JP3525486B2 - 塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材、それを用いたマグネシウム合金部材及びそれらの製造方法 - Google Patents
塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材、それを用いたマグネシウム合金部材及びそれらの製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は塑性加工用マグネシウム
合金鋳造素材、それを用いたマグネシウム合金部材およ
びそれらの製造方法に関するものである。
合金鋳造素材、それを用いたマグネシウム合金部材およ
びそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】マグネシウム合金はその比重が約１．８
とアルミニウム合金の２／３であり、各種部材の軽量化
のための代替材料として有望視されている。しかしなが
ら、部品製造の主流はダイカストであるため、その適用
部品はほとんどケース、カバーなどの低い強度の部品で
ある。従って、安価に高強度部品に適用可能な材料およ
び製造方法が確立されれば、その工業的価値は大きい。
とアルミニウム合金の２／３であり、各種部材の軽量化
のための代替材料として有望視されている。しかしなが
ら、部品製造の主流はダイカストであるため、その適用
部品はほとんどケース、カバーなどの低い強度の部品で
ある。従って、安価に高強度部品に適用可能な材料およ
び製造方法が確立されれば、その工業的価値は大きい。
【０００３】現在使用されているマグネシウム合金は一
般に鍛造成形性が悪く、その鍛造には比較的成形性のよ
いＺＫ６０合金が用いられている。しかし、この合金は
ジルコニウムを合金元素として多く含有させる必要があ
るため高価であり、かつ耐食性が悪いという欠点を有す
る。
般に鍛造成形性が悪く、その鍛造には比較的成形性のよ
いＺＫ６０合金が用いられている。しかし、この合金は
ジルコニウムを合金元素として多く含有させる必要があ
るため高価であり、かつ耐食性が悪いという欠点を有す
る。
【０００４】他方、耐食性の良好な鍛造用素材としてＡ
Ｚ８０合金の鋳造後押し出しなどの一次塑性加工を施し
た材料などが提供されている。これらは既に強加工を受
け、結晶粒の微細化により鍛造成形性は比較的良好であ
るが、これらも高価であり、またホイールのような強度
部材の合金としては鍛造後の機械的特性は必ずしも適性
とは言えない。しかも、ホイールのような部材には大型
鍛造部品用の押し出し素材を必要とするが、現実的には
困難である。
Ｚ８０合金の鋳造後押し出しなどの一次塑性加工を施し
た材料などが提供されている。これらは既に強加工を受
け、結晶粒の微細化により鍛造成形性は比較的良好であ
るが、これらも高価であり、またホイールのような強度
部材の合金としては鍛造後の機械的特性は必ずしも適性
とは言えない。しかも、ホイールのような部材には大型
鍛造部品用の押し出し素材を必要とするが、現実的には
困難である。
【０００５】ホイール等に適用するためには、引張強
度、伸び等に加え、衝撃値が重要であり、この値が低け
ればアルミニウム鍛造部材と同等の強度を確保するため
には厚肉とせざるを得なく、軽量効果を減少とするとい
う状況にある。従って、ホイール等の大型強度部材にマ
グネシウム合金を適用するには、鍛造後の機械特性に優
れる合金を、微細組織に鍛造した大径の連続鍛造材が提
供される必要がある。そこで、マグネシウム合金の鋳造
素材(鋳造ビレット)の平均結晶粒径を微細化する方法が
提案される。この方法の一つとして、特開昭６３−２８
２２３２号では、特にＡＺ３１およびＡＺ８０のマグネ
シウム合金の溶湯を２５℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連
続鋳造する方法およびマグネシウム合金鋳塊を２２０〜
４５０℃の熱下において加工率２５％以上の塑性加工を
行う方法が提案されている。
度、伸び等に加え、衝撃値が重要であり、この値が低け
ればアルミニウム鍛造部材と同等の強度を確保するため
には厚肉とせざるを得なく、軽量効果を減少とするとい
う状況にある。従って、ホイール等の大型強度部材にマ
グネシウム合金を適用するには、鍛造後の機械特性に優
れる合金を、微細組織に鍛造した大径の連続鍛造材が提
供される必要がある。そこで、マグネシウム合金の鋳造
素材(鋳造ビレット)の平均結晶粒径を微細化する方法が
提案される。この方法の一つとして、特開昭６３−２８
２２３２号では、特にＡＺ３１およびＡＺ８０のマグネ
シウム合金の溶湯を２５℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連
続鋳造する方法およびマグネシウム合金鋳塊を２２０〜
４５０℃の熱下において加工率２５％以上の塑性加工を
行う方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、溶湯を
２５℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連続鋳造する場合、ビ
レット外周部と中心部との温度勾配が大きくなる傾向に
あり、所定の目的を安定的に実現できるビレット径は５
〜１００ｍｍと大型鍛造部品を製作するには極めて小さ
く、通常の冷却速度でマグネシウム合金の鋳造素材(鋳造
ビレット)の平均結晶粒径を微細化する方法が望まれる。
そこで、本発明はＺＫ６０合金鋳造材およびＡＺ８０合
金押し出し材を使用せずとも連続鋳造された素材のまま
で大型鍛造部品であるホイールを所望の物性で製造する
ことができるマグネシウム合金鋳造素材およびその鋳造
方法を提供することを第１の目的とする。
２５℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連続鋳造する場合、ビ
レット外周部と中心部との温度勾配が大きくなる傾向に
あり、所定の目的を安定的に実現できるビレット径は５
〜１００ｍｍと大型鍛造部品を製作するには極めて小さ
く、通常の冷却速度でマグネシウム合金の鋳造素材(鋳造
ビレット)の平均結晶粒径を微細化する方法が望まれる。
そこで、本発明はＺＫ６０合金鋳造材およびＡＺ８０合
金押し出し材を使用せずとも連続鋳造された素材のまま
で大型鍛造部品であるホイールを所望の物性で製造する
ことができるマグネシウム合金鋳造素材およびその鋳造
方法を提供することを第１の目的とする。
【０００７】また、本発明はかかる鋳造素材を用いて、
アルミニウム溶湯鍛造部材に匹敵する物性を有するホイ
ール等の大型鍛造部品およびその製造方法を提供するこ
とを第２の目的とする。
アルミニウム溶湯鍛造部材に匹敵する物性を有するホイ
ール等の大型鍛造部品およびその製造方法を提供するこ
とを第２の目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、マグネシウム
合金において、通常の冷却速度で鋳造する場合、鋳造素
材（鋳造ビレット）の平均結晶粒径を制御するのにＡｌ
含有量が重要な役割を果たし、従来のＡＺ６１合金およ
びＡＺ８０合金のほぼ中間の合金組成を選択し、鋳造し
てやると、そのままで鍛造成形性に優れ、鍛造成形して
強度部材としての機械的性質および耐食性に優れた鍛造
部品を製造することができることを見い出して完成した
もので、下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不可避不
純物から成るマグネシウム合金から成り、金属組織の平
均結晶粒径が２００μｍ以下である鍛造成形性に優れる
塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材にある。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％
合金において、通常の冷却速度で鋳造する場合、鋳造素
材（鋳造ビレット）の平均結晶粒径を制御するのにＡｌ
含有量が重要な役割を果たし、従来のＡＺ６１合金およ
びＡＺ８０合金のほぼ中間の合金組成を選択し、鋳造し
てやると、そのままで鍛造成形性に優れ、鍛造成形して
強度部材としての機械的性質および耐食性に優れた鍛造
部品を製造することができることを見い出して完成した
もので、下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不可避不
純物から成るマグネシウム合金から成り、金属組織の平
均結晶粒径が２００μｍ以下である鍛造成形性に優れる
塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材にある。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％
【０００９】
【作用】本発明によれば、少なくともＡｌ、Ｍｎ、Ｚ
ｎ、Ｓｒを含有する塑性加工用マグネシウム合金鋳造素
材は図２２に示すように冷却速度７℃／ｓｅｃ程度の通
常の連続鋳造によって金属組織の平均結晶粒径は２００
μｍ以下となり、鋳造素材に対し６０％以上の限界据え
込み率を与え、そのまま鍛造に付することのできる塑性
加工用マグネシウム合金鋳造素材を提供することになる
（図１参照）。特に、平均結晶粒径が８０μｍ以下の鋳
造素材は、高速鍛造成形性に優れる（図９および図１０
参照）。そこで、微細化剤としてＳｒまたはＣａＮＣＮ
を加えると、冷却速度３℃／ｓｅｃ程度から上記平均結
晶粒径が２００μｍ以下となり、冷却速度７℃／ｓｅｃ
程度から平均結晶粒径が８０μｍ以下となる。したがっ
て、本発明は、金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以
下である塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材の製造方
法であって、少なくとも合金元素として、Ａｌを６．２
〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｎを０．１５〜０．５ｍａｓｓ
％、Ｚｎを０．４〜０．８ｍａｓｓ％含有するマグネシ
ウム合金に微細化剤を添加し、３〜１５℃／ｓｅｃの冷
却速度で鋳造することを特徴とする塑性加工用マグネシ
ウム合金鋳造素材の製造方法を提供しようとするもので
もある。微細化剤はＳｒまたはＣａＮＣＮのいずれかで
あり、Ｓｒは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％、ＣａＮＣＮ
は０．３〜０．７ｍａｓｓ％の添加により微細化に効果
がある。
ｎ、Ｓｒを含有する塑性加工用マグネシウム合金鋳造素
材は図２２に示すように冷却速度７℃／ｓｅｃ程度の通
常の連続鋳造によって金属組織の平均結晶粒径は２００
μｍ以下となり、鋳造素材に対し６０％以上の限界据え
込み率を与え、そのまま鍛造に付することのできる塑性
加工用マグネシウム合金鋳造素材を提供することになる
（図１参照）。特に、平均結晶粒径が８０μｍ以下の鋳
造素材は、高速鍛造成形性に優れる（図９および図１０
参照）。そこで、微細化剤としてＳｒまたはＣａＮＣＮ
を加えると、冷却速度３℃／ｓｅｃ程度から上記平均結
晶粒径が２００μｍ以下となり、冷却速度７℃／ｓｅｃ
程度から平均結晶粒径が８０μｍ以下となる。したがっ
て、本発明は、金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以
下である塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材の製造方
法であって、少なくとも合金元素として、Ａｌを６．２
〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｎを０．１５〜０．５ｍａｓｓ
％、Ｚｎを０．４〜０．８ｍａｓｓ％含有するマグネシ
ウム合金に微細化剤を添加し、３〜１５℃／ｓｅｃの冷
却速度で鋳造することを特徴とする塑性加工用マグネシ
ウム合金鋳造素材の製造方法を提供しようとするもので
もある。微細化剤はＳｒまたはＣａＮＣＮのいずれかで
あり、Ｓｒは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％、ＣａＮＣＮ
は０．３〜０．７ｍａｓｓ％の添加により微細化に効果
がある。
【００１０】次に、合金元素の成分限定について説明す
る。マグネシウム合金を強度部品に適用する場合、耐食
性を考慮するとＡl−Ｚn−Ｍｎ系合金が優れている。し
かしながら、この合金の結晶粒径と強度特性(引張強
度、伸び、耐食性、衝撃特性)およびＡl添加量との間に
は密接な関係があり、適性な値を選定する必要がある。
そこで、Ａl添加量を低下させてやると、伸び、衝撃値
は向上する反面、耐食性が低下してくる傾向にある。他
方、結晶粒径を微細にする程、溶体化処理後人工時効処
理(例えば、Ｔ６処理）によって耐食性が向上するとい
う新しい知見が得られた。そこで、適性な粒径を選択す
ることで、強度、耐食性の向上を図ることにした。本発
明はＡl合金(例えば、ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃの溶湯鍛造
材、ＪＩＳ規格６０６１鍛造材）並の強度特性を有して
いる必要があるので、アルミ添加量６〜９重量％の範囲
でＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材との引張強度および伸びとの比較
を行った。この結果を図３に示す。図３から引張強度の
点においてはＡl６〜８．５重量％までに良好な、すな
わちＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の引張強度が得られること
が分かった。しかしながら、伸びの点においてＡＣ４Ｃ
溶湯鍛造材以上の特性を得るためにはＡl６．２重量％
以上、８重量％以下である必要があることが分かった。
ここでの特性の比較は通常鍛造において必要とする据え
込み率６０％における引張強さおよび伸びの向上特性を
考慮したものである。従って、引張強さおよび伸びの関
係からいうと、Ａl添加量は６．２重量％以上、８重量
％以下が好ましいことが分かる。
る。マグネシウム合金を強度部品に適用する場合、耐食
性を考慮するとＡl−Ｚn−Ｍｎ系合金が優れている。し
かしながら、この合金の結晶粒径と強度特性(引張強
度、伸び、耐食性、衝撃特性)およびＡl添加量との間に
は密接な関係があり、適性な値を選定する必要がある。
そこで、Ａl添加量を低下させてやると、伸び、衝撃値
は向上する反面、耐食性が低下してくる傾向にある。他
方、結晶粒径を微細にする程、溶体化処理後人工時効処
理(例えば、Ｔ６処理）によって耐食性が向上するとい
う新しい知見が得られた。そこで、適性な粒径を選択す
ることで、強度、耐食性の向上を図ることにした。本発
明はＡl合金(例えば、ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃの溶湯鍛造
材、ＪＩＳ規格６０６１鍛造材）並の強度特性を有して
いる必要があるので、アルミ添加量６〜９重量％の範囲
でＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材との引張強度および伸びとの比較
を行った。この結果を図３に示す。図３から引張強度の
点においてはＡl６〜８．５重量％までに良好な、すな
わちＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の引張強度が得られること
が分かった。しかしながら、伸びの点においてＡＣ４Ｃ
溶湯鍛造材以上の特性を得るためにはＡl６．２重量％
以上、８重量％以下である必要があることが分かった。
ここでの特性の比較は通常鍛造において必要とする据え
込み率６０％における引張強さおよび伸びの向上特性を
考慮したものである。従って、引張強さおよび伸びの関
係からいうと、Ａl添加量は６．２重量％以上、８重量
％以下が好ましいことが分かる。
【００１１】他方、シャルピー衝撃値を検討すると、図
４に示すように、Ａｌ添加量が７．６重量％を越えると
ＡＣ４Ｃアルミニウム溶湯鍛造材以下のシャルピー衝撃
値に急激に落ちることが分かった。従って、アルミニウ
ムの成分範囲は上限はシャルピー衝撃値により、下限は
引張特性により規定するのが望ましいことが分かった。
そこで、Ａl添加量は６．２重量％以上、７．６重量％
以下とした。
４に示すように、Ａｌ添加量が７．６重量％を越えると
ＡＣ４Ｃアルミニウム溶湯鍛造材以下のシャルピー衝撃
値に急激に落ちることが分かった。従って、アルミニウ
ムの成分範囲は上限はシャルピー衝撃値により、下限は
引張特性により規定するのが望ましいことが分かった。
そこで、Ａl添加量は６．２重量％以上、７．６重量％
以下とした。
【００１２】次に、合金元素Ｚnについてであるが、こ
れはＡlと同様にマグネシウム合金に強度特性を与える
元素である。大径の鍛造ビレットを得るためには連続鋳
造法による鋳造によるしかない。この場合、結晶粒径は
冷却速度、微細化剤により調製することができるが、１
００μｍ以下にすることは難しい。そして、通常、大径
連続鋳造材の平均結晶粒径は２００μｍ程度である。こ
のように結晶粒径が比較的大きい鋳造材を鍛造成形する
場合、Ｚnの添加量が成形性に影響してくる。ＺnはＭg
ＡlＺnの化合物として合金中に晶出し、上述したよう
に、マグネシウム合金の強度向上に寄与するが、多すぎ
ると成形性を悪化し、鍛造加工上好ましくなくなる。そ
こで、必要な強度を得るために下限は０．４重量％以上
とし、上限は鍛造性を考慮として０．８重量％以下とし
た。すなわち、表３の化学成分表についてＺn量を０．
２５〜１．２０重量％の範囲で変化させ、Ｚn量の変化
に伴う限界据え込み率を考慮すると、図１１に示すよう
に、Ｚn０．８重量％を超えると限界据え込み率は６０
％を割ることになるからである。
れはＡlと同様にマグネシウム合金に強度特性を与える
元素である。大径の鍛造ビレットを得るためには連続鋳
造法による鋳造によるしかない。この場合、結晶粒径は
冷却速度、微細化剤により調製することができるが、１
００μｍ以下にすることは難しい。そして、通常、大径
連続鋳造材の平均結晶粒径は２００μｍ程度である。こ
のように結晶粒径が比較的大きい鋳造材を鍛造成形する
場合、Ｚnの添加量が成形性に影響してくる。ＺnはＭg
ＡlＺnの化合物として合金中に晶出し、上述したよう
に、マグネシウム合金の強度向上に寄与するが、多すぎ
ると成形性を悪化し、鍛造加工上好ましくなくなる。そ
こで、必要な強度を得るために下限は０．４重量％以上
とし、上限は鍛造性を考慮として０．８重量％以下とし
た。すなわち、表３の化学成分表についてＺn量を０．
２５〜１．２０重量％の範囲で変化させ、Ｚn量の変化
に伴う限界据え込み率を考慮すると、図１１に示すよう
に、Ｚn０．８重量％を超えると限界据え込み率は６０
％を割ることになるからである。
【００１３】合金元素Ｍnについては次の通りである。
Ｍnは主にＦe分を抑制する作用があり、素材の耐食性構
造に有効であるが、０．１５重量％未満では効果はな
く、０．５重量％を超えると鍛造性に影響を与えるから
である。他の元素として微細化剤として添加するＳｒお
よびＣａＮＣＮの残留があるが、特にＳｒは図２３に示
すように、添加量の大小に関わらず８０％前後が残留す
る。その残留量が０．０２重量％以上でマグネシウム合
金の鋳造組織の微細化効果が現れるが、０．５重量％以
上ではＭｇ、Ａｌ、Ｚｎ等と化合物を形成し、鍛造性を
悪化させるとともに鍛造後の機械的性質に悪影響を及ぼ
すからである。
Ｍnは主にＦe分を抑制する作用があり、素材の耐食性構
造に有効であるが、０．１５重量％未満では効果はな
く、０．５重量％を超えると鍛造性に影響を与えるから
である。他の元素として微細化剤として添加するＳｒお
よびＣａＮＣＮの残留があるが、特にＳｒは図２３に示
すように、添加量の大小に関わらず８０％前後が残留す
る。その残留量が０．０２重量％以上でマグネシウム合
金の鋳造組織の微細化効果が現れるが、０．５重量％以
上ではＭｇ、Ａｌ、Ｚｎ等と化合物を形成し、鍛造性を
悪化させるとともに鍛造後の機械的性質に悪影響を及ぼ
すからである。
【００１４】上記の合金成分からなる鋳造素材を塑性加
工した後の、材料組織の平均結晶粒径が１００μｍ以下
の場合は、伸び１０％以上、引張強度３００ＭＰａ以上
の引張特性を有するマグネシウム合金部材を提供するこ
とができることになる。特に、材料組織の平均結晶粒径
が５０μｍ以下であると、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上のシ
ャルピー衝撃値（５０Ｊ／ｃｍ2）を有することにな
る。
工した後の、材料組織の平均結晶粒径が１００μｍ以下
の場合は、伸び１０％以上、引張強度３００ＭＰａ以上
の引張特性を有するマグネシウム合金部材を提供するこ
とができることになる。特に、材料組織の平均結晶粒径
が５０μｍ以下であると、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上のシ
ャルピー衝撃値（５０Ｊ／ｃｍ2）を有することにな
る。
【００１５】上記鍛造部材を製造するにあたっては、上
記の合金元素成分からなるマグネシウム合金素材を平均
結晶粒径２００μｍ以下となるように鋳造し、該鋳造素
材を塑性加工に付し平均結晶粒径１００μｍ以下の組織
を有するものとなし、最終製品形状となした後溶体化処
理とともに人工時効処理、特にＴ６熱処理を施すのが好
ましい。これにより金属組織の平均結晶粒径が５０μｍ
以下である場合はＡＺ９１Ｄ以上の耐食性を有すること
になる。なお、塑性加工を３５０℃以上で行う場合は最
終製品は人工時効処理のみを施せば、同様の効果を得る
ことができる。
記の合金元素成分からなるマグネシウム合金素材を平均
結晶粒径２００μｍ以下となるように鋳造し、該鋳造素
材を塑性加工に付し平均結晶粒径１００μｍ以下の組織
を有するものとなし、最終製品形状となした後溶体化処
理とともに人工時効処理、特にＴ６熱処理を施すのが好
ましい。これにより金属組織の平均結晶粒径が５０μｍ
以下である場合はＡＺ９１Ｄ以上の耐食性を有すること
になる。なお、塑性加工を３５０℃以上で行う場合は最
終製品は人工時効処理のみを施せば、同様の効果を得る
ことができる。
【００１６】上記鋳造は半溶融状態から行うのが好まし
い。鍛造加工後の機械的性質の向上を図ることができる
からである。
い。鍛造加工後の機械的性質の向上を図ることができる
からである。
【００１７】塑性加工として、鍛造成形を行うにあたっ
ては、限界据え込み率６０％を越える歪み速度が平均結
晶粒径２００μｍ近傍では比較的低速である必要がある
ため、１回目は低速で、２回目以後の工程を１回目の工
程に比し高速で行うようにするのがよい。
ては、限界据え込み率６０％を越える歪み速度が平均結
晶粒径２００μｍ近傍では比較的低速である必要がある
ため、１回目は低速で、２回目以後の工程を１回目の工
程に比し高速で行うようにするのがよい。
【００１８】
【実施例】実施例１（結晶粒径と鍛造成形性との関係）
下記表１に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を用いて
鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２
に示す試験装置により素材温度３５０℃において据え込
み加工（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施
し、結晶粒径と限界据え込み率（＝元の高さＨ−クラッ
ク発生時の高さＨ’／Ｈ×１００）との関係を求めた。
結果を図１に示す。これにより鍛造に必要な限界据え込
み率６０％を越える鍛造成形性を得るためには結晶粒径
２００μｍ以下である必要があることがわかった。
鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２
に示す試験装置により素材温度３５０℃において据え込
み加工（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施
し、結晶粒径と限界据え込み率（＝元の高さＨ−クラッ
ク発生時の高さＨ’／Ｈ×１００）との関係を求めた。
結果を図１に示す。これにより鍛造に必要な限界据え込
み率６０％を越える鍛造成形性を得るためには結晶粒径
２００μｍ以下である必要があることがわかった。
【表１】
【００１９】実施例２（歪み速度と成形性の関係）
下記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００
μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度２５
０から４００℃において６０％の据え込み加工を歪み速
度：低速、１０0％／ｓｅｃと高速１０3％／ｓｅｃで行
い、限界据え込み率の変化を求めた。結果を図８に示
す。この結果から、Ｍｇ合金の鍛造成形性は歪み速度
（加工速度に関係）の影響を受け、平均結晶粒径が２０
０μｍ以下の場合でも高速の場合は成形性が劣り、鍛造
温度などの製造条件が制限されることがわかる。
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００
μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度２５
０から４００℃において６０％の据え込み加工を歪み速
度：低速、１０0％／ｓｅｃと高速１０3％／ｓｅｃで行
い、限界据え込み率の変化を求めた。結果を図８に示
す。この結果から、Ｍｇ合金の鍛造成形性は歪み速度
（加工速度に関係）の影響を受け、平均結晶粒径が２０
０μｍ以下の場合でも高速の場合は成形性が劣り、鍛造
温度などの製造条件が制限されることがわかる。
【００２０】そこで、鍛造温度３５０℃における平均結
晶粒径１２５μｍ、２００μｍおよび２５０μｍの試料
Ａ、Ｂ、Ｃにおいて歪み速度と成形性（限界据え込み
率）との関係を見ると、図９に示す通りである。かかる
結果から、平均結晶粒径２００μｍ近傍では歪み速度を
低速にする必要があり、２００μｍを越えると低速でも
所定の成形性を得ることができず、反対に１２５μｍ程
度になると、高速でも十分に所定の成形性（限界据え込
み率６０％以上）を得ることができる。したがって、連
続鋳造材を使用して大型鍛造部品を製造しようとする場
合は２００μｍとする必要があることがわかる。
晶粒径１２５μｍ、２００μｍおよび２５０μｍの試料
Ａ、Ｂ、Ｃにおいて歪み速度と成形性（限界据え込み
率）との関係を見ると、図９に示す通りである。かかる
結果から、平均結晶粒径２００μｍ近傍では歪み速度を
低速にする必要があり、２００μｍを越えると低速でも
所定の成形性を得ることができず、反対に１２５μｍ程
度になると、高速でも十分に所定の成形性（限界据え込
み率６０％以上）を得ることができる。したがって、連
続鋳造材を使用して大型鍛造部品を製造しようとする場
合は２００μｍとする必要があることがわかる。
【表２】
【００２１】実施例３（高歪み速度下での結晶粒径と成
形性の関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径５０な
いし２５０μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素
材温度３５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０
3％／ｓｅｃで行い、平均結晶粒径と限界据え込み率と
の関係を求めた。結果を図１０に示す。この結果から、
Ｍｇ合金の鍛造成形性は高歪み速度においては、平均結
晶粒径が８０μｍ以下の場合で限界据え込み率６０％を
越えることがわかった。この粒径は鋳造素材として２０
０μｍの素材を使用すると１回の鍛造（約５０％の加工
率）で達成しうるものである。
形性の関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径５０な
いし２５０μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素
材温度３５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０
3％／ｓｅｃで行い、平均結晶粒径と限界据え込み率と
の関係を求めた。結果を図１０に示す。この結果から、
Ｍｇ合金の鍛造成形性は高歪み速度においては、平均結
晶粒径が８０μｍ以下の場合で限界据え込み率６０％を
越えることがわかった。この粒径は鋳造素材として２０
０μｍの素材を使用すると１回の鍛造（約５０％の加工
率）で達成しうるものである。
【００２２】実施例４（Ｚｎ添加量と成形性との関係）
下記表３に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金から鍛造
用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２０
０μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度３
５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０３％／ｓ
ｅｃで行い、Ｚｎ添加量と限界据え込み率との関係を求
めた。結果を図１１に示す。この結果から、Ｍｇ合金は
０．８ｍａｓｓ％を越えると限界据え込み率６０％を確
保できないので、０．８ｍａｓｓ％以下に抑える必要が
あることがわかる。
用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２０
０μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度３
５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０３％／ｓ
ｅｃで行い、Ｚｎ添加量と限界据え込み率との関係を求
めた。結果を図１１に示す。この結果から、Ｍｇ合金は
０．８ｍａｓｓ％を越えると限界据え込み率６０％を確
保できないので、０．８ｍａｓｓ％以下に抑える必要が
あることがわかる。
【表３】
【００２３】実施例５
上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金と下記表
４に示す従来のＡＺ８０合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍ
ｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００μｍに鋳造し、
図２に示す試験装置により素材温度２５０℃および３５
０℃において据え込み加工を歪み速度：４８ｍｍ／ｓｅ
ｃで行い、歪みと変形抵抗との関係を求めた。結果を図
１３に示す。この結果から、本発明Ｍｇ合金は従来のＡ
Ｚ８０合金に比し、鍛造荷重が低く、鍛造成形性に優れ
ることがわかる。
４に示す従来のＡＺ８０合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍ
ｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００μｍに鋳造し、
図２に示す試験装置により素材温度２５０℃および３５
０℃において据え込み加工を歪み速度：４８ｍｍ／ｓｅ
ｃで行い、歪みと変形抵抗との関係を求めた。結果を図
１３に示す。この結果から、本発明Ｍｇ合金は従来のＡ
Ｚ８０合金に比し、鍛造荷重が低く、鍛造成形性に優れ
ることがわかる。
【表４】
【００２４】実施例６（Ａｌ添加量と機械的性質との関
係） 上記表１に示すＭｇ合金Ａの鍛造用素材に図２に示す試
験装置により素材温度３００℃において据え込み加工
（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、６０
％の据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間
空冷後、１７５℃×１６時間空冷）を施し、Ａｌ添加量
と据え込み前後の引張強度および伸びの変化の関係を求
めた。結果を図３に示す。これよりＡｌ６．２重量％か
ら８．０重量％まではＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の物性が
得られることが判明した。なお、Ａｌ添加量９．０重量
％のものは６０％までの据え込みが不可能であった。
係） 上記表１に示すＭｇ合金Ａの鍛造用素材に図２に示す試
験装置により素材温度３００℃において据え込み加工
（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、６０
％の据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間
空冷後、１７５℃×１６時間空冷）を施し、Ａｌ添加量
と据え込み前後の引張強度および伸びの変化の関係を求
めた。結果を図３に示す。これよりＡｌ６．２重量％か
ら８．０重量％まではＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の物性が
得られることが判明した。なお、Ａｌ添加量９．０重量
％のものは６０％までの据え込みが不可能であった。
【００２５】実施例７（Ａｌ添加量とシャルピー衝撃値
との関係） 上記表１に示すＭｇ合金の鍛造用素材に図２に示す試験
装置により素材温度３００℃において据え込み加工（歪
み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、６０％の
据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間空冷
後、１７５℃×１６時間空冷）を施し、、Ｔ６処理後の
Ｍｇ合金のＡｌ添加用量とシャルピー衝撃特性との関係
を求めると、図４に示す通りであった。この時の平均結
晶粒径は約５０μｍであるが、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上
のシャルピー衝撃値５０Ｊ／ｃｍ2を有するにはＡｌ添
加量は７．６重量％以下である必要があることがわか
る。以上の結果から、Ａｌ７．０重量％で引張強度、伸
びおよびシャルピー衝撃値が最高の結果が得られること
がわかる。
との関係） 上記表１に示すＭｇ合金の鍛造用素材に図２に示す試験
装置により素材温度３００℃において据え込み加工（歪
み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、６０％の
据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間空冷
後、１７５℃×１６時間空冷）を施し、、Ｔ６処理後の
Ｍｇ合金のＡｌ添加用量とシャルピー衝撃特性との関係
を求めると、図４に示す通りであった。この時の平均結
晶粒径は約５０μｍであるが、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上
のシャルピー衝撃値５０Ｊ／ｃｍ2を有するにはＡｌ添
加量は７．６重量％以下である必要があることがわか
る。以上の結果から、Ａｌ７．０重量％で引張強度、伸
びおよびシャルピー衝撃値が最高の結果が得られること
がわかる。
【００２６】実施例８（結晶粒径と機械的性質との関
係） 下記表５に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す
試験装置により素材温度３５０℃において６０％の据え
込み加工（歪み速度：低速、１０0％／ｓｅｃ程度）を
施し、上記実施例１と同様のＴ６処理の施した後、小野
式回転曲げ疲労試験に付して回転曲げ疲労特性を求め
た。その結果を図５に示す。これはＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材
を上回ることを示す。
係） 下記表５に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用
素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す
試験装置により素材温度３５０℃において６０％の据え
込み加工（歪み速度：低速、１０0％／ｓｅｃ程度）を
施し、上記実施例１と同様のＴ６処理の施した後、小野
式回転曲げ疲労試験に付して回転曲げ疲労特性を求め
た。その結果を図５に示す。これはＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材
を上回ることを示す。
【００２７】また、Ｔ６処理後の平均結晶粒径と引張強
度（ＭＰａ）、耐力及び伸び（％）の関係を図６に示
す。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材と同等以上の機械的
性質を備えるには、特に耐力の変曲点を考慮すると、平
均結晶粒径で１００μｍ以下である必要があることがわ
かる。
度（ＭＰａ）、耐力及び伸び（％）の関係を図６に示
す。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材と同等以上の機械的
性質を備えるには、特に耐力の変曲点を考慮すると、平
均結晶粒径で１００μｍ以下である必要があることがわ
かる。
【表５】
【００２８】実施例９（結晶粒径とシャルピー衝撃値と
の関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金から鍛造
用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示
す試験装置により素材温度３５０℃において６０％の据
え込み加工（歪み速度：低速、１０0％／ｓｅｃ程度）
を施し、Ｔ６処理（４００℃×１０時間空冷後、１７５
℃×１６時間空冷）の施した後、平均結晶粒径（μｍ）
とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）との関係を求める
と、図７に示す通りである。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛
造材以上の衝撃値を得るためには結晶粒径が５０μｍ以
下である必要があることがわかる。
の関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金から鍛造
用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示
す試験装置により素材温度３５０℃において６０％の据
え込み加工（歪み速度：低速、１０0％／ｓｅｃ程度）
を施し、Ｔ６処理（４００℃×１０時間空冷後、１７５
℃×１６時間空冷）の施した後、平均結晶粒径（μｍ）
とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）との関係を求める
と、図７に示す通りである。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛
造材以上の衝撃値を得るためには結晶粒径が５０μｍ以
下である必要があることがわかる。
【００２９】実施例１０（結晶粒径と耐食性の関係）
上記表２に示すＡｌ添加量上限値Ｍｇ合金と下記表６に
示すＡｌ添加量下限値Ｍｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２
ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験装置によ
り素材温度３５０℃において６０％の据え込み加工（歪
み速度：低速、１００％／ｓｅｃ程度）を施し、Ｔ６処
理（４００℃×１０時間空冷後、１７５℃×１６時間空
冷）の施した後、平均結晶粒径（μｍ）と耐食性（mill
s/year）との関係を求めると、図１２に示す通りであ
る。ここから、結晶粒径を微細にしていくと、２００μ
ｍ近傍からマグネシウム合金中最も耐食性が良好とされ
るＡＺ９１Ｄ合金Ｆ（無熱処理）材に匹敵する特性が得
られることがわかる。
示すＡｌ添加量下限値Ｍｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２
ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験装置によ
り素材温度３５０℃において６０％の据え込み加工（歪
み速度：低速、１００％／ｓｅｃ程度）を施し、Ｔ６処
理（４００℃×１０時間空冷後、１７５℃×１６時間空
冷）の施した後、平均結晶粒径（μｍ）と耐食性（mill
s/year）との関係を求めると、図１２に示す通りであ
る。ここから、結晶粒径を微細にしていくと、２００μ
ｍ近傍からマグネシウム合金中最も耐食性が良好とされ
るＡＺ９１Ｄ合金Ｆ（無熱処理）材に匹敵する特性が得
られることがわかる。
【表６】
ここで、腐食試験は塩水噴霧試験で耐食性を評価した。
試験条件は温度３５℃、試験時間２４０時間、塩水濃度
５ｍａｓｓ％で、テストピース形状は表面をエメリー♯
６００研磨した５０×９０×５ｍｍで、腐食量は下記式
により求めた。
試験条件は温度３５℃、試験時間２４０時間、塩水濃度
５ｍａｓｓ％で、テストピース形状は表面をエメリー♯
６００研磨した５０×９０×５ｍｍで、腐食量は下記式
により求めた。
【数１】
【００３０】実施例１１（鋳造冷却速度、塑性加工率と
結晶粒径との関係） 上記表５に示す化学成分のＭｇ合金から鍛造用素材（Ｈ
４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造するに際し、微細化材Ｃ
ａＮＣＮを０．５重量％添加し、冷却速度と鋳造素材の
平均結晶粒径との関係を求めると、図１４に示す通りで
あった。次に図２に示す試験装置により素材温度３５０
℃において据え込み加工（歪み速度：低速、１０0％／
ｓｅｃ程度）を施し、その塑性加工率と結晶粒径の変化
の関係と求めた。結果を図１５に示す。塑性加工率が大
きくなるほど本発明のＭｇ合金は結晶粒径が小さくなる
ことがわかる。
結晶粒径との関係） 上記表５に示す化学成分のＭｇ合金から鍛造用素材（Ｈ
４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造するに際し、微細化材Ｃ
ａＮＣＮを０．５重量％添加し、冷却速度と鋳造素材の
平均結晶粒径との関係を求めると、図１４に示す通りで
あった。次に図２に示す試験装置により素材温度３５０
℃において据え込み加工（歪み速度：低速、１０0％／
ｓｅｃ程度）を施し、その塑性加工率と結晶粒径の変化
の関係と求めた。結果を図１５に示す。塑性加工率が大
きくなるほど本発明のＭｇ合金は結晶粒径が小さくなる
ことがわかる。
【００３１】実施例１２（鍛造ホイールの製造）
上記表２の化学成分のＭｇ合金を使用して連続鋳造法に
より柱状のビレットを製造し、これを図１６に示すよう
に荒地鍛造に付する。次にブロッカー鍛造に付し、さら
にフィニッシャー鍛造に付してホイール素材を鍛造し、
最後にスピニング加工を施してＴ６処理（４００℃×１
０時間空冷後、１７５℃×１６時間空冷）に付し、最終
製品とする。その結晶粒度分布を見ると、図１７に示す
通りであって表面領域に細かい結晶粒度が分布してい
る。これに対し、上記スピニング加工を行わず、鍛造の
みによって最終製品形状に形成することもできる。この
際に、図１９に示すように表面領域に比較的大きい結晶
粒度が分布する場合は予め図１８に示すように鍛造用ビ
レットにローラ加工などの塑性加工を施しておくのが好
ましい。また、上記ローラ加工の代わりに、鍛造工程に
おける冷却速度を速めることにより表面領域の結晶粒度
を微細化するようにしてもよい。
より柱状のビレットを製造し、これを図１６に示すよう
に荒地鍛造に付する。次にブロッカー鍛造に付し、さら
にフィニッシャー鍛造に付してホイール素材を鍛造し、
最後にスピニング加工を施してＴ６処理（４００℃×１
０時間空冷後、１７５℃×１６時間空冷）に付し、最終
製品とする。その結晶粒度分布を見ると、図１７に示す
通りであって表面領域に細かい結晶粒度が分布してい
る。これに対し、上記スピニング加工を行わず、鍛造の
みによって最終製品形状に形成することもできる。この
際に、図１９に示すように表面領域に比較的大きい結晶
粒度が分布する場合は予め図１８に示すように鍛造用ビ
レットにローラ加工などの塑性加工を施しておくのが好
ましい。また、上記ローラ加工の代わりに、鍛造工程に
おける冷却速度を速めることにより表面領域の結晶粒度
を微細化するようにしてもよい。
【００３２】実施例１３(半溶融鋳造鍛造法)
先ず、図２０の(Ａ)〜(Ｇ)は本願発明の実施例に係るマ
グネシウム合金製自動車部品(ホイール)の鋳造鍛造法に
よる製造方法の各工程を示している。先ず最初に、るつ
ぼ１内に軽合金材料である上記(表５)の組成のマグネシ
ウム合金材２を入れてヒータにより周囲から加熱して半
溶融状態にし、撹拌プレート３を有する撹拌棒４をモー
タ５により回転駆動することによって次の(表７)に示す
製造条件の下で混合撹拌する。
グネシウム合金製自動車部品(ホイール)の鋳造鍛造法に
よる製造方法の各工程を示している。先ず最初に、るつ
ぼ１内に軽合金材料である上記(表５)の組成のマグネシ
ウム合金材２を入れてヒータにより周囲から加熱して半
溶融状態にし、撹拌プレート３を有する撹拌棒４をモー
タ５により回転駆動することによって次の(表７)に示す
製造条件の下で混合撹拌する。
【表７】
この工程における上記るつぼ１内のマグネシウム合金材
２に対する加熱および撹拌は、先ず初期の段階では同材
料２が固相(α相)と液相との中間状態となるような温度
に加熱する。その後、同状態で撹拌板３により上記(表
７)の条件で強制的に撹拌する(図２０のＡ)。その結
果、樹脂状晶(デンドライト)の固相が破砕されて球状に
なる。この時の固相率は、６０％以下になるようにする
ことが好ましい。次に、上記のようにして固相率６０％
以下とされたるつぼ１内の半溶融状態の合金材２をプラ
ンジャ９を備えたダイキャスト用のスリーブ８内に図２
０の(Ｂ)から同(Ｃ)の状態になるように注入する(図２
０の(Ｂ),(Ｃ))。その後、上記スリーブ８をダイキャス
ト金型２０の注入口に嵌合し、プランジャ９を作動させ
て上記半溶融状態の合金材２をダイキャスト金型２０内
に注入することによって鋳造する(ブランク製造)(図２
０の(Ｄ))。上記のようにして半溶融鋳造が完了した中
間成形品としての合金材２をダイキャスト金型２０より
取り出す（図２０の(Ｅ))。上記のようにして鋳造形成
された中間成形品たる合金材２を鋳造素材として鍛造用
の下型１１上にセットし、上型１０との間で鍛造成型
(１回)することにより最終成形するとともに機械的強度
を向上させる(図２０の(Ｆ))。その後、例えば４００℃
で４時間の空冷による溶体化処理、１８０℃で１５時間
の空冷による人工時効処理を内容とするＪＩＳ．Ｔ６熱
処理を行った上で治具１２,１３に支持させて細部のス
ピンフォージ(スピニング加工)を実行し、最終成形品２
を得る（図２０の(Ｇ))。
２に対する加熱および撹拌は、先ず初期の段階では同材
料２が固相(α相)と液相との中間状態となるような温度
に加熱する。その後、同状態で撹拌板３により上記(表
７)の条件で強制的に撹拌する(図２０のＡ)。その結
果、樹脂状晶(デンドライト)の固相が破砕されて球状に
なる。この時の固相率は、６０％以下になるようにする
ことが好ましい。次に、上記のようにして固相率６０％
以下とされたるつぼ１内の半溶融状態の合金材２をプラ
ンジャ９を備えたダイキャスト用のスリーブ８内に図２
０の(Ｂ)から同(Ｃ)の状態になるように注入する(図２
０の(Ｂ),(Ｃ))。その後、上記スリーブ８をダイキャス
ト金型２０の注入口に嵌合し、プランジャ９を作動させ
て上記半溶融状態の合金材２をダイキャスト金型２０内
に注入することによって鋳造する(ブランク製造)(図２
０の(Ｄ))。上記のようにして半溶融鋳造が完了した中
間成形品としての合金材２をダイキャスト金型２０より
取り出す（図２０の(Ｅ))。上記のようにして鋳造形成
された中間成形品たる合金材２を鋳造素材として鍛造用
の下型１１上にセットし、上型１０との間で鍛造成型
(１回)することにより最終成形するとともに機械的強度
を向上させる(図２０の(Ｆ))。その後、例えば４００℃
で４時間の空冷による溶体化処理、１８０℃で１５時間
の空冷による人工時効処理を内容とするＪＩＳ．Ｔ６熱
処理を行った上で治具１２,１３に支持させて細部のス
ピンフォージ(スピニング加工)を実行し、最終成形品２
を得る（図２０の(Ｇ))。
【００３３】実施例１４（微細化剤の添加効果）
下記表８に示す組成のマグネシウム合金を調製して溶解
し、約７８０℃まで昇温して試料１では微細化剤を添加
せず、試料２ではＳｒが０．０２ｍａｓｓ％残留するよ
うにＳｒ−Ａｌ合金を添加し、試料３ではＣａＮＣＮを
０．５ｍａｓｓ％添加して撹拌し、連続鋳造法により冷
却速度を変化させ、鋳造後の金属組織の平均結晶粒径と
の関係を検討した。
し、約７８０℃まで昇温して試料１では微細化剤を添加
せず、試料２ではＳｒが０．０２ｍａｓｓ％残留するよ
うにＳｒ−Ａｌ合金を添加し、試料３ではＣａＮＣＮを
０．５ｍａｓｓ％添加して撹拌し、連続鋳造法により冷
却速度を変化させ、鋳造後の金属組織の平均結晶粒径と
の関係を検討した。
【表８】
結果を図２２に示す。微細化剤無添加の場合は、冷却速
度７℃／ｓｅｃ程度の通常の連続鋳造によって金属組織
の平均結晶粒径は２００μｍ以下となり、他方、微細化
剤としてＳｒまたはＣａＮＣＮを加えると、冷却速度３
℃／ｓｅｃ程度から上記平均結晶粒径が２００μｍ以下
となり、冷却速度７℃／ｓｅｃ程度から平均結晶粒径が
８０μｍ以下となる。
度７℃／ｓｅｃ程度の通常の連続鋳造によって金属組織
の平均結晶粒径は２００μｍ以下となり、他方、微細化
剤としてＳｒまたはＣａＮＣＮを加えると、冷却速度３
℃／ｓｅｃ程度から上記平均結晶粒径が２００μｍ以下
となり、冷却速度７℃／ｓｅｃ程度から平均結晶粒径が
８０μｍ以下となる。
【００３４】実施例１５（Ｓｒの残留）
下記表９の条件下にＡｌ：６．９ｍａｓｓ％，Ｚｎ：
０．７ｍａｓｓ％，Ｍｎ：０．３８ｍａｓｓ％，残部Ｍ
ｇの鋳造材を溶解し、約７８０℃まで昇温した時、アル
ミ箔に包んだ状態のＳｒ−１０％Ａｌ合金を溶湯中に投
入し、撹拌後降温しながら鎮静させ、溶湯温度が約７０
０℃に達したときに７０〜８５℃に余熱した金型内に鋳
造し、鋳造材中のＳｒ含有量を調査した。結果を図２３
に示す。添加したＳｒは合金中に残留し再溶解した際に
も微細化の効果を持続する。また、添加したＳｒの一部
はＭｇあるいはＡｌなどの他の合金元素と合金物を形成
して晶出する。
０．７ｍａｓｓ％，Ｍｎ：０．３８ｍａｓｓ％，残部Ｍ
ｇの鋳造材を溶解し、約７８０℃まで昇温した時、アル
ミ箔に包んだ状態のＳｒ−１０％Ａｌ合金を溶湯中に投
入し、撹拌後降温しながら鎮静させ、溶湯温度が約７０
０℃に達したときに７０〜８５℃に余熱した金型内に鋳
造し、鋳造材中のＳｒ含有量を調査した。結果を図２３
に示す。添加したＳｒは合金中に残留し再溶解した際に
も微細化の効果を持続する。また、添加したＳｒの一部
はＭｇあるいはＡｌなどの他の合金元素と合金物を形成
して晶出する。
【表９】
【００３５】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明に
よれば、大型鍛造品に対して図２１に示すように、アル
ミＡ６０６１鍛造材と同等の引張強度と伸びを与え、従
来のＭｇ合金ＡＺ８０を越える引張強度と伸びを有す
る。また、かかるＭｇ合金素材は連続鋳造法により供給
することができるので、自動車用ホイールなど大型鍛造
品に適用するのに好適なＭｇ合金が提供されることにな
る。
よれば、大型鍛造品に対して図２１に示すように、アル
ミＡ６０６１鍛造材と同等の引張強度と伸びを与え、従
来のＭｇ合金ＡＺ８０を越える引張強度と伸びを有す
る。また、かかるＭｇ合金素材は連続鋳造法により供給
することができるので、自動車用ホイールなど大型鍛造
品に適用するのに好適なＭｇ合金が提供されることにな
る。
【図１】 Ｍｇ合金鋳造素材の結晶粒径と限界据え込み
率との関係を示すグラフである。
率との関係を示すグラフである。
【図２】 鋳造素材の据え込み試験の説明図である。
【図３】 本発明合金の鍛造品におけるＡｌ添加量と引
張強度および伸びとの関係を示すグラフである。
張強度および伸びとの関係を示すグラフである。
【図４】 本発明合金の鍛造品におけるＡｌ添加量とシ
ャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
ャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【図５】 本発明合金の鍛造品における回転曲げ疲労特
性を示すグラフである。
性を示すグラフである。
【図６】 本発明合金の鍛造品における平均結晶粒径と
引張強度、耐力、伸びとの関係を示すグラフである。
引張強度、耐力、伸びとの関係を示すグラフである。
【図７】 本発明合金の鍛造品における平均結晶粒径と
シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【図８】 本発明鋳造素材の平均結晶粒径２００μｍに
おける低速および高速歪み速度の加工による素材加熱温
度と限界据え込み率との関係を示すグラフである。
おける低速および高速歪み速度の加工による素材加熱温
度と限界据え込み率との関係を示すグラフである。
【図９】 本発明鋳造素材の平均結晶粒径１２５、２０
０、２５０μｍにおける歪み速度と限界据え込み率との
関係を示すグラフである。
０、２５０μｍにおける歪み速度と限界据え込み率との
関係を示すグラフである。
【図１０】 高歪み速度下での結晶粒径と生計性の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図１１】 本発明鋳造素材のＺｎ量と限界据え込み率
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図１２】 Ｍｇ合金鍛造品の結晶粒径と耐食性との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図１３】 本発明鋳造素材と従来のＡＺ８０合金鋳造
素材の歪みと変形抵抗との関係を示すグラフである。
素材の歪みと変形抵抗との関係を示すグラフである。
【図１４】 本発明鋳造素材の鋳造時における冷却速度
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図１５】 本発明鋳造素材の塑性加工率と結晶粒径と
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図１６】 本発明合金の連続鋳造材からホイールを成
形する場合の工程を示す工程図である。
形する場合の工程を示す工程図である。
【図１７】 図１６で製造されたＭｇ合金ホイールの結
晶粒度分布図である。
晶粒度分布図である。
【図１８】 本発明鋳造素材に対して予め塑性加工を施
す場合の１例を示す概略図である。
す場合の１例を示す概略図である。
【図１９】 本発明合金を用い、従来方法で成形した場
合のホイールの結晶粒度分布図である。
合のホイールの結晶粒度分布図である。
【図２０】 本発明合金を用い、半溶融鍛造法によりホ
イールを製造する場合の工程図である。
イールを製造する場合の工程図である。
【図２１】 本発明鍛造品の従来製品との引張強度およ
び伸びとの対比を示すグラフである。
び伸びとの対比を示すグラフである。
【図２２】 本発明に係る鋳造材の微細化剤添加効果を
示す冷却速度−平均結晶粒径の関係を示すグラフであ
る。
示す冷却速度−平均結晶粒径の関係を示すグラフであ
る。
【図２３】 本発明に係る鋳造材のＳｒ添加量と鋳造材
中の含有量を示すグラフである。
中の含有量を示すグラフである。
１…るつぼ
２…本発明合金材
３…撹拌プレート
４…撹拌棒
２０…ダイキャスト金型
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 山本 幸男
広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツ
ダ株式会社内
(56)参考文献 特開 昭63−282232（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−279889（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−109538（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/00 - 49/14
C22F 1/00 - 3/02
Claims (18)
- 【請求項１】 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不
可避不純物から成るマグネシウム合金から成り、金属組
織の平均結晶粒径が２００μｍ以下である鍛造成形性に
優れる塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％ - 【請求項２】 上記の平均結晶粒径が８０μｍ以下であ
る請求項１記載の塑性加工用マグネシウム合金鋳造素
材。 - 【請求項３】 上記Ｓｒが金属間化合物として含有され
る請求項１又は２に記載の塑性加工用マグネシウム合金
鋳造素材。 - 【請求項４】 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不
可避不純物から成る鋳造素材を塑性加工してなり、金属
組織の平均結晶粒径が１００μｍ以下で、伸び１０％以
上、引張強度３００ＭＰａ以上の引張り特性を有するマ
グネシウム合金部材。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％ - 【請求項５】 上記金属組織の平均結晶粒径が５０μｍ
以下である請求項４記載のマグネシウム合金部材。 - 【請求項６】 塑性加工後、溶体化処理と人工時効処理
を施した後の上記の平均結晶粒径が５０μｍ以下である
請求項５記載のマグネシウム合金部材。 - 【請求項７】 シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２ 以上
である請求項５又は６に記載のマグネシウム合金部材。 - 【請求項８】 金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以
下である塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材の製造方
法であって、 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不可避不純物から
成るマグネシウム合金に、微細化剤としてＳｒを０．０
２〜０．５ｍａｓｓ％添加し、３〜１５℃／ｓｅｃの冷
却速度で鋳造することを特徴とする塑性加工用マグネシ
ウム合金鋳造素材の製造方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ - 【請求項９】 金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以
下である塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材の製造方
法であって、 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不可避不純物から
成るマグネシウム合金に、微細化剤としてＣａＮＣＮを
０．３〜０．７ｍａｓｓ％添加し、３〜１５℃／ｓｅｃ
の冷却速度で鋳造することを特徴とする塑性加工用マグ
ネシウム合金鋳造素材の製造方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ - 【請求項１０】 上記の鋳造に連続鋳造法を用いる請求
項８又は９に記載の塑性加工溶マグネシウム合金鋳造素
材の製造方法。 - 【請求項１１】 上記の鋳造を半溶融状態から行う請求
項８又は９に記載の塑性加工用マグネシウム合金鋳造素
材の製造方法。 - 【請求項１２】 最終製品の金属組織の平均結晶粒径が
１００μｍ以下であるマグネシウム合金部材の製造方法
であって、 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと不可避不純物から
成る、金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下のマグ
ネシウム合金鋳造素材を塑性加工に付すことを特徴とす
るマグネシウム合金部材の製造方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％ - 【請求項１３】 最終製品の金属組織の平均結晶粒径が
１００μｍ以下であるマグネシウム合金部材の製造方法
であって、 下記の合金元素及び化合物を含み、残部がＭｇと不可避
不純物から成る、金属組織の平均結晶粒径が２００μｍ
以下であるマグネシウム合金鋳造素材を塑性加工に付す
ことを特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ ＣａＮＣＮ：０．３〜０．７ｍａｓｓ％ - 【請求項１４】 上記最終製品をさらに溶体化処理およ
び人工時効処理に付する請求項１２又は１３に記載のマ
グネシウム合金部材の製造方法。 - 【請求項１５】 下記の合金元素を含み、残部がＭｇと
不可避不純物から成る、金属組織の平均結晶粒径が２０
０μｍ以下のマグネシウム合金鋳造素材を３５０℃以上
で塑性加工に付して、平均結晶粒径が１００μｍ以下の
最終製品形状となし、さらに人工時効処理に付すことを
特徴とするマグネシウム合金部材の製造方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ Ｓｒ：０．０２〜０．５ｍａｓｓ％ - 【請求項１６】 下記の合金元素及び化合物を含み、残
部がＭｇと不可避不純物から成る、金属組織の平均結晶
粒径が２００μｍ以下であるマグネシウム合金鋳造素材
を３５０℃以上で塑性加工に付して、平均結晶粒径が１
００μｍ以下の最終製品形状となし、さらに人工時効処
理に付すことを特徴とするマグネシウム合金部材の製造
方法。 Ａｌ：６．２〜７．６ｍａｓｓ％ Ｍｎ：０．１５〜０．５ｍａｓｓ％ Ｚｎ：０．４〜０．８ｍａｓｓ％ ＣａＮＣＮ：０．３〜０．７ｍａｓｓ％ - 【請求項１７】 上記塑性加工が鍛造加工である請求項
１２から１６のいずれか一つに記載のマグネシウム合金
部材の製造方法。 - 【請求項１８】 上記鍛造加工は少なくとも２回の鍛造
工程を有し、２回目以後の工程を１回目の工程に比し高
速で行う請求項１７記載のマグネシウム合金部材の製造
方法。
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1994
- 1994-04-20 JP JP08192594A patent/JP3525486B2/ja not_active Expired - Fee Related
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