(57)【要約】【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】本発明のマグネシウム合金成形部品の製造方法は、初期の結晶粒径が３００μｍ以下の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。【選択図】図４
2004291093.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
初期の結晶粒径が３００μｍ以下の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】
初期の結晶粒径が３００μｍ以上のマグネシウム合金を固相率２０〜６０％の固液共存温度に３０分以上保持し、その後、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３】
マグネシウム合金に加圧変形により内部歪を付与した後、固液共存温度に加熱保持することにより、固相粒子径を初期の結晶粒径に比べて小さくした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４】
マグネシウム合金を３０〜６０％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すことにより、固相粒子径を初期の結晶粒径に比べて小さくした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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術および発明が解決しようとする課題】
【０００２】
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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【０００９】
また、特許文献１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。
【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。
【特許文献１】特開平６―２４６３８４号公報
【発明の開示】
【課題を解決するための手段】
【００１１】
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、第１の発明は、初期の結晶粒径が３００μｍ以下の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、第２の発明は、初期の結晶粒径が３００μｍ以上のマグネシウム合金を固相率２０〜６０％の固液共存温度に３０分以上保持し、その後、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。
【００１３】
また、第３の発明は、マグネシウム合金に加圧変形により内部歪を付与した後、固液共存温度に加熱保持することにより、固相粒子径を初期の結晶粒径に比べて小さくした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。
【００１４】
また、第４の発明は、マグネシウム合金を３０〜６０％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すことにより、固相粒子径を初期の結晶粒径に比べて小さくした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。
【００１５】
また、第５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。
また、第６の発明は、第５の発明において、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。
また、第７の発明は、第５又は６の発明において、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。
また、第８の発明は、第５の発明において、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。
また、第９の発明は、第５の発明において、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。
【発明の効果】
【００１６】
第１の発明によれば、マグネシウム合金の初期結晶粒径を３００μｍ以下とすることで、鍛造成形性を向上させることができる。
第２の発明によれば、固相粒子径を小さくすることができ、鍛造成形性を向上させることができる。
第３の発明によれば、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。
第４の発明によれば、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。
第５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。
第６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。
第７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。
第８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。
第９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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明について図をもとに詳細に説明する。
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ＡＺ９１Ｄ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】
【００１８】
以下に、実施例１について説明する。
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。
【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。
【００２０】
上記図１の結果から、２０％、３０％、４０％、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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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】
【００２７】
以下に、実施例２について説明する。
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。
【００２８】
初期の結晶粒径が１００μｍ、３００μｍ、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％、６０％、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。
【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５００μｍ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３００μｍ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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】
【００３８】
以下に、実施例３について説明する。
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。
【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（５７２℃）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。
【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】
【００４２】
以下、実施例４について説明する。
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。
【００４３】
【表１】
2004291093.tif 000003
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【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。
【図２】鍛造装置の成形部分を示す模式図である。
【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。
【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。
【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。
【図６】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。
【図７】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。
【符号の説明】
【００４９】
１ マグネシウム合金鍛造試験片
２ 金型
【図１】
2004291093.tif 000004
【図２】
2004291093.tif 000005
【図３】
2004291093.tif 000006
【図４】
2004291093.tif 000007
【図５】
2004291093.tif 000008
【図６】
2004291093.tif 000009
【図７】
2004291093.tif 000010