JPH06172949A - マグネシウム合金製部材およびその製造方法 - Google Patents
マグネシウム合金製部材およびその製造方法Info
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- JPH06172949A JPH06172949A JP5076163A JP7616393A JPH06172949A JP H06172949 A JPH06172949 A JP H06172949A JP 5076163 A JP5076163 A JP 5076163A JP 7616393 A JP7616393 A JP 7616393A JP H06172949 A JPH06172949 A JP H06172949A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造成形し
て平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後に、Ｔ６
熱処理を施すことで、結晶粒の微細化とＴ６処理の相乗
効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大幅な向
上を図る。 【構成】マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造成形Ｓ
２して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後、Ｔ
６熱処理Ｓ３，Ｓ４を施すことを特徴とする。
て平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後に、Ｔ６
熱処理を施すことで、結晶粒の微細化とＴ６処理の相乗
効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大幅な向
上を図る。 【構成】マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造成形Ｓ
２して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後、Ｔ
６熱処理Ｓ３，Ｓ４を施すことを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、例えば、自動車のホ
イールやサスペンションのアーム等の部材をマグネシウ
ム合金で構成するようなマグネシウム合金製部材および
その製造方法に関する。
イールやサスペンションのアーム等の部材をマグネシウ
ム合金で構成するようなマグネシウム合金製部材および
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、自動車の重量の軽減等を目的と
して、ホイールやサスペンションのアーム等にアルミニ
ウム合金が使用されているが、さらに軽量化を図るた
め、マグネシウム合金が使用される傾向にある。例え
ば、特開昭５９−６７１０２号公報には、マグネシウム
合金溶湯を高圧鋳造することによりホイール鋳造成形品
を成形し、この鋳造成形品をＴ６熱処理（溶体化処理お
よび人工時効処理）することが開示されている。
して、ホイールやサスペンションのアーム等にアルミニ
ウム合金が使用されているが、さらに軽量化を図るた
め、マグネシウム合金が使用される傾向にある。例え
ば、特開昭５９−６７１０２号公報には、マグネシウム
合金溶湯を高圧鋳造することによりホイール鋳造成形品
を成形し、この鋳造成形品をＴ６熱処理（溶体化処理お
よび人工時効処理）することが開示されている。
【０００３】しかし、マグネシウム合金の場合、上述の
従来技術の如くホイール全体を鋳造のみで製造した時、
特にタイヤを支えるリム部の強度が不足し、Ｔ６熱処理
を施しても機械的特性が充分に改善されない問題があっ
た。
従来技術の如くホイール全体を鋳造のみで製造した時、
特にタイヤを支えるリム部の強度が不足し、Ｔ６熱処理
を施しても機械的特性が充分に改善されない問題があっ
た。
【０００４】一方、部材の製造技術の一例として、最終
製品に近似した形状の鋳造成形品を鋳造し、この鋳造成
形品（鍛造用のブランク）を鍛造成形する所謂鋳造鍛造
法が知られている。例えば自動車のホイールの製造にこ
の鋳造鍛造法を適用する場合、図３０乃至図３３に示す
ように図３０の砂型１０１のキャビティ１０２に溶湯１
０３を鋳込んで図３１に示す如きフィニッシャ鍛造素材
１０４を得、このフィニッシャ鍛造素材１０４を上下ダ
イ１０５，１０６間で図３２に示すようにフィニッシャ
鍛造し、次いで図３３に示すようにマンドレル１０７と
心押し部材１０８間に装着し、ロール１０９によりリム
部のみスピニング成形により仕上げるものである。場合
により、フィニッシャ鍛造工程を省略することも可能で
ある。
製品に近似した形状の鋳造成形品を鋳造し、この鋳造成
形品（鍛造用のブランク）を鍛造成形する所謂鋳造鍛造
法が知られている。例えば自動車のホイールの製造にこ
の鋳造鍛造法を適用する場合、図３０乃至図３３に示す
ように図３０の砂型１０１のキャビティ１０２に溶湯１
０３を鋳込んで図３１に示す如きフィニッシャ鍛造素材
１０４を得、このフィニッシャ鍛造素材１０４を上下ダ
イ１０５，１０６間で図３２に示すようにフィニッシャ
鍛造し、次いで図３３に示すようにマンドレル１０７と
心押し部材１０８間に装着し、ロール１０９によりリム
部のみスピニング成形により仕上げるものである。場合
により、フィニッシャ鍛造工程を省略することも可能で
ある。
【０００５】このように、鋳造鍛造法は、ビレット（bi
llet）を素材とする通常の鍛造成形に比べ工程が大幅に
簡略化される等の利点を有し、これまで主としてアルミ
ニウム合金製部材の製造に適用されているが、材料の機
械的特性の向上という面では余りメリットがなかった。
すなわち、アルミニウム合金の場合、強度特性に優れた
鋳造合金があり、溶湯鍛造など高強度化のための鋳造プ
ロセスもあることから、鋳造のみでニアネットシェイプ
の高強度部品を製造することが可能であり、また、アル
ミニウム鋳造合金を鍛造し結晶粒径を微細化しても機械
的特性の観点からは大きい効果が現れないからである。
llet）を素材とする通常の鍛造成形に比べ工程が大幅に
簡略化される等の利点を有し、これまで主としてアルミ
ニウム合金製部材の製造に適用されているが、材料の機
械的特性の向上という面では余りメリットがなかった。
すなわち、アルミニウム合金の場合、強度特性に優れた
鋳造合金があり、溶湯鍛造など高強度化のための鋳造プ
ロセスもあることから、鋳造のみでニアネットシェイプ
の高強度部品を製造することが可能であり、また、アル
ミニウム鋳造合金を鍛造し結晶粒径を微細化しても機械
的特性の観点からは大きい効果が現れないからである。
【０００６】一方、マグネシウム合金製部材およびその
製造方法としては、例えば、特開平４−１４７９３８号
公報に記載の如く、Ｍｇ（マグネシウム）と高融点金属
のＴａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）との合金の製造に
際してスパッタ法を採用することにより、ＭｇとＴａや
Ｎｂが相互に固溶した均一相から成り、耐食性、耐摩耗
性、靭性に優れた軽量のマグネシウム合金を製造する方
法があるが、上述のＴａやＮｂは融点が高く上記スパッ
タ法を用いることが必須である関係上、製造方法が複雑
化する問題点があった。
製造方法としては、例えば、特開平４−１４７９３８号
公報に記載の如く、Ｍｇ（マグネシウム）と高融点金属
のＴａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）との合金の製造に
際してスパッタ法を採用することにより、ＭｇとＴａや
Ｎｂが相互に固溶した均一相から成り、耐食性、耐摩耗
性、靭性に優れた軽量のマグネシウム合金を製造する方
法があるが、上述のＴａやＮｂは融点が高く上記スパッ
タ法を用いることが必須である関係上、製造方法が複雑
化する問題点があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明の請求項１記
載の発明（第１発明）は、マグネシウム合金の場合、鍛
造により結晶粒を微細化した時、機械的特性が著しく向
上することに着目し、マグネシウム合金製鋳造成形品
を、鍛造成形して、平均結晶粒径を１００μｍ以下の部
材とした後に、Ｔ６処理を施すことで、結晶粒の微細化
とＴ６処理の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械
的特性の大幅な向上を図ることができるマグネシウム合
金製部材の製造方法の提供を目的とする。
載の発明（第１発明）は、マグネシウム合金の場合、鍛
造により結晶粒を微細化した時、機械的特性が著しく向
上することに着目し、マグネシウム合金製鋳造成形品
を、鍛造成形して、平均結晶粒径を１００μｍ以下の部
材とした後に、Ｔ６処理を施すことで、結晶粒の微細化
とＴ６処理の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械
的特性の大幅な向上を図ることができるマグネシウム合
金製部材の製造方法の提供を目的とする。
【０００８】この発明の請求項２記載の発明は、上記請
求項１記載の発明の目的と併せて、鍛造成形温度を３０
０〜４２０℃に設定することで、マグネシウム合金製部
材に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の微細化を図
ることができるマグネシウム合金製部材の製造方法の提
供を目的とする。
求項１記載の発明の目的と併せて、鍛造成形温度を３０
０〜４２０℃に設定することで、マグネシウム合金製部
材に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の微細化を図
ることができるマグネシウム合金製部材の製造方法の提
供を目的とする。
【０００９】この発明の請求項３記載の発明は、上記請
求項１または２記載の発明の目的と併せて、タイヤを支
えるリム部に充分な強度を確保した自動車用ホイールを
得ることができるマグネシウム合金製部材の製造方法の
提供を目的とする。
求項１または２記載の発明の目的と併せて、タイヤを支
えるリム部に充分な強度を確保した自動車用ホイールを
得ることができるマグネシウム合金製部材の製造方法の
提供を目的とする。
【００１０】この発明の請求項４記載の発明（第２発
明）は、少なくとも表面部においてアルミニウムを６〜
１２重量パーセント含有し、かつ平均結晶粒径が２００
μｍ以下で、マグネシウムとアルミニウムとの金属間化
合物とα相の共晶組織が連鎖状に分散されることで、従
来の如きスパッタ法を必要とすることなく、耐食性の大
幅な向上を図ることができるマグネシウム合金製部材の
提供を目的とする。
明）は、少なくとも表面部においてアルミニウムを６〜
１２重量パーセント含有し、かつ平均結晶粒径が２００
μｍ以下で、マグネシウムとアルミニウムとの金属間化
合物とα相の共晶組織が連鎖状に分散されることで、従
来の如きスパッタ法を必要とすることなく、耐食性の大
幅な向上を図ることができるマグネシウム合金製部材の
提供を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明の請求項１記載
の発明（第１発明）は、マグネシウム合金製鋳造成形品
を、鍛造成形して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材と
した後、Ｔ６熱処理を施すマグネシウム合金製部材の製
造方法であることを特徴とする。
の発明（第１発明）は、マグネシウム合金製鋳造成形品
を、鍛造成形して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材と
した後、Ｔ６熱処理を施すマグネシウム合金製部材の製
造方法であることを特徴とする。
【００１２】この発明の請求項２記載の発明は、上記請
求項１記載の発明の構成と併せて、上記鍛造成形温度を
３００〜４２０℃の範囲内に設定したマグネシウム合金
製部材の製造方法であることを特徴とする。
求項１記載の発明の構成と併せて、上記鍛造成形温度を
３００〜４２０℃の範囲内に設定したマグネシウム合金
製部材の製造方法であることを特徴とする。
【００１３】この発明の請求項３記載の発明は、上記請
求項１または２記載の発明の構成と併せて、上記マグネ
シウム合金製部材を自動車用ホイールに設定したマグネ
シウム合金製部材の製造方法であることを特徴とする。
求項１または２記載の発明の構成と併せて、上記マグネ
シウム合金製部材を自動車用ホイールに設定したマグネ
シウム合金製部材の製造方法であることを特徴とする。
【００１４】この発明の請求項４記載の発明（第２発
明）は、鋳造鍛造後にＴ６処理を施して形成されたマグ
ネシウム合金製部材であって、上記部材の少なくとも表
面部は、アルミニウムを６〜１２重量パーセント含有
し、かつ上記Ｔ６処理時にマグネシウムとアルミニウム
との金属間化合物とα相の共晶組織を有すると共に、上
記鍛造時の塑性加工により平均結晶粒径が２００μｍ以
下で、かつ上記共晶組織が連鎖状に分散されたマグネシ
ウム合金製部材であることを特徴とする。
明）は、鋳造鍛造後にＴ６処理を施して形成されたマグ
ネシウム合金製部材であって、上記部材の少なくとも表
面部は、アルミニウムを６〜１２重量パーセント含有
し、かつ上記Ｔ６処理時にマグネシウムとアルミニウム
との金属間化合物とα相の共晶組織を有すると共に、上
記鍛造時の塑性加工により平均結晶粒径が２００μｍ以
下で、かつ上記共晶組織が連鎖状に分散されたマグネシ
ウム合金製部材であることを特徴とする。
【００１５】
【発明の効果】この発明の請求項１記載の発明（第１発
明）によれば、マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造
成形して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後
に、Ｔ６処理を施したので、結晶粒の微細化とＴ６処理
の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大
幅な向上を図ることができる効果がある。その理由は、
結晶粒を１００μｍ以下に微細化すると、Ｔ６処理によ
り結晶粒界に形成されるパーライト組織（α相と金属間
化合物の層状組織）が微細となり、かつ析出量も多くな
るためと推考される。なお、鍛造成形温度が溶体化熱処
理温度域にある場合（例えば温間鍛造のような場合）に
は、鍛造成形中に溶体化が起こるため、Ｔ５熱処理（人
工時効処理）のみで実質的にはＴ６熱処理の効果を得る
ことができるため、この発明でいうＴ６熱処理は、斯る
場合を包合する。
明）によれば、マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造
成形して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後
に、Ｔ６処理を施したので、結晶粒の微細化とＴ６処理
の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大
幅な向上を図ることができる効果がある。その理由は、
結晶粒を１００μｍ以下に微細化すると、Ｔ６処理によ
り結晶粒界に形成されるパーライト組織（α相と金属間
化合物の層状組織）が微細となり、かつ析出量も多くな
るためと推考される。なお、鍛造成形温度が溶体化熱処
理温度域にある場合（例えば温間鍛造のような場合）に
は、鍛造成形中に溶体化が起こるため、Ｔ５熱処理（人
工時効処理）のみで実質的にはＴ６熱処理の効果を得る
ことができるため、この発明でいうＴ６熱処理は、斯る
場合を包合する。
【００１６】この発明の請求項２記載の発明は、上記請
求項１記載の発明の効果と併せて、上記鍛造成形温度を
３００〜４２０℃の範囲内に設定したので、マグネシウ
ム合金製部材に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の
微細化を図ることができる効果がある。
求項１記載の発明の効果と併せて、上記鍛造成形温度を
３００〜４２０℃の範囲内に設定したので、マグネシウ
ム合金製部材に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の
微細化を図ることができる効果がある。
【００１７】すなわち、マグネシウム合金に対する鍛造
成形による結晶粒の微細化効果は、３００℃以上で行な
った時に顕著となり、鍛造成形温度が高い程、微細化効
果が大きいが、４２０℃を超過すると部材表面の酸化が
激しくなるため、鍛造成形温度を上記範囲内に設定す
る。
成形による結晶粒の微細化効果は、３００℃以上で行な
った時に顕著となり、鍛造成形温度が高い程、微細化効
果が大きいが、４２０℃を超過すると部材表面の酸化が
激しくなるため、鍛造成形温度を上記範囲内に設定す
る。
【００１８】この発明の請求項３記載の発明は、上記請
求項１または２記載の発明の効果と併せて、上記マグネ
シウム合金製部材を自動車用ホイールに設定したので、
ホイールの軽量化を図りつつ、タイヤを支えるリム部に
充分な強度を確保した自動車用ホイールを製造すること
ができる効果がある。
求項１または２記載の発明の効果と併せて、上記マグネ
シウム合金製部材を自動車用ホイールに設定したので、
ホイールの軽量化を図りつつ、タイヤを支えるリム部に
充分な強度を確保した自動車用ホイールを製造すること
ができる効果がある。
【００１９】この発明の請求項４記載の発明（第２発
明）は、少なくとも表面部において平均結晶粒径が２０
０μｍ以下で、ＭｇとＡｌとの金属間化合物（具体的に
はＭｇ17Ａｌ12）との相の共晶組織が連鎖状に分散して
いるので、この連鎖状の共晶組織によりそれ以上の腐食
を食い止めることができる。したがって耐食性の大幅な
向上を図ることができる効果がある。加えて、従来の如
き複雑なスパッタ法を用いることなく、鋳造鍛造後にＴ
６処理を施して上記マグネシウム合金製部材を得るの
で、その製造方法も簡単となる効果がある。
明）は、少なくとも表面部において平均結晶粒径が２０
０μｍ以下で、ＭｇとＡｌとの金属間化合物（具体的に
はＭｇ17Ａｌ12）との相の共晶組織が連鎖状に分散して
いるので、この連鎖状の共晶組織によりそれ以上の腐食
を食い止めることができる。したがって耐食性の大幅な
向上を図ることができる効果がある。加えて、従来の如
き複雑なスパッタ法を用いることなく、鋳造鍛造後にＴ
６処理を施して上記マグネシウム合金製部材を得るの
で、その製造方法も簡単となる効果がある。
【００２０】アルミニウム含有量を６〜１２重量パーセ
ントとしたのは、６wt％以上の時、Ｔ６熱処理の効果が
大となり、１２wt％を超過するとＭｇ−Ａｌ金属間化合
物（Ｍｇ17Ａｌ12）の生成量が過多となって、逆に脆く
なるため、耐食性向上に必要なアルミニウム含有量は上
記範囲内とする。
ントとしたのは、６wt％以上の時、Ｔ６熱処理の効果が
大となり、１２wt％を超過するとＭｇ−Ａｌ金属間化合
物（Ｍｇ17Ａｌ12）の生成量が過多となって、逆に脆く
なるため、耐食性向上に必要なアルミニウム含有量は上
記範囲内とする。
【００２１】さらにアルミニウムの含有量が６wt％未満
の時は共晶組織の晶出量が過少で好ましくなく、１２wt
％を超過すると逆に延性が低下するため、アルミニウム
含有量を上記範囲内とする。
の時は共晶組織の晶出量が過少で好ましくなく、１２wt
％を超過すると逆に延性が低下するため、アルミニウム
含有量を上記範囲内とする。
【００２２】
【実施例】この発明の一実施例を以下図面に基づいて詳
述する。図面はマグネシウム合金製部材およびその製造
方法を示し、図１に示す第１の工程Ｓ１で、マグネシウ
ム合金製鋳造成形品を鋳造する。この実施例では自動車
用ホイールを鋳造する場合について例示する。
述する。図面はマグネシウム合金製部材およびその製造
方法を示し、図１に示す第１の工程Ｓ１で、マグネシウ
ム合金製鋳造成形品を鋳造する。この実施例では自動車
用ホイールを鋳造する場合について例示する。
【００２３】上述の鋳造に用いるマグネシウム合金には
次の表１に示すＡＺ８０を用い、鋳込み温度６９０〜７
２０℃、金型温度２００〜２５０℃で金型鋳造して、図
２に示す如き最終形状に近似した形状の鍛造ブランク１
を鋳造する。
次の表１に示すＡＺ８０を用い、鋳込み温度６９０〜７
２０℃、金型温度２００〜２５０℃で金型鋳造して、図
２に示す如き最終形状に近似した形状の鍛造ブランク１
を鋳造する。
【００２４】
【表１】
【００２５】次に図１に示す第２の工程Ｓ２で、図３に
示す如き下型２と上型３とを含む鍛造装置により、上述
の鍛造ブランク１をその加工率を選定して、平均結晶粒
径が１００μｍ以下となるように鍛造する。なお、耐食
性の向上と機械的特性の向上との双方を目的とする場合
には平均結晶粒径が１００μｍ以下となるように鍛造
し、耐食性の向上のみを主目的とする場合には平均結晶
粒径が２００μｍ以下となるように鍛造する。
示す如き下型２と上型３とを含む鍛造装置により、上述
の鍛造ブランク１をその加工率を選定して、平均結晶粒
径が１００μｍ以下となるように鍛造する。なお、耐食
性の向上と機械的特性の向上との双方を目的とする場合
には平均結晶粒径が１００μｍ以下となるように鍛造
し、耐食性の向上のみを主目的とする場合には平均結晶
粒径が２００μｍ以下となるように鍛造する。
【００２６】この時、鍛造条件は次のように設定する。
すなわち素材温度としての上記鍛造ブランク１の温度を
３００〜４２０℃の範囲内たとえば４００℃とし、金型
２，３の温度を２５０℃とし、成形速度を１０mm/secと
して、上述の鍛造ブランク１を鍛造し、マグネシウム合
金製部材としてのホイール４を成形する。
すなわち素材温度としての上記鍛造ブランク１の温度を
３００〜４２０℃の範囲内たとえば４００℃とし、金型
２，３の温度を２５０℃とし、成形速度を１０mm/secと
して、上述の鍛造ブランク１を鍛造し、マグネシウム合
金製部材としてのホイール４を成形する。
【００２７】次に図１に示す第３の工程Ｓ３で、上述の
ホイール４を溶体化処理する。すなわち溶体化温度を４
００℃とし、時間を８時間に設定して、４００℃で８時
間加熱した後に空冷を施す。
ホイール４を溶体化処理する。すなわち溶体化温度を４
００℃とし、時間を８時間に設定して、４００℃で８時
間加熱した後に空冷を施す。
【００２８】次に図１に示す第４の工程Ｓ４で、溶体化
処理後のホイール４を人工時効処理する。すなわち、人
工時効温度を１７５℃、時間を１６時間に設定して、１
７５℃で１６時間加熱した後に空冷を施す。
処理後のホイール４を人工時効処理する。すなわち、人
工時効温度を１７５℃、時間を１６時間に設定して、１
７５℃で１６時間加熱した後に空冷を施す。
【００２９】上述の第３の工程Ｓ３と第４の工程Ｓ４と
からなるＴ６処理の後、図１に示す第５の工程Ｓ５でス
ピンフォージする。すなわち図４に示す如く上述のホイ
ール４をマンドレル５と心押し部材６との間に装着し、
マンドレル５および心押し部材６によりホイール４を回
転させながらロール７を加圧することで、リム部をスピ
ニング成形により仕上げる。
からなるＴ６処理の後、図１に示す第５の工程Ｓ５でス
ピンフォージする。すなわち図４に示す如く上述のホイ
ール４をマンドレル５と心押し部材６との間に装着し、
マンドレル５および心押し部材６によりホイール４を回
転させながらロール７を加圧することで、リム部をスピ
ニング成形により仕上げる。
【００３０】次に図１に示す第６の工程Ｓ６で、ホイー
ル４のリム耳部４ａの耐食性を向上させるために、スピ
ニング処理終了後のホイール４を図５に示す如く回転台
８に固定用治具９，１０を用いて固定し、ローラ１１を
上述のリム耳部４ａに荷重押し付けし、回転台８とホイ
ール４とを一体的に回転させながら、ロール加工を施し
て、リム耳部４ａの結晶粒の微細化を図る。このように
ロール加工により結晶粒の微細化を図ると、前工程の加
熱冷却により粗大化傾向にある結晶粒が微細化されるの
で、車両装備後の使用時において特に水が溜りやすい該
リム耳部４ａの耐食性向上を図ることができる。
ル４のリム耳部４ａの耐食性を向上させるために、スピ
ニング処理終了後のホイール４を図５に示す如く回転台
８に固定用治具９，１０を用いて固定し、ローラ１１を
上述のリム耳部４ａに荷重押し付けし、回転台８とホイ
ール４とを一体的に回転させながら、ロール加工を施し
て、リム耳部４ａの結晶粒の微細化を図る。このように
ロール加工により結晶粒の微細化を図ると、前工程の加
熱冷却により粗大化傾向にある結晶粒が微細化されるの
で、車両装備後の使用時において特に水が溜りやすい該
リム耳部４ａの耐食性向上を図ることができる。
【００３１】このように、マグネシウム合金製鋳造成形
品（鍛造ブランク１参照）を、鍛造成形して平均結晶粒
径が１００μｍ以下の部材（ホイール４参照）とした後
に、Ｔ６処理を施したので、結晶粒の微細化とＴ６処理
の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大
幅な向上を図ることができる効果がある。
品（鍛造ブランク１参照）を、鍛造成形して平均結晶粒
径が１００μｍ以下の部材（ホイール４参照）とした後
に、Ｔ６処理を施したので、結晶粒の微細化とＴ６処理
の相乗効果により、引張強度や伸び等の機械的特性の大
幅な向上を図ることができる効果がある。
【００３２】また鍛造成形温度を３００〜４２０℃に設
定したので、マグネシウム合金製部材（ホイール４参
照）に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の微細化を
図ることができる効果がある。
定したので、マグネシウム合金製部材（ホイール４参
照）に対する表面酸化を防止しつつ、結晶粒の微細化を
図ることができる効果がある。
【００３３】さらに上述のマグネシウム合金製部材の製
造方法を自動車用ホイール４に適用したので、タイヤを
支えるリム部に充分な強度を確保したホイール４を得る
ことができる効果がある。
造方法を自動車用ホイール４に適用したので、タイヤを
支えるリム部に充分な強度を確保したホイール４を得る
ことができる効果がある。
【００３４】次に上述の如き鋳造成形品に対する鍛造成
形と熱処理の効果を検証するために、各種の試験を行な
った。まずＡＺ８０（ＡＳＴＭ規格、上表１参照）のマ
グネシウム合金連続鋳造成形品から、図６に示すように
高さ２４mm、直径１６mmの鍛造ブランク１２を形成し、
実施例品と比較品とを得るために、上述の鍛造ブランク
１２に対して各種の据え込み率で据え込み成形（鍛造）
を行ない、一部のものは、そのままテストピースとし、
残りのものに対してはＴ６処理もしくはＴ５処理を施し
てテストピースと成した。
形と熱処理の効果を検証するために、各種の試験を行な
った。まずＡＺ８０（ＡＳＴＭ規格、上表１参照）のマ
グネシウム合金連続鋳造成形品から、図６に示すように
高さ２４mm、直径１６mmの鍛造ブランク１２を形成し、
実施例品と比較品とを得るために、上述の鍛造ブランク
１２に対して各種の据え込み率で据え込み成形（鍛造）
を行ない、一部のものは、そのままテストピースとし、
残りのものに対してはＴ６処理もしくはＴ５処理を施し
てテストピースと成した。
【００３５】ここで上述のＴ６処理の条件は次の通りで
ある。
ある。
【００３６】溶体化温度…４００℃ 時間…８時間 人工時効処理温度…１７５℃ 時間…１６時間 また、上述のＴ５処理の条件は次の通りである。 人工時効処理温度…１７５℃ 時間…１６時間 但し、据え込み成形前（据え込み率＝０パーセント）の
平均結晶粒径は２６０μｍである。
平均結晶粒径は２６０μｍである。
【００３７】図７乃至図１２は上記各テストピースに対
して耐力、引張強度、伸び、ビッカース硬さを実測した
測定結果を示し、図８、図１０、図１２はＴ６処理、Ｔ
５処理の熱処理を施さない比較品の結果であり、図７、
図９、図１１に点線で示す特性はＴ５処理を施した比較
品の結果であり、図７、図９、図１１に実線で示す特性
はＴ６処理を施した実施例品の結果である。なお、図７
にはＴ６処理後のテストピースの平均結晶粒径を記入し
た。ＡＺ８０マグネシウム合金の平均結晶粒径は、Ｔ６
処理の前後で変化しない。
して耐力、引張強度、伸び、ビッカース硬さを実測した
測定結果を示し、図８、図１０、図１２はＴ６処理、Ｔ
５処理の熱処理を施さない比較品の結果であり、図７、
図９、図１１に点線で示す特性はＴ５処理を施した比較
品の結果であり、図７、図９、図１１に実線で示す特性
はＴ６処理を施した実施例品の結果である。なお、図７
にはＴ６処理後のテストピースの平均結晶粒径を記入し
た。ＡＺ８０マグネシウム合金の平均結晶粒径は、Ｔ６
処理の前後で変化しない。
【００３８】図８、図１０、図１２に示すようにＴ６処
理を施さない比較品のものには、据え込み成形の効果が
認められず、図７、図９、図１１に点線で示すようにＴ
５処理のみを施した比較品のものについても、然したる
効果が認められないが、図７図９、図１１に実線で示す
ようにＴ６処理を施した実施例品のものは、引張強度、
伸び等の機械的性質が著しく改善され、かつ据え込み率
が高い程、すなわち、平均結晶粒径が小さくなる程、各
機械的性質の改善の度合が大きい。
理を施さない比較品のものには、据え込み成形の効果が
認められず、図７、図９、図１１に点線で示すようにＴ
５処理のみを施した比較品のものについても、然したる
効果が認められないが、図７図９、図１１に実線で示す
ようにＴ６処理を施した実施例品のものは、引張強度、
伸び等の機械的性質が著しく改善され、かつ据え込み率
が高い程、すなわち、平均結晶粒径が小さくなる程、各
機械的性質の改善の度合が大きい。
【００３９】図１３は横軸にＴ６処理後の平均結晶粒径
をとり、縦軸に応力（引張強度、耐力）をとった特性
で、Ｔ６処理後の平均結晶粒径が１００μｍ以下の時、
引張強度および耐力が大きく向上する。また図１４は横
軸にＴ６処理後の平均結晶粒径をとり、縦軸に伸びをと
った特性で、Ｔ６処理後の平均結晶粒径が１００μｍ以
下の時、伸びが大きく向上する。
をとり、縦軸に応力（引張強度、耐力）をとった特性
で、Ｔ６処理後の平均結晶粒径が１００μｍ以下の時、
引張強度および耐力が大きく向上する。また図１４は横
軸にＴ６処理後の平均結晶粒径をとり、縦軸に伸びをと
った特性で、Ｔ６処理後の平均結晶粒径が１００μｍ以
下の時、伸びが大きく向上する。
【００４０】上述のＡＺ８０マグネシウム合金のＴ６処
理前の図とＴ６処理後の図とを図１５乃至図２０に示
す。図１５は据え込み率０％で、Ｔ６処理を施した金属
組織であり、図１６は据え込み率０％でＴ６処理を施さ
ない鋳造のままの部材（以下単にＦ材と略記する）の金
属組織である。同様に図１７は据え込み率３０％で、Ｔ
６処理を施した金属組織であり、図１８は据え込み率３
０％の鍛造のままの部材（以下単にＨ材と略記する）の
金属組織である。同様に図１９は据え込み率６０％で、
Ｔ６処理を施した金属組織であり、図２０は据え込み率
６０％のＨ材の金属組織である。
理前の図とＴ６処理後の図とを図１５乃至図２０に示
す。図１５は据え込み率０％で、Ｔ６処理を施した金属
組織であり、図１６は据え込み率０％でＴ６処理を施さ
ない鋳造のままの部材（以下単にＦ材と略記する）の金
属組織である。同様に図１７は据え込み率３０％で、Ｔ
６処理を施した金属組織であり、図１８は据え込み率３
０％の鍛造のままの部材（以下単にＨ材と略記する）の
金属組織である。同様に図１９は据え込み率６０％で、
Ｔ６処理を施した金属組織であり、図２０は据え込み率
６０％のＨ材の金属組織である。
【００４１】上述の図１５乃至図２０から明らかなよう
に、ＡＺ８０マグネシウム合金はＦ材、Ｈ材のもの（図
１６、図１８、図２０参照）は結晶粒を観察するのが困
難で、顕微鏡組織写真からのみ断定し難いが、据え込み
成形を受けたもの（図１８、図２０参照）は微細化され
ているように見える。粒界に析出しているＭｇ−Ａｌ金
属間化合物は押し潰され、据え込み方向（図の上下方
向）と直交する方向に並んでいる。
に、ＡＺ８０マグネシウム合金はＦ材、Ｈ材のもの（図
１６、図１８、図２０参照）は結晶粒を観察するのが困
難で、顕微鏡組織写真からのみ断定し難いが、据え込み
成形を受けたもの（図１８、図２０参照）は微細化され
ているように見える。粒界に析出しているＭｇ−Ａｌ金
属間化合物は押し潰され、据え込み方向（図の上下方
向）と直交する方向に並んでいる。
【００４２】一方、Ｔ６処理を受けたもの（図１５、図
１７、図１９参照）は、結晶粒を明確に観察することが
でき、据え込み率の増加と共に、結晶粒は微細となり、
粒界に析出したパーライト組織（図で黒く見えるとこ
ろ）は微細で、このパーライト組織の析出量は据え込み
率と共に増加する傾向にある。なお、パーライト組織の
増加により耐食性も向上することが判明した。
１７、図１９参照）は、結晶粒を明確に観察することが
でき、据え込み率の増加と共に、結晶粒は微細となり、
粒界に析出したパーライト組織（図で黒く見えるとこ
ろ）は微細で、このパーライト組織の析出量は据え込み
率と共に増加する傾向にある。なお、パーライト組織の
増加により耐食性も向上することが判明した。
【００４３】次に、鍛造成形後の平均結晶粒径と、鋳造
成形品（鍛造ブランク）の当初の平均結晶粒径の関係に
ついて述べる。図２１は鍛造温度３５０℃で据え込みを
行った試験結果を示し、ＡＺ８０マグネシウム合金連続
鋳造成形品の当初の平均結晶粒径と、限界据え込み率と
の関係を示す。ここに、限界据え込み率とは上下のダイ
間で円柱状のテストピース（例えば直径１５mm、高さ３
０mm）を軸方向に据え込み、テストピースの側面に肉眼
観察できる微少割れが生じた時の高さ減少率をいい、こ
の限界据え込み率が高い方が素材の鍛造成形性が良好で
ある。なお、上述の限界据え込み率は次の数１で表わさ
れる。
成形品（鍛造ブランク）の当初の平均結晶粒径の関係に
ついて述べる。図２１は鍛造温度３５０℃で据え込みを
行った試験結果を示し、ＡＺ８０マグネシウム合金連続
鋳造成形品の当初の平均結晶粒径と、限界据え込み率と
の関係を示す。ここに、限界据え込み率とは上下のダイ
間で円柱状のテストピース（例えば直径１５mm、高さ３
０mm）を軸方向に据え込み、テストピースの側面に肉眼
観察できる微少割れが生じた時の高さ減少率をいい、こ
の限界据え込み率が高い方が素材の鍛造成形性が良好で
ある。なお、上述の限界据え込み率は次の数１で表わさ
れる。
【００４４】
【数１】
【００４５】図２１に示すように、当初の平均結晶粒径
が小さい程、限界据え込み率が高く、鍛造成形性がよ
い。同図には、据え込み後の結晶粒径を併記している
が、当初の平均結晶粒径が小さい時は、限界据え込み率
の範囲内で問題なく、１００μｍ以下の平均結晶粒径に
まで微細化することができる。しかし、例えば当初の平
均結晶粒径が４００μｍのテストピースに対しては、１
回の据え込み成形で１００μｍの平均結晶粒径を得るた
めには、限界据え込み率の３０％まで据え込む必要があ
る。
が小さい程、限界据え込み率が高く、鍛造成形性がよ
い。同図には、据え込み後の結晶粒径を併記している
が、当初の平均結晶粒径が小さい時は、限界据え込み率
の範囲内で問題なく、１００μｍ以下の平均結晶粒径に
まで微細化することができる。しかし、例えば当初の平
均結晶粒径が４００μｍのテストピースに対しては、１
回の据え込み成形で１００μｍの平均結晶粒径を得るた
めには、限界据え込み率の３０％まで据え込む必要があ
る。
【００４６】そして、鋳造成形品の平均結晶粒径が４０
０μｍを超える場合、１回の据え込み成形で１００μｍ
以下の平均結晶粒径とすることは不可能で、焼きなまし
を挟んで複数回の据え込み成形をする必要がある。しか
し、鋳造鍛造法の利点を発揮するためには、可及的１回
の据え込み成形で平均結晶粒径１００μｍ以下の部材を
得ることが望ましく、そのためには鋳造成形品の当初の
平均結晶粒径を４００μｍ以下に設定すると共に、据え
込み成形の加工率を３０％以上に設定する必要がある。
０μｍを超える場合、１回の据え込み成形で１００μｍ
以下の平均結晶粒径とすることは不可能で、焼きなまし
を挟んで複数回の据え込み成形をする必要がある。しか
し、鋳造鍛造法の利点を発揮するためには、可及的１回
の据え込み成形で平均結晶粒径１００μｍ以下の部材を
得ることが望ましく、そのためには鋳造成形品の当初の
平均結晶粒径を４００μｍ以下に設定すると共に、据え
込み成形の加工率を３０％以上に設定する必要がある。
【００４７】なお、平均結晶粒径の小さい鋳造成形品を
得るためには、冷却速度を大きくすることや、微細化剤
を添加することが有効である。図２２にＡＺ８０マグネ
シウム合金鋳造成形品の平均結晶粒径と冷却速度との関
係を示し、図２３に微細化剤としてＣａＮＣＮを０．５
％添加した時の冷却速度と平均結晶粒径との関係を示
す。
得るためには、冷却速度を大きくすることや、微細化剤
を添加することが有効である。図２２にＡＺ８０マグネ
シウム合金鋳造成形品の平均結晶粒径と冷却速度との関
係を示し、図２３に微細化剤としてＣａＮＣＮを０．５
％添加した時の冷却速度と平均結晶粒径との関係を示
す。
【００４８】以上の説明は主として本発明の第１発明に
主眼をおいて検証したが、以下図２４乃至図２９を参照
して本発明の第２発明の効果を検証する。まず、次に表
２で示す組成のＡＺ８０マグネシウム合金の溶湯を用い
て、テストピースを鋳造し、鋳造後のテストピースを鍛
造して比較品としての平均結晶粒径が８００μｍのもの
と、実施例品としての平均結晶粒径が１５０μｍのもの
とをそれぞれ成形した後に、これら各テストピースに対
してＴ６処理を施し、さらにＴ６処理後に腐食試験を実
施した後の金属組織の図を図２４、図２５に示す。
主眼をおいて検証したが、以下図２４乃至図２９を参照
して本発明の第２発明の効果を検証する。まず、次に表
２で示す組成のＡＺ８０マグネシウム合金の溶湯を用い
て、テストピースを鋳造し、鋳造後のテストピースを鍛
造して比較品としての平均結晶粒径が８００μｍのもの
と、実施例品としての平均結晶粒径が１５０μｍのもの
とをそれぞれ成形した後に、これら各テストピースに対
してＴ６処理を施し、さらにＴ６処理後に腐食試験を実
施した後の金属組織の図を図２４、図２５に示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】ここで図２４に示す比較品のものは平均結
晶粒径８００μｍのＴ６処理後のテストピースに対して
ナイタール濃度１０ｗｔ％で約１０秒間浸漬した顕微鏡
写真（倍率２００倍）で、図２５に示す実施例品のもの
は平均結晶粒径１５０μｍのＴ６処理後のテストピース
に対してナイタール濃度１０ｗｔ％で約６０秒間浸漬し
た顕微鏡写真（倍率１００倍）である。
晶粒径８００μｍのＴ６処理後のテストピースに対して
ナイタール濃度１０ｗｔ％で約１０秒間浸漬した顕微鏡
写真（倍率２００倍）で、図２５に示す実施例品のもの
は平均結晶粒径１５０μｍのＴ６処理後のテストピース
に対してナイタール濃度１０ｗｔ％で約６０秒間浸漬し
た顕微鏡写真（倍率１００倍）である。
【００５１】図２４、図２５からも明らかなように、鋳
造鍛造後にＴ６処理を施したマグネシウム合金製部材
は、マグネシウムとアルミニウムとの金属間化合物（Ｍ
ｇ17Ａｌ12）とのα相との共晶組織（図において濃い灰
色に見える部分）が生成されるが、図２４に示す平均結
晶粒径が８００μｍの比較品は共晶組織が連鎖状に繋が
っておらず、途切れるため、この共晶組織が途切れた粒
界の部分から腐食が進行するが、（図において黒く見え
る部分）図２５に示す平均結晶粒径が１５０μｍの実施
例品は上述の共晶組織が連鎖状に繋がっているため、こ
の共晶組織により腐食の進行を食い止めることができ、
耐食性の大幅な向上を図ることができる。
造鍛造後にＴ６処理を施したマグネシウム合金製部材
は、マグネシウムとアルミニウムとの金属間化合物（Ｍ
ｇ17Ａｌ12）とのα相との共晶組織（図において濃い灰
色に見える部分）が生成されるが、図２４に示す平均結
晶粒径が８００μｍの比較品は共晶組織が連鎖状に繋が
っておらず、途切れるため、この共晶組織が途切れた粒
界の部分から腐食が進行するが、（図において黒く見え
る部分）図２５に示す平均結晶粒径が１５０μｍの実施
例品は上述の共晶組織が連鎖状に繋がっているため、こ
の共晶組織により腐食の進行を食い止めることができ、
耐食性の大幅な向上を図ることができる。
【００５２】次に上表２で示す組成のＡＺ８０マグネシ
ウム合金の溶湯を用いて、鍛造ブランクを鋳造し、据え
込み率をそれぞれ異ならせて平均結晶粒径が４００μ
ｍ、３００μｍ、２００μｍ、１００μｍの図２６に示
す形状（Ｌ＝４０mm、Ｗ＝３０mm、Ｈ＝５mm）のテスト
ピース１３をそれぞれ鍛造し、溶体化温度４００℃で５
時間加熱した後に水冷する溶体化処理と、人工時効温度
１７７℃で２０時間加熱した後に空冷する人工時効処理
とを施した比較品および実施例品に対して塩水噴霧腐食
試験を実行した結果を図２７に示す。
ウム合金の溶湯を用いて、鍛造ブランクを鋳造し、据え
込み率をそれぞれ異ならせて平均結晶粒径が４００μ
ｍ、３００μｍ、２００μｍ、１００μｍの図２６に示
す形状（Ｌ＝４０mm、Ｗ＝３０mm、Ｈ＝５mm）のテスト
ピース１３をそれぞれ鍛造し、溶体化温度４００℃で５
時間加熱した後に水冷する溶体化処理と、人工時効温度
１７７℃で２０時間加熱した後に空冷する人工時効処理
とを施した比較品および実施例品に対して塩水噴霧腐食
試験を実行した結果を図２７に示す。
【００５３】ここに上述の塩水噴霧腐食試験の条件は次
の通りである。 試験温度…３５℃ 試験時間２４０時間 塩水濃度…５wt％ 図２７から明らかなように平均結晶粒径が１００μｍの
実施例品Ａおよび平均結晶粒径が２００μｍの実施例品
Ｂは、平均結晶粒径が３００μｍの比較品Ｃおよび平均
結晶粒径が４０μｍの比較品Ｄに対して腐食減量が大幅
に低下し、優れた耐食性を示す。
の通りである。 試験温度…３５℃ 試験時間２４０時間 塩水濃度…５wt％ 図２７から明らかなように平均結晶粒径が１００μｍの
実施例品Ａおよび平均結晶粒径が２００μｍの実施例品
Ｂは、平均結晶粒径が３００μｍの比較品Ｃおよび平均
結晶粒径が４０μｍの比較品Ｄに対して腐食減量が大幅
に低下し、優れた耐食性を示す。
【００５４】これは図２５でも説明したように、平均結
晶粒径が２００μｍ以下においてマグネシウムとアルミ
ニウムとの金属間化合物（Ｍｇ17Ａｌ12）とα相の共晶
組織が連鎖状に分散して、この連鎖した共晶組織により
腐食の進行を食い止めるからである。なお、図２７にお
いてmills ＝１／１０００inchで、mills ／yearは一年
間の腐食減量に換算した値である。
晶粒径が２００μｍ以下においてマグネシウムとアルミ
ニウムとの金属間化合物（Ｍｇ17Ａｌ12）とα相の共晶
組織が連鎖状に分散して、この連鎖した共晶組織により
腐食の進行を食い止めるからである。なお、図２７にお
いてmills ＝１／１０００inchで、mills ／yearは一年
間の腐食減量に換算した値である。
【００５５】図２８は据え込み率に対する共晶組織の面
積率を示し、据え込み率が大きい程、共晶組織の面積率
が大となる。但し、図２８の特性を得るための初期平均
結晶粒径（据え込み率０パーセント時の粒径）は３００
μｍとした。
積率を示し、据え込み率が大きい程、共晶組織の面積率
が大となる。但し、図２８の特性を得るための初期平均
結晶粒径（据え込み率０パーセント時の粒径）は３００
μｍとした。
【００５６】図２９は初期平均結晶粒径に対する据え込
み率と据え込み後の平均結晶粒径との関係を示す。例え
ば初期平均結晶粒径が３００μｍのものに対しては約１
０パーセントの据え込み率により据え込み後の平均結晶
粒径を約２００μｍとすることができる。
み率と据え込み後の平均結晶粒径との関係を示す。例え
ば初期平均結晶粒径が３００μｍのものに対しては約１
０パーセントの据え込み率により据え込み後の平均結晶
粒径を約２００μｍとすることができる。
【００５７】このように第２発明によれば、鋳造鍛造後
にＴ６処理を施して形成されたマグネシウム合金製部材
であって、上記部材の少なくとも表面部は、アルミニウ
ムを６〜１２重量パーセント（上記実施例で示した表２
のものはアルミニウム含有量が７．８wt％）含有し、か
つ上述のＴ６処理時にマグネシウムとアルミニウムとの
金属間化合物（具体的にはＭｇ17Ａｌ12）とα相の共晶
組織を有すると共に、上記鍛造時の塑性加工により平均
結晶粒径が２００μｍ以下で、かつ上記共晶組織が連鎖
状に分散されたマグネシウム合金製部材であるから、上
述の連鎖状の共晶組織によりそれ以上の腐食を食い止め
ることができる。したがって、耐食性の大幅な向上を図
ることができる効果がある。
にＴ６処理を施して形成されたマグネシウム合金製部材
であって、上記部材の少なくとも表面部は、アルミニウ
ムを６〜１２重量パーセント（上記実施例で示した表２
のものはアルミニウム含有量が７．８wt％）含有し、か
つ上述のＴ６処理時にマグネシウムとアルミニウムとの
金属間化合物（具体的にはＭｇ17Ａｌ12）とα相の共晶
組織を有すると共に、上記鍛造時の塑性加工により平均
結晶粒径が２００μｍ以下で、かつ上記共晶組織が連鎖
状に分散されたマグネシウム合金製部材であるから、上
述の連鎖状の共晶組織によりそれ以上の腐食を食い止め
ることができる。したがって、耐食性の大幅な向上を図
ることができる効果がある。
【００５８】加えて、従来の如き複雑なスパッタ法を用
いることなく、鋳造鍛造後にＴ６処理を施して、上述の
マグネシウム合金製部材を得るので、その製造方法も簡
単となる効果がある。
いることなく、鋳造鍛造後にＴ６処理を施して、上述の
マグネシウム合金製部材を得るので、その製造方法も簡
単となる効果がある。
【００５９】ここで、上述のアルミニウムの含有量を６
〜１２重量パーセントとしたのは、６wt％以上の時、Ｔ
６処理の効果が大となり、１２wt％を超過するとＭｇ−
Ａｌ金属間化合物の生成量が過多となって、逆に脆くな
るためと、アルミニウムの含有量が６wt％未満の時は共
晶組織の晶出量が過少で好ましくなく、１２wt％を超過
すると逆に延性が低下するからである。
〜１２重量パーセントとしたのは、６wt％以上の時、Ｔ
６処理の効果が大となり、１２wt％を超過するとＭｇ−
Ａｌ金属間化合物の生成量が過多となって、逆に脆くな
るためと、アルミニウムの含有量が６wt％未満の時は共
晶組織の晶出量が過少で好ましくなく、１２wt％を超過
すると逆に延性が低下するからである。
【００６０】なお、少なくとも表面部におけるアルミニ
ウムの含有量を増大させるために、アルミニウム拡散処
理を併用してもよく、アルミニウムの含有量が増大する
と共晶組織の晶出量が増加する。
ウムの含有量を増大させるために、アルミニウム拡散処
理を併用してもよく、アルミニウムの含有量が増大する
と共晶組織の晶出量が増加する。
【００６１】また上記実施例においてはマグネシウム合
金製部材として自動車用ホイールを例示したが、これは
サスペンションのアーム（例えばアッパアーム）その他
の部材であってもよい。
金製部材として自動車用ホイールを例示したが、これは
サスペンションのアーム（例えばアッパアーム）その他
の部材であってもよい。
【図１】本発明のマグネシウム合金製部材の製造方法を
示す工程図。
示す工程図。
【図２】鍛造ブランクの説明図。
【図３】鍛造成形工程の説明図。
【図４】スピニング処理工程の説明図。
【図５】ロール加工工程の説明図。
【図６】テストピース用鍛造ブランクの説明図。
【図７】据え込み率に対する応力変化を示す特性図。
【図８】比較品の据え込み率に対する応力変化を示す特
性図。
性図。
【図９】据え込み率に対する伸び変化を示す特性図。
【図１０】比較品の据え込み率に対する伸び変化を示す
特性図。
特性図。
【図１１】据え込み率に対する硬さ変化を示す特性図。
【図１２】比較品の据え込み率に対する硬さ変化を示す
特性図。
特性図。
【図１３】平均結晶粒径に対する引張強度、耐力の関係
を示す特性図。
を示す特性図。
【図１４】平均結晶粒径に対する伸び関係を示す特性
図。
図。
【図１５】据え込み率０％、Ｔ６処理後の金属組織を示
す図。
す図。
【図１６】据え込み率０％、Ｔ６処理なしの金属組織を
示す図。
示す図。
【図１７】据え込み率３０％、Ｔ６処理後の金属組織を
示す図。
示す図。
【図１８】据え込み率３０％、Ｔ６処理なしの金属組織
を示す図。
を示す図。
【図１９】据え込み率６０％、Ｔ６処理後の金属組織を
示す図。
示す図。
【図２０】据え込み率６０％、Ｔ６処理なしの金属組織
を示す図。
を示す図。
【図２１】平均結晶粒径と限界据え込み率との関係を示
す特性図。
す特性図。
【図２２】ＡＺ８０マグネシウム合金鋳造成形品の平均
結晶粒径と冷却速度との関係を示す特性図。
結晶粒径と冷却速度との関係を示す特性図。
【図２３】微細化剤添加時の平均結晶粒径と冷却速度と
の関係を示す特性図。
の関係を示す特性図。
【図２４】平均結晶粒径８００μｍの金属組織を示す
図。
図。
【図２５】平均結晶粒径１５０μｍの金属組織を示す
図。
図。
【図２６】テストピースを示す斜視図。
【図２７】平均結晶粒径に対する腐食減量の関係を示す
特性図。
特性図。
【図２８】据え込み率に対する共晶組織の面積率の関係
を示す特性図。
を示す特性図。
【図２９】初期平均結晶粒径に対する据え込み率と据え
込み後の平均結晶粒径との関係を示す特性図。
込み後の平均結晶粒径との関係を示す特性図。
【図３０】従来方法における鋳造工程の説明図。
【図３１】従来方法における鍛造ブランクの断面図。
【図３２】従来方法における鍛造工程の説明図。
【図３３】従来方法におけるスピニング処理工程の説明
図。
図。
Ｓ１…第１の工程（鋳造工程） Ｓ２…第２の工程（鍛造工程） Ｓ３，Ｓ４…Ｔ６処理 ４…ホイール（マグネシウム合金製部材）
【手続補正書】
【提出日】平成５年６月１７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のマグネシウム合金製部材の製造方法を
示す工程図。
示す工程図。
【図２】鍛造ブランクの説明図。
【図３】鍛造成形工程の説明図。
【図４】スピニング処理工程の説明図。
【図５】ロール加工工程の説明図。
【図６】テストピース用鍛造ブランクの説明図。
【図７】据え込み率に対する応力変化を示す特性図。
【図８】比較品の据え込み率に対する応力変化を示す特
性図。
性図。
【図９】据え込み率に対する伸び変化を示す特性図。
【図１０】比較品の据え込み率に対する伸び変化を示す
特性図。
特性図。
【図１１】据え込み率に対する硬さ変化を示す特性図。
【図１２】比較品の据え込み率に対する硬さ変化を示す
特性図。
特性図。
【図１３】平均結晶粒径に対する引張強度、耐力の関係
を示す特性図。
を示す特性図。
【図１４】平均結晶粒径に対する伸び関係を示す特性
図。
図。
【図１５】据え込み率０％、Ｔ６処理後の金属組織を示
す写真。
す写真。
【図１６】据え込み率０％、Ｔ６処理なしの金属組織を
示す写真。
示す写真。
【図１７】据え込み率３０％、Ｔ６処理後の金属組織を
示す写真。
示す写真。
【図１８】据え込み率３０％、Ｔ６処理なしの金属組織
を示す写真。
を示す写真。
【図１９】据え込み率６０％、Ｔ６処理後の金属組織を
示す写真。
示す写真。
【図２０】据え込み率６０％、Ｔ６処理なしの金属組織
を示す写真。
を示す写真。
【図２１】平均結晶粒径と限界据え込み率との関係を示
す特性図。
す特性図。
【図２２】ＡＺ８０マグネシウム合金鋳造成形品の平均
結晶粒径と冷却速度との関係を示す特性図。
結晶粒径と冷却速度との関係を示す特性図。
【図２３】微細化剤添加時の平均結晶粒径と冷却速度と
の関係を示す特性図。
の関係を示す特性図。
【図２４】平均結晶粒径８００μｍの金属組織を示す写
真。
真。
【図２５】平均結晶粒径１５０μｍの金属組織を示す写
真。
真。
【図２６】テストピースを示す斜視図。
【図２７】平均結晶粒径に対する腐食減量の関係を示す
特性図。
特性図。
【図２８】据え込み率に対する共晶組織の面積率の関係
を示す特性図。
を示す特性図。
【図２９】初期平均結晶粒径に対する据え込み率と据え
込み後の平均結晶粒径との関係を示す特性図。
込み後の平均結晶粒径との関係を示す特性図。
【図３０】従来方法における鋳造工程の説明図。
【図３１】従来方法における鍛造ブランクの断面図。
【図３２】従来方法における鍛造工程の説明図。
【図３３】従来方法におけるスピニング処理工程の説明
図。
図。
【符号の説明】 Ｓ１…第１の工程（鋳造工程） Ｓ２…第２の工程（鍛造工程） Ｓ３，Ｓ４…Ｔ６処理 ４…ホイール（マグネシウム合金製部材）
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 平原 庄司 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】マグネシウム合金製鋳造成形品を、鍛造成
形して平均結晶粒径１００μｍ以下の部材とした後、Ｔ
６熱処理を施すマグネシウム合金製部材の製造方法。 - 【請求項２】上記鍛造成形温度を３００℃〜４２０℃の
範囲内に設定した請求項１記載のマグネシウム合金製部
材の製造方法。 - 【請求項３】上記マグネシウム合金製部材を自動車用ホ
イールに設定した請求項１または２記載のマグネシウム
合金製部材の製造方法。 - 【請求項４】鋳造鍛造後にＴ６処理を施して形成された
マグネシウム合金製部材であって、上記部材の少なくと
も表面部は、アルミニウムを６〜１２重量パーセント含
有し、かつ上記Ｔ６処理時にマグネシウムとアルミニウ
ムとの金属間化合物とα相の共晶組織を有すると共に、
上記鍛造時の塑性加工により平均結晶粒径が２００μｍ
以下で、かつ上記共晶組織が連鎖状に分散されたマグネ
シウム合金製部材。
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