JP2001509085A

JP2001509085A - Semi-solid metal forming method

Info

Publication number: JP2001509085A
Application number: JP53240798A
Authority: JP
Inventors: ウッドハウス，ゴードン
Original assignee: アムカンキャスティングスリミテッド
Priority date: 1997-01-31
Filing date: 1998-02-02
Publication date: 2001-07-10
Also published as: EP1011897B1; WO1998033610A1; EP1011897A1; AU5850098A; CA2227828C; DE69818282D1; CA2227828A1

Abstract

(57)【要約】鋳造ビレットを用い、下記工程：１）鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高くその液相温度よりも低い温度に加熱し；２）前記工程１からの該鋳造ビレットを押し出して押出柱とし；３）該押出柱を少なくとも一つのビレットに切断し、４）前記工程３からの該ビレットを半固体状態に加熱し；５）前記工程４からの該ビレットを金属成形ダイ内のキャビティに押し込んで部品を成形する、を有する半固体金属成型方法。 (57) [Summary] Using a casting billet, the following steps: 1) heating the casting billet to a temperature above its recrystallization temperature and below its liquidus temperature; 2) extruding the casting billet from step 1 above. 3) cutting the extruded column into at least one billet; 4) heating the billet from step 3 to a semi-solid state; 5) placing the billet from step 4 in a metal forming die. Forming a part by pressing into a cavity.

Description

【発明の詳細な説明】半固体金属成形方法技術分野本発明は一般に半固体金属成形方法に関し、さらに詳しくは半固体金属ダイカストおよび半固体鍛造方法におけるマグネシウムビレットの成形および使用に関する。背景技術金属ダイカストは溶融金属を金型により画成されたキャビティ内に流入させる方法である。従来のダイカストでは、溶融金属はキャビティ内に注入される。半固体金属ダイカスト方法では、金属ビレットを軟化点まで、液相温度より高くかつ固相温度より低い温度に、予熱して部分的に固体で部分的に液体のコンシステンシーを生成してから該ビレットまたは「スラグ」を鋳造機のショットスリーブ内に置く。半固体金属ダイカストは完成部品の微細構造を従来の溶融金属ダイカスト方法で可能であるよりも強力な部品を製造する程度に調節することが可能である。従来の金属ダイカスト方法と比べて、半固体金属鋳造は気孔率が低い点で鋳造性質が改良された部品、冷却時に収縮が少なく許容差をより縮めることが可能となり、物性もより良好になる。さらに、半固体金属鋳造はサイクル時間が短縮され、より低温を用いるのでダイの疲労が低減する。溶融金属が存在しないので、汚染および危険性も減少する。半固体金属ダイカストでは、まずビレットを形成し、これを処理して、樹枝状構造ではなく、微粒等軸結晶を形成する。ついで、加熱し、処理されたビレットを用いて成形部品の形成および固化を行うと、完成部品における樹枝状構造の形成が防止される。半固体金属鋳造を成功させるには、ビレットの粒子構造がダイのキャビティ内に良好な層流が得られるのに必要な程度の潤滑性および粘性を示さなければならない。例えば、未処理ＤＣ鋳造ビレットは流動するというよりもその樹枝の軸に沿って剪断されるため、微細粒子の等軸結晶が必要とされる。流動可能性はさらに粒度および固体／液体比によっても影響される。さらに、ダイ温度およびゲート速度のような成形パラメータが鋳造工程に影響する。従って、成功した部品を製造するためには前記のすべてのパラメータを最適化する必要がある。金属鍛造は金属が金型により画成されたキャビティに流入させられる、もう一つの方法である。ダイカストとは異なり、金属はキャビティ内に液体として注入されるのではなく、固体ビレットまたはスラグがダイ間に置かれ、該ダイ同士を押しつけるように力を加え、該ダイが閉じたときに該ビレットまたはスラグがキャビティ内に圧入する。半固体金属鍛造では、金属ビレットを予熱して部分的に固体に、部分的に液体のコンシステンシーにしてから鍛造する。コンシステンシーは半固体金属ダイカストに用いられるものと類似している。半固体金属ダイカストの場合のように、ビレットは樹枝状構造ではなく微細粒子の等軸結晶からなり、ダイと金属の間の流れを最適化し、かつ完成部品の物性を最適化する。処理されたビレットを成形する初期の方法は鋳造されたビレットの冷却の間、磁気撹拌を用いて破砕して樹枝状構造の形成を防止している。磁気撹拌は、しかしながら遅く高価な方法である。米国特許第４，４１５，３７４号公報（ヤング他）には半固体金属ダイカスト方法に用いるアルミニウムのビレットを成形する別の方法が記載されている。ヤング他は以下の工程を有する方法を記載している。１．インゴットを溶融鋳造し；２．該インゴットを室温まで冷却し；３．該インゴットをその再結晶温度より高くその液相温度よりも低く再加熱し；４．該インゴットを押し出し；５．該インゴットを室温まで冷却し；６．該インゴットを冷間加工し；７．該インゴットをその液相温度より高い温度に再加熱し；そして８．該インゴットを成型し急冷する。ヤングにより記載された方法に従って製造されたインゴットはついで半固体鋳造温度に加熱されダイカスト方法で部品に成型される。ヤングは磁気撹拌の要件を用いていないものの、それでも多数の工程を含む方法は煩瑣である。最近、鋳造されたインゴットを機械加工して直径約１インチのビレットにし、圧縮力をかけて変形する方法が提案された。この変形ビレットはついでその再結晶温度より高く、その液相温度より低い温度に加熱される。該ビレットはついで室温に冷却し、再加熱し、半固体金属鋳造方法に用いられる。しかしながら、この方法は高価で無駄の多い機械加工操作を含み、かつ約１インチ（約２５ｍｍ）以下の比較的小さなビレット直径でのみ機能すると思われる。従って、本発明の目的は磁気撹拌を使用しないだけでなくヤング法では必要とされる多くの工程を取り除いた半固体金属ダイカスト方法を提供することである。さらに、本発明の目的は機械加工、冷間加工、加熱、冷却および再加熱工程を必要としない半固体金属ダイキャスト方法を提供することである。さらに、本発明の目的は半固体金属ダイカスト方法に用いるビレットであって直径約１インチ（約２５ｍｍ）より大きいビレットを成形可能な方法を提供することである。発明の要約鋳造ビレットを用い、下記の工程：１．鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高くその液相温度よりも低い温度に加熱し；２．前記工程１からの該鋳造ビレットを押し出して押出柱とし；３．該押出柱を少なくとも一つのビレットに切断し；４．前記工程３からの該ビレットを半固体状態に相当する成形温度に加熱し；５．前記工程４からの該ビレットを金属成形ダイ内のキャビティに押し込んで部品を成形する、を有する半固体金属成形方法。図面の説明本発明の好適な実施形態を添付図面を以下に参照しながら説明する。図面において：図１Ａは本発明の方法の概略図であり；図１Ｂは本発明に従う別の実施形態の概略図であり；図２〜３０は押出鋳造ビレットから切断され、それぞれ下記の実施例１に記載されているビレットの顕微鏡写真であり；図３１は実施例３において試験された試験プレートのサンプル位置の説明図であり；図３２は下記の実施例３で撮られた顕微鏡写真の位置の説明図であり；そして図３３〜３６はそれぞれ下記の実施例３に記載されている顕微鏡写真である。好適な実施形態の説明図１を参照すると、溶融金属１０は取瓶（とりべ）から金型１２内に注入され固化されてビレット１４を鋳造する。鋳造ビレット１４は例えば誘導加熱コイル１６により加熱されてその再結晶温度より高くその液相温度よりも低い温度に加熱される。加熱された鋳造ビレット１４はついで押出ダイ１８を通って押し出されて押出柱２０を形成する。押出柱２０は半固体金属ダイカスト方法に用いるのに適当な長さのビレット２２に切断される。ビレット２２は半固体状態に相当する成形温度に、例えば誘導コイル２４により加熱され、ダイカスト装置に搬送される。加熱されたビレット２２は該ダイカスト装置により金型部品３０および３２の間のキャビティ２８内に押し込まれてキャビティ２８の形に適合する形の部品３４を形成する。あるいはまた、加熱されたビレット２２は鍛造装置４０に搬送され、そこで可動ダイ４２と固定ダイ４４の間に画成されたキャビティ内に該ビレットが押し込まれるようにしてもよい。本発明を以下の実施例によりさらに説明する。実施例１直径３インチ、長さ７インチの押出ビレット、押出したままのものおよび溶液加熱処理条件下、の２つのＡＺ６１合金の微細構造を調べた。これらビレットは最初８１／２インチの直冷鋳造ビレットとして製造した。該ビレットは銅金型および水噴霧を用いて高冷却速度で冷却され、ビレット中心において少なくとも２℃／秒の冷却速度となる。これらビレットを長さ２フィートのセクションに切断し、直径を８インチに切削加工して外縁の欠陥を取り除いた。８インチビレットの押出軸線に垂直方向の粒度分布は外側が３８ミクロン、半半径で４８ミクロンおよび中心で４８ミクロンであった。予期されるように、長手方向すなわち押出方向における粒度は、外側で５１ミクロン、半半径で６４ミクロン、および中心で７４ミクロン、と幾分大きかった。ついでビレットを４〜６分間隔で３つの誘導炉内で加熱した。これらの炉でビレットは１００℃、２００℃、３００℃（全加熱時間は約１５分）であった。ついで、該ビレットを３８０℃の押出チャンバ内に置き、該ビレットを３３０℃と３５０℃の間で一段で押出して直径３インチの押出ビレットとした。押出物の最初の１４フィートと最後の数フィートを捨てた。押出物の残りの部分は７インチのセクションまたは「スラグ」に切断した。手順ＡＺ６１合金製の押出ビレットのセクションの内２つをビレット１およびビレット２と呼び、「押し出したまま」の状態で試験した。これは各ビレットの端部から０．５インチのセクションを切断した（ビレットは無作為に選択した）。中心からおよび外縁からのビレットの軸線に垂直に微小片（ｍｉｃｒｏ）を取った。これら微小片は研磨し、２％ニトール（ｎｉｔｏｌ）エッチャントを用いてエッチングした。これら微小片を種々の拡大率で試験して粒子構造を観察した。顕微鏡写真を各倍率で撮り、粒度を評価した。ついで、２つの押出ビレットセクションは下記の加熱処理をして粒子構造を再結晶化させた。溶液加熱処理ランプ（ｒａｍｐ）１５０℃−３３８℃ ３時間ホールド（ｈｏｌｄ）３３８℃ ０．１時間ランプ３３８℃−４１３℃ １．５時間ホールド４１３℃ ０．５時間ランプ４１３℃−４２６℃ ０．５時間ホールド４２６℃ １２時間空冷（炉雰囲気１０％ＣＯ₂にして発火を防止）「押出したまま」ビレットセクションで前述したのと同じ手順に従ってビレット切断、研磨およびエッチングを行った。同じサンプルから各ビレットの中心で押出軸線に平行に微小片を作成した。これらの微小片は「押出したまま」ビレットおよび溶液加熱処理ビレットから取った。これらのサンプルの顕微鏡サンプルを倍率１００×〜４００×で作成した。押出ビレットを溶液加熱処理しおよびサンプルを分析する目的は、ＤＣ鋳造ビレットを加熱し押し出すことから得られる粒度及び形に対する効果を決定するためである。装置の利用効率上誘導加熱よりも対流加熱を必要とするので、溶液処理は最適条件では行わなかった。加熱サイクルは２０分を越えないのが好ましいので、多段誘導加熱が対流加熱よりも好適である。しかしながら、結果は下記のようにまったく良好であった。結果下記図２〜図３０に示す顕微鏡写真は下記のようにして撮った。図２は、押出したままのビレット１の外縁の倍率２００×の顕微鏡写真である。図３は、押出したままのビレット１の外縁の倍率４００×の顕微鏡写真である。図４は、押出したままのビレット１の中心の倍率１００×の顕微鏡写真である。図５は、押出したままのビレット１の中心の倍率２００×の顕微鏡写真である。図６は、押出したままのビレット２の外縁の倍率２００×の顕微鏡写真である。図７は、押出したままのビレット２の外縁の倍率４００×の顕微鏡写真である。図８は、押出したままのビレット１の中心の倍率４００×の顕微鏡写真である。図９は、押出したままのビレット２の中心の倍率２００×の顕微鏡写真である。図１０は、押出したままのビレット２の中心の倍率４００×の顕微鏡写真である。図１１は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の外縁の倍率５０×の顕微鏡写真である。図１２は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の外縁の倍率１００×の顕微鏡写真である。図１３は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の外縁の倍率２００×の顕微鏡写真である。図１４は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の中心の倍率５０×の顕微鏡写真である。図１５は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の中心の倍率１００×の顕微鏡写真である。図１６は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット１の中心の倍率２００×の顕微鏡写真である。図１７は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の外縁の倍率５０×の顕微鏡写真である。図１８は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の外縁の倍率１００×の顕微鏡写真である。図１９は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の外縁の倍率２００×の顕微鏡写真である。図２０は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の中心の倍率５０×の顕微鏡写真である。図２１は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の中心の倍率１００×の顕微鏡写真である。図２２は、押出しかつ溶液加熱処理したビレット２の中心の倍率２００×の顕微鏡写真である。図２３は、押出したままのビレット１の中心の、押出軸線に平行な倍率１００ ×の顕微鏡写真である。図２４は、押出したままのビレット１の中心の、押出軸線に平行な倍率２００ ×の顕微鏡写真である。図２５は、押出したままのビレット２の中心の、押出軸線に平行な倍率１００ ×の顕微鏡写真である。図２６は、押出したままのビレット２の中心の、押出軸線に平行な倍率２００ ×の顕微鏡写真である。図２７は、溶液加熱処理後のビレット１の中心の、押出軸線に平行な倍率１００×の顕微鏡写真である。図２８は、溶液加熱処理後のビレット１の中心の、押出軸線に平行な倍率２００×の顕微鏡写真である。図２９は、溶液加熱処理後のビレット２の中心の、押出軸線に平行な倍率１００×の顕微鏡写真である。図３０は、溶液加熱処理後のビレット２の中心の、押出軸線に平行な倍率２００×の顕微鏡写真である。粒度決定押出したままのビレットビレット１外縁１０．２ミクロンビレット１中心７．６ミクロンビレット２外縁７．６ミクロンビレット２中心７．６ミクロン（構造は完全に破壊され、非常に大きい粒子と非常に小さい粒子がある。）溶液加熱処理されたビレットビレット１外縁２５．３ミクロンビレット１中心２２．５ミクロンビレット２外縁２２．５ミクロンビレット２中心２０．３ミクロン（よく画成された溶液処理された粒子構造）ディスカッション観察された微細構造はマグネシウム、一次マグネシウム−アルミニウム結晶および、二次マグネシウム固溶体結晶およびＭｇ₁₇Ａｌ₁₂金属間化合物の２つの相からなる共晶とからなる。この構造は「鋳造されたまま」の標本では完全に破壊されており、粒度測定は近似にすぎない。溶液加熱処理標本の再結晶粒子構造はより精密であり微細構造柱によく画成されている。「押出されたまま」の標本の押出軸線の方向に取られた微小片は微細構造中に長い横梁（ｓｔｒｉｎｇｅｒｓ）を示す。加熱処理標本から取られた相当する微小片はより均一に分布した再結晶構造を示す。鋳造されたままのビレットの粒子構造が受ける破壊の量はおそらく縮小の量の関数である。本例では７体１縮小を用いた。ある資料は最適縮小度は１０：１〜１７：１とするべきであることを示唆している。しかしながら、実用上は、出発合金が比較的微細粒子であれば、必要とされる縮小度はそれよりも小さい。実施例２概観直径３インチ×長さ１８０ｍｍのマグネシウム合金ＡＺ６１製スラグを試験した。スラグ１０本を溶液加熱処理した。ＢｕｈｌｅｒＳＣＮ６６機械を用いてＳＳＭ鋳造試験片を作成した。試験当時はソフトウェアに問題があったため、注入曲線を記録することが不可能であった。試験片として、溶接試験プレートダイを選び、オイルで約２２０℃に加熱した。一般に、この材料は他のマグネシウム合金とは異なり、ＳＳＭ鋳造可能である。厚肉部品（１０ｍｍ厚）はマグネシウム鋳造にとってはおそらく理想的ではない。ＳＳＭ加熱スラグの加熱を単一コイル誘導炉内で行い、ナイフで切断が可能な柔らかさに相当する、燃焼が始まる直前にコイルからスラグを取り外すように最適化した。全加熱時間は約２３０秒であった。加熱工程中に金属の流出は非常に少なかった。試験施設では多段誘導加熱は利用できなかったので試験には単一段誘導加熱炉を用いた。多段誘導加熱ではより良い加熱が得られたであろうと期待される。理想的には、加熱サイクルの終わりに、ビレットはよく調節された固体対液体比を持つ、全体が均一な温度を持つべきである。ＳＳＭ鋳造第１の部品が０．３〜０．８ｍ／秒のプランジャー速度を用いて鋳造された。これらの条件ではダイは殆ど充填されず、目に見えるまくれが部品の端部に現れた。１．８ｍ／ｓに速度を増す（フラッシングを開始する）と、部品はより良く充填されたが、まくれは依然として現れた。最も良い結果は１．２ｍ／ｓのプランジャー速度を用いて得られた。加熱処理されたスラグは加熱後の色が淡く見え、燃焼しにくくなった。これらのスラグから得られたＳＳＭ部品も色がより淡く見えた。０．０５ｍ／ｓ〜０．５ｍ／ｓという低いプランジャー速度でも、平滑な金属フロントを達成することができなかった。すべての場合、合金は個別の「氷河」として流動した。プランジャー速度１．８ｍ／ｓで形成された２つのプレート（番号３４および３５）の金属学的評価をした（実施例３参照）。理解されるように、試験プレートの作成時に変化させた唯一のパラメータはゲートまたはプランジャー速度である。従って、得られたプレートのいずれも高品質鋳造物であるとは考えられない。ダイ温度を約３００℃まで上げ、かつスラグを多段誘導ヒーターで加熱すればずっと良い結果が得られたであろうと期待される。これら試験により説明されるように、ゲート速度が高すぎると、金属流は層状ではなくなる。ゲート速度が低すぎると金型のキャビティが充填されるまえに金属が固化してしまう結果となる。最適未満の鋳造条件にもかかわらず、下記の実施例３に説明されるように、鋳造プレートは良好な物性を示す。鋳造機はサーボコントロールを有する単一シリンダーユニットであり、スラグを閉じたダイに押し込む力を注意深く調節する。最適には、この鋳造方法は、加熱工程の結果生じる表面酸化物を含有するスラグの外皮がヴァージン金属から除去されるようにする。実施例３プレート３４および３５は図３０に示すように６つのセクションに切断された。１／４インチの丸いサンプルがこれらセクションから取り除かれ、機械的性質について試験を行った。これらのプレートは加熱処理していない。得られた結果は下記の表１に表示する。次いで、プレート３４および３５を１２時間４２６℃で溶液加熱処理し、さらに空冷した。１／４インチ丸サンプルをプレートから切断し、それらのサンプルの機械的性質を試験した。試験の結果を下記の表２に示す。下記の表２において、加熱処理されたプレートのサンプルの平面図は図３１に示すものと同じである。図３２に示す位置Ｍ１およびＭ２でプレートの一つの顕微鏡写真を撮った。これらの顕微鏡写真は図３３〜図３６に下記のように再現した。図３３はサンプルＭ１の倍率５０×の顕微鏡写真である。図３４はサンプルＭ１の倍率１００×の顕微鏡写真である。図３５はサンプルＭ２の倍率５０×の顕微鏡写真である。図３６はサンプルＭ２の倍率１００×の顕微鏡写真である。上述の説明は説明のためであり制限する意味ではない。当業者は、実施例に用いられている具体的工程パラメータを変化させて本発明を特定の合金、装置および鋳造される部品に適合させる必要があることを認識するであろう。例えば、ＡＺ６１マグネシウム合金を試験に用いているが他のマグネシウムも用いることができることはもちろんである。この方法は、溶融点の低いマトリックス中に固体粒子を含んで成る２相系を形成することができるマグネシウム以外の金属系にも適合させることができる。この方法はアルミニウムで機能するし、銅のような他の金属系でも機能させてもよい。そのような変更のいずれも以下の請求の範囲の精神および範囲内である限り本発明の範囲内に入るものである。アルミニウムを用いるならば、好ましくは、成形前のビレット２２の加熱は３０℃／秒以下の速度で行うべきであり、より好ましくは２０℃以下の速度である。３０℃／秒より高い速度で加熱するとシリコンが沈殿することがあり、それにより生じるストレスから完成部品の機械加工性が悪化する。３段誘導ヒーターが所望の加熱速度に維持するのに特に良く適していることが見出された。Description: FIELD OF THE INVENTION The present invention relates generally to semi-solid metal forming methods, and more particularly to the formation and use of magnesium billets in semi-solid metal die casting and semi-solid forging methods. BACKGROUND ART Metal die casting is a method of flowing molten metal into a cavity defined by a mold. In conventional die casting, molten metal is injected into a cavity. In the semi-solid metal die casting method, a metal billet is preheated to a softening point above the liquidus temperature and below the solidus temperature to produce a partially solid and partially liquid consistency before the billet Or place the "slag" in the shot sleeve of the casting machine. Semi-solid metal die casting allows the microstructure of the finished part to be adjusted to a degree that produces stronger parts than is possible with conventional molten metal die casting methods. Compared with the conventional metal die-casting method, semi-solid metal casting is a component having improved casting properties in that it has a low porosity, has less shrinkage upon cooling, allows for a smaller tolerance, and has better physical properties. In addition, semi-solid metal casting reduces cycle time and uses lower temperatures, which reduces die fatigue. The absence of molten metal also reduces contamination and danger. In semi-solid metal die casting, a billet is first formed and then processed to form fine equiaxed crystals rather than dendritic structures. Subsequent formation and solidification of the molded part using the heated and processed billet prevents the formation of dendritic structures in the finished part. For successful semi-solid metal casting, the grain structure of the billet must exhibit the degree of lubricity and viscosity necessary to achieve good laminar flow in the die cavity. For example, untreated DC cast billets are sheared along their dendritic axis rather than flowing, so that equiaxed crystals of fine particles are required. Flowability is further influenced by particle size and solid / liquid ratio. In addition, molding parameters such as die temperature and gate speed affect the casting process. Therefore, all of the above parameters need to be optimized to produce a successful part. Metal forging is another method in which metal is flowed into a cavity defined by a mold. Unlike die casting, the metal is not injected as a liquid into the cavity, but a solid billet or slag is placed between the dies and a force is applied to press the dies together, and the billet is closed when the dies are closed. Or the slag presses into the cavity. In semi-solid metal forging, a metal billet is preheated to a partially solid and partially liquid consistency before forging. Consistency is similar to that used for semi-solid metal die casting. As in the case of semi-solid metal die-casting, billets consist of equiaxed crystals of fine particles rather than dendritic structures, optimizing the flow between the die and the metal and optimizing the physical properties of the finished part. Early methods of forming the treated billets used magnetic stirring to cool the cast billets and prevent the formation of dendritic structures. Magnetic stirring, however, is a slow and expensive method. U.S. Pat. No. 4,415,374 (Young et al.) Describes another method of forming an aluminum billet for use in a semi-solid metal die casting process. Young et al. Describe a method comprising the following steps. 1. 1. melt casting the ingot; 2. cooling the ingot to room temperature; 3. reheating the ingot above its recrystallization temperature and below its liquidus temperature; 4. extrude the ingot; 5. cooling the ingot to room temperature; 6. cold work the ingot; 7. reheat the ingot to a temperature above its liquidus temperature; The ingot is molded and quenched. The ingot produced according to the method described by Young is then heated to a semi-solid casting temperature and formed into parts by die casting. Although Young does not use the requirement of magnetic stirring, methods involving multiple steps are still cumbersome. Recently, a method has been proposed in which a cast ingot is machined into a billet having a diameter of about 1 inch and deformed by applying a compressive force. The deformed billet is then heated to a temperature above its recrystallization temperature and below its liquidus temperature. The billet is then cooled to room temperature, reheated and used in a semi-solid metal casting process. However, this method involves expensive and wasteful machining operations and appears to work only with relatively small billet diameters of less than about 1 inch (about 25 mm). Accordingly, it is an object of the present invention to provide a semi-solid metal die casting method which does not use magnetic stirring but also eliminates many steps required by the Young method. It is a further object of the present invention to provide a semi-solid metal die casting method that does not require machining, cold working, heating, cooling and reheating steps. It is a further object of the present invention to provide a method of forming a billet for use in a semi-solid metal die casting process, the billet being larger than about 1 inch (about 25 mm) in diameter. Summary of the Invention Using a cast billet, the following steps: 1. heating the cast billet to a temperature above its recrystallization temperature and below its liquidus temperature; 2. extruding the cast billet from step 1 into extruded columns; 3. cutting the extruded column into at least one billet; 4. heating the billet from step 3 to a forming temperature corresponding to a semi-solid state; Pressing the billet from step 4 into a cavity in a metal forming die to form a part. DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Preferred embodiments of the present invention will be described below with reference to the accompanying drawings. In the drawings: FIG. 1A is a schematic of the method of the present invention; FIG. 1B is a schematic of another embodiment according to the present invention; FIGS. 2-30 are cut from extruded billets, each of Example 1 below. FIG. 31 is an explanatory view showing sample positions of test plates tested in Example 3; FIG. 32 is a view showing positions of micrographs taken in Example 3 below. FIG. 33-36 are each a photomicrograph described in Example 3 below. DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Referring to FIG. 1, a molten metal 10 is poured into a mold 12 from a ladle and solidified to cast a billet 14. The casting billet 14 is heated by, for example, an induction heating coil 16 and is heated to a temperature higher than its recrystallization temperature and lower than its liquidus temperature. The heated casting billet 14 is then extruded through an extrusion die 18 to form an extrusion column 20. The extruded columns 20 are cut into billets 22 of a suitable length for use in the semi-solid metal die casting process. The billet 22 is heated to a molding temperature corresponding to a semi-solid state, for example, by an induction coil 24, and is conveyed to a die casting device. The heated billet 22 is forced by the die casting apparatus into the cavity 28 between the mold parts 30 and 32 to form a part 34 that conforms to the shape of the cavity 28. Alternatively, the heated billet 22 may be conveyed to a forging device 40 where the billet is forced into a cavity defined between a movable die 42 and a fixed die 44. The present invention is further described by the following examples. Example 1 The microstructures of two AZ61 alloys were investigated: extruded billets 3 inches in diameter and 7 inches in length, as extruded and under solution heat treatment conditions. These billets were initially manufactured as 8 1/2 inch direct cold cast billets. The billet is cooled at a high cooling rate using a copper mold and water spray, with a cooling rate of at least 2 ° C / sec at the billet center. The billets were cut into 2 foot long sections and machined to 8 inches in diameter to remove outer edge defects. The particle size distribution perpendicular to the extrusion axis of the 8-inch billet was 38 microns on the outside, 48 microns on the semi-radius and 48 microns on the center. As expected, the particle size in the longitudinal or extrusion direction was somewhat larger, 51 microns on the outside, 64 microns on the semi-radius, and 74 microns on the center. The billet was then heated in three induction furnaces at 4-6 minute intervals. The billets in these furnaces were at 100 ° C., 200 ° C. and 300 ° C. (total heating time about 15 minutes). The billet was then placed in a 380 ° C. extrusion chamber and the billet was extruded in a single step between 330 ° C. and 350 ° C. to a 3 inch diameter extruded billet. The first 14 feet and the last few feet of the extrudate were discarded. The remainder of the extrudate was cut into 7 inch sections or "slags". Procedure Two of the sections of the extruded billet made of AZ61 alloy were called billet 1 and billet 2 and were tested "as-extruded". This cut a 0.5 inch section from the end of each billet (the billets were randomly selected). Micros were taken from the center and perpendicular to the billet axis from the outer edge. These tiny pieces were polished and etched using a 2% nitrol etchant. These micro-pieces were tested at various magnifications to observe the particle structure. Micrographs were taken at each magnification to evaluate particle size. The two extruded billet sections were then subjected to the following heat treatment to recrystallize the particle structure. Solution heat treatment lamp (ramp) 150 ° C-338 ° C for 3 hours Hold (338 ° C) 0.1 hours Lamp 338 ° C-413 ° C 1.5 hours Hold 413 ° C 0.5 hour Lamp 413 ° C-426 ° C 0.5 Time Hold 426 ° C. for 12 hours Air cooling (furnace atmosphere 10% CO ₂ to prevent ignition) Billet cutting, polishing and etching were performed according to the same procedure as described above in the “as extruded” billet section. From the same sample, small pieces were made at the center of each billet parallel to the extrusion axis. These small pieces were taken from the "as extruded" billet and the solution heat treated billet. Microscopic samples of these samples were prepared at a magnification of 100 × to 400 ×. The purpose of solution heat treating the extruded billet and analyzing the sample is to determine the effect on particle size and shape resulting from heating and extruding the DC cast billet. Solution processing was not performed under optimal conditions because convection heating was required rather than induction heating for device utilization efficiency. Since the heating cycle preferably does not exceed 20 minutes, multi-stage induction heating is preferred over convection heating. However, the results were quite good as described below. Results Micrographs shown in FIGS. 2 to 30 below were taken as follows. FIG. 2 is a photomicrograph at 200 × magnification of the outer edge of billet 1 as extruded. FIG. 3 is a photomicrograph at 400 × magnification of the outer edge of billet 1 as extruded. FIG. 4 is a micrograph at 100 × magnification of the center of billet 1 as extruded. FIG. 5 is a photomicrograph at 200 × magnification of the center of billet 1 as extruded. FIG. 6 is a photomicrograph at 200 × magnification of the outer edge of billet 2 as extruded. FIG. 7 is a photomicrograph at 400 × magnification of the outer edge of billet 2 as extruded. FIG. 8 is a photomicrograph at 400 × magnification of the center of billet 1 as extruded. FIG. 9 is a photomicrograph at 200 × magnification of the center of billet 2 as extruded. FIG. 10 is a photomicrograph at 400 × magnification of the center of billet 2 as extruded. FIG. 11 is a photomicrograph at 50 × magnification of the outer edge of the extruded billet 1 subjected to the solution heat treatment. FIG. 12 is a photomicrograph at 100 × magnification of the outer edge of the billet 1 extruded and subjected to the solution heat treatment. FIG. 13 is a photomicrograph at 200 × magnification of the outer edge of the extruded billet 1 subjected to the solution heat treatment. FIG. 14 is a photomicrograph at 50 × magnification of the center of the billet 1 extruded and subjected to the solution heat treatment. FIG. 15 is a photomicrograph at 100 × magnification of the center of billet 1 extruded and subjected to solution heat treatment. FIG. 16 is a photomicrograph at 200 × magnification of the center of billet 1 extruded and subjected to solution heat treatment. FIG. 17 is a photomicrograph at 50 × magnification of the outer edge of the extruded billet 2 subjected to the solution heat treatment. FIG. 18 is a photomicrograph at 100 × magnification of the outer edge of the billet 2 extruded and subjected to the solution heat treatment. FIG. 19 is a photomicrograph at 200 × magnification of the outer edge of the extruded billet 2 subjected to the solution heat treatment. FIG. 20 is a photomicrograph (magnification: 50 ×) of the center of the extruded billet 2 subjected to the solution heat treatment. FIG. 21 is a photomicrograph at 100 × magnification of the center of the billet 2 extruded and subjected to solution heat treatment. FIG. 22 is a photomicrograph at 200 × magnification of the center of billet 2 extruded and subjected to solution heat treatment. FIG. 23 is a photomicrograph at the center of the as-extruded billet 1 at a magnification of 100 × parallel to the extrusion axis. FIG. 24 is a photomicrograph at 200 × magnification of the center of the as-extruded billet 1 parallel to the extrusion axis. FIG. 25 is a photomicrograph of the center of the as-extruded billet 2 at 100 × magnification parallel to the extrusion axis. FIG. 26 is a photomicrograph at the center of the as-extruded billet 2 at 200 × magnification parallel to the extrusion axis. FIG. 27 is a photomicrograph at 100 × magnification parallel to the extrusion axis at the center of billet 1 after the solution heat treatment. FIG. 28 is a photomicrograph at a magnification of 200 × parallel to the extrusion axis, at the center of the billet 1 after the solution heat treatment. FIG. 29 is a photomicrograph at a magnification of 100 × parallel to the extrusion axis at the center of the billet 2 after the solution heat treatment. FIG. 30 is a photomicrograph at a magnification of 200 × parallel to the extrusion axis at the center of the billet 2 after the solution heat treatment. As- extruded billet billet 1 outer edge 10.2 micron billet 1 center 7.6 micron billet 2 outer edge 7.6 micron billet 2 center 7.6 micron (structure is completely broken, very large particles and very large Solution heat treated billet billet 1 outer edge 25.3 micron billet 1 center 22.5 micron billet 2 outer edge 22.5 micron billet 2 center 20.3 micron (well-defined solution processed Particle structure) Discussion The microstructure observed was composed of magnesium, primary magnesium-aluminum crystal, and a eutectic composed of a secondary magnesium solid solution crystal and two phases of Mg ₁₇ Al ₁₂ intermetallic compound. This structure is completely destroyed in the "as cast" specimen, and the particle size measurement is only an approximation. The recrystallized grain structure of the solution heat treated specimen is more precise and well defined in microstructure columns. The micro-pieces taken in the direction of the extrusion axis of the "as-extruded" specimen show long stringers in the microstructure. Corresponding micro-pieces taken from the heat-treated specimen show a more uniformly distributed recrystallized structure. The amount of fracture experienced by the as-cast billet grain structure is probably a function of the amount of shrinkage. In this example, 7-body 1 reduction was used. Certain sources suggest that the optimal degree of reduction should be between 10: 1 and 17: 1. However, in practice, if the starting alloy is relatively fine particles, the required degree of shrinkage will be less. Example 2 Overview A slag made of magnesium alloy AZ61 having a diameter of 3 inches and a length of 180 mm was tested. Ten slags were subjected to solution heat treatment. SSM cast specimens were made using a Buhler SCN66 machine. At the time of the test it was not possible to record injection curves due to software problems. As a test piece, a welding test plate die was selected and heated to about 220 ° C. with oil. In general, this material, unlike other magnesium alloys, is SSM castable. Thick parts (10 mm thick) are probably not ideal for magnesium casting. The heating of the SSM heated slag was performed in a single coil induction furnace and optimized to remove the slag from the coil just before the onset of combustion, corresponding to a knife-cut softness. The total heating time was about 230 seconds. There was very little outflow of metal during the heating process. A single-stage induction furnace was used for the test because multi-stage induction heating was not available at the test facility. It is expected that better heating would be obtained with multi-stage induction heating. Ideally, at the end of the heating cycle, the billet should have a well-regulated solid-to-liquid ratio and a generally uniform temperature. SSM Casting The first part was cast using a plunger speed of 0.3-0.8 m / sec. Under these conditions, the die was barely filled and visible curl appeared at the edge of the part. Increasing the speed to 1.8 m / s (initiating flushing), the part filled better, but the burr still appeared. Best results were obtained with a plunger speed of 1.2 m / s. The color of the heated slag after heating appeared pale, making it difficult to burn. SSM parts obtained from these slugs also appeared lighter in color. Even with a plunger speed as low as 0.05 m / s to 0.5 m / s, a smooth metal front could not be achieved. In all cases, the alloy flowed as individual “glaciers”. Metallurgical evaluation of two plates (numbers 34 and 35) formed with a plunger speed of 1.8 m / s (see Example 3). As will be appreciated, the only parameter that was changed when creating the test plate is the gate or plunger speed. Therefore, none of the resulting plates are considered to be high quality castings. It is expected that much better results would be obtained by increasing the die temperature to about 300 ° C. and heating the slag with a multi-stage induction heater. As explained by these tests, if the gate speed is too high, the metal flow will not be laminar. If the gate speed is too low, the metal will solidify before the mold cavity is filled. Despite less than optimal casting conditions, the cast plate exhibits good physical properties, as described in Example 3 below. The caster is a single cylinder unit with servo control and carefully adjusts the force pushing the slag into the closed die. Optimally, the casting method ensures that the skin of the slag containing surface oxides resulting from the heating step is removed from the virgin metal. Example 3 Plates 34 and 35 were cut into six sections as shown in FIG. A quarter inch round sample was removed from these sections and tested for mechanical properties. These plates were not heat treated. The results obtained are shown in Table 1 below. Next, the plates 34 and 35 were subjected to a solution heat treatment at 426 ° C. for 12 hours and further air-cooled. 1/4 inch round samples were cut from the plates and the mechanical properties of the samples were tested. The test results are shown in Table 2 below. In Table 2 below, the plan view of the heat-treated plate sample is the same as that shown in FIG. A micrograph of one of the plates was taken at positions M1 and M2 shown in FIG. These micrographs were reproduced in FIGS. 33 to 36 as follows. FIG. 33 is a photomicrograph of Sample M1 at a magnification of 50 ×. FIG. 34 is a photomicrograph of Sample M1 at a magnification of 100 ×. FIG. 35 is a photomicrograph of Sample M2 at a magnification of 50 ×. FIG. 36 is a photomicrograph of Sample M2 at 100 × magnification. The above description is illustrative and not restrictive. Those skilled in the art will recognize that the specific process parameters used in the examples need to be varied to adapt the present invention to the particular alloys, equipment and parts being cast. For example, although the AZ61 magnesium alloy is used for the test, it is a matter of course that other magnesium can be used. The method can also be adapted to metal systems other than magnesium which can form a two-phase system comprising solid particles in a low melting point matrix. This method works with aluminum and may work with other metal systems such as copper. Any such modifications fall within the scope of the invention as long as they are within the spirit and scope of the following claims. If aluminum is used, the heating of the billet 22 before molding should preferably be performed at a rate of 30 ° C./sec or less, more preferably at a rate of 20 ° C. or less. Heating at a rate greater than 30 ° C./sec can cause silicon to precipitate, resulting in poor machinability of the finished part due to the resulting stress. It has been found that a three-stage induction heater is particularly well suited to maintain the desired heating rate.

【手続補正書】特許法第１８４条の８第１項【提出日】平成１０年１２月２１日（１９９８．１２．２１）【補正内容】請求の範囲１．直冷鋳造ビレットを用い、下記工程：ｉ）直冷鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高く、かつその液相温度よりも低い温度に加熱し； ii）工程ｉ）からの該加熱されたビレットを押出ダイを通して押し出すことによってその直径を縮小し、かつその粒子構造を破壊して押出柱を形成し； iii）該押出柱を切断してビレットとし； iv）工程iii）からのビレットをその液相温度より高い成形温度に加熱し；ｖ）工程iv）からの該加熱されたビレットを半固体ダイカスト機の注入チャンバ内に置き； vi）該加熱されたビレットセクションを金型内に注入して部品を形成し、そして vii）該部品を該金型から分離し、その際、工程i）で用いる該直冷鋳造ビレットがその製造中に２℃／秒を越える速度で冷却する、を有する半固体金属ダイカスト方法。２．工程i）で用いた前記直冷鋳造ビレットの最大粒度が１００ミクロン未満である、請求の範囲第１項記載の半固体金属ダイカスト方法。３．直冷鋳造ビレットを用い、下記工程： i）直冷鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高く、かつその液相温度よりも低い温度に加熱し； ii）工程i）からの該加熱されたビレットを押出ダイを通して押し出すことによってその直径を縮小し、かつその粒子構造を破壊して押出柱を形成し； iii）該押出柱を切断してビレットとし； iv）工程iii）からのビレットをその液相温度より高い成形温度に加熱し；ｖ）工程iv）からの該加熱されたビレットを鍛造機内の一組のダイ間に置き； vi）該鍛造機を作動させて該ビレットを該一組のダイ間に押し込んで部品を形成し、そして vii）該ダイを分離し、該部品を取り出し、その際、工程i）からの該直冷鋳造ビレットがその製造中に２℃／秒を越える速度で冷却される、を有する半固体金属鍛造方法。４．工程i）で用いた前記直冷鋳造ビレットの最大粒度が１００ミクロン未満である、請求の範囲第３項記載の半固体金属鍛造方法。５．下記工程： i）直冷鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高く、かつその液相温度よりも低い温度に加熱し； ii）工程i）からの該加熱されたビレットを押出ダイを通して押し出すことによってその直径を縮小し、かつその粒子構造を破壊して押出柱を形成し；そして iii）該押出柱を切断してビレットとし、その際、工程i）で用いた直冷鋳造ビレットが２℃／秒を越える速度で冷却される、に従って製造される半固体金属成型方法に用いるビレットの製造方法６．前記直冷鋳造ビレットの最大粒度が１００ミクロン未満である、請求の範囲第５項記載のビレット。７．下記工程： i）請求の範囲５のビレットを得； ii）工程i）の該ビレットをその液相温度よりも高い成型温度に加熱し；そして iii）工程i）からの該ビレットを金属成形ダイのダイ間に押し込んで部品を形成する、を有する半固体金属成型方法。８．下記工程： i）請求の範囲６のビレットを得； ii）工程i）の該ビレットをその液相温度よりも高い成型温度に加熱し；そして iii）工程i）からの該ビレットを金属成形ダイのダイ間に押し込んで部品を形成する、を有する半固体金属成型方法。９．アルミニウムの適当な合金を用い、かつ工程iv）において３段誘導ヒーター内で３０℃／秒を越えない速度で加熱される、請求の範囲第１項記載の半固体金属成形方法。１０．工程iv）における前記加熱速度が２０℃／秒を越えない、請求の範囲第９項記載の半固体金属成形方法。１１．工程iv）において該ビレットがその成形温度に２０℃／秒と３０℃／秒の間の速度で加熱される、請求の範囲第１０項記載の半固体金属成形方法。１２．下記工程：ｉ）直冷鋳造ビレットをその再結晶温度よりも高く、かつその液相温度よりも低い温度に加熱し； ii）工程ｉ）からの該加熱された直冷鋳造ビレットを押し出して押出柱を形成し； iii）該押出柱を切断して少なくとも１つのビレットとし； iv）工程iii）からのビレットを加熱して半固体状態にし；ｖ）工程iv）からの該ビレットを金属成形ダイセット内のキャビティ内に押し込んで部品を成形し、その際ＡＺ６１マグネシウム合金が前記直冷鋳造ビレットに用いられ、前記直冷鋳造ビレットはその製造中２℃／秒の速度で冷却され、工程i）において鋳造ビレットは約３００℃の温度に加熱され、該加熱された鋳造ビレットは工程ii）において約３３０〜３５０℃の温度で押出され、そして工程iv）における前記加熱はナイフで切断可能な柔らかさに相当する、半固体金属成形方法。１３．下記工程： i）その製造中に２℃／秒を越える速度で冷却された直冷鋳造ビレットから適当なサイズのビレットのセクションを作成し； ii）工程i）からのビレットをその液相温度より高い成形温度に加熱し；そして iii）工程ii）からの該加熱されたビレットを金属成形ダイセット内のキャビティに押し込む、を有する半固体金属ダイカスト方法。１４．工程i）に用いられる前記直冷鋳造ビレットの最大粒度が１００ミクロンである請求の範囲第１３項記載の半固体金属ダイカスト方法。[Procedure of Amendment] Article 184-8, Paragraph 1 of the Patent Act [Submission date] December 21, 1998 (December 21, 1998) [Correction contents] The scope of the claims 1. The following process using a direct cooling billet: i) direct cooling of the billet above its recrystallization temperature and above its liquidus temperature; Heating to low temperature; ii) extruding the heated billet from step i) through an extrusion die Thus reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; iii) cutting the extruded columns into billets; iv) heating the billet from step iii) to a molding temperature above its liquidus temperature; v) transfer the heated billet from step iv) to the injection chamber of a semi-solid die casting machine; Placed in the bath; vi) injecting the heated billet section into a mold to form a part; hand vii) separating the part from the mold; At this time, the direct-cooled cast billet used in the step i) exceeds 2 ° C./sec during its production. Cooling at a speed And a semi-solid metal die casting method. 2. The maximum grain size of the directly cooled billet used in step i) is less than 100 microns The semi-solid metal die-casting method according to claim 1, wherein: 3. The following process using a direct cooling billet: i) direct cooling billets above their recrystallization temperature and above their liquidus temperature; Heating to low temperature; ii) extruding the heated billet from step i) through an extrusion die Thus reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; iii) cutting the extruded columns into billets; iv) heating the billet from step iii) to a molding temperature above its liquidus temperature; v) placing the heated billet from step iv) between a set of dies in a forging machine; vi) operating the forging machine to push the billet between the set of dies to form a part; And then vii) separating the die, removing the part, The direct-cooled cast billet from step i) then exceeds 2 ° C./sec during its production Cooled at a speed, A semi-solid metal forging method having the following. 4. The maximum grain size of the directly cooled billet used in step i) is less than 100 microns 4. A semi-solid metal forging method according to claim 3, wherein 5. The following steps: i) direct cooling billets above their recrystallization temperature and above their liquidus temperature; Heating to low temperature; ii) extruding the heated billet from step i) through an extrusion die Thus reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; and iii) cutting the extruded pillar into a billet; At this time, the directly cooled billet used in step i) is cooled at a speed exceeding 2 ° C./sec. The Of billet used in semi-solid metal molding method manufactured according to 6. Claims wherein the maximum grain size of the direct cold cast billet is less than 100 microns. Item 6. The billet according to Item 5. 7. The following steps: i) obtaining the billet of claim 5; ii) heating the billet of step i) to a molding temperature above its liquidus temperature; hand iii) pressing the billet from step i) between the metal forming dies to form the part Make, A semi-solid metal molding method having the following. 8. The following steps: i) obtaining the billet of claim 6; ii) heating the billet of step i) to a molding temperature above its liquidus temperature; hand iii) pressing the billet from step i) between the metal forming dies to form the part Make, A semi-solid metal molding method having the following. 9. Using a suitable alloy of aluminum and in step iv) a three-stage induction heater 2. The semi-solid gold according to claim 1, wherein the semi-solid gold is heated at a rate not exceeding 30 ° C./sec. Genus molding method. 10. 9. The method according to claim 9, wherein said heating rate in step iv) does not exceed 20 ° C./sec. The method for forming a semi-solid metal according to the above item. 11. In step iv) the billet is brought to its molding temperature of 20 ° C / sec and 30 ° C / sec. The method for forming a semi-solid metal according to claim 10, wherein the semi-solid metal is heated at a rate between the two. 12. The following steps: i) direct cooling of the billet above its recrystallization temperature and above its liquidus temperature; Heating to low temperature; ii) extruding the heated direct cold cast billet from step i) to form an extruded column And; iii) cutting the extruded columns into at least one billet; iv) heating the billet from step iii) to a semi-solid state; v) pressing the billet from step iv) into the cavity in the metal forming die set To form a part, AZ61 magnesium alloy is used for the direct cold cast billet, The direct-cooled cast billet is cooled at a rate of 2 ° C./sec during its production; In step i), the casting billet is heated to a temperature of about 300 ° C, The heated casting billet is subjected to a temperature of about 330-350 ° C. in step ii). Extruded, and Said heating in step iv) corresponds to a softness that can be cut with a knife, Semi-solid metal forming method. 13. The following steps: i) suitable for casting from a directly cooled billet cooled at a rate exceeding 2 ° C / sec during its manufacture; Create a billet section of the right size; ii) heating the billet from step i) to a molding temperature above its liquidus temperature; hand iii) transferring the heated billet from step ii) to a mold in a metal forming die set; Into the tee, And a semi-solid metal die casting method. 14． The maximum grain size of the directly cooled billet used in step i) is 100 microns. 14. The semi-solid metal die casting method according to claim 13, wherein:

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＧＷ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ【要約の続き】 ──────────────────────────────────────────────────続き Continuation of front page (81) Designated country EP (AT, BE, CH, DE, DK, ES, FI, FR, GB, GR, IE, IT, LU, MC, NL, PT, SE), OA (BF, BJ, CF, CG, CI, CM, GA, GN, ML, MR, NE, SN, TD, TG), AP (GH, GM, KE, LS, MW, SD, SZ, UG, ZW), EA (AM, AZ, BY, KG, KZ, MD, RU, TJ, TM), AL, AM, AT, AU, AZ, BA, BB, BG, BR, BY, CH, CN, CU, CZ, DE, DK, EE, ES, FI, GB, GE, GH, GM, GW, HU, ID, IL, IS, JP, KE, KG, KP, KR, KZ, LC , LK, LR, LS, LT, LU, LV, MD, MG, MK, MN, MW, MX, NO, NZ, PL, PT, RO, RU, SD, SE, SG, SI, SK, SL, TJ, TM, TR, TT, UA, UG, UZ, VN, YU, ZW [Continuation of summary]

Claims

[Claims] 1. Using a cast billet, the following steps: 1. Casting a billet at a temperature above its recrystallization temperature and below its liquidus temperature Heated to; 2. Extruding the cast billet from step 1 into extruded columns; 3. Cutting the extruded column into at least one billet; 4. Heating the billet from step 3 to a semi-solid state; 5. Pushing the billet from step 4 into the cavity in the metal forming die Molding parts with A semi-solid metal forming method having the following. 2. Using AZ61 magnesium; Heating the casting billet to about 300 ° C. in step 1; The heated casting billet is pressed in step 2 at a temperature of about 330 to 350 ° C. broth; The heating in step 4 corresponds to the softness that can be cut with a knife, The method for forming a semi-solid metal according to claim 1. 3. The following process using a direct cooling billet: 1. Direct cooled billet is higher than its recrystallization temperature and higher than its liquidus temperature. Heating to low temperature; 2. Extruding the heated billet from step 1 through an extrusion die Reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; 3. Cutting the extruded columns into billets; 4. Heating the billet from step 3 to a molding temperature above its liquidus temperature; 5. Inject the heated billet from step 4 into the injection chamber of a semi-solid die casting machine Put in; 6. The heated billet section is poured into a mold to form a part, and hand 7. Separating the part from the mold; And a semi-solid metal die casting method. 4. 4. The method of claim 1 wherein said direct-chill cast billet during manufacture is cooled at a rate exceeding 2 ° C / sec. 4. The semi-solid metal die casting method according to claim 3, wherein 5. Claims wherein the maximum grain size of the direct cold cast billet is less than 100 microns. 5. The method for die-casting a semi-solid metal according to claim 4. 6. The following process using a direct cooling billet: 1. Direct cooled billet is higher than its recrystallization temperature and higher than its liquidus temperature. Heating to low temperature; 2. Extruding the heated billet from step 1 through an extrusion die Reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; 3. Cutting the extruded columns into billets; 4. Heating the billet from step 3 to a molding temperature above its liquidus temperature; 5. Placing the heated billet from step 4 between a set of dies in a forging machine; 6. Activating the forging machine to push the billet between the set of dies to form a part And then 7. Separating the die and removing the part; A semi-solid metal forging method having the following. 7. 4. The method of claim 1 wherein said direct-chill cast billet during manufacture is cooled at a rate exceeding 2 ° C / sec. 7. The semi-solid metal forging method according to claim 6, wherein: 8. Claims wherein the maximum grain size of the direct cold cast billet is less than 100 microns. 8. The semi-solid metal forging method according to claim 7. 9. The following steps: 1. Direct cooled billet is higher than its recrystallization temperature and higher than its liquidus temperature. Heating to low temperature; 2. Extruding the heated billet from step 1 through an extrusion die Reducing its diameter and breaking its particle structure to form extruded columns; and 3. Cutting the extruded column into a billet, Billet used for semi-solid metal molding method manufactured according to 10. Cooling said direct-cooled cast billet during manufacture at a rate exceeding 2 ° C./sec. 10. The billet according to item 9, wherein 11. Claims wherein the maximum grain size of the direct cold cast billet is less than 100 microns. Item 10. The billet according to Item 10. 12. A method for molding a semi-solid metal using the billet according to claim 11, , 1. The billet is heated to a molding temperature above its liquidus temperature; 2. The billet from step 1 is pushed between the dies in the metal forming die set Forming parts, Semi-solid metal molding method. 13. A semi-solid metal molding method using the billet according to claim 10, , 1. The billet is heated to a molding temperature above its liquidus temperature; 2. The billet from step 1 is pushed between the dies in the metal forming die set Forming parts, Semi-solid metal molding method. 14． A semi-solid metal molding method using the billet according to claim 9, 1. The billet is heated to a molding temperature above its liquidus temperature; 2. The billet from step 1 is pushed between the dies in the metal forming die set Forming parts, Semi-solid metal molding method. 15. A three-stage induction heater using an appropriate alloy of aluminum and in step 4 6. The semi-solid gold according to claim 5, wherein the semi-solid gold is heated at a rate not exceeding 30 ° C./sec. Genus molding method. 16. The fifteenth aspect, wherein the heating rate in Step 4 does not exceed 20 ° C / sec. The method for forming a semi-solid metal according to the above item. 17． In step 1, the billet is brought to its molding temperature between 20 ° C / sec and 30 ° C / sec. The method for forming a semi-solid metal according to claim 14, wherein the heating is performed at a speed of: