(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金からなり且つ内部欠陥が体積百分率で１０％以下含まれる塑性加工素材に、処理温度が３５０〜４５０℃で且つ処理時間が１６〜２０時間の塑性加工前熱処理を施して、該塑性加工素材に内包されたガスの膨張によるブリスターを該塑性加工素材表面に生起させ、
上記表面にブリスターが生起した塑性加工素材を塑性加工して塑性加工材を形成し、
上記塑性加工材に、処理温度が２５０〜４００℃で且つ処理時間が２０分〜５時間の塑性加工後熱処理を施すことを特徴とする軽金属成形材の製造方法。
【請求項２】
上記塑性加工素材は、半溶融状態のアルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の溶湯が凝固して形成されていることを特徴とする請求項１に記載の軽金属成形材の製造方法。
【請求項３】
上記塑性加工素材は、アルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の溶湯が射出成形されて形成されていることを特徴とする請求項１又は２のいずれかに記載の軽金属成形材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軽金属成形材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
金属材料を用いた成形方法として塑性加工法である鍛造法がある。鍛造法は、ビレット等の金属材料を金型にセットし、それに打撃を与えて所定形状に成形するものである。そして、金属材料が軽金属の場合、鍛造法により成形された鍛造材は、機械的性質を向上させるためにＴ６熱処理が施されるのが一般的である。このＴ６熱処理とは、高温に所定時間保持して材料組織の均質化を図るための溶体化処理後、比較低温に所定時間保持して硬度を向上させるための人工時効処理を施す二段階熱処理である。
【０００３】
また、軽金属材料の成形方法として鋳造法と鍛造法とを組み合わせた鋳造鍛造法がある。鋳造鍛造法は、射出成形法やダイキャスト法の鋳造法にて最終成形品に近い鍛造素材を製造し、その鍛造素材を鍛造法にて加工することにより最終形状に仕上げるというものである。そして、特開平１１−１０４８００号公報には、鋳造鍛造法によって成形された軽金属製の鍛造材に、処理温度３８０〜４２０℃及び処理時間が１０〜２４時間の溶体化処理と、処理温度１７０〜２３０℃及び処理時間４〜１６時間の時効硬化処理とからなるＴ６処理を施すことについて記載されている。
【０００４】
ところで、鋳造鍛造法の鋳造工程として射出成形法やダイキャスト法を適用したのでは、成形された鍛造素材にガス欠陥等の内部欠陥が発生する。かかる内部欠陥は、半溶融状態の溶湯をキャビティに流入するようにしたり、金型の改良により減少させることはできても完全に無くすことは極めて困難である。そして、内部欠陥を有する鍛造素材の場合、鍛造加工後に一般的なＴ６熱処理を施しても十分に機械的特性を向上させることができず、また、ガス欠陥が熱処理によって膨張して鍛造材表面に水膨れ状のブリスターが生起して見映えを損なうという問題もある。
【０００５】
この問題に対して、鍛造加工前の鍛造素材に溶体化とガス欠陥の膨張とを目的とした鍛造加工前熱処理を施し、熱処理した鍛造素材を鍛造加工した後、機械的性質の向上を目的とした鍛造加工後熱処理を施すという解決手段がある。この解決手段によれば、鍛造加工前熱処理によってガス欠陥が膨張して鍛造素材表面に形成されたブリスターが、鍛造加工によって裂けて潰されるものが生じ、鍛造材に内包されるガス欠陥を減少させることができる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の鍛造加工後熱処理をＴ６処理の時効硬化処理と同一の処理条件で熱処理したのでは、得られる軽金属成形材は延性に乏しいものとなってしまうという問題がある。
【０００７】
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、塑性加工後に塑性加工材に施す熱処理条件の適正化を図ることにより、十分な延性を有する軽金属成形材を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、アルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金からなり且つ内部欠陥が体積百分率で１０％以下含まれる塑性加工素材に、処理温度が３５０〜４５０℃で且つ処理時間が１６〜２０時間の塑性加工前熱処理を施して、該塑性加工素材に内包されたガスの膨張によるブリスターを該塑性加工素材表面に生起させ、
上記表面にブリスターが生起した塑性加工素材を塑性加工して塑性加工材を形成し、
上記塑性加工材に、処理温度が２５０〜４００℃で且つ処理時間が２０分〜５時間の塑性加工後熱処理を施すことを特徴とする。
【０００９】
上記の構成によれば、塑性加工材にＴ６処理の時効硬化処理よりも高温且つ短時間の塑性加工後熱処理が施されるので、後に実施例で明らかにするように、強度及び耐力を確保しつつ、延性を有効に向上させることができる。
【００１０】
ここで、処理温度を２５０〜４００℃とするのは、処理温度が２５０℃より低いと十分な延性の向上効果が得られないからであり、４００℃より高いと耐力が大きく低下することとなるからである。
【００１１】
また、処理時間を２０分〜５時間とするのは、処理時間が２０分より短いと十分な延性の向上効果を得られないからであり、５時間より長いと熱処理しない場合よりも延性が低下する場合があるからである。処理時間は１時間とするのが最もよい。
【００１２】
ところで、このような塑性加工後熱処理を施すとしても、かかる処理を施す対象となる塑性加工材にガス欠陥等の内部欠陥が多く含まれると、上記効果を十分に得ることができない。
【００１３】
これに対して、塑性加工する前の塑性加工素材に、処理温度が３５０〜４５０℃で且つ処理時間が１６〜２０時間の塑性加工前熱処理を施すので、塑性加工素材の表面付近に内包されたガス欠陥の膨張によるブリスターが塑性加工素材表面に生起し、それが塑性加工によって裂けて潰されることとなり、それによって塑性加工材に内包されるガス欠陥を減少させることができる。また、塑性加工前にブリスターを生起させ、塑性加工によってそのブリスターを潰すので、塑性加工後熱処理によるブリスターの生起が抑止され、得られる軽金属成形材の外観は良好なものとなる。さらに、この塑性加工前熱処理の処理時間を１６時間以上としているので、塑性加工素材表面にブリスターを有効に生起させつつ、Ｔ６処理における溶体化処理と同様、材料組織の均質化の効果をも得ることができる。ここで、処理温度が３５０℃以上であることを要するのは、３５０℃未満では、塑性加工素材表面にブリスターを生起させることができないからである。
【００１４】
以上のように塑性加工前熱処理を塑性加工後熱処理に比し高温で長時間施すことにより、塑性加工後熱処理を低温で短時間の条件とすることができ、塑性加工後熱処理時にブリスターが生起するのを抑止することができる。
【００１５】
さらに、塑性加工素材に含まれる内部欠陥は、定量的には体積百分率で１０％以下であるので、内部欠陥を完全に潰すことが困難とされる非閉塞塑性加工においても内部欠陥の極めて少ない塑性加工材を得ることができる。内部欠陥が、１０％より多くなると、非閉塞塑性加工では内部欠陥が残ってしまうため閉塞塑性加工でなければ内部欠陥の少ない塑性加工材を得ることができない。すなわち、塑性加工素材に含まれる内部欠陥が１０％以下であることにより、塑性加工方法による制約を受けることなく、内部欠陥の少ない塑性加工材を容易に得ることができる。
【００１６】
本発明において、アルミニウム若しくはマグネシウム、または、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金は、軽金属であり、具体的には、ＡＳＴＭにおいて規格化されているＡＺ９１Ｄ等を挙げることができる。
【００１７】
また、塑性加工とは鍛造加工等を指す。
【００１８】
塑性加工素材を成形する段階において、半溶融状態のアルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の溶湯を金型のキャビティに流入させて凝固させることにより塑性加工素材を成形するようにすることが好ましい。このようにすることにより、溶湯は層流又は層流に近い状態でキャビティに流入することとなり、エア等を巻き込み難く、ガス欠陥や引け巣等の内部欠陥が少ない塑性加工素材が成形され、その結果としてより高品質な塑性加工材及び軽金属成形材を製造することができる。ここで、半溶融状態とは、原料であるアルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金が固体状態のままの部分と、融解して液体状態となった部分とが共存している状態をいい、通常、アルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の原料を融点未満に加熱することによって得られる状態をいう。
【００１９】
さらに、塑性加工素材は射出成形により成形することが好ましい。射出成形により成形された塑性加工素材では、霧状の溶湯を金型のキャビティに充填するダイキャスト法の場合に比べて、エア等を巻き込むことにより発生する内部欠陥が少ないからである。また、上記のようにアルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の溶湯を、融点未満の半溶融状態として射出成形するようにすれば、より効果的である。
【００２０】
【発明の効果】
以上説明したように、本出願の発明によれば、塑性加工材にＴ６処理の時効硬化処理よりも高温且つ短時間の塑性加工後熱処理が施されるので、強度及び耐力を確保しつつ、延性を有効に向上させることができる。また、塑性加工する前の塑性加工素材に塑性加工後熱処理に比し高温で長時間の塑性加工前熱処理が施されるので、塑性加工素材表面にブリスターを有効に生起させて、塑性加工後熱処理時にブリスターが生起するのを抑止することができると共に、Ｔ６処理における溶体化処理と同様、材料組織の均質化の効果をも得ることができる。さらに、塑性加工素材に含まれる内部欠陥が体積百分率で１０％以下であるので、非閉塞塑性加工においても内部欠陥の極めて少ない塑性加工材を得ることができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態に係る軽金属成形材の製造方法について説明する。
（鋳造工程−射出成形工程）
＜射出成形装置＞
図１は、本実施形態に係るアルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金製の鍛造素材（塑性加工素材）を成形する射出成形装置１を示す。
【００２２】
この射出成形装置１は、本体部２と、本体部２に回転可能に支持されたスクリュー３と、本体部２の背部に配置されたスクリュー３を回転駆動するための回転駆動部４と、スクリュー３を囲うようにして本体部２に固定されたシリンダ５と、シリンダ５の外周に長手方向に所定ピッチで間隔をおいて配設されたヒータ６と、アルミニウム若しくはマグネシウム、又は、アルミニウム若しくはマグネシウムの合金の原料が投入され貯えられるホッパ７と、ホッパ７内の原料を計量して射出成形装置１内に供給するフィーダ８と、シリンダ５の先端に装着された金型９とを備えている。
【００２３】
本体部２には、スクリュー３をシリンダ５内の長手方向に前進させる射出機構が設けられている。この射出機構は、前方に送られる軽合金溶湯の圧力により後退するスクリュー３の後退距離が予め設定されたものとなった際に、それを検知してスクリュー３の回転及び後退動作を停止させ、所定のタイミングでスクリュー３を前進させて溶湯を射出するように構成されている。スクリュー３の前進速度は制御可能とされており、金型９のキャビティ１２への溶湯の流入速度が制御なされるようになっている。
【００２４】
シリンダ５には、先端部にノズル１０が設けられており、シリンダ５内で攪拌・混練された溶湯がこのノズル１０を通してキャビティ１２に射出されるようになっている。このキャビティ１２への溶湯の射出は、シリンダ５前方部に所定量の溶湯が溜まったときに行われるので、それまでの間は、溶湯のノズル１０からの流出を防止する必要がある。そこで、溶湯をシリンダ５前方部に溜めている間は、冷却装置によりノズル１０の温度を下げて、溶湯が凝固して形成されるコールドプラグによりノズル１０を塞ぎ、溶湯を射出する際は、ノズル用ヒータによりノズル１０の温度を上げて、コールドプラグのノズル１０との界面を溶融させて溶湯の射出と共にそれが容易に金型９側に押し出されて外れるようにノズル１０の温度制御がなされている。また、ノズル１０が金型９により吸熱されて低温化するのを防ぐため金型９との間に断熱材が設けられてあり、また、ノズル１０はセラミックにより形成されている。
【００２５】
シリンダ５の外周に設けられたヒータ６は、シリンダ５が長手方向に沿って前方に行くほど高温となるように、複数のゾーンに分割されて温度制御が行われ、軽合金原料がスクリュー３によってシリンダ５内を前方に搬送されながら昇温し、シリンダ５前方部において融点未満の半溶融状態、又は融点乃至融点直上の溶融状態の溶湯となるように制御されている。
【００２６】
ホッパ７、フィーダ８及びシリンダ５並びにこれらを連結する通路には、軽合金の酸化を防止するために不活性ガス（例えばＡｒガス）が充填されている。
【００２７】
金型９は、ノズル１０から射出された溶湯を導くランナー部１１を有している。そのランナー部１１は、シリンダ５のノズル１０から真っ直ぐに延びた後、垂直に立ち上がるＬ字状に形成されており、その角部にはノズル１０から外れたコールドプラグを受けるためのプラグ受け部１１ａが設けられている。また、金型９は、ランナー部１１と連通したキャビティ１２と、キャビティ１２とランナー部１１との境界をなすゲート部１３と、キャビティ１２のゲート部１３から離間した位置に設けられ、溶湯により置換されたキャビティ１２内のガスを収容するためのオーバーフロー部１４とを備えている。
＜射出成形方法＞
次に、軽合金の射出成形の方法について説明する。
【００２８】
まず、チップ状の軽合金（例えばＭｇ−Ａｌ合金等）を原料として射出成形装置１のホッパ７に投入する。投入された軽合金チップは、フィーダ８で所定量が計量されて射出成形装置１内に供給される。
【００２９】
次いで、軽合金チップは、スクリュー３の回転によって加熱状態のシリンダ５内に送給されると共に、シリンダ５内部でスクリュー３の回転により十分に攪拌・混練されながら所定温度に加熱される。これによって、軽合金チップは、融点未満における固相率１０％以上の半溶融状態の軽合金溶湯となる。
【００３０】
このようにして得られた溶湯は、スクリュー３によって前方に押し出されてシリンダ５前方部に溜められると共に、溜まった溶湯の圧力によりスクリュー３が後退する。このとき、シリンダ５に設けられたプラグの温度を下げ、溶湯の一部が凝固して形成されたコールドプラグによってプラグが塞がれるようにして、溶湯がプラグを通ってシリンダ５外に流出するのを防ぐ。
【００３１】
スクリュー３が予め設定された距離だけ後退すると、本体部２の射出機構がそれを検知してスクリュー３の回転及び後退動作を停止させる。このとき、シリンダ５前方部にはワンショット分の溶湯が溜まった状態となっている。
【００３２】
そして、ノズル用ヒータでノズル１０の温度を上げることにより、コールドプラグのノズル１０との界面を溶融させると共に、射出機構によってスクリュー３を前進させて溶湯に圧力を作用させることにより、コールドプラグを金型９側に押し出して外し、ノズル１０から射出された溶湯をキャビティ１２に流入させる。なお、外れたコールドプラグはランナー部１１のプラグ受け部１１ａに保持されることとなる。
【００３３】
最後に、溶湯が凝固した後、金型９を開き、成形された射出成形材（鍛造素材）を取り出す。
（鍛造加工前熱処理）
上記のようにして射出成形した鍛造素材に、処理温度が３５０〜４５０℃、処理時間が１６〜２０時間である鍛造加工前熱処理（塑性加工前熱処理）を施す。このとき、鍛造素材の材料組織の均質化が図られると共に、鍛造素材の表面付近のガス欠陥が膨張して鍛造素材表面にブリスターが生起する。
（鍛造加工）
鍛造加工前熱処理を施した鍛造素材に、形成される鍛造成型空間が完全に閉塞された鍛造型で行う閉塞鍛造加工（閉塞塑性加工）、又は形成される鍛造成型空間が完全には閉塞されておらず、鍛造用素材の少なくとも一部が拘束されずにフリーに塑性変形し得るようになった鍛造型で行う非閉塞鍛造加工（非閉塞塑性加工）を施す。このとき、鍛造加工前熱処理によって鍛造素材表面に生起したブリスターの一部は裂けて潰されることとなる。
（鍛造加工後熱処理）
鍛造加工された鍛造材に、処理温度が２５０〜４００℃で、且つ処理時間が２０分〜５時間である鍛造加工後熱処理（塑性加工後熱処理）を施し、軽金属成形材とする。
【００３４】
上記構成の軽金属成形材の製造方法によれば、鍛造加工材にＴ６処理の時効硬化処理よりも高温且つ短時間の鍛造加工後熱処理が施されるので、強度及び耐力を確保しつつ、延性を有効に向上させることができる。
【００３５】
また、鍛造加工する前の鍛造素材に、鍛造加工後熱処理に比し高温で長時間の鍛造加工前熱処理を施しているので、鍛造素材の表面付近に内包されたガス欠陥の膨張によるブリスターが鍛造素材表面に生起し、それが鍛造加工によって裂けて潰されるものも生じることとなり、それによって鍛造材に内包されるガス欠陥を減少させることができる。加えて、鍛造加工前にブリスターを生起させ、鍛造加工によってそのブリスターを潰し、また、鍛造加工後熱処理を低温で短時間の条件とすることができるので、鍛造加工後熱処理時におけるブリスターの生起が抑止され、得られる軽金属成形材の外観は良好なものとなる。
【００３６】
さらに、鍛造加工前熱処理の処理時間を１６時間以上としているので、鍛造素材表面にブリスターを有効に生起させつつ、Ｔ６処理における溶体化処理と同様、材料組織の均質化の効果をも得ることができる。
【００３７】
そして、鍛造素材に含まれる内部欠陥は１０％以下であるので、内部欠陥を完全に潰すことが困難とされる非閉塞鍛造加工においても内部欠陥の極めて少ない鍛造材を得ることができ、鍛造加工方法による制約を受けることなく、内部欠陥の少ない鍛造材を容易に得ることができる。
【００３８】
また、鍛造素材を射出成形する段階において、半溶融状態の軽合金溶湯を金型のキャビティに流入させて凝固させるようにしているので、溶湯は層流又は層流に近い状態でキャビティに流入することとなり、エア等を巻き込み難く、ガス欠陥や引け巣等の内部欠陥が少ない鍛造素材が成形され、その結果としてより高品質な鍛造材及び軽金属成形材を製造することができる。
（その他の実施形態）
上記実施形態では、軽合金チップを固相率が１０％以上の半溶融状態となるように加熱したが、融点乃至融点直上の溶融状態に加熱するようにしてもよい。
【００３９】
また、本実施形態では鍛造素材を射出成形で成形したが、特にこれに限定されるものではなく、他の成形方法によって成形されたものであってもよい。
【００４０】
【実施例】
（試験評価１）
鍛造材に施す鍛造加工後熱処理の処理温度と、熱処理後の鍛造材の強度、０．２％耐力及び破断伸びとの関係についての試験評価を行った。
＜試験評価方法＞
射出成形装置を用い、表１に組成を示す合金Ａにより、金属板状の射出成形材を成形した。このとき、成形した射出成形材の固相率が５％となるように溶湯の温度制御を行い、固相率は成形した射出成形材表面を画像解析することにより確認した。ここで、合金Ａは、ＡＳＴＭ規格におけるＡＺ９１Ｄである。同様にして、表１に組成を示す合金Ｂにより金属板状の射出成形材を成形した。このとき、成形した射出成形材の固相率が１０％となるように溶湯の温度制御を行った。
【００４１】
合金Ａ及びＢのそれぞれの金属板状の射出成形材から、図２（ａ）に示すような幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍ及び厚さ２１ｍｍのブロック状の鍛造素材を数個ずつ切り出し、それらに、合金Ａのものについては４１０℃で１６時間の、合金Ｂのものについては４００℃で１０時間の鍛造加工前熱処理を施した。
【００４２】
次いで、鍛造加工前熱処理を施したそれぞれの鍛造素材を幅方向に拘束して、図２（ｂ）に示すように、厚さが２１ｍｍから半分の１０．５ｍｍとなるまで鍛造加工を施した（鍛造加工率５０％）。
【００４３】
鍛造加工を施した合金Ａ及びＢの鍛造材に、１７０℃、２５０℃、３００℃、３５０℃及び４００℃のそれぞれの温度で４時間の鍛造加工後熱処理を施した。比較参考のために、鍛造加工後熱処理を施さない鍛造材も残しておいた。
【００４４】
そして、鍛造加工後熱処理を施した軽金属成形材及び熱処理を施さない鍛造材について引張試験を実施した。
【００４５】
また、合金Ａ及びＢのそれぞれについて、３００℃、３５０℃及び４００℃で鍛造加工後熱処理を施したものの引張試験後の表面を顕微鏡観察した。このとき、比較参考のために、鍛造加工前後の熱処理ではなく、鍛造材にＴ６処理（合金Ａ：溶体化処理が４１０℃で１６時間、時効硬化処理が１７０℃で１６時間  合金Ｂ：溶体化処理が４００℃で１０時間、時効硬化処理が１７５℃で１６時間）を施したものの観察をも行った。
【００４６】
【表１】
0003551121.tif 000002
【００４７】
＜試験評価結果＞
図３は、合金Ａにおける鍛造加工後熱処理温度と、鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示し、図４は、合金Ｂにおける図３に相当する関係を示す。図３及び４によれば、合金Ａ及びＢのいずれの場合も、処理温度が高くなるに従って、０．２％耐力は低下傾向を、強度は緩やかな向上傾向を、破断伸びは向上傾向をそれぞれ示すことが分かる。また、破断伸びについては、Ｔ６処理の時効硬化処理温度（１７０〜２３０℃）と同等の処理温度で熱処理した場合には、熱処理しない場合よりも破断伸びが小さくなるが、処理温度を２５０℃以上とすれば、０．２％耐力及び強度を大幅に低下させることなく、しかも破断伸びを大幅に向上させることができることが分かる。
【００４８】
図５は、合金Ａの軽金属成形材の表面観察写真を示し（（ａ）Ｔ６処理（ｂ）３００℃処理（ｃ）３５０℃処理（ｄ）４００℃処理）、図６は合金Ｂにおける図５に相当する表面観察写真を示す。図５及び６によれば、Ｔ６処理を施したものでは（図の（ａ））、結晶粒の粗大化が確認でき、合金Ａでは化合物（Ｍｇ17Ａｌ12）の偏析（写真の黒色部）が起こっているのも確認できる。これに対し、Ｔ６処理よりも高温で短時間の鍛造加工後熱処理を施したものについて、処理温度が３００℃では（図の（ｂ））、明確な結晶粒界が認められず、化合物の析出は均質である。処理温度が３５０℃では（図の（ｃ））、細かい結晶粒界が認められ、化合物の析出は均質である。処理温度が４００℃では（図の（ｄ））、結晶粒が粗大化するのが認められ、化合物の析出は均質である。
【００４９】
以上の引張試験結果と表面観察結果より、鍛造加工後熱処理の後における軽金属成形材を構成する材料組織が延性に関与しているものと考えられる。すなわち、再結晶していないような組織では、変形し難いために強度は高いものの延性に乏しいものとなり、そして、再結晶による結晶粒の変形により延性が付与されることとなり、しかしながら、結晶粒の大きさが大きくなりすぎると、結晶粒の変形が困難となり、脆化して強度及び延性が低下するようになるのではないかと考えられる。
【００５０】
従って、高強度の軽金属成形材を得るためには、結晶粒が確認できないような材料組織となる処理温度を選択し、高延性の軽金属成形材を得るためには、細かな結晶粒が確認できるような材料組織となる処理温度を選択して鍛造加工後熱処理を施すようにすればよい。
（試験評価２）
鍛造材に施す鍛造加工後熱処理の処理時間と、熱処理後の鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係についての試験評価を行った。
＜試験評価方法＞
試験評価１と同様にして、合金Ａ及びＢのそれぞれについて、図２（ａ）に示すような幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍ及び厚さ２１ｍｍのブロック状の鍛造素材を数個ずつ準備し、それらに、合金Ａのものについては４１０℃で１６時間の、合金Ｂのものについては４００℃で１０時間の鍛造加工前熱処理を施した。
【００５１】
次いで、鍛造加工前熱処理を施したそれぞれの鍛造素材を幅方向に拘束して、図２（ｂ）に示すように、厚さが２１ｍｍから半分の１０．５ｍｍとなるまで鍛造加工を施した（鍛造加工率５０％）。
【００５２】
鍛造加工を施した鍛造材に、合金Ａについては３００℃で、合金Ｂについては３５０℃でそれぞれ１時間、４時間、１０時間及び１５時間の鍛造加工後熱処理を施した。
【００５３】
そして、鍛造加工後熱処理を施した軽金属成形材について引張試験を実施した。
＜試験評価結果＞
図７は、合金Ａにおける鍛造加工後熱処理時間と、鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示し、図８は、合金Ｂにおける図７に相当する関係を示す。なお、処理時間０のデータは、試験評価１における鍛造加工後熱処理を施さなかった鍛造材についてのデータである。図７及び８によれば、合金Ａ及びＢのいずれの場合も、０．２％耐力は処理時間が１時間までは比較的大きく低下するが、処理時間がそれよりも長くなると緩やかな低下傾向に変わるのが分かる。また、強度は処理時間が１時間まではわずかに向上するが、処理時間がそれよりも長くなると緩やかな低下傾向を示すのが分かる。一方、破断伸びは、合金Ａの場合、処理時間が１時間までは大幅な向上を示すが、処理時間がそれより長くなってもほぼ一定水準を示すのに対し、合金Ｂの場合、処理時間が１時間の時にピークを示し、処理時間がそれより長くなると低下する傾向を示すのが分かる。以上より、合金Ａ及びＢのいずれの場合も、熱処理開始からの最初の１時間で大幅な破断伸びの向上効果を得ることができ、また、合金Ｂでは、処理時間を１０時間以下（好ましくは５時間以下）とすることにより、破断伸びが大幅に改善された軽金属成形材を得ることができるといえる。
（試験評価３）
非閉塞鍛造加工前における鍛造素材の相対密度と、非閉塞鍛造加工後における鍛造材の相対密度との関係についての試験評価を行った。
＜試験評価方法＞
射出成形装置を用い、表１に組成を示す合金Ｃにより、図９（ａ）に示すような円筒の上面に深さ３ｍｍの円形の凹部が設けられた鍛造素材を種々の条件で成形した。成形した鍛造素材の密度をアルキメデス法で計測し、それをガス欠陥等の内部欠陥が無いとした場合に想定される理論密度で除し、それを１００倍して相対密度とした。そして、相対密度が８５％、９０％及び９５％の鍛造素材を複数個ずつ準備した。
【００５４】
次いで、それぞれの鍛造素材を、図９（ｂ）の形状になるまで非閉塞鍛造加工した。鍛造加工したそれぞれの鍛造材の密度を上記と同様に計測し、鍛造材の相対密度を算出した。
＜試験評価結果＞
図１０は、鍛造加工前における鍛造素材の相対密度と、鍛造加工後における鍛造材の相対密度の最大値及び最小値との関係を示す。同図によれば、鍛造加工前における鍛造素材の相対密度が９０％未満では、鍛造加工後における鍛造材の相対密度が９９％以下となり、また、バラツキも大きくなることが分かる。つまり、相対密度が９０％未満（内部欠陥が１０％より多い）の場合、非閉塞鍛造加工では内部欠陥を十分に潰すことができず、鍛造加工により強度を高めるという効果を十分に得ることができないということである。
（試験評価４）
射出成形された鍛造素材の固相率と相対密度との関係についての試験評価を行った。
＜試験評価方法＞
射出成形装置を用い、溶湯の温度を変量、すなわち、固相率を変量し、合金Ａにより金属板状の鍛造素材をそれぞれ射出成形した。ここで、金型のキャビティへの溶湯流入速度は１０ｍ／ｓとした。また、固相率は射出成形材表面を画像解析することにより確認した。
【００５５】
そして、成形された各鍛造素材の相対密度を試験評価３と同様にして算出した。
＜試験評価結果＞
図１１は、鍛造素材の固相率と相対密度との関係を示す。同図によれば、半溶融状態の溶湯により射出成形した方が高い相対密度を得ることができるということが分かる。具体的には、固相率が１０％以上で安定して高い相対密度を得ることができることが確認できる。これは、固相率が１０％以上である半溶融状態の溶湯は極めて粘度の高い流体となり、溶湯のキャビティへの流入が緩やかな層流となるためであると考えられる。また、固相率が１０％以上となっても相対密度の向上が見られず１００％とはならないが、これは鍛造素材に引け巣がどうしても発生してしまうためであると考えられる。
（試験評価５）
鍛造加工前熱処理前後における鍛造素材表面形態の相異を調べるための試験評価を行った。
＜試験評価方法＞
試験評価１と同様にして、合金Ａ及びＢのそれぞれについて、金属板状の射出成形材を射出成形した。そして、それらの表面を顕微鏡観察した。
【００５６】
次いで、それらに、合金Ａのものについては４１０℃で１６時間の、合金Ｂのものについては４００℃で１０時間の熱処理を施した。そして、熱処理後のそれらの表面をも顕微鏡観察した。
＜試験評価結果＞
図１２は、射出成形材の熱処理前後における表面観察写真を示す（（ａ）合金Ａ  熱処理前（ｂ）合金Ｂ  熱処理前（ｃ）合金Ａ  熱処理後（ｄ）合金Ｂ  熱処理後）。同図より明らかなように、合金Ａ及びＢのいずれも、熱処理を施す前後で表面のミクロ組織は大きく異なる。すなわち、熱処理前では、射出成形時に固相であった部分が明確であり、液相部にはＭｇ17Ａｌ12が晶出している（液相部内の黒色部）。これに対し、熱処理後では、熱処理前に観察された固相部を明確に識別することは困難である。また、Ｍｇ17Ａｌ12は固溶しており、ほとんど認められない。かすかに結晶粒界が認められる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施形態に係る射出成形装置の部分断面図である。
【図２】射出成形材から切り出された鍛造材の鍛造加工前後の斜視図である。
【図３】合金Ａにおける鍛造加工後熱処理温度と鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示すグラフ図である。
【図４】合金Ｂにおける鍛造加工後熱処理温度と鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示すグラフ図である。
【図５】種々の鍛造加工後熱処理条件で熱処理した合金Ａの鍛造加工材表面の顕微鏡観察写真である。
【図６】種々の鍛造加工後熱処理条件で熱処理した合金Ｂの鍛造加工材表面の顕微鏡観察写真である。
【図７】合金Ａにおける鍛造加工後熱処理時間と鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示すグラフ図である。
【図８】合金Ｂにおける鍛造加工後熱処理時間と鍛造材の０．２％耐力、強度及び破断伸びとの関係を示すグラフ図である。
【図９】鍛造加工素材（ａ）及び鍛造加工材（ｂ）の上面図及び側断面図である。
【図１０】鍛造加工前における鍛造素材の相対密度と鍛造加工後における鍛造材の相対密度の最大値及び最小値との関係を示すグラフ図である。
【図１１】溶湯の固相率と射出成形材の相対密度との関係を示すグラフ図である。
【図１２】熱処理前後の射出成形材表面を示す顕微鏡観察写真である。
【符号の説明】
１    射出成形装置
２    本体部
３    スクリュー
４    回転駆動部
５    シリンダ
６    ヒータ
７    ホッパ
８    フィーダ
９    金型
１０    ノズル
１１    ランナー部
１１ａ  プラグ受け部
１２    キャビティ
１３    ゲート部
１４    オーバーフロー部
【図１】
0003551121.tif 000003
【図２】
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【図３】
0003551121.tif 000005
【図４】
0003551121.tif 000006
【図５】
0003551121.tif 000007
【図６】
0003551121.tif 000008
【図７】
0003551121.tif 000009
【図８】
0003551121.tif 000010
【図９】
0003551121.tif 000011
【図１０】
0003551121.tif 000012
【図１１】
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【図１２】
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