JP2000246414A - マグネシウム合金成形部品の製造方法 - Google Patents
マグネシウム合金成形部品の製造方法Info
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- JP2000246414A JP2000246414A JP5342999A JP5342999A JP2000246414A JP 2000246414 A JP2000246414 A JP 2000246414A JP 5342999 A JP5342999 A JP 5342999A JP 5342999 A JP5342999 A JP 5342999A JP 2000246414 A JP2000246414 A JP 2000246414A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 塑性加工し難く鍛造成形し難いマグネシウム
合金の薄肉成形性と偏肉成形性を両立する成形方法を提
供する。 【解決手段】 マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄインゴット
を３０ｍｍ×３０ｍｍ×２０ｍｍｔに切り出した鍛造片
を、固液共存温度に加熱保持し、鍛造プレス機を用い
て、成形用金型に装入し加圧することにより、鍛造成形
品を作製する。この時の金型温度は２５０℃、材料温度
は固液共存温度とする。
合金の薄肉成形性と偏肉成形性を両立する成形方法を提
供する。 【解決手段】 マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄインゴット
を３０ｍｍ×３０ｍｍ×２０ｍｍｔに切り出した鍛造片
を、固液共存温度に加熱保持し、鍛造プレス機を用い
て、成形用金型に装入し加圧することにより、鍛造成形
品を作製する。この時の金型温度は２５０℃、材料温度
は固液共存温度とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はマグネシウム合金の
成形部品の製造方法に関するものである。
成形部品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】マグ
ネシウム合金は、実用合金の中で最も軽く、樹脂材料に
代わる材料として、近年、電子機器筐体等に採用されて
いる。
ネシウム合金は、実用合金の中で最も軽く、樹脂材料に
代わる材料として、近年、電子機器筐体等に採用されて
いる。
【０００３】一般的に使用されているマグネシウム合金
は、ｈｃｐ結晶構造のマグネシウムα相（以下α相と称
す）であるため、塑性加工が難しく、成形方法として
は、ダイキャスト法、チキソキャスト法、熱間プレス法
などが採用されている。
は、ｈｃｐ結晶構造のマグネシウムα相（以下α相と称
す）であるため、塑性加工が難しく、成形方法として
は、ダイキャスト法、チキソキャスト法、熱間プレス法
などが採用されている。
【０００４】しかし、ダイキャスト法では、マグネシウ
ムの溶湯を扱わなければならず、燃焼の危険性を伴う問
題があり、防燃ガスとして用いられている６フッ化硫黄
は地球温暖化ガスのため、使用できなくなってきてい
る。
ムの溶湯を扱わなければならず、燃焼の危険性を伴う問
題があり、防燃ガスとして用いられている６フッ化硫黄
は地球温暖化ガスのため、使用できなくなってきてい
る。
【０００５】また、チキソキャスト法では、合金を半溶
融或いは半凝固状態で機械的攪拌を与え、固相を球状化
させたスラリーを得る必要があるため生産効率が悪く、
また、空気等攪拌雰囲気を巻き込むため燃焼の危険性も
伴うといった問題がある。さらには、切削チップを用い
ることでスラリーを必要としないチクソモールド法で
も、現状、成形時の固相率が０に近く、実質的に溶湯を
扱っている。
融或いは半凝固状態で機械的攪拌を与え、固相を球状化
させたスラリーを得る必要があるため生産効率が悪く、
また、空気等攪拌雰囲気を巻き込むため燃焼の危険性も
伴うといった問題がある。さらには、切削チップを用い
ることでスラリーを必要としないチクソモールド法で
も、現状、成形時の固相率が０に近く、実質的に溶湯を
扱っている。
【０００６】さらには、ダイキャスト法、チクソキャス
ト法等の射出成形法では、薄肉化に対応し難く、また、
成形後に、バリ取り、表面仕上などの２次加工が必要で
あるため、生産効率が悪いという問題がある。
ト法等の射出成形法では、薄肉化に対応し難く、また、
成形後に、バリ取り、表面仕上などの２次加工が必要で
あるため、生産効率が悪いという問題がある。
【０００７】また、熱間プレス等のプレス加工では、偏
肉構造をとることができず、部分的に強度が必要な場合
でも全体を厚く設定しなければならず、軽量化を目的と
した場合には適応し難い。また、ボス等の機構部を作り
込むことができないため、適用用途も限られていた。
肉構造をとることができず、部分的に強度が必要な場合
でも全体を厚く設定しなければならず、軽量化を目的と
した場合には適応し難い。また、ボス等の機構部を作り
込むことができないため、適用用途も限られていた。
【０００８】そこで、一部では鍛造可能なマグネシウム
合金も開発され、その鍛造も実用化されているものの、
一回の鍛造での変形率は小さく複数回の鍛造が必要とな
り、薄肉の、例えば、電子機器の筐体の様な形状を成形
するのは難しかった。
合金も開発され、その鍛造も実用化されているものの、
一回の鍛造での変形率は小さく複数回の鍛造が必要とな
り、薄肉の、例えば、電子機器の筐体の様な形状を成形
するのは難しかった。
【０００９】また、特開平６―２４６３８４号公報に
は、マグネシウム合金素材を半溶融状態に加熱処理し鍛
造成形する方法が開示されている。この方法では、成形
時の固相率等の明示がなく、半溶融状態すなわち固相率
をＶｆとあらわすと０＜Ｖｆ＜１の範囲にて加工するこ
とになる。
は、マグネシウム合金素材を半溶融状態に加熱処理し鍛
造成形する方法が開示されている。この方法では、成形
時の固相率等の明示がなく、半溶融状態すなわち固相率
をＶｆとあらわすと０＜Ｖｆ＜１の範囲にて加工するこ
とになる。
【００１０】しかし、上記方法では、固相率が少なすぎ
るとほとんど溶融状態になるため、取り扱いが困難にな
ることや、鍛造成形時に流動性が良すぎるため、金型キ
ャビティ内に充填される前に飛散してしまうという問題
があり、また、固相率が高すぎる場合には、塑性変形能
が低く鍛造成形できないという問題もあった。
るとほとんど溶融状態になるため、取り扱いが困難にな
ることや、鍛造成形時に流動性が良すぎるため、金型キ
ャビティ内に充填される前に飛散してしまうという問題
があり、また、固相率が高すぎる場合には、塑性変形能
が低く鍛造成形できないという問題もあった。
【００１１】
【発明を解決するための手段】そこで、本発明の上記課
題の解決を目的として成されたものであって、請求項１
記載の発明は、マグネシウム合金を固相率３０〜８０％
の固液共存温度に加熱保持した状態で成形用金型内に装
入し加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金成
形部品の製造方法である。
題の解決を目的として成されたものであって、請求項１
記載の発明は、マグネシウム合金を固相率３０〜８０％
の固液共存温度に加熱保持した状態で成形用金型内に装
入し加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金成
形部品の製造方法である。
【００１２】また、請求項２記載の発明は、前記マグネ
シウム合金は、一度、３０〜８０％の固液共存温度に加
熱保持させた後、急冷凝固させたものであることを特徴
とする請求項１記載のマグネシウム合金成形部品の製造
方法である。
シウム合金は、一度、３０〜８０％の固液共存温度に加
熱保持させた後、急冷凝固させたものであることを特徴
とする請求項１記載のマグネシウム合金成形部品の製造
方法である。
【００１３】また、請求項３記載の発明は、前記マグネ
シウム合金の初期結晶粒径が３００μｍ以下であること
を特徴とする請求項１または２記載のマグネシウム合金
成形部品の製造方法である。
シウム合金の初期結晶粒径が３００μｍ以下であること
を特徴とする請求項１または２記載のマグネシウム合金
成形部品の製造方法である。
【００１４】また、請求項４記載の発明は、前記マグネ
シウム合金は、加圧変形により、内部歪を付与したもの
であることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム合
金成形部品の製造方法である。
シウム合金は、加圧変形により、内部歪を付与したもの
であることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム合
金成形部品の製造方法である。
【００１５】また、請求項５記載の発明は、前記マグネ
シウム合金は、固相率３０〜８０％の固液共存温度に加
熱保持した状態で、板状または柱状に押し出されたもの
であることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム合
金成形部品の製造方法である。
シウム合金は、固相率３０〜８０％の固液共存温度に加
熱保持した状態で、板状または柱状に押し出されたもの
であることを特徴とする請求項１記載のマグネシウム合
金成形部品の製造方法である。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について図をもとに
詳細に説明する。
詳細に説明する。
【００１７】ここでは、一般的に塑性加工し難いと言わ
れている鋳造用マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄ（以下ＡＺ
９１Ｄと称す）を用いているが、これに限定されるもの
ではなく、他のマグネシウム合金であっても構わない。 ［実施例１］以下に、実施例１について説明する。
れている鋳造用マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄ（以下ＡＺ
９１Ｄと称す）を用いているが、これに限定されるもの
ではなく、他のマグネシウム合金であっても構わない。 ［実施例１］以下に、実施例１について説明する。
【００１８】まず、ＡＺ９１Ｄの温度−固相率の関係を
調べるため、ＡＺ９１Ｄを７００℃の完全溶融状態とし
た後、０．２℃／秒の冷却速度で種々の温度まで冷却
し、水中に急冷することにより、各温度における組識を
凍結したまま凝固させた。そして、その凝固組識を観察
測定し、温度−固相率の関係を求めた。その結果を図１
に示す。
調べるため、ＡＺ９１Ｄを７００℃の完全溶融状態とし
た後、０．２℃／秒の冷却速度で種々の温度まで冷却
し、水中に急冷することにより、各温度における組識を
凍結したまま凝固させた。そして、その凝固組識を観察
測定し、温度−固相率の関係を求めた。その結果を図１
に示す。
【００１９】次に、さまざまな固相率を有するマグネシ
ウム合金の鍛造テストを行う。
ウム合金の鍛造テストを行う。
【００２０】上記図１の結果から、２０％、３０％、４
０％、６０％、８０％、９０％、１００％の各固相率の
マグネシウム合金の加熱温度（固液共存温度）は、それ
ぞれ５９０℃、５８７℃、５８５℃、５７２℃、５３５
℃、４９３℃、４５０℃であることが分かる。
０％、６０％、８０％、９０％、１００％の各固相率の
マグネシウム合金の加熱温度（固液共存温度）は、それ
ぞれ５９０℃、５８７℃、５８５℃、５７２℃、５３５
℃、４９３℃、４５０℃であることが分かる。
【００２１】そこで、ＡＺ９１Ｄインゴットを３０ｍｍ
×３０ｍｍ×２０ｍｍｔに切り出した鍛造試験片１を、
上記各温度に加熱保持し、図２のような鍛造プレス機
（装置全体は図示せず）を用いて、成形テスト用金型２
に装入し加圧することにより、図３に示すような鍛造成
形品を作製した。この時の金型温度は２５０℃、材料温
度は各固相率の固液共存温度とした。
×３０ｍｍ×２０ｍｍｔに切り出した鍛造試験片１を、
上記各温度に加熱保持し、図２のような鍛造プレス機
（装置全体は図示せず）を用いて、成形テスト用金型２
に装入し加圧することにより、図３に示すような鍛造成
形品を作製した。この時の金型温度は２５０℃、材料温
度は各固相率の固液共存温度とした。
【００２２】そして、鍛造成形品の天面の厚みを測定
し、固相率−天面厚みの関係を調べた。その結果を図４
に示す。
し、固相率−天面厚みの関係を調べた。その結果を図４
に示す。
【００２３】図４から明らかなように、固相率の低下に
伴い、充分な流動が得られ、鍛造後の厚みが設計値に等
しくなっている。しかし、固相率が２０％以下の場合
は、ほぼ液体となるため金型にセットすることができな
かった。また、固相率が８０％を超えた場合には、加圧
時に割れが生じ、鍛造成形することができなかった。
伴い、充分な流動が得られ、鍛造後の厚みが設計値に等
しくなっている。しかし、固相率が２０％以下の場合
は、ほぼ液体となるため金型にセットすることができな
かった。また、固相率が８０％を超えた場合には、加圧
時に割れが生じ、鍛造成形することができなかった。
【００２４】次に、所望の固相率の固液共存温度を保持
した時の所望の固相率に到達するまでの時間を測定し
た。
した時の所望の固相率に到達するまでの時間を測定し
た。
【００２５】まず、上記と同寸法のＡＺ９１Ｄインゴッ
トを鉄製の密閉ケースに装入し、熱処理炉にて固相率約
３０％の固液共存温度（５８７℃）に２０分保持した後
水中にて急冷した。このようにして作製した固液共存処
理試料と、通常のインゴットを同寸法に切り出した試料
とを、鉄製の密閉ケースに封入し、再度５９０℃まで加
熱し、所定時間保持した後水中に急冷し、固相率を測定
することにより保持時間と固相率の関係を調べた。その
結果を図５に示す。
トを鉄製の密閉ケースに装入し、熱処理炉にて固相率約
３０％の固液共存温度（５８７℃）に２０分保持した後
水中にて急冷した。このようにして作製した固液共存処
理試料と、通常のインゴットを同寸法に切り出した試料
とを、鉄製の密閉ケースに封入し、再度５９０℃まで加
熱し、所定時間保持した後水中に急冷し、固相率を測定
することにより保持時間と固相率の関係を調べた。その
結果を図５に示す。
【００２６】図５から明らかなように、固液共存処理を
施した試料は短い保持時間で所望の固相率に達すること
が分かる。つまり、鍛造前の固液共存状態までの加熱時
間を短くすることができるため、鍛造用に切り出す前の
インゴットに対して固液共存処理を施した後試料を切り
出すことで、生産性を向上することができる。 ［実施例２］以下に、実施例２について説明する。
施した試料は短い保持時間で所望の固相率に達すること
が分かる。つまり、鍛造前の固液共存状態までの加熱時
間を短くすることができるため、鍛造用に切り出す前の
インゴットに対して固液共存処理を施した後試料を切り
出すことで、生産性を向上することができる。 ［実施例２］以下に、実施例２について説明する。
【００２７】まず、鍛造時の固相粒子の粒径と鍛造成形
性の関係を調べた。
性の関係を調べた。
【００２８】初期の結晶粒径が１００μｍ、３００μ
ｍ、５００μｍの合金インゴットを３０ｍｍ×３０ｍｍ
×２０ｍｍｔに切り出し、それぞれを固相率８０％、６
０％、４０％の各固液共存温度（５３５℃、５７２℃、
５８５℃）に加熱保持し、鍛造試験片１とした。これら
の鍛造試験片１を図２に示す鍛造プレス機の成形テスト
用金型２の間に装入し加圧成形することにより、図３に
示すような鍛造成形品を作成した。この時の金型温度は
２５０℃、材料温度は各固相率の固液共存温度とした。
ｍ、５００μｍの合金インゴットを３０ｍｍ×３０ｍｍ
×２０ｍｍｔに切り出し、それぞれを固相率８０％、６
０％、４０％の各固液共存温度（５３５℃、５７２℃、
５８５℃）に加熱保持し、鍛造試験片１とした。これら
の鍛造試験片１を図２に示す鍛造プレス機の成形テスト
用金型２の間に装入し加圧成形することにより、図３に
示すような鍛造成形品を作成した。この時の金型温度は
２５０℃、材料温度は各固相率の固液共存温度とした。
【００２９】そして、得られた成形品の天面の厚みを測
定した。その結果を図６に示す。
定した。その結果を図６に示す。
【００３０】図６から明らかなように、固相率４０％の
時には、何れの粒径の試料も鍛造後の厚みは設計値とな
り、差は見られなかったが、固相率６０％では、粒径５
００μｍの試料が若干厚くなり、固相率８０％では、固
相粒子の粒径が大きくなるほど、厚みが厚くなることが
わかる。したがって、固相率が８０％で、且つ、初期の
結晶粒径が大きい場合良好な鍛造性が得られないため、
所望の設計厚さに成形するには、初期の結晶粒径を３０
０μｍ以下にすることが必要である。
時には、何れの粒径の試料も鍛造後の厚みは設計値とな
り、差は見られなかったが、固相率６０％では、粒径５
００μｍの試料が若干厚くなり、固相率８０％では、固
相粒子の粒径が大きくなるほど、厚みが厚くなることが
わかる。したがって、固相率が８０％で、且つ、初期の
結晶粒径が大きい場合良好な鍛造性が得られないため、
所望の設計厚さに成形するには、初期の結晶粒径を３０
０μｍ以下にすることが必要である。
【００３１】次に、初期の合金インゴットの結晶粒径が
固液共存状態に保持することでどのように変化するかを
調べた。
固液共存状態に保持することでどのように変化するかを
調べた。
【００３２】詳しくは、初期の結晶粒径が１００μｍ、
３００μｍ、５００μｍに調整された合金インゴットの
試料を鉄製の密閉ケースに装入し、それぞれの固相率
（６０％、４０％、２０％）の固液共存温度（５７２
℃、５８５℃、５９０℃）に達した後、所定時間保持し
水中にて急冷し、組識観察を行い、固相粒子の粒径が固
液共存処理時にどのように変化するかを調べた。その結
果を、図７に示す。
３００μｍ、５００μｍに調整された合金インゴットの
試料を鉄製の密閉ケースに装入し、それぞれの固相率
（６０％、４０％、２０％）の固液共存温度（５７２
℃、５８５℃、５９０℃）に達した後、所定時間保持し
水中にて急冷し、組識観察を行い、固相粒子の粒径が固
液共存処理時にどのように変化するかを調べた。その結
果を、図７に示す。
【００３３】図７から明らかなように、初期の結晶粒径
が１００μｍの場合には、何れの固相率の場合でも保持
時間と共に固相粒子の結晶粒径は増加している。特に固
相率が６０％の時には増加の度合いが大きいことが分か
る。
が１００μｍの場合には、何れの固相率の場合でも保持
時間と共に固相粒子の結晶粒径は増加している。特に固
相率が６０％の時には増加の度合いが大きいことが分か
る。
【００３４】また、初期の結晶粒径が５００μｍの場合
には、何れの固相率の場合も溶解により粒径が減少した
後、固相率６０％保持の場合、粒径にほとんど変化な
く、固相率４０、２０％の場合には、若干の減少傾向に
あることがわかる。
には、何れの固相率の場合も溶解により粒径が減少した
後、固相率６０％保持の場合、粒径にほとんど変化な
く、固相率４０、２０％の場合には、若干の減少傾向に
あることがわかる。
【００３５】また、初期の結晶粒径が３００μｍの場合
には、何れの固相率に保持した場合でも、粒径の変化は
ほとんどなかった。
には、何れの固相率に保持した場合でも、粒径の変化は
ほとんどなかった。
【００３６】つまり、良好な鍛造性を得るためには、初
期の結晶粒径が３００μｍ以上の場合には、何れの固相
率においても、所望の温度に達した後３０分以上保持す
ることが必要であることがわかる。
期の結晶粒径が３００μｍ以上の場合には、何れの固相
率においても、所望の温度に達した後３０分以上保持す
ることが必要であることがわかる。
【００３７】また、初期の結晶粒径が３００μｍ以下と
小さい場合には、粒成長による粗大化を防ぐために所望
の温度に達した後の保持時間を３０分以下にすることが
望ましい。 ［実施例３］以下に、実施例３について説明する。
小さい場合には、粒成長による粗大化を防ぐために所望
の温度に達した後の保持時間を３０分以下にすることが
望ましい。 ［実施例３］以下に、実施例３について説明する。
【００３８】図２に示すような鍛造プレス機（装置全体
は図示せず）に据え込み用金型２を取り付け、初期の結
晶粒径が５００μｍのＡＺ９１Ｄインゴットを１５ｍｍ
の厚さに切り出し、金型温度２５０℃、材料温度２５０
℃で加圧することにより、約１０ｍｍの厚さまで変形さ
せ内部歪を付与した。
は図示せず）に据え込み用金型２を取り付け、初期の結
晶粒径が５００μｍのＡＺ９１Ｄインゴットを１５ｍｍ
の厚さに切り出し、金型温度２５０℃、材料温度２５０
℃で加圧することにより、約１０ｍｍの厚さまで変形さ
せ内部歪を付与した。
【００３９】このようにして作製した試料を、鉄製の密
閉ケースに装入し、固相率６０％の固液共存温度（５７
２℃）に加熱保持後水中に急冷し、固相粒子の粒径を測
定した。その結果、固相粒子の粒径は約２００μｍとな
っていた。
閉ケースに装入し、固相率６０％の固液共存温度（５７
２℃）に加熱保持後水中に急冷し、固相粒子の粒径を測
定した。その結果、固相粒子の粒径は約２００μｍとな
っていた。
【００４０】これは、初期のインゴットでは５００μｍ
だった結晶粒径が、固液共存温度までの昇温中に再結晶
しているためと考えられる。つまり、合金インゴットに
対して内部歪を付与し固液共存状態にすることで、固相
粒子の粒径が小さくなり、鍛造性が良好になることがわ
かる。
だった結晶粒径が、固液共存温度までの昇温中に再結晶
しているためと考えられる。つまり、合金インゴットに
対して内部歪を付与し固液共存状態にすることで、固相
粒子の粒径が小さくなり、鍛造性が良好になることがわ
かる。
【００４１】このことを確認するために実施例１と同様
の鍛造テストを行なったところ、良好な鍛造性を確認し
た。 ［実施例４］以下、実施例４について説明する。
の鍛造テストを行なったところ、良好な鍛造性を確認し
た。 ［実施例４］以下、実施例４について説明する。
【００４２】初期の結晶粒径が５００μｍのＡＺ９１Ｄ
インゴットを内径φ２００ｍｍのコンテナ内に装入し、
固相率２０％、３０％、４０％、６０％、７０％の固液
共存温度（５９０℃、５８７℃、５８５℃、５７２℃、
５５８℃）で３０ｍｍ×３０ｍｍの角棒に押出し、固相
粒子の粒径を測定した。その結果を表１に示す。
インゴットを内径φ２００ｍｍのコンテナ内に装入し、
固相率２０％、３０％、４０％、６０％、７０％の固液
共存温度（５９０℃、５８７℃、５８５℃、５７２℃、
５５８℃）で３０ｍｍ×３０ｍｍの角棒に押出し、固相
粒子の粒径を測定した。その結果を表１に示す。
【００４３】
【表１】 固相率２０％の場合は、流動が激しく角状形状に押出す
ことができなかった。また、固相率７０％の場合は、流
動が悪く押出すことができなかった。
ことができなかった。また、固相率７０％の場合は、流
動が悪く押出すことができなかった。
【００４４】固相率３０％、４０％、６０％の場合は、
角状に押出すことができ、その組識を観察した結果、表
１の備考欄に示すように、固相粒子が球状化された固液
共存状態のいわゆるスラリー状態の組識であった。ま
た、その固相粒子は、溶解に伴う粒径減少と押出し時の
せん断力により、初期の結晶粒径に比べて、微細になっ
ていた。
角状に押出すことができ、その組識を観察した結果、表
１の備考欄に示すように、固相粒子が球状化された固液
共存状態のいわゆるスラリー状態の組識であった。ま
た、その固相粒子は、溶解に伴う粒径減少と押出し時の
せん断力により、初期の結晶粒径に比べて、微細になっ
ていた。
【００４５】これらの押出し材を用いて実施例１と同様
の鍛造テストを行なったところ、良好な鍛造性を確認し
た。
の鍛造テストを行なったところ、良好な鍛造性を確認し
た。
【００４６】本実施例では、押出し比約３５で押出しを
行ない、このような結果が得られたが、押出し比を変更
した場合は押出し可能な固相率は変化するため、本実施
例が本発明を限定するものでないことは言うまでもな
い。
行ない、このような結果が得られたが、押出し比を変更
した場合は押出し可能な固相率は変化するため、本実施
例が本発明を限定するものでないことは言うまでもな
い。
【００４７】
【発明の効果】以上説明したように、請求項１記載の発
明によれば、マグネシウム合金を固相率３０〜８０％の
固液共存温度に加熱保持した状態で成形用金型内に装入
し加圧成形することにより、容易に鍛造成形品を得るこ
とができる。
明によれば、マグネシウム合金を固相率３０〜８０％の
固液共存温度に加熱保持した状態で成形用金型内に装入
し加圧成形することにより、容易に鍛造成形品を得るこ
とができる。
【００４８】また、請求項２記載の発明によれば、前記
マグネシウム合金は、一度、３０〜８０％の固液共存温
度に加熱保持させた後、急冷凝固させたものであるの
で、加圧成形時に再加熱する際、所望の固相率に短時間
で到達することができ、処理速度の向上、生産性の向上
が図れる。
マグネシウム合金は、一度、３０〜８０％の固液共存温
度に加熱保持させた後、急冷凝固させたものであるの
で、加圧成形時に再加熱する際、所望の固相率に短時間
で到達することができ、処理速度の向上、生産性の向上
が図れる。
【００４９】また、請求項３記載の発明によれば、前記
マグネシウム合金の初期結晶粒径が３００μｍ以下とす
ることで、鍛造性を向上することができる。
マグネシウム合金の初期結晶粒径が３００μｍ以下とす
ることで、鍛造性を向上することができる。
【００５０】また、請求項４記載の発明によれば、前記
マグネシウム合金は、加圧変形により、内部歪を付与し
たものであるので、昇温時の再結晶により固相粒子を微
細にすることができ、鍛造成形性を向上させることがで
きる。
マグネシウム合金は、加圧変形により、内部歪を付与し
たものであるので、昇温時の再結晶により固相粒子を微
細にすることができ、鍛造成形性を向上させることがで
きる。
【００５１】また、請求項５記載の発明によれば、前記
マグネシウム合金は、固相率３０〜８０％の固液共存温
度に加熱保持した状態で、板状または柱状に押し出され
たものであるので、押出し時のせん断力により固相粒子
を微細にすることができ、また、加圧成形時の仕込み形
状への切り出し工程を簡略化できる。
マグネシウム合金は、固相率３０〜８０％の固液共存温
度に加熱保持した状態で、板状または柱状に押し出され
たものであるので、押出し時のせん断力により固相粒子
を微細にすることができ、また、加圧成形時の仕込み形
状への切り出し工程を簡略化できる。
【００５２】
【００５３】
【図１】鋳造用マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄの温度−固
相率を測定した結果を示す図である。
相率を測定した結果を示す図である。
【００５４】
【図２】鍛造装置の成形部分を示す模式図である。
【００５５】
【図３】本発明の成形に用いた鍛造成形品を示す模式図
である。
である。
【００５６】
【図４】鍛造時の固相率による鍛造性の違いを説明する
ための図である。
ための図である。
【００５７】
【図５】未処理の合金インゴットと固液共存処理をした
インゴットの溶解に要する時間を比較説明するための図
である。
インゴットの溶解に要する時間を比較説明するための図
である。
【００５８】
【図６】固液共存温度で保持した場合の初期の結晶粒径
による固相粒径の変化を示す図である。
による固相粒径の変化を示す図である。
【００５９】
【図７】初期の結晶粒径と成形時の固相率による鍛造成
形性の違いを説明するための図である。
形性の違いを説明するための図である。
【００６０】
１ マグネシウム合金鍛造試験片 ２ 金型
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ ６２３ ６２３ ６２４ ６２４ ６３０ ６３０Ｋ ６８１ ６８１ ６８３ ６８３ ６９０ ６９０ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 マグネシウム合金を固相率３０〜８０％
の固液共存温度に加熱保持した状態で成形用金型内に装
入し加圧成形することを特徴とするマグネシウム合金成
形部品の製造方法。 - 【請求項２】 前記マグネシウム合金は、一度、３０〜
８０％の固液共存温度に加熱保持させた後、急冷凝固さ
せたものであることを特徴とする請求項１記載のマグネ
シウム合金成形部品の製造方法。 - 【請求項３】 前記マグネシウム合金の初期結晶粒径が
３００μｍ以下であることを特徴とする請求項１または
２記載のマグネシウム合金成形部品の製造方法。 - 【請求項４】 前記マグネシウム合金は、加圧変形によ
り、内部歪を付与したものであることを特徴とする請求
項１記載のマグネシウム合金成形部品の製造方法。 - 【請求項５】 前記マグネシウム合金は、固相率３０〜
８０％の固液共存温度に加熱保持した状態で、板状また
は柱状に押し出されたものであることを特徴とする請求
項１記載のマグネシウム合金成形部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5342999A JP2000246414A (ja) | 1999-03-02 | 1999-03-02 | マグネシウム合金成形部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5342999A JP2000246414A (ja) | 1999-03-02 | 1999-03-02 | マグネシウム合金成形部品の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004186615A Division JP4252502B2 (ja) | 2004-06-24 | 2004-06-24 | マグネシウム合金成形部品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000246414A true JP2000246414A (ja) | 2000-09-12 |
Family
ID=12942608
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5342999A Pending JP2000246414A (ja) | 1999-03-02 | 1999-03-02 | マグネシウム合金成形部品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000246414A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002103015A (ja) * | 2000-09-25 | 2002-04-09 | Honda Motor Co Ltd | 半溶融金属素材の鍛造方法および鍛造装置 |
| US7914902B2 (en) * | 2007-11-06 | 2011-03-29 | Jiing Tung Tec. Metal Co., Ltd. | Thermal module |
| CN103170602A (zh) * | 2013-03-14 | 2013-06-26 | 哈尔滨工业大学 | Ti-Cu型钛合金半固态坯料的制备方法 |
| CN103343308A (zh) * | 2013-07-22 | 2013-10-09 | 哈尔滨工业大学 | 往复镦挤变形-等温退火制备镁合金半固态坯料的装置及方法 |
| CN108543919A (zh) * | 2018-05-25 | 2018-09-18 | 湖南工学院 | 一种高性能Mg-Zn-Zr合金短流程制备方法 |
| CN112941435A (zh) * | 2019-12-10 | 2021-06-11 | 通用汽车环球科技运作有限责任公司 | 在高应变率下形成镁基合金制品的方法 |
-
1999
- 1999-03-02 JP JP5342999A patent/JP2000246414A/ja active Pending
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| US11655513B2 (en) | 2019-12-10 | 2023-05-23 | GM Global Technology Operations LLC | Methods of forming magnesium-based alloy articles at high strain rates |
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