(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム含有量が２．５〜６質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が３０μｍ以下の鋳造品を得、該鋳造品をその組成での固溶温度と固相線の範囲の温度で溶体化処理した後、鍛造して結晶粒径１０μｍ以下の鍛造品とし、この鍛造品を所望の形状に更に鍛造するマグネシウム合金の成形方法であって、
Ｚ値が１０９〜１０１３のひずみ速度と温度の条件で鍛造して結晶粒径１０μｍ以下の結晶微細化鍛造品を得るものであり、
該鋳造をダイカスト法又はチクソモールディング法で行うことを特徴とするマグネシウム合金の成形方法。
【請求項２】
請求項１において、該溶体化処理を３８０〜４４０℃で１〜２４時間行うことを特徴とするマグネシウム合金の成形方法。
【請求項３】
請求項１又は２において、結晶微細化鍛造品をＺ値が１０１３以下のひずみ速度と温度の条件で所望の形状に鍛造することを特徴とするマグネシウム合金の成形方法。
【請求項４】
アルミニウム含有量が２〜６質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が１０μｍ以下の鋳造品を得、該鋳造品をその組成での固溶温度と固相線の範囲の温度で溶体化処理した後、所望の形状に鍛造するマグネシウム合金の成形方法であって、
Ｚ値が１０１３未満のひずみ速度と温度の条件で鍛造するものであり、
該鋳造をダイカスト法により行うことを特徴とするマグネシウム合金の成形方法。
【請求項５】
請求項４において、該溶体化処理を３８０〜４４０℃で１〜２４時間行うことを特徴とするマグネシウム合金の成形方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム合金を鋳造し、該鋳造品を鍛造することにより所望の形状とするマグネシウム合金の成形方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム（Ｍｇ）は比重１．８で、軽量金属の代表とされるアルミニウム（Ａｌ）の比重２．７に比べても更に小さいため、マグネシウム合金は非常に軽量である。しかも、マグネシウム合金はアルミニウム合金に比べて比剛性が高く、熱伝導性にも優れるため、電気・電子機器の筐体、部品の構成材料として広く適用されている。
【０００３】
しかし、マグネシウム合金は難加工性であるため、所望の形状に成形することが容易ではないという欠点がある。即ち、マグネシウム合金は凝固潜熱が小さく、凝固速度が速いため、鋳造が困難で、得られる鋳造品には巣や湯じわのような欠陥を生じやすいという欠点を持っている。このため、特に外観が重視される製品においては、歩留まりが低く、また、欠陥をパテ処理しなければならないために、コストが高くなるといった問題がある。
また、マグネシウム合金は、最密六方晶形であることから、延性が低く、板材や棒材をプレスや鍛造で加工する際には３００〜５００℃という高い温度で行わなければならず、加工速度が遅い、工程数が多くなる、金型寿命が短い等の問題がある。
【０００４】
このようなマグネシウム合金の難加工性の問題を解決するために、特開平７−２２４３４４号公報には、アルミニウム含有量６．２〜７．６ｗｔ％の組成を持つＡＺ系マグネシウム合金を連続鋳造してビレットを得る工程で、微細化剤の添加及び／又は冷却速度の制御によりビレットの平均結晶粒径を２００μｍ以下とし、これを鍛造して大型の部品を製造する方法が提案されている。この公報には、最終製品形状に加工した後、溶体化処理とＴ６熱処理を組み合わせることにより、平均結晶粒径を５０μｍ以下にして耐食性を高めることも記載されている。
【０００５】
一方、特開２００１−２９４９６６号公報には、ダイカスト又はチクソモールディング成形機により、マグネシウム合金を板状に成形し、その板材を常温で圧延してひずみを与えた後、３５０〜４００℃に加熱して結晶を再結晶化し、結晶粒径を０．１〜３０μｍに微細化することにより、延性を向上させ、延性の向上した板材をプレス加工又は鍛造で成形する方法が提案されている。また、特開２００１−１７０７３４号公報及び同１７０７３６号公報には、マグネシウム合金の板材を鍛造成形し、荒鍛造と仕上げ鍛造の複数の工程により、成形品主要部の肉厚の７倍もしくは１０倍以下の高さのボスを成形する方法が示されている。
【０００６】
しかし、マグネシウム合金により複雑で精密な形状の部品を成形するには、特開平７−２２４３４４号公報に記載されるようなビレットから鍛造する方法では、形状、肉厚の点で限界があり、一方、特開２００１−２９４９６６号公報、同１７０７３４号公報及び同１７０７３６号公報に記載されるようなマグネシウム合金の板材から成形する方法では、薄肉部品の製造は可能であるが、この板材のプレス加工や鍛造によって複雑で精密な形状の成形品を得ることは困難である。
【０００７】
近年、マグネシウム合金についても、アルミニウム合金と同様に超塑性発現のメカニズムの解明が進み、結晶粒径を微細化することにより、高いひずみ速度で加工できる可能性が示されている（例えば、「マグネシウム技術便覧」第１１９〜１２５頁）。
【０００８】
一般に、合金を複雑かつ精密な形状に成形するには、ダイカストのような射出速度、即ち充填速度の速い鋳造法を適用することが好ましい。しかし、先に述べたように、マグネシウム合金は凝固しやすいために、ダイカストのような鋳造法では湯じわを生じやすく、また、形状によっては金型の隅々まで充填することが難しいため、成形品の大きさ、肉厚に制約がある。更に、射出速度を速くすると、溶湯に空気やガスを巻き込みやすくなり、巣を生じて、物性の信頼性に問題を生じる。
【０００９】
一方、板材をプレス加工する場合には、板材の幅までの大きさの製品を成形することができるが、マグネシウム合金は延性が低く難加工性であるため、複雑な形状、例えば、ボスを鋳造と同じように形成することは困難である。
【００１０】
合金組成の面から見ると、マグネシウム合金の鋳造性と展伸性は裏腹な関係にあり、鋳造材としては、アルミニウム含有量が多く、溶融温度が低いために鋳造しやすいＡＺ９１、ＡＭ５０、ＡＭ６０材等が選択使用され、また、プレス・鍛造材としては、アルミニウム含有量が少なく、延性が高いＡＺ３１材が使われている。耐食性の面からは、アルミニウム含有量の多い方が耐食性に優れる。従って、ＡＺ９１材に比べるとＡＺ３１材の方が耐食性は劣る。そして、このことがＡＺ３１材の用途を狭める理由の一つになっている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記従来の実状に鑑みてなされたものであって、鋳造が可能で、しかも鍛造性に優れるマグネシウム合金組成において、鋳造と鍛造とを組み合わせてマグネシウム合金を成形することにより、複雑で精密な形状を持ち、かつ物性の信頼性が高く、耐食性をも十分に満足する製品を歩留り良く製造することができるマグネシウム合金の成形方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
請求項１のマグネシウム合金の成形方法は、アルミニウム含有量が２．５〜６質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が３０μｍ以下の鋳造品を得、該鋳造品をその組成での固溶温度と固相線の範囲の温度で溶体化処理した後、鍛造して結晶粒径１０μｍ以下の鍛造品とし、この鍛造品を所望の形状に更に鍛造するマグネシウム合金の成形方法であって、Ｚ値が１０９〜１０１３のひずみ速度と温度の条件で鍛造して結晶粒径１０μｍ以下の結晶微細化鍛造品を得るものであり、該鋳造をダイカスト法又はチクソモールディング法で行うことを特徴とする。
【００１３】
鋳造により結晶粒径３０μｍ以下とした鋳造品を溶体化処理すると、結晶粒は粗大化するが、鋳造時に形成された粗大で、もろい粒界の第２相粒子が消滅することで伸びが大きくなり、塑性加工性が向上する。このようにして溶体化処理により塑性加工性を高めた鋳造品を鍛造による動的再結晶で結晶粒径１０μｍ以下に微細化することにより、鍛造成形性を更に高めることができる。従って、請求項１の方法では、鋳造により結晶粒径を３０μｍ以下とした鋳造品を溶体化処理し、その後鍛造により結晶粒径を１０μｍ以下とし、更に鍛造を行って所望の形状とする。
【００１４】
この方法において、マグネシウム合金の好適なアルミニウム含有量は２．５〜６質量％である。鋳造は、ダイカスト法又はチクソモールディング法により行う。また、溶体化処理は３８０〜４４０℃で１〜２４時間行うことが好ましく、溶体化処理後の結晶粒微細化のための鍛造は、Ｚ値が１０９〜１０１３のひずみ速度及び温度の条件で行う。その後の成形のための鍛造は、Ｚ値が１０１３以下のひずみ速度及び温度の条件で行うことが好ましい。
【００１５】
請求項４のマグネシウム合金の成形方法は、アルミニウム含有量が２〜６質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が１０μｍ以下の鋳造品を得、該鋳造品をその組成での固溶温度と固相線の範囲の温度で溶体化処理した後、所望の形状に鍛造するマグネシウム合金の成形方法であって、Ｚ値が１０１３未満のひずみ速度と温度の条件で鍛造するものであり、該鋳造をダイカスト法により行うことを特徴とする。
【００１６】
鋳造により結晶粒径１０μｍ以下とした鋳造品を溶体化処理すると、結晶粒は粗大化するが、鋳造時に形成された粗大で、もろい粒界の第２相粒子が消滅することで伸びが大きくなり、塑性加工性が向上する。このようにして溶体化処理により塑性加工性を高めた鋳造品を鍛造することにより、所望の形状に成形することができる。従って、請求項４の方法では、鋳造により結晶粒径を１０μｍ以下とした鋳造品を溶体化処理し、その後鍛造により所望の形状とする。
【００１７】
この方法において、マグネシウム合金の好適なアルミニウム含有量は２〜６質量％である。鋳造は、ダイカスト法により行う。また、溶体化処理は３８０〜４４０℃で１〜２４時間行うことが好ましく、その後の成形のための鍛造は、Ｚ値が１０１３未満のひずみ速度及び温度の条件で行う。
【００１８】
なお、Ｚ値とは、温度とひずみ速度の関係を表す温度補償ひずみ速度で、流動応力に及ぼす温度とひずみ速度の効果を表す関係式として一般的に用いられるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータであり、下記式（Ｉ）で定義される。
Ｚ＝ε’ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）      ‥（Ｉ）
ここで
ε’：ひずみ速度（ｓｅｃ−１）
Ｑ  ：格子拡散活性化エネルギー
Ｒ  ：ガス定数
Ｔ  ：絶対温度
であり、Ｑの値としては、マグネシウム合金の値が求められていないため一般に純マグネシウムの１３５ｋｊｏｕｌｅ／ｍｏｌの値が用いられる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明のマグネシウム合金の成形方法の実施の形態を詳細に説明する。
【００２０】
まず、請求項１のマグネシウム合金の成形方法の実施の形態を説明する。
【００２１】
請求項１の方法では、まず、アルミニウム含有量２〜１０質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が３０μｍ以下の鋳造品を得る。
【００２２】
このマグネシウム合金のアルミニウムが２．５質量％未満では耐食性に劣るものとなり、また、溶融温度が高くなって、鋳造に不適当である。マグネシウム合金のアルミニウム含有量が６質量％を超えると次工程の溶体化処理により塑性加工性を十分に高めることができず、鍛造性に優れた溶体化処理品を得ることができない。従って、マグネシウム合金のアルミニウム含有量は、２．５〜６質量％である。
【００２３】
このようなマグネシウム合金の鋳造法には特に制限はないが、結晶粒径３０μｍ以下の鋳造品を得るために、冷却・凝固速度が比較的速く、結晶粒を微細化することができるダイカスト法又はチクソモールディング法を採用する。
【００２４】
即ち、重力鋳造では、一般に肉厚で、溶融したマグネシウム合金の凝固が遅いために冷却・凝固の間に結晶が成長して結晶粒径が２００μｍと粗大になるが、ダイカスト法やチクソモールディング法のように、金型に溶融又は半溶融状態の溶湯を射出する鋳造法では、冷却・凝固速度が速いために結晶粒が微細化して、結晶粒径３０μｍ以下に鋳造することができる。
【００２５】
鋳造品の結晶粒径は小さい方が好ましいが、３０μｍ以下であれば良く、採用する鋳造法及び合金組成に応じて、一般的には結晶粒径１５〜３０μｍに鋳造が行われる。
【００２６】
鋳造により得られた結晶粒径３０μｍ以下の鋳造品は、次いで溶体化処理を行う。
【００２７】
溶体化処理温度は、その組成での固溶温度と固相線の範囲の温度であれば良く、最適温度は３８０〜４３０℃である。溶体化処理温度が固溶温度未満或いは３８０℃未満では、アルミニウムとマグネシウムの巨大な化合物が析出するので、塑性加工性を阻害し、その組成の固相線を超える温度或いは４３０℃を超える温度では、液相を生じて塑性加工性を阻害する。溶体化処理時間は１〜２４時間が適当であり、温度が低い場合には長く、温度が高い場合には短くすることが好ましい。溶体化処理により、母相のα相の結晶粒界に析出したβ相が母相に溶解し、母相の結晶粒が粗大化するが、塑性加工における粒界すべりを阻害するβ相が少なくなることにより、加工性が向上する効果が得られる。
【００２８】
溶体化処理後は、鍛造を行って、結晶粒径１０μｍ以下の鍛造品を得（以下、この結晶粒微細化のための鍛造を「結晶粒微細化鍛造」と称す場合がある。）、この鍛造品を更に所望の形状に鍛造して製品を得る（以下、この所望の形状に成形するための鍛造を「成形鍛造」と称す場合がある。）。
【００２９】
結晶粒微細化鍛造は、動的再結晶化により鋳造品の結晶粒を微細化させるためのものであり、この結晶粒微細化鍛造も成形鍛造も、マグネシウム合金の組成に応じて、鍛造加工が可能な条件範囲で行う必要がある。
【００３０】
結晶粒微細化鍛造の条件は、マグネシウム合金組成によっても異なるが、Ｚ値が１０９〜１０１３の範囲、好ましくは１０１０〜１０１３の範囲となるひずみ速度及び温度条件で行う。
【００３１】
また、成形鍛造の条件も、マグネシウム合金組成によっても異なるが、Ｚ値が１０１３以下、好ましくは１０８〜１０１３、より好ましくは１０９〜１０１２の範囲となるひずみ速度及び温度条件で行うことが好ましい。
【００３２】
結晶粒微細化鍛造及び成形鍛造のいずれにおいても、鍛造条件が上記好適なＺ値の範囲外では、クラック、割れ等の欠陥が生じ、鍛造不可能となる場合がある。
【００３３】
通常の場合、結晶粒微細化鍛造はひずみ速度１０−３〜１０−１ｓｅｃ−１、温度２００〜５００℃の範囲で上記Ｚ値の好適範囲となるように、合金組成に応じて条件設定がなされ、成形鍛造は、ひずみ速度１０−３〜１０−２ｓｅｃ−１、温度２００〜４００℃の範囲で上記Ｚ値の好適範囲となるように、合金組成に応じて条件設定がなされる。
【００３４】
結晶粒微細化鍛造により結晶粒径を１０μｍ以下とすることにより、鍛造による塑性加工性が改善され、成形鍛造が可能となる。この結晶粒径は１０μｍ以下であれば良く、一般的には結晶粒径１〜１０μｍ程度に結晶粒微細化鍛造が行われる。
【００３５】
次に、請求項４のマグネシウム合金の成形方法の実施の形態を説明する。
【００３６】
請求項４の方法では、まず、アルミニウム含有量２〜６質量％のマグネシウム合金を鋳造して結晶粒径が１０μｍ以下の鋳造品を得る。
【００３７】
このマグネシウム合金のアルミニウムが２質量％未満では耐食性に劣るものとなる。マグネシウム合金のアルミニウム含有量が６質量％を超えると次工程の溶体化処理により塑性加工性を十分に高めることができず、鍛造性に優れた溶体化処理品を得ることができない。従って、マグネシウム合金のアルミニウム含有量は、２〜６質量％である。
【００３８】
なお、用いるマグネシウム合金のアルミニウム以外の成分含有量については、前述の請求項１の方法における記述と同様である。
【００３９】
このようなマグネシウム合金の鋳造法は、結晶粒径１０μｍ以下の鋳造品を得るために、冷却・凝固速度が非常に速く、結晶粒を著しく微細化することができるダイカスト法を採用する。
【００４０】
鋳造品の結晶粒径は小さい方が好ましいが、１０μｍ以下であれば良く、採用する合金組成に応じて、一般的には結晶粒径５〜１０μｍに鋳造が行われる。
【００４１】
鋳造により得られた結晶粒径１０μｍ以下の鋳造品は、次いでその組成での固溶温度と固相線の範囲の温度で溶体化処理を行って加工性を高める。この溶体化処理条件は、前述の請求項１の方法における溶体化処理と同様な理由から、３８０〜４３０℃で１〜２４時間とするのが好ましく、溶体化処理後は、所望の形状に鍛造して製品を得る。
【００４２】
この鍛造も、請求項１の方法の鍛造と同様に、マグネシウム合金の組成に応じて、鍛造加工が可能な条件範囲で行う必要がある。
【００４３】
鍛造の条件は、マグネシウム合金組成によっても異なるが、Ｚ値が１０１３未満の範囲、好ましくは１０６〜１０１２の範囲となるひずみ速度及び温度条件で行う。Ｚ値が１０１３以上では、クラック、割れ等の欠陥が生じ、鍛造不可能となる場合がある。
【００４４】
通常の場合、この鍛造はひずみ速度１０−３〜１０−１ｓｅｃ−１、温度２００〜５００℃の範囲で上記Ｚ値の好適範囲となるように、合金組成に応じて条件設定がなされる。
【００４５】
【実施例】
以下に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
【００４６】
なお、以下の実施例において、用いたＭｇ合金インゴットは、市販のＡＺ９１合金インゴットにマグネシウムと亜鉛を添加して成分調整を行うことにより製作し、これにより、ＡＺ８１からＡＺ２１までの組成のＭｇ合金インゴットを製作した。用いたＡＺ９１合金インゴットと製作したインゴットの成分分析結果を表１に示す。
【００４７】
【表１】
0003861720.tif 000002
【００４８】
実施例１
（１）  鋳造及び溶体化処理
ＡＺ９１からＡＺ２１までのインゴットを研削することにより、チクソモールディング用チップを作成し、鋳造に供した。日本製鋼所製チクソモールディング成形機ＪＭＧ−４５０により、射出速度を空打ち条件で最高の４ｍ／ｓｅｃに設定し、金型温度を２５０℃に設定して縦１８１ｍｍ×横２５５ｍｍ×高さ１０ｍｍの有底無蓋の箱型で、肉厚１．５ｍｍの鋳造品を得た。なお、鋳造に際しては、インゴット毎に融点が異なるので、成形機のバレルとノズル温度を調整して、成形可能な条件を探りながら鋳造を行った。各合金の鋳造時のバレル先端の温度を、表２に示す。
【００４９】
【表２】
0003861720.tif 000003
【００５０】
その結果、ＡＺ９１からＡＺ３１までは鋳造を行えたが、ＡＺ２１は融点が６４５℃であり、成形機のバレルの加熱限界内では溶融できず、鋳造できなかった。従って、ＡＺ系合金のチクソモールディング成形機による鋳造限界は、アルミニウム含有量２．５％と考えられる。
【００５１】
チクソモールディング鋳造で得られた鋳造品の結晶粒径を測定するため、各鋳造品の中央部からサンプルを取り、樹脂に埋め込んで研磨した後、サンプルの組成によりピクリン酸又は酢酸系のエッチング剤でエッチングし、５００倍の電子顕微鏡写真を撮り、ＪＩＳ  Ｇ０５２２の「鋼のフェライト結晶粒度試験法」の切片法に従って測定し、１．７４倍して結晶粒径を求めた。
【００５２】
また、溶体化処理の効果を確認するために、各鋳造品を４３０℃で１時間熱処理した後、同様にして結晶粒径を測定した。
【００５３】
これらの結果を表３及び図１に示した。
【００５４】
【表３】
0003861720.tif 000004
【００５５】
表３及び図１より明らかなように、溶体化処理前の結晶粒径は組成による差が小さいが、溶体化処理により、結晶粒径が粗大化する。これは、溶体化処理を行うと、粒界に存在するβ相が母相のα相に溶解して結晶粒を粗大化させるためである。この結晶粒径は、溶湯が急冷されて凝固する速度が速いほど小さくなると考えられ、次のような結果となる。即ち、ＡＺ９１からＡＺ３１に向ってアルミニウムの含有量が減少し、融点が上昇する。このため、成形機の先端のバレル温度を高くするが、溶湯温度と金型温度との温度差による急冷効果のために、この温度差が小さいＡＺ９１の結晶粒径２８μｍから、温度差の大きいＡＺ５１の結晶粒径１４μｍまで結晶粒径は小さくなる傾向がある。しかし、ＡＺ４１，ＡＺ３１になると、逆に高温の溶湯が冷却遅延作用を奏するために、結晶粒径は１８〜２０μｍと大きくなる。
【００５６】
また、溶体化処理品の塑性加工性を調べるために、各鋳造品から引張り試験片を切り出し、４２０℃で１時間溶体化処理した後、３００℃、ひずみ速度１．０×１０−２ｓｅｃ−１で引張り試験を行い、結果を図２に示した。
【００５７】
図２から明らかなように、アルミニウム含有量の多いＡＺ９１からＡＺ７１の伸びは１５〜２４％と低いが、ＡＺ６１からＡＺ３１では伸びが４０％以上になり、塑性加工性が格段に向上する。
【００５８】
従って、鍛造に供する鋳造品のアルミニウム含有量の範囲は、鋳造性からは２．５質量％以上、塑性加工性から６質量％以下が好ましい。
【００５９】
（２）  鍛造
上記（１）において、チクソモールディング法で鋳造したＡＺ６１からＡＺ３１の鋳造品を４２０℃で１時間溶体化処理した後、２０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出して電気炉で均一に加熱し、表４に示す所定の鍛造温度に保たれた金型に置き、ひずみ速度が３．３×１０−２ｓｅｃ−１の一定条件で鍛造を行った。鍛造後のサンプルからテストピースを切り出し、上記（１）におけると同様の方法で結晶粒径の測定を行い、結果を表４に示した。なお、上記ひずみ速度を前述の（Ｉ）式に代入して求めたＺ値は表１に示す通りであった。ここで計算に適用したＱの値は、１３５Ｋｊｏｕｌｅ／ｍｏｌである。表４には、各サンプルの鍛造前（溶体化処理後）の結晶粒径を併記した。
【００６０】
【表４】
0003861720.tif 000005
【００６１】
表４より次のことが明らかである。
【００６２】
即ち、同一の鍛造温度では、アルミニウム含有量の多い合金のほうが、鍛造により結晶が微細化し易い現象が見られた。一方、アルミニウム含有量の多い合金は、温度が低いと鍛造加工中に割れを生じ、実験のひずみ速度では、ＡＺ６１では３００℃以上で鍛造可能であるのに対し、ＡＺ３１では２００℃でも鍛造可能であり、結晶粒微細化の効果を得ることができた。
【００６３】
この結果から、結晶粒径を、超塑性鍛造が可能とされる１０μｍ以下となるように結晶粒微細化を行うことができる鍛造の条件は、ＡＺ６１からＡＺ３１の合金では、Ｚ値が１０９〜１０１３の範囲であり、好ましくは、１０１０〜１０１３の範囲であると言える。
【００６４】
上記鍛造により、結晶粒を微細化したサンプルと微細化が十分でないものを選び、２０ｍｍ×２０ｍｍ×１．５ｍｍ厚さの板状サンプルを切り出し、このサンプルを鍛造金型の下型の２０ｍｍ×２０ｍｍのキャビティーに挿入し、表５に示す条件で真ひずみ−１．１まで、直径３ｍｍ、高さ１０ｍｍの円筒形の凹部を有する上型で鍛造してボスの形状に成形し、鍛造加工時の鍛造性の良否を表５に示した。
【００６５】
【表５】
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【００６６】
表５より次のことが明らかである。
【００６７】
粒界にβ相が析出しやすく、粒界すべりが阻害されやすいアルミニウム含有量が多い組成ほど高い加工温度、即ち、大きなＺ値にしなければボスを形成できなかった。一方、結晶粒径が１０μｍを超えていても、合金によっては、高い加工温度をとることでボスを形成できた。
【００６８】
しかし、工業的には、金型温度を４００℃以上にすると、金型の耐久性が悪く、実用的ではない。耐熱性材料又は表面を処理することで金型の高温耐久性を改善することも可能であるが、金型コストが高くなり好ましくない。
【００６９】
この結果から、所望の形状に成形するための鍛造の条件は、ＡＺ６１からＡＺ３１の合金ではＺ値が１０１３以下の範囲であり、好ましくは１０８〜１０１３の範囲であることがわかる。
【００７０】
実施例２
（１）  鋳造及び溶体化処理
実施例１のチクソモールディング法の代わりにダイカスト法で鋳造試験を行った。チクソモールディング成形時と同じ成形品形状の金型を使用し、合金は、チクソモールディング成形機に使用したものと同じロットのインゴットを、チップにすることなく、そのまま使用した。東芝機械製ＤＣ６５０ｔＣＬＳコールドチャンバー・ダイカスト成形機を使用し、溶湯温度を７００℃、高速時の射出速度を５．０ｍ／ｓｅｃに設定し、金型温度２５０℃の条件で、順次鋳造した。鋳造品の寸法、形状は実施例１と同様である。
【００７１】
ダイカスト法では、チクソモールディング法で成形できなかったＡＺ２１材も鋳造することができた。これは、チクソモールディング成形機のように材料の溶融を成形機のバレル内で行わず、成形機とは別に設置した給湯装置で材料を溶融させたので、溶融温度を７００℃まで上げることが可能となり、融点の高いＡＺ２１でも溶融させることができたためである。
【００７２】
各鋳造品について、実施例１と同様にして溶体化処理前後の結晶粒径を測定し、結果を表６及び図３に示した。なお、溶体化処理は４３０℃で１時間行った。
【００７３】
【表６】
0003861720.tif 000007
【００７４】
表６及び図３より明らかなように、ダイカスト鋳造品の結晶粒径は、チクソモールディング鋳造品の結晶粒径よりも小さく、結晶粒微細化の鍛造処理するまでもなく、溶体化処理前で、既に１０μ未満であった。これは、成形機の充填速度が速いため、急冷効果があるためと推定される。
【００７５】
（２）  鍛造
得られた鋳造品は、既に結晶粒が微細であるので、鋳造品の鍛造しやすさの目安を得るため、実施例１におけるチクソモールディング鋳造品の結晶粒微細化鍛造と同じ条件で鍛造を行い、割れを生じることなく鍛造できるか、試験を行った。溶体化処理前のサンプルについて、予備的に鍛造試験したが、粒界に析出したβ相が厚く、粒界すべりが起こりにくいためか、割れを生じやすかった。その傾向は、アルミニウムの含有量が多いほど、著しかった。そのため、溶体化処理後のサンプルについてのみ、試験を行った。その結果を表７に示す。この時のサンプルは、ダイカスト鋳造品から切り出した２０ｍｍ×２０ｍｍ×１．５ｍｍ厚さの板状で、このサンプルを一定のひずみ速度で成形した。鍛造の真ひずみは、−１．１である。
【００７６】
【表７】
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【００７７】
表７より次のことが明らかである。
【００７８】
即ち、溶体化処理前のサンプルと同様に、アルミニウム含有量が多いと、鍛造性が悪い傾向にあり、ひずみ速度が３．３×１０−２の条件においては、ＡＺ９１からＡＺ７１では、加工温度を３５０℃に上げても、鍛造すると欠陥を生じた。但し、アルミニウム含有量が減るにつれて鍛造性が良くなり、ＡＺ９１では、いずれの温度でも鍛造品に割れを生じたが、ＡＺ８１では３００℃以上（即ちＺ値が６．７×１０１０未満）、ＡＺ７１では２５０℃以上（即ちＺ値が１．０×１０１２未満）になると割れなくなったが、細かいクラックを生じた。
【００７９】
更に、アルミニウム含有量が減ると、欠陥を生じることなく鍛造することができ、ＡＺ６１，ＡＺ５１及びＡＺ４１では２５０℃以上（即ちＺ値が１．０×１０１２未満）で、ＡＺ３１とＡＺ２１では２００℃以上（即ちＺ値が１．０×１０１３未満）で鍛造したものには欠陥がなく、優れた鍛造成形性を示した。
【００８０】
以上の結果から、結晶粒径が１０μ以下に鋳造したダイカスト鋳造品の鍛造に適する組成は、アルミニウム含有量が２〜６質量％であり、適する鍛造条件は、Ｚ値が１．０×１０１３未満であると言える。
【００８１】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明のマグネシウム合金の成形方法によれば、鋳造が可能で、しかも鍛造性に優れるマグネシウム合金組成において、鋳造と鍛造とを組み合わせてマグネシウム合金を成形することにより、複雑で精密な形状を持ち、かつ物性の信頼性が高く、耐食性をも十分に満足する製品を歩留り良く製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  実施例１におけるチクソモールディング鋳造品（溶体化処理後）の結晶粒径を示すグラフである。
【図２】  実施例１における溶体化処理品の３００℃，ε’＝１．０×１０−２ｓ−１における引張り試験結果を示すグラフである。
【図３】  実施例２におけるダイカスト鋳造品（溶体化処理後）の結晶粒径を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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