Ｄｙ：０〜５．５重量％
Ｅｒ：０〜５．５重量％
Ｚｒ：０．０５〜１．０重量％
Ｚｎ＋Ｍｎ：＜０．１１重量％
任意に、２０重量％までの総量のＹ、Ｎｄ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素および重希土類元素、ならびに
マグネシウムおよび０．３重量％までの総量の不可避的な不純物である残部
からなり、
Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．３〜１２重量％の範囲にあり、当該合金がＴ４またはＴ６状態にある場合は、１〜１５μｍの間の平均粒径を有する、あらゆる析出した粒子の面積百分率は３％未満である、マグネシウム合金が提供される。

好ましくはこの鋳造合金は、３０Ｍｐｙ未満の、ＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する。

本発明は、これより添付の図面を参照して説明される。
マグネシウムの再結晶化温度に対する合金元素の効果を示すグラフである（後述するＲｏｋｈｌｉｎ ２００３の参考文献から採用した）。 ４５０℃での押出後のＷＥ４３型合金から作製した試料の微細構造を示す。合金の組成は下記の表３の試料１ａの組成である。 ４５０℃での押出後の本発明のマグネシウム合金から作製した試料の微細構造を示す。合金の組成は下記の表３の試料３ｄの組成である。 ４５０℃での押出後のＷＥ４３型合金から作製した試料の微細構造を示す。合金の組成は下記の表３の試料１ｂの組成である。 ４５０℃での押出後の本発明のマグネシウム合金から作製した試料の微細構造を示す。合金の組成は下記の表３の試料３ａの組成である。 引張荷重の下で破断した市販の展伸用ＷＥ４３合金の試料の微細構造を示す。この図は、２つの領域に、その領域内の脆い粒子の存在と関連する亀裂を明らかにする。 Ｔ４状態にある砂型鋳造合金の試料の顕微鏡写真である。その組成は下記の表３の試料Ｃである。 Ｔ４状態にある砂型鋳造合金の試料の顕微鏡写真である。その組成は下記の表３の試料Ｄである。

加工性に関して、重要な機構は再結晶化である。これは、新しい歪んでいない結晶粒を形成する能力であり、すでに歪んでいた（例えば、押出、圧延および延伸が挙げられるがこれらに限定されない）物質にとって延性を回復する上で有益である。再結晶化によって物質が再び歪むことが可能になり、さらなる変形が成し遂げられる。再結晶化は、加工工程間に合金を加熱する（アニーリングする）ことにより成し遂げられることが多い。

再結晶化が起こる温度または完全な再結晶化にかかる時間を下げることができれば、高温アニーリング工程の数および／または時間を低減することができ、そしてその物質の成形（加工）が改善されうる。

再結晶化に影響を及ぼす要因のうちの１つは当該物質の純度であるということは十分に認識されており（参考文献、Ｍｏｄｅｒｎ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ − ＲＥ Ｓｍａｌｌｍａｎ Ｔｈｉｒｄ ｅｄｉｔｉｏｎ ｐ３９３）、１つの例は、帯精製した（ｚｏｎｅ ｒｅｆｉｎｅｄ）（浄化された）アルミニウムと比べたアルミニウム合金の中の銅含有量の効果である。

それゆえ、例えば、ＲＥ／ＨＲＥのレベルを低下させることによりＭｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金の純度を改善することは、その合金の再結晶化温度を低下することになろうと予想されるかもしれない。実際に、マグネシウムのＲＥ含有合金については、ＲＥはこのような合金の再結晶化温度を上昇させるということが報告されている（Ｌ．Ｌ．Ｒｏｋｈｌｉｎ 「Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ＲＥ ｍｅｔａｌｓ」 Ｔａｙｌｏｒ ＆ Ｆｒａｎｃｉｓ ２００３ ｐ１４３）。この事実は −Ｒｏｋｈｌｉｎおよび別の研究者Ｄｒｉｔｓによれば− 再結晶化の活性化エネルギーの増加に関連する。さらには、Ｒｏｋｈｌｉｎ（ｐ１４４）は、再結晶化温度はマグネシウムの中でのＲＥの溶解性と対応して上昇する；すなわち、ＲＥがより溶解性であるほど再結晶化温度はより高くなるということを観察した。１つの例外はＲＥを少量加えた場合であり、この場合、再結晶化温度は影響を受けない（つまり、添付の図１によると、約０．０５原子％未満）。

Ｌｏｒｉｍｅｒ（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ Ｖｏｌｓ． ４８８−４８９ ２００５ ｐｐ９９−１０２）は、ＷＥ４３型合金では再結晶化が第二相粒子で起こる可能性があるということ、および粒子誘起核生成（Ｐａｒｔｉｃｌｅ Ｓｔｉｍｕｌａｔｅｄ Ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ、ＰＳＮ）が再結晶化の１つの機構であるということを提案する。

上記のことから、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ型合金についての教示の方向は、ＨＲＥ／ＲＥ粒子の生成は再結晶化にとっては有益となりうる一方で、約０．０５原子重量％を超えてＲＥ／ＨＲＥ含有量（特に可溶性ＲＥ／ＨＲＥ）を増加させることは再結晶化温度を上昇させることになるということである、と結論することができる。

しかしながらその教示とは対照的に、驚くべきことに、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金については、熱処理の間のそれらの再結晶化挙動は、合金中の存在するＨＲＥはかなりの含有量であるにもかかわらずそのＨＲＥの制御によって改善されうるということが見出された。換言すれば、特別の加工の使用によるのではなく組成の制御によって、本発明の合金の再結晶化挙動は改善されうる、すなわちより低い温度での熱処理でも再結晶化のためには十分であり、かつ／またはＷＥ４３型合金についてよりもより少ない時間しか完全な再結晶化のために必要とされない。このように、本発明のマグネシウム合金の使用は加工性の点で優位性を有し、そして加工時間の短縮およびスクラップの減少の点でより経済的であり、かつ当該合金の力学特性および腐食特性も改善することができる。

本発明のマグネシウム合金およびＷＥ４３型合金の微細構造の検討により、いくつかの変形工程およびその後の中間の熱処理の後には、本発明のマグネシウム合金の中には、まったく同じようにして加工されたＷＥ４３型合金の中よりも著しくより少なくかつより小さい脆い沈殿物（光学的に解像できる粒子）しか存在しないということが明らかになる。換言すれば、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金の中に存在するＲＥおよびＨＲＥの種類および量の選択は、驚くべきことに、その合金の成形性の改善につながった。

これらの合金の中の粒子は、それらの構成元素のいずれかのものの相互作用から生じる可能性があるが、本発明にとって特に興味深いのは、ＨＲＥ／ＲＥ構成要素から形成される粒子である。ＷＥ４３型合金は、典型的には、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｅｕ、Ｔｂ、ＨｏおよびＬｕからなりうる１％ ＨＲＥならびにＬａ、ＣｅおよびＰｒなどの他のＲＥを含有する。合金のＨＲＥ含有量全体を低下させることなく選択的なＲＥおよびＨＲＥをＷＥ４３型合金から取り除くことにより、このような粒子の発生およびサイズは低下するということが見出された。結果として、当該合金の延性を改善することができ、そしてその再結晶化温度および／または再結晶化時間は、合金の引張特性および腐食特性に著しい悪影響を及ぼすことなく低下する可能性があり、従って合金に加えられる成形プロセスを改善する機会が与えられる可能性がある。加えて、ＨＲＥ成分の制御により、これらの成分によって引き起こされる合金の中でのいずれの結晶粒の成長も、本発明の合金の引張特性に対して有害な効果をもたらすのに十分なほど著しくはないことが見出された。

これまでに記載されたように、ＹおよびＮｄは、析出硬化の機構によって、本発明が関係する合金の強度を改善する元素である。これは、これらの合金構成要素が過飽和の状態にあり、その後（典型的には、２００〜２５０℃の範囲の温度での）エージングの間に、制御された態様で溶液から析出することができるという事実に依る。強度のために望まれる析出物は、サイズが小さく、これらの強化析出物は、光学顕微鏡法によって解像しえない。十分なＮｄをも含有する合金の鋳造および加工では、粗くかつ光学顕微鏡法によって粒子として容易に観察されるさらなる析出物も生成される。これらは、通常、Ｎｄに富み、１５μｍ未満、そして一般に約１０μｍまでの平均粒径を有する（添付の図２Ｂを参照）。これらの粗い粒子は脆く、添付の図３に示されるように、その物質の成形性および延性を低下させる。典型的には、Ｎｄに富む粒子は、その粒子中のいずれの他の元素の百分率組成よりも大きい、Ｎｄの百分率組成を有する。

本発明は、このような粗い粒子が形成されることを引き起こすことが見出された合金成分を制御することにより、このような粗い粒子の発生を低減しようとする。これらの望ましくない粒子の原因を検討する過程で、これらの合金元素の溶解性との予期しない関連性が見出された。

マグネシウムへのＲＥ／ＨＲＥの溶解性はかなり変動する（下記の表２を参照）。

表２中の各ＨＲＥ／ＲＥのデータの考察およびＷＥ４３型合金の典型的な分析から、このような合金の中に存在する粗い粒子の体積は、Ｎｄの低い固溶度に起因して、合金のこの元素の含有量に主に関連するであろうということを、当業者は予想するかもしれない。

しかしながら、ＲＥ／ＨＲＥ成分の選択をＧｄ、ＤｙまたはＥｒまたはこれらの３つの元素の混合物に限定することによって、粗いＮｄに富む粒子の体積は著しく減少するということが見出された（添付の図２Ａ 対 図２Ｂを参照）。特に、ＹｂおよびＳｍなどの他のＲＥ／ＨＲＥの溶解性が原因でそれらの元素は溶解状態で保持され粗い粒子の形成には寄与しないであろうと予想されるであろうと考える場合には、これは予想されないことである。Ｌａだけが調べた組成の範囲で不溶性であり、その量は非常に小さい。従って、これらのＲＥ／ＨＲＥの除去ならびにＧｄおよび／またはＤｙおよび／またはＥｒによるそれらの置き換えは、粗い粒子の量に重大な差をもたらすとは予想されないであろう。

さらには、表２の溶解性データから、この合金中のＧｄおよびＹｂの存在のそれぞれの効果は類似しているであろうということが予想されたはずである。実際は、驚くべきことに、Ｇｄは５．５重量％までの量で存在できる一方で、展伸用合金については、Ｙｂは約０．０２重量％を超える量で存在してはならず、一方で鋳造合金についてはＹｂは約０．０１重量％未満であるべきであり、そうでなければこの合金の延性は大幅に低下するということが見出された。Ｓｍについては、最大レベルは、展伸用合金および鋳造合金の両方について約０．０４重量％である。好ましいＨＲＥ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒは、合金の成形性および延性に対するそれらの効果に関しては本発明の合金において同様に振る舞うこと、およびそれゆえこれらのＨＲＥは実質的に置き換え可能であるということも見出された。

ＷＥ４３型合金の別の注目すべき特徴は、腐食に対するその抵抗性である。マグネシウム合金の一般腐食は、鉄、ニッケル、銅およびコバルトなどの混入物質によって影響を受けるということは周知である（Ｊ Ｈｉｌｌｉｓ、Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｈ ７．２ ｐ４７０．Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、２００６ Ｅｄｉｔｅｄ Ｍｏｒｄｉｋｅ）。これは、これらの元素とマグネシウムとの間の大きい電位差に起因する。腐食性の環境では、ミクロガルバニ電池が生成され、これが腐食につながる。

マグネシウムにＲＥを加えることは二元合金の腐食に対していくらかの効果を有するということが報告されている。Ｌａ、ＣｅおよびＰｒなどの元素の高いレベル（数ｗｔ％）は耐食性能にとって有害であるということが報告されている。Ｒｏｈｋｌｉｎ（ＬＬ．Ｒｏｋｈｌｉｎ、Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ＲＥ ｍｅｔａｌｓ、Ｔａｙｌｏｒ ＆ Ｆｒａｎｃｉｓ ２００３Ｐ２０５）は、「低含有量」（定義されず）では、それらが加えられたベースのマグネシウムよりも低い腐食速度を見ることができると記載する。しかしながら、マグネシウム合金の耐食性能に対する、（この特許出願の領域での）少量のＲＥ／ＨＲＥを変えることの効果については、何らの明瞭な教示はないようである。

驚くべきことに、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金のＲＥ／ＨＲＥ含有量を選択することにより、本発明の合金の耐食性能は改善できる、ある場合にはおよそ４倍も改善できるということが見出された。これは、これらの合金の総ＲＥ／ＨＲＥ含有量全体を低下させることなく起こることが見出される。

本発明は、好ましくないＨＲＥ／ＲＥ、特にＹｂ、ならびに好ましいＨＲＥ、つまりＧｄおよび／またはＤｙおよび／またはＥｒの両方の制御によって上記の恩恵を成し遂げる。この発見は、ＲＥ／ＨＲＥの低いレベルは、そのレベルが比較的高くない限り、マグネシウムの再結晶化温度には影響を及ぼさないと主張され、しかも、より可溶性が高いＲＥは再結晶化温度を上昇させる傾向を有することが見出されたＲｏｋｈｌｉｎ（Ｍｇ−ＲＥ合金に特に焦点を当てたおよそ５０年のマグネシウム技術における名高い研究者）の教示からは予想されないであろう（参考文献（ＬＬ．Ｒｏｋｈｌｉｎ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ＲＥ ｍｅｔａｌｓ Ｔａｙｌｏｒ ＆ Ｆｒａｎｃｉｓ ２００３ ｐ１４４ ｌｉｎｅ １５）。さらには、Ｌｏｒｉｍｅｒ教授ら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ Ｖｏｌｓ． ４８８−４８９ ２００５ ｐｐ９９−１０２）は、粒子誘起核生成（ＰＳＮ）を、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金ＷＥ４３における再結晶化のための機構として支持する。それゆえ粒子の減少は、この機構を制限するのであり、再結晶化を支援するのではないと予想されるかもしれない。本発明によれば、あまり好ましくないＨＲＥ／ＲＥを低下させることによって成し遂げられるこの粒子の減少は、添付の特許請求の範囲に記載される組成限界内でより好ましいＨＲＥ／ＲＥによって置き換えられた有害なＨＲＥ／ＲＥの量から予想されるであろうものよりも多い。

本発明の合金の恩恵は、当該合金が、例えば押出によって展伸されるときに、最も明らかになる。さらには、本発明の合金の力学的特性は公知の熱処理によって好ましく変えることができるが、合金の組成の記載された制御によって成し遂げられる改善された延性は、このような熱処理の必要性なしに達成することができる。本発明の合金は、ＷＥ４３型合金を使用することができる用途と同様の用途で使用することができる。それらは鋳造することができ、かつ／または熱処理することができ、かつ／または展伸することができ、かつ金属マトリクス複合材料のための基合金として適切でもある。好ましくは、本発明の合金の中のＹの含有量は３．５〜４．５重量％、より好ましくは３．７〜４．３重量％である。Ｙの含有量をこれらの好ましい範囲内に保つことで、特性の一貫性、例えば引張試験の際のばらつきが維持されるということが確保される。あまりに低いＹ含有量は強度の低下につながる一方で、あまりに高いＹ含有量は延性の大きな低下につながる。

さらに、当該合金の中のＮｄの含有量は、好ましくは１．５〜３．５重量％、より好ましくは２．０〜３．０重量％、最も好ましくは２．０〜２．５重量％である。Ｎｄの含有量が約１．５重量％よりも低く、とりわけ０．０５重量％よりも低くされる場合は、当該合金の強度は著しく低下し始める。しかしながら、Ｎｄの含有量が４．０重量％を超えて上がると、当該合金の延性は、Ｍｇの中へのＮｄの限られた溶解性に起因して、悪化する。

必須の望ましいＨＲＥ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒについては、それらの存在が当該合金の加工性および／または延性に対する顕著な効果を有するためには、合計で少なくとも０．３％であるべきである。一般に、各々は５．５重量％までの量で存在してもよいが、それらの好ましい範囲は特定の合金の中へのそれらの溶解性に依存する。なぜなら、合金の中の析出した粒子の量およびサイズが増加するにつれて合金の延性は大きく低下するからである。加えて、他のＨＲＥに比べたこれらの望ましいＨＲＥの相対量は重要である。なぜなら、ＹｂおよびＳｍなどの望ましくないＨＲＥについては、特に当該合金の延性に対するそれらの効果はそれらの含有量と不釣り合いであることが見出されたからである。ＷＥ４３型合金と整合して、良好な力学的特性を保持しながらの延性および／または加工性の改善は、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素（ＹおよびＮｄを除く）の総含有量がＧｄ、ＤｙおよびＥｒの総重量の２０％未満のとき、好ましくは１３％未満のとき、特に顕著になるということが見出された。鋳造された物質については、特に、Ｙｂは０．０１重量％未満であるべきである。

本発明の合金の中のＧｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は、好ましくは０．４〜４．０重量％、より好ましくは０．５〜１．０重量％、とりわけ０．６重量％未満までの範囲にある。

当該合金の中のＮｄ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は、好ましくは２．０〜５．５重量％の範囲にある。この範囲内では、良好な延性の維持を確保することができる。

展伸用合金については、Ｙ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、ＹｂおよびＳｍ以外の希土類元素および重希土類元素は、０．５重量％までの総量で存在することができる。鋳造合金については、Ｙ、Ｎｄ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素および重希土類元素は、２０％まで、好ましくは５重量％までの総量で存在することができる。Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素（ＹおよびＮｄを除く）の総含有量はＧｄ、ＤｙおよびＥｒの総重量の５％未満であることが好ましい。

好ましくは、現在の相対的コストに起因して、本発明のマグネシウム合金は、ＧｄおよびＤｙ、とりわけＧｄのみを含む。

Ｚｒの含有量は好ましくは０．１〜０．７重量％であり、ジルコニウムはマグネシウム合金の、とりわけ押出前の物質の結晶粒サイズを低下させるという顕著な恩恵を有し、この粒径の低下は当該合金の延性を改善する。

鉄およびニッケルという不純物が制御されるべきであるということがさらに見出された。これは、鉄およびニッケルと結合して不溶性の化合物を形成するジルコニウムおよびアルミニウムの添加によって成し遂げることができる。この化合物は溶融るつぼの中に析出し、鋳造の前に沈降する［Ｅｍｌｅｙら、Ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓ ｏｆ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．Ｐｅｒｇａｍｏｎ Ｐｒｅｓｓ １９６６、１２６頁以下； Ｆｏｅｒｓｔｅｒ、米国特許第３，８６９，２８１号明細書、１９７５年］。このようにＺｒおよびＡｌは、改善した耐腐食性に寄与しうる。これらの効果を確実にするために、Ｚｒの含有量は、少なくとも０．０５重量％であるべきであるのに対して、Ａｌの含有量は最終の合金の中で０．３重量％未満、好ましくは０．２重量％以下であるべきである。Ｚｒがその最低レベル付近、つまり０．０５重量％にあるとき、腐食試験結果は一定しない傾向がある。

ＷＥ４３型合金の場合のように、いくつかの少量の定着した合金元素が存在することができるが、ただしこれは、当該合金の加工性／延性／耐食性能に対する著しい有害な効果がない場合に限る。例えば、本発明のマグネシウム合金は０．２％未満、好ましくは０．０２重量％未満のＬｉを含むことができるが、合計で０．１１％を超えるＺｎおよびＭｎを含有するべきではない。

当該合金の中の不純物の総含有量は、０．３重量％未満、好ましくは０．２重量％未満であるべきである。特に，以下の最大不純物レベルは守られるべきである：
Ｃｅ、Ｓｍ、Ｌａ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｄ：各々個々に０．０６重量％
Ｎｉ：０．００３重量％

全体では、本発明の合金が少なくとも９１重量％のＭｇを含むことが好ましい。

本発明は、これより、以下の限定を意図しない実施例を参照して例証される。下記の表３のセクションａおよびｂに示される組成を有する試料を、押出を用いて、および押出を用いずに、の両方で調製した。

異なる合金組成を有するいくつかの融成物を溶融し、そして鋳造し、押し出し、そして微細構造（析出物の結晶粒サイズおよび分率）およびそれぞれの熱機械的特性（引張特性、復元および再結晶化挙動）を重要視した様々な検討にかけた。一般に、押し出されるべき試料は以下の技術に従って調製した。

合金試料を、その成分を鋼製のるつぼの中で一緒に溶融させることにより調製した。この融成物表面は、保護ガス（ＣＯ_２＋２％ＳＦ_６）の使用によって保護した。温度を７６０〜８００℃に上げ、その後、この溶融合金を撹拌してその融成物の化学組成を均質にした。次いでこの溶融合金を、名目上直径１２０ｍｍおよび長さ３００ｍｍのビレットを得るための型の中へと鋳造した。

押出のための試料を調製するために、上記ビレットを、名目上直径７５ｍｍおよび長さ１５０〜２５０ｍｍへと機械加工した。

あるいは、名目上直径３００ｍｍの型の中で行ったことを除いて上記のようにして鋳造することにより、押出のためにいくつかの試料を調製した。次いでそのより大きいビレットを押し出し、その直径を５６ｍｍへと小さくした。いずれの場合も、次にこのようにして形成されたビレットを、およそ５２５℃に４〜８時間加熱することにより均質にした。

押出は、液圧プレスで行った。７５ｍｍビレットからの生成物は、直径３．２〜２５ｍｍ、しかしより典型的には９．５ｍｍの利用できるセクションを有する丸棒セクションであった。この押し出されたセクションを評価のために使用した。

鋳造した物質は、これまでに記載されたのと同様にして溶融することにより生産したが、ここでは溶融合金を典型的には２００ｍｍ＊２００ｍｍ＊２５ｍｍの鋳物を生産するための砂型の中へと注ぎ込み、引き続く押出または鍛造作業は行わなかった。これらの試料については、この物質を５２５Ｃで熱処理してその構造を固溶し、室温まで冷却し（Ｔ４処理として公知）、その後２５０Ｃで１６時間エージングした。この物質および全熱処理を、本願明細書中では「砂型鋳造Ｔ６」と呼ぶ。他の試料とは異なり、試料１ａおよび試料Ａは０．１３％ Ｌｉをさらに含有することに留意されたい。

セクションａおよびｂに分けられている下記の表３は、押し出したＦ状態および試験した砂型鋳造Ｔ６合金の化学組成、腐食速度ならびに室温での引張特性を要約する。試料１ａ〜１ｈおよび試料ＡはＷＥ４３型合金の比較例である。融成物を、引っ張りデータを生成するため、および金属組織解析のために生産した。表の中で、ＹＳは物質の降伏強度または降伏点であり、これは、物質のひずみが弾性変形から塑性変形へと変わりその試料が永久的に変形することを引き起こす応力である。ＵＴＳは、破壊前にその物質が耐えることができた最大応力である最大引張強さ（Ｕｌｔｉｍａｔｅ Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を意味する。「伸び」は破断点伸びを表す。表３ａは押し出した試料についてのデータを示し、一方、表３ｂは鋳造した試料についての対応する結果を示す。

表３ａおよび表３ｂのデータからわかるように、当該合金の中の本発明の組成の変更は、強度の点では引張特性にとって著しく有害というわけではなかったが、伸びによって測定する延性の場合は、当該合金のＨＲＥ成分がＧｄおよび／またはＤｙおよび／またはＥｒに富む場合に顕著な改善が観察された。

表３ａを参照すると、試料１ａ〜１ｈは、ＷＥ４３型合金については、既知のＨＲＥ含有量の変動は、本発明の試料３ａ〜３ｍによって証明される展伸された物質における引張特性および腐食特性の改善をもたらさないということが実証される。比較試料２ａ〜２ｉは、本発明の限界外ではこれらの改善がどのように減退して消失するかを示す。

表３ｂは、鋳造した物質についての同様の結果を示す。その中で、試料ＡおよびＣはＷＥ４３型合金であり、試料ＢおよびＤは本発明の範囲内のものである。

表４は、選択した合金の中で見出した粒子の推定面積および平均サイズのデータを示す。使用した技術は、粒子の着色の違いによって粒子の面積およびサイズを分析するための市販のソフトウェアを使用する光学顕微鏡法であった。この技術は絶対値を与えないが、ランダム粒子の物理測定と匹敵した良好な推定値を与える。表４は、本発明の合金の中の検出可能な粒子（この粒子は脆いものである可能性が高い）の数の減少を明瞭に示す。

図２は、４５０℃での押出後の２つの比較試料１ａ（図２Ａ）および１ｂ（図２Ｃ）ならびに２つの本発明の試料３ｄ（図２Ｂ）および３ａ（図２Ｄ）の微細構造を示す。押し出したままの状態のこの金属組織の検討のために、当該物質を溶融し、鋳造し、均質にし、ビレットへと切断し、棒へと押し出した。次いで試料を切断し、エポキシ樹脂の中に包埋し、磨き、鏡面仕上げまで研磨し、標準的な金属組織学的技術［Ｇ Ｐｅｔｚｏｗ、Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｓ， ｋｅｒａｍｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｓ ｕｎｄ ｐｌａｓｔｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｓ Ａｅｔｚｅｎ、２００６］に従って２％ Ｎｉｔａｌでエッチングした。

図２Ｂからわかるように、本発明のマグネシウム合金は、押出後、著しく少ない析出物およびわずかに大きい結晶粒サイズを有する。さらに検討により、いくつかの変形工程およびそれぞれの中間の熱処理の後、試料３ｄの中には著しく少なくかつ小さい析出物しか存在しないこと、および試料３ｄの結晶粒サイズは、まったく同様に加工した比較試料１ａについてよりも、なおわずかに大きいということが明らかになった。

予備試験で、本発明のマグネシウム合金は温度の変動に対してあまり感受性ではないということがわかった。特に、一様伸びと破断点伸びとの間の範囲は、従来のマグネシウム合金よりも一様である。試験した本発明の合金は、従来の合金よりも低いアニーリング温度で軟化し、従って延性はより均一なレベルで維持された。

力学的特性の改善に加えて、かつ加工性のこの改善を通して、本発明の合金について、表３ａに提示するように腐食特性の改善が見出された。押し出したままの状態での腐食試験のために、表３ａ中にある物質を棒へと押し出した。次いで、試料を機械加工し、ＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って、７日間、５％ ＮａＣｌの塩霧環境の中で試験した。腐食生成物を、１０％三酸化クロム溶液の沸騰溶液を使用して除去した。試料の重量減少を測定し、ｍｐｙ（ｍｉｌｓ ｐｅｎｅｔｒａｔｉｏｎ ｐｅｒ ｙｅａｒ（１年あたりのミル単位での浸食））で表す。

平均して、試験した本発明の合金とＷＥ４３型合金の比較試料との間でおよそ４倍の、塩霧耐食性能の改善があるということがわかる。

ＷＥ４３型合金に勝る本発明のマグネシウム合金の改善された加工性および延性とそれらのそれぞれの微細構造との間の関連性は、図２Ｂおよび図２Ｄに対する図２Ａおよび図２Ｃの比較からわかる。図２Ａおよび図２Ｃは、ＷＥ４３型合金のうちの２つの試料（分析値は表３ａに示す）の中の明瞭に目に見える粒子の面積百分率を示す顕微鏡写真である。この面積百分率は３％を超えるということに注目されたい。このような量の大きい粒子の存在は、それらの合金に相対的に非常に低い延性をもたらすという効果を有する。対照的に、図２Ｂおよび図２Ｄは、本発明のマグネシウム合金の試料について、その大きい粒子の面積百分率が１．５％未満であることを示し、これは、著しく改善された延性と相関する。

砂型鋳造物質の挙動については、表３ｂおよび図４を参照する。両方の合金は同様にして生産され、つまりＴ４状態に処理した砂型鋳造した金属板であるが、脆い保持された相の量はＷＥ４３型合金試料Ｃにおいてよりも、本発明の試料、Ｄにおいて著しく少ないということがわかるであろう。

Claims (23)

1. 展伸用のマグネシウム合金であって、
   Ｙ：２．０〜６．０重量％
   Ｎｄ：０．０５〜４．０重量％
   Ｇｄ：０〜１．０重量％
   Ｄｙ：０〜１．０重量％
   Ｅｒ：０〜１．０重量％
   Ｚｒ：０．０５〜１．０重量％
   Ｚｎ＋Ｍｎ：＜０．１１重量％
   Ｙｂ：０〜０．０２重量％
   Ｓｍ：０〜０．０４重量％
   Ａｌ：＜０．３重量％
   Ｌｉ：＜０．２重量％
   Ｃｅ、Ｌａ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ａｇ、およびＣｄの各々（個々に）：０〜０．０６重量％
   Ｎｉ：０〜０．００３重量％
   任意に、０．５重量％までの総量のＹ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｓｍ以外の希土類元素および重希土類元素、
   ならびに、
   残部がマグネシウムおよび０．３重量％までの総量の不可避的な不純物、
   からなり、
   Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．３〜１．０重量％の範囲にあり、前記合金は５６Ｍｐｙ未満の、ＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する、展伸用のマグネシウム合金。
2. 前記合金は、４０Ｍｐｙ未満のＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する、請求項１に記載の合金。
3. 前記合金は、３０Ｍｐｙ未満のＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する、請求項２に記載の合金。
4. １〜１５μｍの間の平均粒径を有する、前記合金の加工の間に形成されたあらゆる析出した粒子の面積百分率は３％未満である、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金。
5. 前記粒子はＮｄに富み、そのため、前記粒子は前記粒子中のいずれの他の元素の百分率組成よりも大きいＮｄの百分率組成を有する、請求項４に記載の合金。
6. １５０ＭＰａを超える０．２％ ＹＳを有する、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の合金。
7. ＡＳＴＭ Ｂ１０７／Ｂ １０７Ｍ−０７によって定義される標準を満たす、押出されたままの状態での室温での力学的特性を有する、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の合金。
8. Ｙｂは０．０１重量％未満の量で存在する、請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の合金。
9. 鋳造用のマグネシウム合金であって、
   Ｙ：２．０〜６．０重量％
   Ｎｄ：０．０５〜４．０重量％
   Ｇｄ：０〜１．０重量％
   Ｄｙ：０〜１．０重量％
   Ｅｒ：０〜１．０重量％
   Ｚｒ：０．０５〜１．０重量％
   Ｚｎ＋Ｍｎ：＜０．１１重量％
   Ｙｂ：０〜０．０１重量％
   Ｓｍ：０〜０．０４重量％
   Ａｌ：＜０．３重量％
   Ｌｉ：＜０．２重量％
   Ｃｅ、Ｌａ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ａｇ、およびＣｄの各々（個々に）：０〜０．０６重量％
   Ｎｉ：０〜０．００３重量％
   任意に、０．５重量％までの総量のＹ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｓｍ以外の希土類元素および重希土類元素、
   ならびに、
   残部がマグネシウムおよび０．３重量％までの総量の不可避的な不純物、
   からなり、
   Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．３〜１．０重量％の範囲にあり、前記合金がＴ４またはＴ６状態にある場合は、１〜１５μｍの間の平均粒径を有する、あらゆる析出した粒子の面積百分率は３％未満であり、３０Ｍｐｙ未満のＡＳＴＭ Ｂ１１７に従って測定した腐食速度を呈する、鋳造用のマグネシウム合金。
10. 前記粒子はＮｄに富み、そのため、前記粒子は前記粒子中のいずれの他の元素の百分率組成よりも大きいＮｄの百分率組成を有する、請求項９に記載の合金。
11. Ｙの含有量は３．５〜４．５重量％である、請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載の合金。
12. Ｙの含有量は３．７〜４．３重量％である、請求項１１に記載の合金。
13. Ｎｄの含有量は１．５〜３．５重量％である、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載の合金。
14. Ｎｄの含有量は２．０〜３．０重量％である、請求項１３に記載の合金。
15. Ｚｒの含有量は０．１〜０．７重量％である、請求項１から請求項１４のいずれか１項に記載の合金。
16. Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．５〜１．０重量％の範囲にある、請求項１から請求項１５のいずれか１項に記載の合金。
17. Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は０．６重量％未満である、請求項１から請求項１６のいずれか１項に記載の合金。
18. Ｎｄ、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総含有量は２．０〜５．０重量％の範囲にある、請求項１から請求項１７のいずれか１項に記載の合金。
19. Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒ以外の希土類元素（ＹおよびＮｄを除く）の総含有量は、Ｇｄ、ＤｙおよびＥｒの総重量の１３％未満である、請求項１から請求項１８のいずれか１項に記載の合金。
20. Ｓｍは０．０２重量％未満の量で存在する、請求項１から請求項１９のいずれか１項に記載の合金。
21. 少なくとも９１重量％のマグネシウム含有量を有する、請求項１から請求項２０のいずれか１項に記載の合金。
22. 前記合金がＴ４またはＴ６状態にあるとき、１μｍよりも大きくかつ１５μｍ未満の平均サイズを有するあらゆる析出した粒子の面積百分率は３％未満である、請求項１から請求項２１のいずれか１項に記載の合金。
23. 前記合金がＴ４またはＴ６状態にあるとき、１μｍよりも大きくかつ７μｍ未満の平均サイズを有する粒子の面積百分率は３％未満である、請求項１から２１のいずれか１項に記載の合金。

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