JPH05507766A - 急速凝固マグネシウムベース金属合金ビレットの鍛造法 - 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】 急速凝固マグネシウムベース金属合金ビレ１トの鍛造法１、　Ｒ明の分野 本発明は、合金の急速凝固（ｒａｐｉｄ　５ｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ）によ り製造された粉末から圧密された（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ）マグネシウムベ ース全屈合金ビレットをｔａａして、良好な機械的特性を達成する方法に関する ものである。

２、従来のＰｆ術の説明 マグネシウム合金はそれらの軽微性、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いて構 造用として用いるための魅力的な候補であると考えられる。

金属系に急速凝固処理（Ｒ３Ｐ）を施すと、結晶粒度（ｇｒａｉｎ　５ｉｚｅ） および金属間粒度（ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ　ｐａｒｔｉｃｌｅ　５ｉｚｅ ）が改良され、固溶体溶解度が増大し、化学的均質性が改善される。圧密に際し て粒界をビン化めする（ｐｉｎ）熱安定性金属間化合物（Ｍｇｚ’Ｓｊ）を選択 することにより、機械的強度の著しい改善［０，２％降伏強さくＹＳ）最高３９ ３ＭＰａ、極限引張り強さくＵＴＳ）最高４４８ＭＰａ、伸び率（Ｅｌ）最高９ ％］がＲ３Ｐ　Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ−３ｉ台金において達成される［Ｓ、　Ｋ、　 ダスら、米国特許第４．６７５．１５７号明！ＩＩＩ書、高カー急速凝固マグネ シウムベース金属合金、１９８７年６月］り、　Ｍｇ−Ａ　ｌ−Ｚｎ台金に希土 類元素（Ｙ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ）を添加すると、マグネシウム合金の耐食性（３ ％ＮａＣｌ水溶液に２７℃で３．４Ｘ１０５秒間浸漬した場合にＬｌｍｄｄ）お よび８１械的特性（ＹＳか最高４３５ＭＰａ、ＵＴＳが最高４７６ＭＰａ％Ｅｌ が最高１４％）がさらに改良される［５．’　Ｋ、ダスおよびＣ，Ｆ’、チｒス 米国特許第４．’７６５．９５４号明細書、急速凝固−高力耐食性マグネシウム ベース金属合金、１９８８年８月］りこれらの合金は、液体合金が凝固してリボ ンまたはシートとなる間に１０６−】０７°Ｃ／秒の速度で冷却されるメルトス ピン鋳造法を採用して急速凝固処理される。この方法はさらに、移動表面と共に 運ばれる空気境界層による燃焼、過料酸化および物理的妨害からメルトパドルを 保護する手段を付与することを含む。

この保護は、保護ガス、たとえば空気またはＣＯ２およびＳＦ、の混合物、還元 性ガス、たとえばＣｏ、または不活性ガスをノズルの周りに収容し、一方ではメ ルトパドルを妨害する可能性のある外的気流を排除するという二重の目的を果た すンユラウディング装置により付与される。

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！、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ｍ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熱間プレスして約９５％の密な円筒形ビレットとなす か、またはより小さい寸法に直接にカン詰めされる。次いでビレットまたはカン を押出し比Ｌ４：１−２２：ｌで熱間押出しして、丸形または角形のバーとなす 。

マグネシウム合金は六方晶構造を有する他の合金と同様に、室温におけるより高 められた温度における方がはるかに作業性が高い。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＞方向に沿った底面上でのすべり、な らびに面＜１．　０．　１．　２＞および＜１．　Ｏ，−１，１＞方向における 双晶化の両方を伴う。比較的高い温度（＞２２５℃）では、椎体すべり（１，Ｏ ，１１，１）＜１．　１．　２．　０＞が作動するようになる。ｈｃｐマグネシ ウムにおけるすべりシステムの数が限定されていることにより、多結晶質材料の 工作に際しては塑性変形コンフォーミティ−（ｃｏｎｆｏｒｍｉ　ｔｙ）の問題 が提起される。粒界変形のうち実質的な結晶回転が起こり得なければ、その結果 亀裂が生じる。成形されたマグネシウム台金部品の製造に関して、合金の亀裂を 避けるための最低温度と合金の軟化を避けるための最高温度との間の加工温度範 囲は極めて狭い。

急速凝固マグネシウム合金から製造される成形マグネシウム部品の金属工作に関 する研究は比較的稀である。バスタおよびレオンチス［Ｒ，Ｓ、Ｂｕｓｋ、　Ｔ 。

１、Ｌｅａｎｔ　ｉｓ、″粉末マグネシウム合金の押出し、ＴＲＡＮＳ、Ａ１Ｍ 末の熱間押出しにつき調べた。粉末から押出された押出し放しの合金の特性は、 永久型ビレットからの押出し品の特性と有意には異ならなかった。

イッセロウおよびリジターノ　［Ｓ、Ｉｓｓｅｒｏｗ、Ｆ、Ｊ、Ｒｉｚｚｉ　ｔ ａｎｏ、’　ミクロ焼入れ（ｍｉｃｒｏｑｕｅｎｃｈｅｄ）？グネシウムＺＫ６ ０Ａ合金’、Ｉｎｔｅｒｎａｔｊｏｎａｌ　Ｊ、ｏｒ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｅｔａ ｌｌｕＨｌｙ　ａｎｄ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、１０（３）　（ １９７４）ｐｐ、２１７−２２７］が回転電極法により製造された市販のＺＫ６ ０Ａマグネシウム合金について報告した研究においては、周囲温度から３７１° Ｃ（７００°Ｆ）までの種々の押出し温度が採用された。室温押出し品の機械的 特性はバスタおよびレオンチスにより得られたものより有意に良好であったが、 １２１℃（２５０″Ｆ）で押出されたものは常法により処理された材料と急速凝 固材料との間で有意差を示さなかった。しかし彼らは破面において有意の表層剥 離を観察しているので、室温押出し品からそれ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；また特性は横方向においては著しく劣る 場合がある。

先の出願［Ｓ、　Ｋ、　ダスら、′急速凝固マグネシウムベース金属合金の超塑 性成形″、米国特許出願第１９７，７９６号明細書、１９８８年５月２３日出ｇ ＪＩ］には、急速凝固マグネシウムベース金属合金からなる押出し品を複雑な部 品に超塑性成形して、複雑な最終形状への良好な成形性および物品の良好な機械 的特性の組み合わせを達成する方法が示される。この超塑性成形法により、はぼ 最終形状にまで変形させることができる。

鍛造は、インゴットまたはビレットを標準的な造形圧延品、たとえばシート、プ レートおよびバーに縮小するために直接圧縮法を採用する一次機械加工処理の１ 種である。

常法により処理されたマグネシウム合金の鍛造性は３要因に依存する・合金の固 相線温度、変形速度および結晶粒度。マグネシウムはそれらの固相線温度の５５ ℃（１００’Ｆ）以内で鍛造される場合が多い［Ｍｅｔａｌｓ　）Ｉａｎｄｂ。

ｏｋ、Ｆｏｒｍｉｎｇ　ａｎｄ　Ｆｏｒｇｉｎｇ、　ｖｏｌ、１４．第９版、Ａ ＳＭインターナショナル、１９８８．ｐｐ−２５９−２６０１゜例外は高亜鉛合 金ＺＫ６０であり、これは時にインゴット凝固に際して生成する低融点の共融混 合物を少量含有する。この合金を約３１５℃（６００°Ｆ）−その共融混合物の 融点−より高い温度で鍛造すると、著しい破断を生じる可能性がある。この問題 は、共融混合物を溶解してより高い固相線温度を回復させるために、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最小限に抑えられる。

マグネシウムの鍛造に際して発現する機械的特性は、鍛造に際して誘導されるひ ずみ硬化に依存する。ひずみ硬化は鍛造温度を実施可能な限り低く維持すること により達成しうる：ただし温度が低すぎると亀裂が生じるであろう。

多工程鍛造操作法においては、再結晶および結晶粒成長を避けるために各後続操 作につき鍛造温度を下降調整すべきである。温度降下は結晶粒成長の制御のほか 、最終操作後の残留ひずみ硬化を可能にする。

当技術分野においては、合金の急速凝固により製造された粉末から圧密されたマ グネシウム合金ビレッ［・を、良好な機械的特性の達成のために鍛造する方法が 依然としてめられている。

発明のｗ１要 本発明は、合金の急速凝固により製造された粉末から圧密されたマグネシウムベ ース合金ビレットのｍ透性を提供する。本発明においては、すべての先行技術に 必要な押出し操作が避けられる。一般にこの合金は式Ｍｇｂ、＋ＡＩ＠ＺｎｂＸ −からなる組成を有し、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％であり、′ｂ″は約０−４原子％であり、′ｃ′は約０ ．　２−３原子％であり、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和は約２−１５原子％である。

本発明に用いられるマグネシウム合金は、液体合金を固体リボンまたはシートに 成形する間に１０’−１０７℃／秒の速度で冷却するメルトスピン鋳造法の採用 により急速凝固処理される。この方法はさらに、移動表面と共に運ばれる空気境 界層による燃焼、過料酸化および物理的妨害からメルトパドル（ｍｅｌｔ　ｐａ ｄｄｌｅ）を保護する手段を付与することを含む。この保護は、保護ガス、たと えば空気またはＣｏｔおよびＳＦ、の混合物、還元性ガス、たとえばＣｏ、また は不活性ガスをノズルの周りに収容し、一方ではメルトパドルを妨害する可能性 のある外的気流を排除するという二重の目的を果たすンユラウディング（ｓｈｒ 。

ｕｄｉｎｇ）装置により付与される。

合金元素マンガン、セリウム、ネオジム、プラセオジムおよびイツトリウムは、 急速凝固処理に際して合金、１ｇ銭に応じた金属開用（ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌ ｉｃｐｈａｓｅ）、たとえばＭ　ｇ　３　Ｃｅ　ｘ　Ｍ　ｇ　ｓ　Ｎ　ｄ　ｓ　 Ａ　ｌ　２　Ｎ　ｄ　％　Ｍ　ｇ　ｓ　Ｐ　ｒ　ｓ　Ａ　ｌ　２Ｙ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開用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粒界をピン止めすることにより微細な結晶粒 度を維持するのに役立つ。合金元素、たとえばアルミニウムおよび亜鉛の添加は 、マトリックス固溶体の強化により、またある種の時効硬化析出物、たとえばＭ ｇ＋ｔＡＬｚおよびＭｇＺｎの形成により、強度に寄与する。

本発明の鍛造品は、マグネシウムベース合金の粉末粒子を圧縮すること（ｃ。

ｍｐａｃｔｊｎｇ）により製造された金属合金ビレットから得られる。粉末粒子 を真空中で１５０−２７５℃のプレス温度に加熱することにより加温プレスして ビレットを成形することができ、分散した金属開用の粗大化がこれにより最小限 に抑えられる。このビレットを多工程鍛造処理により２００−３００℃の温度に おいて鍛造することができる。

本発明の鍛造品は良好な機械的特性を備えている：高い極限引張り強さくＩＴＳ ）［最高４４’９ＭＰａ　（６５ｋｓ１）］および良好な延性（すなわち〉５％ の引張り伸び率）、室温において。これらの特性は通常のマグネシウム合金のも のよりはるかに優れている。これらの鍛造品は、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。

好ましい形態の説明 本発明によれば、急速凝固合金粉末から圧密されたビレットより＠遺品が製造さ れる。合金は、本質的にアルミニウム約０−１５原子％、亜鉛約０−４原子％、 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種の元素約０２−３原子％と合金された公称上純粋なマ 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和は約２−１５原子％である。合金は保護環 境内で溶融され、保護環境内で、溶融物を急速に移動する冷却表面と接触させる ことにより少なくとも約１０”Ｃ／秒の速度で冷却され、これにより急速凝固リ ボンか形成される。これらの合金は高い強度および高い硬度（すなわちミクロビ ッカース硬さ約１２５　ｋ　ｇ／ｍｍりを備えている。亜鉛を添加せずにアルミ ニウムを合金した場合、最低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＠遺品がそれから製造される圧密ビレットの合金は、光学ＷｒＪ微鏡耳 鏡写真解像されない極めて微細なミクロ組織を有する。透過型電子ｎ耳鏡写真に よれば、０．　２−１．　０μｍの大きさの実質的に均一な多孔質状網目構造（ ｃｅｌＩｕｌａｒ　ｎｅｔｗｏｒｋ）の固溶体相、ならびにＯ，１μｍ以下であ り、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 細な二元または三元金属開用の析出物が認められる。

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、金属間相の析出物が平均０．１μｍ以下の大きさ、さら に奸ましくは平均０．０３−０．０７μｍの大きさを有する場合、実質的に改良 される。平均０．１μｍ以下の大きさの金属開用の析出物が存在することにより 、高められた温度における粉末の圧密に際して粒界がピン止めされ、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。

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Ｅま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。リボンに施される微粉砕の程度に応じて、異なる粒度が得ら れる。通常、粉末は平均厚さ１００μｍ以下の小板（ｐｌａｔｅｌｅｔ）からな る。これらの小板は微粉砕に際してリボンの破断により生じた不規則な形状を特 色とする。

この粉末を既知の技術、たとえば熱間等方プレス、および冷間プレスに続く焼結 などにより、十分に密なバルク部品に圧密しうる。一般に本発明の合金の微粉砕 粉末は、直径５０−１１０ｍｍおよび長さ５０−１４０ｍｍの円筒形ビレットに 真空熱間プレスされる。ビレットは予熱され、２００−３００℃の温度で０゜０ ００２１−０．００００１ｍ／秒の速度の多工程鍛造処理により鍛造される。

ビレットはクローズドダイ内で約２０−５０％の厚さ低下において鍛造されてい る。ＢＰ：工程付近では試料は著しいＲ４’Ａを生じることなく、約５０％の厚 さ低下においてオープンダイ鍛造されている。

圧密ののち得られるミクロ組織は、合金組成および圧密条件に依存する。高温に おける期間が長すぎると、微細な析出物が最適サブミクロンサイズよりｔＵ大化 Ｌ５特性の劣化、すなわち硬度および強度の低下を生じる可能性かある。

室２ｆｉ（約２０℃）では、本発明の鍛造品は少なくとも約５５、より一般的に は６５以上のロックウェルＢ硬さを有する。さらに本発明の鍛造品の極限引張り 強さは少なくとも約３７８ＭＰａ　（５５ｋｓ　ｉ）である。

以下の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技術、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。

例１ 上記方法に従って、過圧されたアルゴンまたはヘリウムを用いて、溶融マグネシ ウム合金をノズルから表面速度的９００−１５００ｍ／分となるように回転して いる水冷された銅合金ホイール上へ押出すことにより、リボン試料を鋳造した。

リボンは幅０．．５−２．５ｃｍ、厚さ２５−１００μｍ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、それらの鋳放しの硬度 値と共に第１表にまとめる。硬度値は冷却された支持体に面したリボン表面にお いて測定された：この表面は通常は他方の表面より平滑である。本発明のこれら Ｍｇ−Ａｌ’−Ｚｎ−Ｘ合金のミクロ硬さは１４０−２００ｋｇ／ｍｍ２である 。

希土類含量が増大するのに件って鋳敢しの硬度は増大する。各種の希土類元素が Ｍｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金に及ぼす硬化作用は類似する。比較のため、第１表に は市販の耐食性高純麿マグネシウムＡ２９１Ｃ−ＨＰ金合金硬度をも挙げる。本 発明の硬度が市販のＡＺ９１Ｃ−ＨＰ金合金り高いことが認められる。

試料　公称組成　硬度 ７　Ｍ９ｇ２Ｚｎ２Ａ１５Ｎ（１１１８３市販の合金ＡＺ９１Ｃ−ＩＰ ８　（Ｍ９９１．７Ａ１８”Ｏ−２”０．１　１１６嫂１ 本発明の急速凝固リボンをまずナイフミリングし、次いで〕１ンマーミリングし て、−４０メツシユの粉末を製造した。この粉末を真空ガス抜きし、２００−２ ７５℃で熱間プレスしてビレット（直径３″×高さ３’　（７，６２ｃｍｘ７． ６２ｃｍ））となした。このビレットから引張り試料を機械加工し、ひずみ速度 的５．５ｘｉＯ−’／秒における室温での１軸引張りにおいて引張り特性を測定 した。

室温で測定した引張り特性はほぼゼロの延性を示した。

第２表 急し！Ｆｌ凝固Ｍｇ−Ａ　Ｉ　−Ｚｎ−Ｎｄ合金ビレット（Ｕ！径３’ｘ高さ３ ″　（７，６２ｃｍｘ７．６２ｃｍ））の室温特性公称組成　Ｙ、Ｓ、　Ｕ、Ｔ 、Ｓ、　Ｅｌ。

（原子％）　（ＭＰａ）　（ＭＰａ）　（％）本発明の急速凝固リボンをまずナ イフミリングし、次いでハンマーミリングして、−４０メツシユの粉末を製造し た。この粉末を真空ガス抜きし、２００−２７５℃で熱間プレスしてビレット（ 直径３′×高さ３″　（７，６２ｃｒｎＸ７．６２ｃｍ））となした。このビレ ットを２００−３００℃の温度に予熱し、フラットダイを用いる５工程鍛造処理 により鍛造してパンケーキ（直径５．５’　Ｘ高さ３７４″　（１３，９７ｃｍ Ｘ１．９１ｃｍ））となした。最初の４工程に際しては、ビレットは約２０−２ ５％の厚さ低下においてクローズドダイ鍛造された。

第５工程においては、試料は約５０％の厚さ低下においてオープンダイ鍛造され た。、Ｍｉ造品より、その端から約４″　（１０，１６ｃｍ）において横方向に 沿って引張り試料を機械加工し、ひずみ速度約５．５ＸＩＣＩ’／秒における室 温での１軸引張りにおいて引張り特性を測定した。室温で測定した引張り特性を 第３表にまとめる。第２表に挙げた同一合金の機械的特性と比較して、鍛造によ る引張り強さおよび延性の改良は明らかである。

第３表 魚連シ（２）γｇ−ＡＩ−Ｚｎ−Ｎｄ合命ｑ旦工程鍛造処理によるパンケーキ１ （ｕ！ｔ！５．　ｓ＃　Ｘ高さ３／４’　（１３，９７ｃｍｘ１．９１ｃｍ）） の室温特性公称組成　鍛造温度　試料　Ｙ、Ｓ、Ｕ、Ｔ、Ｓ、　Ｅｌ。

（原子％）　（℃）　Ｎｏ、　（ｉ［Ｐａ）　（ＭＰａ）　（％）６　４１３　 ４４２　４．８ ３００　８　４３３　４５７　４．９ １１　４２４　４４２　２．８ 例４ 本発明の急速凝固リボンをまずナイフミリングし、次いでハンマーミリングして 、−４０メツシユの粉末を製造した。この粉末を真空ガス抜きし、２００−２７ ５℃で熱間プレスしてビレット（直径３′Ｘ高さ３’　（７，６２ｃｍＸ７．６ ２ｃｍ））となした。このビレットを２００−３００℃の温度でフラットダイを 用いる５工程鍛造処理により鍛造してパンケーキ（直径５．５″Ｘ高さ３／４′ （１３，９７ｃｍｘ１．９１ｃｍ））となした。最初の４工程に際しては、ビレ ットは約２０−２５％の厚さ低下においてクローズドダイ鍛造された。第５工程 においては、試料は約５０％の厚さ低下においてオープンダイ鍛造された。パン ケーキから試料（高さ３／４″　（１，９１ｃｍ））を切取り、高さ１／４’　 （０゜６４ｃｍ）にオープンダイ鍛造した。鍛造品より、その端から約４″　（ １０，１６ｃｍ）において横方向に沿って引張り試料を機械加工し、ひずみ連間 約５．５×１０−″／秒における室温での１軸引張りにおいて引張り特性を測定 した。室温で測定した引張り特性を第４表にまとめる。第３表に挙げた同一合金 の機械的特性と比較して、追加作業による鍛造品の延性の改良は明らかである。

本発明における降伏強さくＹＳ）および極限引張り強さくＵＴＳ）は共に極めて 高い。たとえばＭｇｇ２Ｚｎ２ＡＩｓＮｄ１は４１０ＭＰａの降伏強さおよび４ ５８ＭＰａのＵＴＳを示し、これは通常のアルミニウム合金、たとえば７０７５ に類似する。こ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関する 密度２．　７５ｇ／ｃ、ｃ、と比較してわずか１．　９３ｇ／ｃ、ｃ、である。

比強度（強度／密度）に基づき、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備えている。本発明の合金の延性は極めて良好であり、工学 用として適している。たとえばＭｇｕＺｎｚＡ　１６Ｎｄｌは４１０ＭＰａの降 伏強さ、４５８ＭＰａのＵＴＳおよび９％の伸び率を示し、これは強度および延 性を合わせて考慮した場合、市販の合金ＺＫ６０Ａ、ＡＺ９１Ｃ−ＨＰより優れ ている。本発明の合金は高い強度が要求される軍用および宇宙空間用、たとえば 機体に用いることができる。

更土嚢 竺乞欠二士奥道昌ρ高さ１／４′（且ユ」Ａ至Ｑ）の室麿狩佼公称紐Ｆｉ′！ｉ ＭｌｉｆｉｍＫ　Ｍ料　Ｙ、Ｓ、　Ｕ、Ｔ、Ｓ、　Ｅｌ。

３００　３　４０１　４５０　７．８ ４　４０８　４５４　９．４ 本発明の範囲外の合金 市販の合金 （Ｍｇ９７．７Ｚｎ２．ＩＺｒ、２）　３０３　３６５　１１．０（Ｍｇ９１． ７Ａ１８．０ＺｎＯ，２Ｍｎ０．１）　１３１　２７６　５．０例５ 本発明の急速凝固リボンをまずナイフミリングし、次いでハンマーミリングし” Ｃ，−４（，１メツシユの粉末を製造した。この粉末を真空ガス抜きし、２００ −２７５℃で熱間プレスしてビレット（直径３″Ｘ高さ３’　（７，６２ｃｍｘ ７．６２ｃｍ））となした。このビレットを３００℃でフラットダイを用いる４ 工程鍛造処理により鍛造してパンケーキ（直径５．５’　Ｘ高さ３／４’　（１ ３，９７ｃｍＸ１．９１ｃｍ））となした。最初の３工程に際しては、ビレット は約２０−５０％の厚さ低下においてクローズドダイ鍛造された。第Ａ工程にお いては、試料は約５０％の厚さ低下においてオープンダイ鍛造された。鍛造品よ り、その端から約４″　（１０，１６ｃｍ）において横方向に沿って引張り試料 を機械加工した。ひすみ速度約５．５Ｘ１０−’／秒における室温での１軸引張 りにおいて引張り特性を測定した。室温で測定した引張り特性を第５表にまとめ る。

筆旦青 公称組成　鍛造温度　試料　Ｙ、Ｓ、　Ｕ、Ｔ、Ｓ、　Ｅｌ。

２　４１４　４４Ｂ　６．９ ３　４１５　４４３　７．３ 要約書 ２００−３００℃の鍛造温度において多工程のクローズドダイまたはオーブンダ イ鍛造による鍛造処理をビレットに施すことにより、ビレットからマグネシウム ベース金属部材が鍛造される。ビレットは式Ｍｇｂ−＋Ａｌ　４ＺｎｉＸ−（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％で あり、ｂ″は約０−４原子％であり、′Ｃ″は約０．２−３原子％であり、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 び亜鉛の和は約２−１５原子％である）により定められる急速凝固マグネシウム ベース合金から圧縮される。この合金は、０．　２−１．　０μｍの大きさの実 質的に均一な多孔質状網目構造の固溶体相、ならびにマグネシウムおよびアルミ ニウムを含有する０、１μｍ以下の大きさの金属開祖の析出物からなるミクロ組 織を有する。鍛造によりこれらの部材は優れた機械的強度および延性を共に示し 、宇宙空間構造用として特に適したものとなる。

平成　４年１２月１５日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．マグネシウムベース金属合金ビレットを鍛造するための、下記工程を含む方 法： 急速凝固マグネシウムベース合金粉末を圧縮してビレットを製造し、該合金は式 ＭｇｂａｌＡｌａＺｎｂＸｃ（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％であり、′′ｂ′′は約０−４原子％であり 、′′ｃ′′は約０．２−３原子％であり、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和は約２−１５原子％ である）により定められ、０．２−１，０μｍの大きさの実質的に均一な多孔質 状網目構造の固溶体相、ならびにマグネシウムおよびアルミニウムを含有する０ ．１μｍ以下の大きさの金属間相の析出物からなるミクロ組織を有し；そしてク ローズドグイまたはオープンダイ鍛造による鍛造処理を施すことによりビレット を鍛造する。 ２．鍛造工程が２００−３００℃の温度において実施される、請求の範囲第１項 に記載のマグネシウム合金ビレットの鍛造法。 ３．鍛造によりビレットが８０％以上変形する、請求の範囲第１項に記載のマグ ネシウム合金の鍛造法。 ４．圧縮工程が真空熱間プレス工程である、請求の範囲第１項に記載の方法。 ５．ビレットが円筒形の形状を有する、請求の範囲第４項に記載の方法。 ６、鍛造工程が下記の工程からなる、請求の範囲第４項に記載の方法：（ｉ）ビ レットを２００−３００℃の温度に予熱し；（ｉｉ）予熱されたビレットを０． ０００２１−０．００００１ｍ／秒の速度で鍛造し；そして （ｉｉｉ）工程（ｉｉ）をさらに少なくとも３回反復する。 ７．粉末が１００μｍ以下の平均厚さを有する小板からなる、請求の範囲第６項 に記載の方法。 ８．約２０℃において鍛造品が少なくとも約５５のロックウェルＢ硬さおよび少 なくとも約３７８ＭＰａ（５５ｋｓｉ）の極限引張り強さを有する、請求の範囲 第６項に記載の方法。 ９．ビレットから鍛造されたマグネシウムベース金属部材において、該ビレット が式ＭｇｂａｌＡｌａＺｎｂＸｃ（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％であり、′′ｂ′′は約０−４原子％で あり、′′ｃ′′は約０，２−３原子％であり、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和は約２−１５原 子％である）により定められ、０．２−１．０μｍの大きさの実質的に均一な多 孔質状網目構造の固溶体相、ならびにマグネシウムおよびアルミニウムを含有す る０．１μｍ以下の大きさの金属間相の析出物からなるミクロ組織を有する合金 を圧縮することにより製造されたものであり、ビレットをまず押出すことなく、 クローズドダイまたはオープンダイ鍛造による少なくとも４工程の鍛造を含む鍛 造処理をビレットに施すことにより直接に鍛造された部材。 １０．鍛造工程が２００−３００℃の温度において実施される、請求の範囲第８ 項に記載の部材。 １１．ビレットが円筒形の形状を有する、請求の範囲第９項に記載の部材。 １２．約２０℃において部材が少なくとも約５５のロックウェルＢ硬さおよび少 なくとも約３７８ＭＰａ（５５ｋｓｉ）の極限引張り強さを有する、請求の範囲 第１０項に記載の部材。