JPS6283446A - 急速固化した高力、耐食性マグネシウムベ−スメタル合金、その製法およびこれから圧縮された金属物品 - 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】 本発明は高力、耐食性のマグネシウムベースメタル合金
、より詳細にはこれらの合金の急速固化により製造され
た粉末製品、およびこの粉末の圧縮（ｃｏｎｅｏｌｉｄ
、ａｔｉｏｎ）により製造されるバルク物品に関する。

マグネシウムは平常の大気条件下では妥当な耐食性をも
つが、これは塩化物を含む環境によって攻撃されやすい
。マグネシウムのこの耐食性の乏しさはマグネシウム合
金を広範々用途に用いることに対して著しい制限となっ
ている。重金属系不純物、たとえばＦθ、　Ｎｉ、　　
ＣｏおよびＣｕが塩水腐食速度に著しい加速作用をもつ
ことが十分に論じられている〔ジエイ・ディー・ハナワ
ルｌ−、シー・イー・ネルソン、およびジエイ・ニー・
纜ルーペット、′マグネシウムおよびその合金の腐食（
１９４２）２７３−９９頁〕。近年、不純物の水準を低
下させることによりマグネシウム合金の耐食性を改善す
る試みがなされ、高純度合金、たとえばＡＺ９１．ＨＰ
が市場に出された。しかしこの合金の機械的強度はかな
り低い。

急速同化処理（Ｒ３Ｐ）が多くの合金系においてミクロ
組織改良効果を与え、これによりこの種の系に明瞭な利
点をもたらすことが知られている。

Ｒ８Ｐにより得られる高い冷却速度（約１０〜ｂ 相、微細な金属間分散質が得られ、組成偏析が減少する
。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■、アール・メーラビア
ン、ビー　・エッチ・キールおよびエム・コーエン編、
クレイターズ拳パブリジング・ディビジョン、ルイジア
ナ州バトン・ルーシュ、１９８０年、参照）。これはニ
ッケル、鉄およびアルミニウムをベースとする各種合金
について（米国特許第４．３４７．０７６号明細書）、
より最近ではチタンに一ス合金について（ジャーナル争
オブ金メタルズ、１９８３年９月、２１頁）証明されて
いる。しかしＲ８Ｐはマグネシウムベース合金の耐食性
および機械的特性を改善するためには必ずしも広く用い
られていない。

急速固化マグネシウム合金についての今日までの研究は
ほとんどすべて市販の合金または簡単な二元合金につい
てのものであった。たとえばカル力ら〔ニー・カル力、
エム・マダパ（Ｍ＋Ｍａｄｈａｖａ）、ディー・イー・
ボーク、ビー・シー・イーセン、エッチ・マチャ（Ｈ，
Ｍａｔｙｊａ）およびジェイ・パンデル・サンプ、”遷
移金属不含の非晶質合金：Ｍｇ７０Ｚｎ３０’スクリプ
タ・メタル、１１　（１９７７）６５−７１頁〕は、メ
ルトスピニングにより製造される組成Ｍ９７ｏＺｎ３ｏ
　　の非晶質合金について研究を行った。微品質のＭｇ
Ｚｎ　　合金（ｘ＝１００−Ｘ　　　　Ｘ ２６〜３２原子係）がガン法により製造された非晶質ス
プラツ）　（ｅｐｌａｔ）　　の結晶化により製造され
た〔ヒ０−１１ジー・ボスウェル“Ｍｇ□４Ｚｎ２６）
結（１９７８）、１〜５頁〕。より近年になって、マズ
ールラ〔エル・ジエイ・マズール、ジエイ・ティー・パ
ーク、ティー・ズイー・カタミス、およびエム・シー・
フレミングズ、“高い同化速度におけるアルミニウムお
よびマグネシウム合金のミ金、ビー・エッチ−キール、
ビーψシーψイーセンオヨヒエム・コーエン編、エルセ
ヒル・ザイエンス・パブリジング社、１．９８２年〕は
メルトスピニングにより製造された１７〜２３原子係の
Ｚｎを含有する微晶質マグネシウム合金リボンのミクロ
組織について研究した。この種のリボンの均質な固溶体
範囲は幅１０〜２０μｍのチル帯域（急冷用支持体に隣
接するリボン面）に限定されており、その範囲外では二
相領域が観察された。上記の各研究においては、非晶質
または微晶質合金の機械的特性を測定する試みはなされ
ていない。イツセロウラ〔ニス・イツセロウおよびエフ
・ジェイ・リツチターノ、。ミクロ急冷マグネシウム２
１７−２２７頁〕による最近の研究には、急速固化した
市販のＺＫ６０Ａ粉末から製造された圧縮体の機械的特
性が含まれている。しかしイッセロウおよびリツチター
ノは市販の合金ＺＫ５ＱＡ（Ｍ！７−６重量ｑ６Ｚｎ　
−０，４５重量％Ｚｒ）ノ粉末を製造するために回転電
極法を用いており、回転電極法を用いて得た平均粒度は
約］、００μｍであり、この種の粒子の冷却速度はく１
０　Ｋ／Ｓである〔エフ・ジエイ・グランド、１金属粒
子の急速固化法１、ジャーナル・オブφメタルズ、３５
ｍ（１９８３）、２０−２７頁〕。

圧縮体は一般の粉末冶金学的技術を用いることにより粉
末／粒子から製造できる。急速固化したマグネシウム粉
末の圧縮に関する研究は比較的まれである。ノＺスクお
よびレオンチス〔アール・ニス・バスタおよびティー・
アイ・レオンチス、１粉末状マグネシウム合金の押出１
、トランス。

２９７−３０６頁〕は３１６℃（６００下）〜４２７℃
（８００下）の範囲の温度における多数の市販のマグネ
シウム合金の霧化粉末の熱間押出しについて研究してい
る。粉末から押出された合金の押出しし放し特性は永久
型ビレットからの押出物の特性と有意には異ならなかっ
た。先きに論じたイツセロウおよびリッチターノにより
報告された回転電極法により製造される市販のＺＫ５Ｑ
Ａマグネシウム合金粉末に関する研究においては、周囲
温度から３７１℃（７００”Ｆ）の範囲の押出し温度が
採用されていた。室温押出物の機械的特性ハハスクおよ
びレオンチスにより得うれたものよりも有意に良好であ
ったが、１２１℃（２５０下）で押出されたものは常法
により処理された材料と急速固化した材料の間に有意差
がなかった。

しかし室温押出物の縦方向の機械的特性を比較すら際に
は注意を払わなければならない。それらは破断面に著し
い離層を示したからである。横方向では特性が著しく劣
っている可能性がある。今日まで報告されているすべて
の研究において、合金化学の影響を調べ、これにより急
速固化処理に際して得られるミクロ組織改善を利用する
試みはなされていない。

当業界では良好な耐食性ならびに高い強度および延性を
合わせもつ合金を提供する、金属間化合物の均一な分散
を含む急速固化マグネシウム合金がなお求められている
。

本発明は、リボン状または粉末状にすることができ、特
に微細なミクロ組織をもつバルク付形物圧縮するのに好
適な高力、耐食性のマグネシウムベース合金を提供する
。一般にこの合金は本質的に式”ｂａｌＡｌａＺｎｂｘ
ｃ　　（式中又はマンガン、セリウム、ネオジム、プラ
セオジム、イツトリウムおよび銀よりなる群から選ばれ
る少々くとも１種の元素であり、”ａｌは約０〜１５原
子チ、’ｂ’　ｌ／ｉ約０〜４原子係、”Ｃ′は約０２
〜３原子係であυ、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叱鉛の台
網は約２〜１５原子係である）よりなる組成をもつ。

本発明は、液体合金を中実リボンまたはシートに成形す
る間に１０〜１０　℃／秒の速度で冷却するタルトスピ
ン鋳造法により本発明のマグネシウム合金を急速固化処
理する方法をも提供する。

この方法はさらに、メルト・ξッドルを移動している支
持体と共に運ばれる周辺空気層による燃焼、過度の酸化
および物理的妨害から保護する手段を提供することより
なる。この保護は、保護ガス、たとえば空気またはＣＯ
とＳＦ６、還元性ガス（たとえばＣＯまたは不活性ガス
の混合物をノズルの周りに抑制し、一方ではメルトパッ
ドルを妨害する可能性のある外部からの風の流れを排除
するという二重の目的を果たす囲い装置（Ｓｈｒｏｕｄ
ｉｎｇａｐｐａ、ｒａｔｕｓ　）によって与えられる。

合金元素であるマンガン、セリウム、ネオジム、プラセ
オジム、イツトリウムおよび銀は急速固化処理に際し、
合金組成に応じてたとえばＭ　９３Ｃｅ　＋Ｍ９　Ｎａ
、　ＭｇＰｒ、　Ｍ９１７Ｍ３などの微細かつ均一な金
属間化合物相分散物を形成する。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、壕だ粉末を高温
で圧縮する際に粒界をピン止めすることにより微細な結
晶粒度を維持する助けとなる。合金元素であるアルミニ
ウムおよび龍鉛の添加は、マドＩＪツクス固溶体の強化
により、また特定の熟成硬化析出物たとえばＭ９□７Ａ
ｌｌ。およびＭ９Ｚｎの生成により、強度に寄与する。

本発明は圧縮態合金物品の製法をも提供する。

本方法には本発明のマグネシウムベース合金の粉末粒子
を圧縮する工程が含まれる。粒子を冷間圧縮するか、あ
るいは真空中で１５０〜３００℃の圧縮温度に加熱する
ことにより熱間圧縮することができ、これにより分散し
た金属間化合物相の粗粒化が最小限に抑えられる。粉末
粒子を常法により、たとえば押出し、鍛造および超塑性
成形によシ圧縮してバルク付形物にすることもできる。

さらに本発明は本発明のマグネシウムベース合金から製
造された圧縮態金属物品を提供する。これらの圧縮態物
品は良好な耐食性（すなわち３％ＮａＣｌ水溶液に２５
℃で９６時間浸漬した場合、５０ミル／年（１，，３ｍ
ｍ／年）以下の腐食速度）、ならびに高い極限引張強さ
く５１３ＭＰａ（７４，４ｋＳｉ）に及ぶ）および室温
で良好な延性（すなわち５％の引張伸び）を示す。これ
らの特性は合わせると一般の合金のものよシもはるかに
優れている。これらの物品は、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
よび機体における構造員子としての用途に適している。

本発明は下記の詳細な記述および添付の図面を参照する
と、より十分に理解され、他の利点も明らかになるであ
ろう。

第１Ａ図は合金Ｍ９ｆ９゜Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅエ　の鋳放
しの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１Ｂ図は合金Ｍｇ９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２の鋳放しリボ
ンの透過型電子顕微鏡写真である。

第２Ａ図は合金Ｍｇ９゜Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅ１　の押出し
し放しのバルク圧縮体の透過型電子顕微鏡写真である。

第２Ｂ図は合金Ｍ９９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２の押出しし放
しのバルク圧縮体の透過型電子顕微鏡写真であり、圧縮
後に微細な結晶粒度および分散質が保持されていること
を示す。

第３図は押出しし放しの合金Ｍ９９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２
の硬度を焼鈍温度の関数としてプロットしたものであり
、硬度は指示した温度で２４時間焼鈍したのちに室温で
測定された。

本発明によれば、公称純マグネシウムをアルミニウム約
０〜１５原子係、能鉛約０〜４原子係、々らびにマンガ
ン、セリウム、ネオジム、プラセオジム、イツトリウム
および銀よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
的０．２〜３原子チと合金させる。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原子係である。これらの
合金を保護環境内で溶融させ；溶融物を急速に移動して
いる冷却面と接触させる方向に向けることにより保護環
境において少々くとも約１０　℃／秒の速度で急冷し、
これにより急速固化リボンが形成される。これらの合金
リボンは高い強度および高い硬度（す々わち少なくとも
約１２５　Ｋｔｊ／ｍｍ　　のミクロビッカース硬さ）
をもつ。亜鉛を添加せずにアルミニウムを合金する場合
、最小アルミニウム含量は好ましくは約６原子係以上で
ある。

本発明の合金はきわめて微細なミクロ組織をもち、これ
は光学顕微鏡によっては解像できない。

透過型電子顕微鏡写真によれば結晶粒度０２〜１、０　
／ｌ　ｍの固溶体の実質的に均一なセル状網目構造が明
らかになり、これと共にきわめて微細な二元寸たけ三元
の金属間化合物相の析出が示され、これは０．５μｍ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。

第１Ａおよび１Ｂ図には本質的にそれぞれＭｇ９□Ｚｎ
２Ａ１５Ｃｅ１および”９１Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２の組成か
らなる合金から鋳造されたリボンのミクロ組織を示す。

そこに示されたミクロ組織は１０　℃／秒以上の冷却速
度で固化した試料に典型的なものであり、１４０〜２０
０Ｋｇ／ｙｎ＋ｎ　　の商い硬度に関与する。ＭｇＡｌ
−Ｚｎ−Ｘ合金の高い硬度は鋳放しのりボンに見られる
微細なミクロ組織により理解できる。Ｃｅ、　　Ｐｒお
よびＮａを含む合金の明放しのミクロ組織はきわめて類
似しており、セル内部オヨヒセル境界ノ双方ニＭ９３ｘ
（ｘ−Ｃｅ、Ｎｄ。

Ｐｒ）の析出物を含むセル状ミクロ組識を示す（第１Ａ
図）。Ｙを含む合金は全体に均一に分散したＭ９□７Ｙ
３の微細な球形析出物を示す（第１Ｂ図）。

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。上記組成の急速固化した材料は、これら
を一般的な装置、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。

通常はこれらの粉末は平均厚さ１００μｍ以下の小板状
体からなる。これらの小板状体は微粉砕に際してリボン
の破断により生じた不規則な形状により特色づけられる
。

上記の粉末は既知の方法、たとえば熱間静水圧処理、熱
間圧延、熱間押出し、熱間鍛造、冷間圧縮およびこれに
続く焼結などにより十分に密なバルク部品に圧縮するこ
とができる。圧縮後に得られるミクロ組織は合金の組成
および圧縮条件に依存する。高温に長時間置かれると微
細な析出物が最適な次微子寸法を越えて粗大化し、これ
により特性の劣化、すなわち硬度および強度の低下が生
しる可能性がある。

第２Ａおよび２Ｂ図にそれぞれ合金Ｍｇ９□Ｚｎ２Ａ１
５Ｃｅ　　およびＭｇ９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２につき代表
例を示しま たように、本発明の圧縮前物品は０５μｍの平均結晶粒
度をもつマグネシウム固溶体相からなり、合金に応じて
Ｍｇ５ｘ（ｘ−Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ）またばＭｇ　Ｙの分
散した金属間化合物相の実質的に均一な分布を含み、さ
らにそのミクロ組織は相Ｍ９□７Ａｌ□２　のアルミニ
ウム含有析出物、および亜鉛含有相ＭＩＪＺｎを含む。

Ｍ９□７Ａｌｌ。およびＭｇＺｎの各相は共に通常はＭ
ｇ５ｘ相よりも大きく、圧縮温度に応じて０５〜１０μ
ｍの寸法である。

室温（約２０℃）では、本発明の圧縮前物品はロックウ
ェルＢ硬度少なくとも約５５、より一般的には６５以上
をもつ。さらに本発明の圧縮前物品の極限引張強さは少
なくとも約３７８　ＭＰａ（５５ｋｓｉ）である。

本発明をより十分に理解するために、下記の例を提示す
る。本発明を説明するために示された特定の技術、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ない。

例１ 溶融マグネシウム合金をノズルから約９００〜１．５０
０ｍ／分の表面速度を与える状態で回転している水冷式
銅合金ホイール」−へ押出すためにアルイン′＋′たけ
ヘリウムの過圧を用いて、上記の方法でリボン試料を鋳
造した。リボンは幅０５〜２．５　ｃｍであり、約２５
〜１００μｍの厚さであった。

溶融物に添加した装填重量に対する合金の公称組成をそ
れらの鋳放し硬度値と共に表１に捷とめる。硬度値は冷
却用支持体に而したリボン面について測定されたもので
あり、この表面は通常は他の表面よりも平滑であった。

本発明のこれらＭ９−１’、１−Ｚｎ−Ｘ合金の微小硬
度は１４０〜２００に９／ｗｎ２であった。鋳放し硬度
は希土類含量の増大に伴って高まる。Ｍ９−Ｚｎ　−Ａ
ｌ−Ｘ合金に対する各種希土類元素の硬化作用は比較し
うるものである。

比較のため表１には市販の耐食性高純度マグネシウムＡ
Ｚ９１Ｃ−ＨＰ金合金硬度をも示す。本発明の硬度が市
販のＡＺ９１　Ｃ−ＨＰ金合金ものよりも高いことが認
められる。

表　　１ 急速固化Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ　−Ｘ　鋳放しリボンの微小
硬度値ＣＫｑ／瀧） 合金 ｌ　　　　Ｍ９’　９２．ｓ　Ｚｎ　２　Ａｌ　５　ｃ
ｅ　ｏ、ｓ　　　　　　１５１２Ｍ９９□Ｚｎ２ＡＺｎ
２Ａ１５Ｃｅ １１８６３，５Ｚｎ２Ａ１５Ｐｒｏ６．１５０４Ｍｇ９
１Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２２ｏ１ ｓ　　　　Ｍｇ　ｓ　ｓ　ＡＩ　Ｉ　Ｉ　Ｍｎ　１１６
２６　　　　”ｓｓ、５Ａｌｔ　ｔＮｄｏ、ｓ　　　　
　　　１４０市販の合金　ＡＺ　９１Ｃ−ＨＰ　　　　
　　　　　１．１６７（Ｍ”９１，７Ａ１８，０ＺｎＯ
，２Ｍｎ０，１　）１’　”（本発明の範囲外の合金） 例２ 本発明の急速固化リボンをまずナイフミル処理し、次い
でハンマーミル処理して一６０メツシュの粉末を得た。

この粉末を真空ガス抜きし、２００〜２２℃で熱間圧縮
した。この圧縮体を約２００〜２５０℃の温度で１４：
１〜２２：１の押出し比において押出した。この圧縮体
を押出温度で約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料を機械加工し、引張速度約１
０−４／秒　において室温で一軸引張下に引張特性を測
定した。引張特性を室温で測定したロックウェルＢ（Ｒ
Ｂ）硬度と共に表２にまとめる。本発明の合金は６５〜
約８１ＲＢ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５０ＲＢの硬度を
もつ。一般的なアルキメデス法により測定したバルク圧
縮試料の密度を表２に示す。

本発明試料の降伏強さおよび極限引張強さくＵ’ＴＳ）
は共に著しく高い。たとえば合金Ｊ　　Ｚｎ　ｋｌ　Ｙ
は６６．２　Ｋｓｉ（４５６ＭＰａ）の降伏強さおよび
７４．４Ｋｓｉ（５１３ＭＰａ）（７）ＵＴＳをもち、
これはある種の市販の低密度アルミニウムーリチウム合
金の強さに近似する。本発明のマグネシウム合金の密度
は、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．
４９　ｇ／ｃｃの密度に比べてわずか１．９３９　／ｃ
ｃであった。従って比強度（強度／密庁）に基づけば、
本発明のマグネシウムベース合金は宇宙空間用として明
らかな利点を与える。これらの合金のうちあるものにお
いては延性がかなり良好であり、工学用として適してい
る。たとえばＭｇ９１Ｚｎ２”５”２は６６２Ｋｓｊ−
（４５６ＭＰａ）の降伏強さ、７４．４Ｋｓｊ（５１３
ＭＰａ）のＵＴＳ、および５０係の伸びを示し、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Ｚ
Ｋ　　６０　　Ａ−Ｔ５、ＡＺ　　９１ＨＰ−Ｔ６　　
よりも優れている。本発明の合金は軍用、たとえば破甲
装置用サーボ、および高い強度が要求される機体として
使用される。

例２ 本発明の急速固化Ｍ９−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘ合金の鋳放しリ
ボンおよびバルク押出し試験片を、ジェットシンニング
（ｊｅｔ　ｔｈｉｎｎｉｎｇ）　　およびイオンミリン
グの組合せにより透過型電子顕微鏡写真用として製造し
た。選ばれた急速同化”Ｊ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘ鋳放し試料
の定量的ミクロ組織分析によれば、表３に示すように０
．３６〜０７０μｍの微細な結晶粒度およびマグネシウ
ム結晶粒子０．０．９〜０３４μの微細なセル寸法が本
発明に用いた急速固化法により得られることが示される
。００４〜００７μｍのマグネシウム−希土類金属間化
合物の微細な分散質寸法も得られた。高い融点および限
られた固溶体溶解度のため、これらのマグネシウム−希
土類金属間化合物の微細々分散質は高温圧縮中に認めう
るほど粗大化せず、押出しし放しの試料に関する第２図
の顕微鏡写真および表３の定量試験結果に示されるよう
に粒界のビン止めにきわめて有効である。このように微
細な結晶粒子および分散質の寸法により、例２に示す一
般的な処理を施された材料と比較して機械的特性が著し
く改善される。

表３ 選ばれた急速固化Ｍ９−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘ鋳放しおよび押
出しし放し試料の透過型電子顕微鏡によるミＩＭ９９２
Ｚｎ２Ａ１５Ｃｅ□（ａ）ｏ５６ｏ１４ｏｏ７２　　Ｍ
！Ｊ　　Ｚｎ　ＡｌＣｅ　（ｂ）　　　０．７０　　−
　　０．５６３Ｍｇ９２，５Ｚｎ２Ａ１５Ｐｒｏ、５（
ａ）　　０．７０　０．３４．　０．１５４Ｍ９９゜、
５Ｚｎ２Ａ１５Ｐｒｏ５５（ｂ）ｏ７ｏ−０１３５Ｍ９
９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２（ｂ）０３６−０２３表３ ］、−０，０４−− ２０，５６０，０４−２，３３ ３０，１，５０，０４−− ４０，６５０，０３−２，０２ ５０，２３０，０４２，５６ （ａ）′鋳放し くｂ）押出しし放し 例４ 本発明の押出しし放しＭ９．−ＡＩ−Ｚｎ−Ｘ合金の温
度安定性（周囲温度から３００℃までの温度に２４時間
暴露した試料の室温硬度測定により示される）を第３図
に示す。希土類元素の添加によって、マグネシウム−希
土類金属間化合物、たとえばＭ９３ｘ（ｘ−Ｃｅ、Ｎｄ
、Ｐｒ）およびＭ９１７Ｙ３の安定性がＭ９□７Ａｌｌ
。およびＭσＺｎ各相よりも憂れているため、急速固化
Ｍ９−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘの温度安定性が著しく改善される
ことがわかる。

たとえばＭ９９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２合金は３００℃丑で
の温度に２４時間暴露されたのち、なお〉６０ＲＢの硬
度値を保持する。

例５ 水中３％塩化ナトリウムの溶液を２５℃で用いた実験室
内浸漬腐食試験を行って、マグネシウム　　　　１合金
相互の耐食性を比較した。行った試験はＡＳＴＭ基準Ｇ
３１−７２により推奨されているものと同じであった。

装置は反応がま（３０００ｍｅ容）、大気シール付き還
流冷却器、大気および通気の調整のための多孔分散管、
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Ｌ６ｃｍおよび直径］−，Ｏｃｍの寸法に切断し
、粒度６００の紙やすりで研磨し、アセトン中でリンス
することにより脱脂した。試料の質量を±０．０００１
９の精度まで秤量した。各試料を±０．０１　ｃｍまで
測定し、各試験片の総表面積を計算した。

９６時間の浸漬後に、各試験片を取出し、水ですすぎ、
乾燥させた。試験片の腐食生成物を剛毛ブラシで除去し
た。秤量前にアセトンを用いて試１験片を脱脂した。浸
漬による減量および平均腐食速度を計算した。

表４は本発明の合金についての腐食速度を２種の市販合
金ＡＺ　　９１ＨＰ−Ｔ６およびＺＫ６０Ａ−Ｔ５と比
較したものである。本発明の合金Ｍ９９□Ａ１５Ｚｎ２
Ｙ２の腐食速度はいずれの市販合金のものよりも低い。

従って本発明の急速固化合金は機械的特性の改善を証明
しただけでなく、塩水中における耐食性の改善をも証明
した。耐食性の改善は、塩水と希土類元素の反応の結果
試料の表面に保護膜が形成されたことによるか、または
急速固化により得られる改善されたミクロ組織によるも
のであろう。

表４ ３　％　ＮａＣｌ水溶液に２５℃で９６時間浸漬され公
称組成　　　　　　　　　　腐食速度Ｍｇ９□Ｚｎ２Ａ
１５Ｙ２８（）゛ 本発明の範囲外の合金 市販合金 ＺＫ　６０　Ａ−Ｔ５ （Ｍ　９９　□、７　Ｚｎ　２１Ｚ　ｒ　ｏ、２　）　
　　　　　１０４（）ＡＺ　９１　ＨＰ−Ｔ６ （Ｍｇ９１．７Ａｌｓ、ｏ　ｚｎ　ｏ、２Ｍｎ　ｏ、ｔ
　）　　　　８２（）

【図面の簡単な説明】

第１Ａ図および第１Ｂ図はそれぞれ合金Ｍ９　　Ｚｎ　
ｋｌ　Ｃｅ　　およびＭ９９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２の鋳放
しリボンの金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真である
。 第２Ａ図および第２Ｂ図はそれぞれ第１Ａ図および第１
Ｂ図の合金の押出しし放しリボンの金属組織を示す透過
型電子顕微鏡写真である。 第３図は押出しし放しのＭｇ９□Ｚｎ２Ａ１５Ｙ２の硬
度を焼鈍温度の関数としてプロットしたものである。 （外５名） １１開日、’７６２−８３４４６　　（１０）痰牝播崖
　°Ｃ Ｆｉｇ、３

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. （１）本質的に式Ｍｇ＿ｂ＿ａ＿ｌＡｌ＿ａＺｎ＿ｂＸ
   ＿ｃ（式中Ｘはマンガン、セリウム、ネオジム、プラセ
   オジム、イットリウムおよび銀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％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と亜鉛の合計は約
   ２〜１５原子％である）よりなる急速固化したマグネシ
   ウムベース合金。
2. （２）合金がリボンの形状をもつ、特許請求の範囲第１
   項に記載の合金。
3. （３）合金が粉末の形状をもつ、特許請求の範囲第１項
   に記載の合金。
4. （４）リボンが室温で少なくとも約１２５Ｋｇ／ｍｍ＾
   ２の硬度をもつ、特許請求の範囲第２項に記載の合金。
5. （５）リボンが約２５〜１００μｍの厚さをもつ、特許
   請求の範囲第２項に記載の合金。
6. （６）リボンが連続ストリップである、特許請求の範囲
   第２項に記載の合金。
7. （７）合金が３％ＮａＣｌ水溶液に２５℃で９６時間浸
   漬された場合、５０ミル／年（１．３ｍｍ／年）以下の
   腐食速度をもつ、特許請求の範囲第１項に記載の合金。
8. （８）本質的に式Ｍｇ＿ｂ＿ａ＿ｌＡｌ＿ａＺｎ＿ｂＸ
   ＿ｃ（式中Ｘはマンガン、セリウム、ネオジム、プラセ
   オジム、イットリウムおよび銀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％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と亜鉛の合計は約
   ２〜１５原子％である）よりなる組成をもつマグネシウ
   ム含有合金の製法であつて、ａ）保護環境内で上記合金
   の溶融物を調製し；そして ｂ）上記溶融物を急速に移動している冷却面と接触させ
   る方向に向けることにより保護環境において少なくとも
   約１０＾５℃／秒の速度で急冷し、これにより急速固化
   リボンを形成させる 工程からなる方法。
9. （９）さらに、リボンを微粉砕して１００μｍ以下の平
   均厚さをもつ小板状体からなる粉末となす工程を含み、
   これらの小板状体が微粉砕に際してリボンの破断により
   生じる不規則な形状をもつことを特徴とする、特許請求
   の範囲第８項に記載の方法。
10. （１０）さらに、粉末に圧力をかけることによりこれを
    圧縮体となし、合金はミクロ組織をもち、そして圧縮体
    を１５０〜３００℃の温度に、ミクロ組織が約１０μｍ
    以下の平均一次結晶粒度をもち、マグネシウムとマンガ
    ン、セリウム、ネオジム、プラセオジム、イットリウム
    および銀よりなる群Ｘからの元素１種または２種以上と
    の間で形成された金属間化合物相の超微細析出物の実質
    的に均一な分散を含み、これら超微細析出物が約０．５
    μｍ以下の特徴的な寸法をもつ状態となる期間加熱する
    工程を含む、特許請求の範囲第９項に記載の方法。
11. （１１）マグネシウムと、マンガン、セリウム、ネオジ
    ム、プラセオジム、イットリウムおよび銀よりなる群Ｘ
    のうち少なくとも１種の元素との間で形成された分散金
    属間化合物相析出物の実質的に均一な分布を含み、これ
    らの析出物が約０．５μｍ以下の特徴的な寸法をもつ、
    マグネシウム固溶体相からなる、特許請求の範囲第１０
    項に記載の方法により圧縮された金属物品。