JP2008519690A - 近液相線射出成形方法 - Google Patents

Abstract

金属合金をニア・ネット・シェイプ物に成形するための射出成形方法であって、射出における合金の処理温度を液相線に接近させ、好ましくは５％の最大固体含有量を有し、これによって、均質で、方向性樹枝構造のない微細な等軸構造で、閉じ込められる気孔率が最小であるネット形状成形品を生成することができることを特徴とする。有利なことに、得られた固体品は、過熱溶融体から作製される鋳造に起因して予想される気孔率および凝固収縮のない、最適な機械的特性を有している。同様に、金属成分を含み、同じく金属成分中に埋め込まれた補強成分を含む金属−マトリックス複合材、金属成分の近液相線温度で、成形機によって成形された金属成分および補強成分が開示される。

Description

本発明は、ニア・ネット・シェイプ金属品を作製するための射出成形方法に関し、特に、金属合金、特に軽金属から作製される薄壁金属品に関する。

従来の鋳造において、金属はその液相線温度（すなわち、液相線は、これを超えると合金が完全に液体である温度である）を超えて過熱される。特に薄壁成形物品を成形する場合、金属が早まって凝固しないことを確かにするために、最小限の過熱が必要である。酸化しやすい金属の過熱は、不活性雰囲気をもたらし維持するというプロセス制御の課題が付随する。

過熱溶融体から鋳造した物品は、収縮孔およびガスの閉じこめがまれではないため、しばしば正常ではない。さらに、物品の引張強さ、降伏応力、伸長などの機械的性質が影響を被り、そしてこれが粗粒子および樹枝構造によって特徴づけられるミクロ構造の原因となる。

これらの問題点は認識されており、鋳造物品の機械的特性を改善する他の金属合金処理方法を見出すための広範囲な研究が行われてきた。特に、よく知られている半固体金属処理技術の使用を通して、好ましい合金ミクロ構造の生成の結果と合金の気孔率の減少により、より高い機械的性質を有する成形品を製造することができる。さらに、合金スラリー温度が比較的低いことによって、半固体処理技術はダイ・カスト法に比べて（例えば、熱衝撃がより低くなる、完全に溶融した金属を処理することによって起こる液体金属の腐食量が低減するなどにより）鋳型の耐用年数が長くなる利点を有し、成形品の改良された成形品精度を提供する。一般の半固体処理技術には、半固体射出成形、レオキャスティング、チクソフォーミングが含まれる。

半固体射出成形（ＳＳＩＭ）は、半固体状態の合金を鋳型に射出して、近ネット（最終）形状を形成するために単一機器を使用する金属処理技術である。ＳＳＩＭは、合金材料を、液相線と固相線の間の温度（すなわち、固相線は、それ未満では合金が完全に固体である温度）に制御して加熱することにより部分的に溶融し、次いでスラリーを射出鋳型の鋳型キャビティに射出する工程を含む。ＳＳＩＭは、成形品の機械的性質に対して有害であると一般的に考えられている成形合金のミクロ構造中の樹枝状特性の形成を避ける。ＳＳＩＭの構造および工程については、後述の本発明の好ましい実施形態の説明、およびその開示が参照により本明細書に組み込まれている、米国特許第６，４９４，７０３号においてより詳しく説明されている。

これに対して、レオキャスティングは、所定の粘度を有する半固体金属スラリーの鋳造または鍛造を通して、ビレットまたは成形品を製造する方法である。従来のレオキャスティングにおいて、溶融合金は過熱状態から冷却し液相線未満の温度で、例えば、機械的攪拌、電磁場攪拌、ガス・バブリング、低周波、高周波、または電磁波振動、電気ショック攪拌などによって攪拌し、樹枝構造をレオキャスティングに適した球状粒子に転換する。

チクソキャスティングは、レオキャスティングによって製造したビレットを金属スラリーに再加熱し、それを鋳造または鍛造によって最終成形品にする方法である。
例えば、米国特許第５，９０１，７７８号は、固体含有量が１と５０％の間である半固体金属合金スラリーを生成するための改良レオキャスティングの方法および押出装置について記述しており、これは溶融金属合金材料が、溶融金属材料の液相線温度より約１００℃高く加熱されている攪拌チャンバーに導入され、ここで合金は冷却され、半固体の温度未満の温度を有する冷却されたスクリュー型攪拌棒によって攪拌され、半固体スラリーを生成する構造および工程を特徴とする。

米国特許出願公開第２００４／０１７３３３７号は、約１０％から約６５％の固体含有量を有する非樹枝構造の半固体金属合金スラリーを生成するための改良レオキャスティング方法および装置について記述しており、これは、スラリーと接触する装置の表面への金属の蓄積とそれからの除去に関連する問題が軽減あるいは取り除かれる構造および工程によって特徴づけられる。

米国特許出願公開第２００４／００５５７２６号は、ダイ・カスト成形品のためのレオキャスティング方法および装置について記述しており、これは溶融金属がスラリーに充填されショット・スリーブの一部を形成するときに、溶融金属を攪拌するために電磁場を適用し、ここでショット・スリーブの鋳造部分に移す前に、スラリーが液相線温度未満に冷却されるまで攪拌する構造および工程を特徴とする。攪拌は、スラリーが固体分率を０．１から４０％の範囲に達するまで維持することが好ましい。別な方法では、固体分率が１０から７０％の範囲に達するまでスラリーを攪拌する。関連の米国特許出願公開第２００４／００５５７２７号、第２００４／００５５７３４号、および第２００４／００５５７３５号は、それぞれ、チクソキャスティングのためのビレットの製造、レオキャスティングまたはチクソフォーミングのための金属材料の製造、および半固体金属スラリー製造のための類似の構造および工程について記述している。

米国特許第６，３１１，７５９号は、供給原料ビレット材料の製造方法について記述しており、これは供給原料ビレット材料が、実質上その液相線温度において溶融体から生成され、ここで供給原料のミクロ構造が、その後のチクソキャスティングに特に適した、一次固体が６０から８０％の範囲の半固体になることを特徴としている。この特許は、近液相線温度における鋳造からの金属合金が、等軸で、球形で樹枝構造を含まない一次粒子によって特徴づけられる、好ましい粒状構造をもたらすことが認知されているので重要である。

しかしながらＳＳＩＭの方法は、他の半固体処理技術に対していくつかの重要な利点を備えているので一般的に好ましい。ＳＳＩＭの利点には、最終物品設計の融通性の増大、成形した物品の低い気孔率（すなわち、その後の熱処理が不要）、均一な物品のミクロ構造、従来の鋳造によって作製されたものより優れた機械的および表面仕上げ特性を有する物品が含まれる。同様に、全工程が１つの機器において不活性ガス（例えば、アルゴン）の周囲環境において行われるので、合金の蒸発および酸化をほぼなくすることができる。ＳＳＩＭ法は、合金をその液相線温度を超えて過熱する必要がないので、エネルギーの節約も提供する。

一般的には、５〜６０％の固体含有量がＳＳＩＭの作業範囲であると理解されており、同様に実務的ガイドラインは、薄壁の物品の射出成形（すなわち、微細特性を持つ物品）には５〜１０％の範囲の固体含有量、厚壁の物品には２５〜３０％の範囲の固体含有量が推奨されていることが理解される。上記は、米国特許第５，０４０，５８９号に記述されている。

上述にもかかわらず、最近発表された本発明の発明者による発見は、ＳＳＩＭ処理における固体の割合の範囲が、６０と８５％の間の超高固体含有の範囲に有利に拡張できることを示している。前記超高固体プロセスは、同一人に譲渡された米国特許出願公開第２００３／０２３０３９２号において十分に説明されている。

固体分率の下限値５％は、当業者によって維持されているが、これはさらに固体分率を下げると、半固体処理によって達成される利点が取り除かれてしまうであろうという信念によるものである。特に、固体含有量が低いかまたは固体が存在しない場合は、合金の流動性が増加して、鋳型キャビティが充填され、その結果流頭における乱れが増大し、それによって最終物品中の空隙やガスが閉じ込められる可能性が増大する。

上述にもかかわらす、ある条件の下では、２％と低い固体分率を有するＳＳＩＭ処理のための構造および工程が設定されることも知られている。
例えば、米国特許第５，９７９，５３５号は、その中に高・低両方の固体分率部分を有する成形品の射出成形方法について記述しており、これは押出装置シリンダー中の半溶融状のスラリー中に、この加熱を制御することによって射出の方向に温度分布を確立し、これによってスラリーが同時に、鋳型キャビティに逐次射出するために高・低両方の固体分率部分を含む構造および工程を備えていることを特徴とする。前述の例において、その中に高強度の頭部が形成されているオリフィス・ホルダーが約２％の固体を有する溶融部分から形成され、ここにおいてより正確な成形ねじ部が約１０％の固体を有する溶融部分から形成される。

しかしながら、薄壁成形品、特に２ｍｍ未満の厚さを有する成形品を、ＳＳＩＭを用いて一般的な低レベルの固体分率（すなわち、５％）において成形することは、ダイ・カストに比べて合金金属の流動性が減少することに起因する早期の合金の固化、および一般的な成形合金（例えば、マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄ）の高い熱伝導率により問題となり得る。

米国特許第６，６１９，３７０号は、ＳＳＩＭを使用した薄壁成形品の成形の問題点を解決することを対象としている。特に、半溶融状の溶融体の流動性を増加し、鋳型キャビティの脱ガスを増加するための構造および工程を備えている。この特許は、その中で、薄壁成形品の過度のそりを避けるために、半溶融状金属スラリーの固体分率は、３％超で４０％未満に設定しなければならないと述べている。
米国特許第６，４９４，７０３号 米国特許第５，９０１，７７８号 米国特許出願公開第２００４／０１７３３３７号 米国特許出願公開第２００４／００５５７２６号 米国特許出願公開第２００４／００５５７２７号 米国特許出願公開第２００４／００５５７３４号 米国特許出願公開第２００４／００５５７３５号 米国特許第６，３１１，７５９号 米国特許第５，０４０，５８９号 米国特許出願公開第２００３／０２３０３９２号 米国特許第５，９７９，５３５号 米国特許第６，６１９，３７０号 米国特許第６，８０８，６７９号 米国特許出願第１０／８４６，５１６号

しかしながら、ＳＳＩＭを使用し、合金を、液相線温度を超えて著しく過熱し、結果として機械的性質の低下に至ることなく、薄壁成形品を生成するための挑戦課題が依然として残存している。
したがって、本発明の利点は、従来の鋳造法によって生成された物品と比べて、改良された構造的完全性と優れた機械的性質を有する薄壁金属品を生成するための射出成形法が提供されることである。

本発明の態様によれば、金属合金を、合金の処理温度がその液相線に接近し、好ましくは５％の最大固体含有量を有し、これによって方向性樹枝構造を含まず、閉じ込められる気孔率が最小限である、均質で微細な等軸構造を有するネット・シェイプ物を生成することができる、ニア・ネット・シェイプ物に成形するための射出成形方法が提供される。
有利なことに、結果として得られた固体物品は、過熱溶融体から作製される鋳造に由来して予測される気孔率および凝固収縮がなく、最適の機械的性質を有している。

本発明の別の態様によれば、金属合金を、合金の処理温度をその液相線に接近させ、好ましくは２％の最大固体含有量を有し、これによって方向性樹枝構造を含まず、閉じ込められる気孔率が最小限である、均質で微細な等軸構造を有するネット・シェイプ物を生成することができる、ニア・ネット・シェイプ物に成形するための射出成形方法が提供される。

本発明の好ましい実施形態によれば、マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄは、その液相線温度の２℃以内、好ましくは未満、の温度範囲内で処理される。目標の液相線温度自体は、供給合金の組成変更に応じて調節するためにトライアル・アンド・エラーで確認する必要がある場合もあり、それでバレルと溶融体との間の熱伝達条件を変更する。公称組成のＡＺ９１Ｄ合金に関しては、合金はバレル中で５９５℃に接近した処理温度に加熱される。

本発明の代替実施形態によれば、マグネシウム合金ＡＭ６０Ｂは、その液相線温度の１℃以内、好ましくは未満、の温度範囲内で処理される。目標の液相線温度自体は、供給合金の組成変更に応じて調節するためにトライアル・アンド・エラーで確認する必要がある場合もあり、それでバレルと溶融体との間の熱伝達条件を変更する。公称組成のＡＭ６０Ｂ合金に関しては、合金はバレル中で６１５℃に接近した処理温度に加熱される。

本発明は、軽金属合金から作製されるラップトップ型コンピュータ、ビデオ・レコーダおよび携帯電話のケースなどの薄壁品の製作に応用される。マグネシウム系合金が、その重量比に対する優れた強度、剛性、電気伝導率、放熱および振動の吸収などの理由から、特に興味が持たれている。

本発明の別の態様によれば、金属成分を含み、同じく金属成分中に埋め込まれた補強成分を含む金属−マトリックス複合材、金属成分の近液相線温度で、成形機によって成形された金属成分および補強成分が提供される。

さらに本発明の別の態様によれば、金属成分の近液相線温度において成形された金属成分を含む成形品が提供される。
本発明をよりよく理解するために、以下に好ましい実施形態を、添付図面を参照して説明する。

図１は、本発明による方法を実施するのに使用される射出成形装置１０を概略的に示す。装置１０は、バレル部１２の遠位末端に配置されたバレル・ヘッド部１２ａ、およびこの向かい側に配置され、前記バレル・アセンブリを通して配置されている溶融体通路に接触している機械ノズル部１６を有する円筒形バレル部を備えたバレル・アセンブリを含む。バレル部１２は、直径７０ｍｍ、長さ約２ｍで構成されている。バレル・アセンブリに沿った温度プロファイルは、電気抵抗ヒーターによって維持され、ヒーター１４はバレル部１２（バレル・ヘッド部１２ａおよびノズル部１６に沿った部分を含む）に沿った独立制御ゾーンにグループ分けされている。好ましい実施形態によれば、装置１０は、Ｈｕｓｋｙ（商標）ＴＸＭ５００−Ｍ７０システムであり、これによってヘッド部１２ａの合金温度は、液相線温度の２℃以内、さらには１℃以内に制御することもできる。

合金材料の固体チップを、供給装置１８を通してバレル・アセンブリの溶融体通路に供給する。合金チップは、機械的チッピングまたは急速固化顆粒を含むどの周知の技術によって生成することもできる。チップの寸法は、約１〜３ｍｍである。回転駆動部２０が、バレル部１２の溶融体通路に配置されている格納式スクリュー部２２を回転させ、これに沿って合金材料を移動させる。

実験は、市販の２つのダイ・カスト合金ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂを使用して行った。これらの合金の公称組成を表１に示す。その他の適切な合金は、米国特許第６，８０８，６７９号に記載されている公称液相線温度が６１６℃のＡＪ５２（Ｍｇ−５Ａｌ−１．５Ｓｒ）である。しかしながら、本発明は、マグネシウム合金の射出成形に限定されるものではなくて、Ａｌ合金および、例えば、鉛系合金、亜鉛系合金、ビスマス系合金などを含む他の合金の射出成形にも適用され得ることを理解しなければならない。図２は、現時点において好ましいいくつかの合金の液相線処理温度範囲を示すグラフである。

表１ 射出成形およびダイ・カストによって処理したＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金の化学組成。分析は、ＡＳＴＭ Ｅ１０９７−９７改訂版およびＥ１４７９−９９標準に従って実施した。すべての値は重量％である。

本発明の好ましい近液相線成形方法によれば、ヒーター１４は、バレル・アセンブリの溶融体通路内の合金をこの合金の液相線に接近する温度まで加熱して、固体分率を好ましくは０％、しかし５％を超えないように、バレル部１２内に正確な温度分布を確立するようにプログラムされたマイクロプロセッサ−（図には示されていない）によって制御される。図３は、ＡＺ９１Ｄ合金に関して５９５℃の液相線温度を達成するためのバレル部１２内の温度分布の例を示す。

スクリュー部２２の動作によって、溶融した合金が混合され、溶融体がスクリューの遠位末端に設置されている逆止め弁２６を通り抜けて、溶融体を蓄積するためにバレルの「蓄積部」と呼ばれる溶融体通路の前方部に運ばれる。逆止め弁２６は、射出中に溶融体がバレル部１２に逆方向に圧搾されることを防ぐ。

装置１０の内部は、合金材料の酸化を防止するために不活性ガス雰囲気に維持されている。適切な不活性ガスの例はアルゴンである。不活性ガスは、供給装置１８を経由して装置１０に導入され、空気の逆流を防ぐ。さらに、射出の後ノズル部１６中に固体合金の栓が形成される。この栓は、次の合金のショットが注入されると排出され、鋳型２４のスプルー・ポスト部に捕獲される。

回転駆動部２０は、マイクロプロセッサ−（図には示されていない）によって制御され、合金材料の各ショットが、設定された速度でバレル部１２を通って再現可能なように移動し、バレル部１２の異なる温度ゾーンにおける各ショットの滞留時間が厳密に制御され、それ故各ショットの固体含有量が５％固体分率を超えないことを保証するために再現可能なように最小化されるようにプログラムされている。

実験は、本発明に従って行われ、近液相線範囲に予熱した後、射出成形技術をＭｇ−９Ａｌ−１ＺｎおよびＭｇ−６Ａｌ微粒子のネット形状形成に適用し、固化した合金のミクロ構造および引張特性を評価した。比較のために、過熱した液体から従来のダイ・カスト処理した後の同じ等級の合金も使用した。

実験の詳細
射出成形の間に、機械的に粉砕したチップ形態の供給原料を、締付力が５００トンで、引張試験片用鋳型を備えたＨｕｓｋｙ ＴＸＭ５００−Ｍ７０システム中で処理した。４つのキャビティ・ショットの合計重量は、通路を有する１４３．７ｇのスプルーおよび３５ｇのオーバーフローを含めて２５０．３ｇであった。逆止め弁の前部に所要のショット量を蓄積する際にスクリューを前方に２．２ｍ／ｓで加速し、合金をスプルーおよび開口面積６４．８ｍｍ２のゲート（ｇａｔｅ）を通して２００℃に予熱した鋳型キャビティに射出した。鋳型２４をスラリーで充填した後、このスラリーを最終的高密度化することもでき、この場合成形品を鋳型２４から取り出す前に、スラリーに短時間、通常１０ｍｓ未満、圧力が付加される。この最終高密度化は、成形品の内部気孔率を低下させると考えられる。

同様に、公称的に同じ化学成分を有する合金を、Ｂｕｅｌｅｒ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ４２０Ｄ高圧ダイカスト装置を用いて、ノルウェーＰｏｒｓｇｒｕｎｎのＨｙｄｒｏ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｐａｒｋにおいて引張試験片に加工した。ダイは２００℃に予熱し、ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂの溶融体の温度は、それぞれ６７０℃および６８０℃であった。
引張試験は、くびれた部分の直径が、射出成形の場合６．３ｍｍ、ダイ・カストの場合５．９ｍｍであり、ゲージ長さが５０．８ｍｍの円筒形サンプルを使用して、ＡＳＴＭ Ｂ５５７に従って行われた。測定は、伸び計を備えたＩｎｓｔｒｏｎ４４７６装置を使用し、０．５ｍｍ／分のクロスヘッド速度において実施した。引張曲線を解析し、最終的な引張強さ、降伏強さおよび伸びを評価した。化学組成は、ＡＳＴＭ Ｅ１０９７−９７改およびＥ１４７９−９９仕様に従い、誘導結合プラズマ分光計で求めた。光学顕微鏡による断面の観察は、０．０５μｍの塊を取り除いたアルミナ粉末に至るまでの研磨によって調製した。ミクロ構造を明らかにするために、表面を１％ナイタル（ｎｉｔａｌ）でエッチングした。さらに、個々の粒子の結晶学的配向の違いを示すために、エッチングを使用した。選択されたミクロ構造の立体的パラメーターは、定量画像解析装置を用いて測定した。構造的細部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により画像化し、微量化学成分は、Ｘ線微量分析計（ＥＤＡＸ）により測定した。材料の相および結晶特性に関して、ＣｕＫα放射のＸ線回折計を用いた。

結果
ＡＺ９１およびＡＭ６０合金の溶融差異
試験した合金の測定された位置でのＭｇ−Ａｌ二元状態図におけるＭｇリッチ部分および処理温度を図４に示す。平衡状態からの逸脱により、ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金のいずれも、一般的な固化条件の下でＭｇ１７Ａｌ１２相を含有している。この相は、コアリングの結果、液体からの十分に早い冷却の間の共融反応によって形成される。Ｚｎ１％の存在では、新しい相の発生はもたらされない。Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ三元相図によれば、平衡条件下で、Ｚｎ４％まで、相はＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ三元合金で存在し、Ｍｇ−Ａｌ二元システムからの既知の相と同じである。亜鉛は、金属間化合物中でいくらかのＡｌを置換し、これによってその公式がＭｇ１７Ａｌ１１．５Ｚｎ０．５に進展する。亜鉛が４％を超えた場合、三元金属間化合物相φを含む三相領域が挿入される。この化合物は、約３６０℃の温度において共融反応に至る。

ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金は、液相線の公称温度が、それぞれ５９５℃および６１５℃であり、約２０℃の差異を示している。両方の化学成分に関しては、特定固体含有量ｆｓは、以下のＳｃｈｅｉｌの公式により計算することができる。
ｆｓ＝１−｛（Ｔｍ−Ｔ）／（Ｔｍ−ＴＬ）｝−１／（１−Ｋｏ） （１）
ここで、Ｔｍは、純金属の溶融温度であり、ＴＬは合金の液相線温度であり、Ｋｏは平衡分配係数である。結果を、グラフの形で図５に示す。いずれの所与の合金の液相線温度も、少量のその化学成分およびミクロ構造によって変わることが注目される。例えば、ベリリウムなどの酸化防止剤含有量の変化、または浄化剤の影響は、合金の液相線温度を移動させることができる。サブ液相線範囲において、温度の非常にわずかな変化が、固体分率の実質的な変動となることは明らかである。本発明によると、固体分率は５％未満に維持される。ＡＺ９１Ｄ合金に関しては、固体分率の０から５％への増加は、温度を液相線から２℃低下させた後に起こる。Ｍｇ−６％Ａｌ合金はさらに敏感であり、固体分率の０から５％への同様の変動には液相線から１℃低下させることが必要である。したがって、サブ液相線範囲における処理は、厳密な温度制御が課題であり、必要とされる適切なバレル温度プロファイルを決定するために、いくらかの実験を必要とすることもある。集合体を通って伸びている溶融体通路から少し離れたところで評価されるバレル・アセンブリの温度と、バレル溶融体通路中の成形材料の実際の温度の間に「動的平衡」が存在することが理解されており、さらに成形材料の温度は、その流速の関数であることも理解されている。したがって、バレル温度ゾーンの設定点は、溶融体通路中の成形材料の温度より高い場合もまたは低い場合もある。

引張特性
両合金および処理技術に関する引張強度のプロットと対応する伸びの比較グラフを図６に示す。近液相線温度から成形したＡＺ９１Ｄ合金に関して、最高強度２７５ＭＰａが達成された。過熱液体から処理されたＡＺ９１Ｄ合金は、２５２ＭＰａまでの強度を示した。ＡＭ６０Ｂ合金の強度は同様に、その近液相線範囲から成形した後２７１ＭＰａの最大値を達成した。この場合も、過熱液体からのダイ・カストによる処理後、ＡＭ６０Ｂ合金の強度は低く、２５２ＭＰａを超えなかった。両処理経路によって達成された伸びは、同程度であり、ＡＺ９１Ｄは８％まで、ＡＭ６０Ｂ品位は１２．５％までであった。両方の合金および処理経路に関して測定した降伏応力も類似の傾向が明らかになった（図７）。近液相線成形に関して得られた平均値は、ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂに関して、それぞれ１６６ＭＰａおよび１４６ＭＰａであった。ダイ・カスト後の平均降伏応力は、ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂに関して、それぞれ１４９ＭＰａおよび１２４ＭＰａであった。この研究において達成された引張試験データは、ＡＳＴＭ Ｂ９４仕様によって求められる値より著しく高いことが分かる。

各合金組成および処理方法に関して、より高い強度はより大きな伸びに対応するという一般的な傾向を有する実験データ・ポイントの散乱が認められた（図６および７）。近液相線成形合金に関して、固体含有量０〜５％の範囲が主要な変数であり、散乱の原因となる。ダイ・カストで処理した過熱合金は、強度と伸びの変化に同様の傾向が観察されたが、ミクロ構造成分と明確な相関関係はなかった。α−Ｍｇ樹枝構造のプレ共融沈殿物に加えて、収縮孔が定量化を困難にしている。強度とは対照的に、降伏応力値に大きな散乱があることおよび実験データ・ポイントの数が限られていることによって、降伏応力と伸びの間の相関関係は認められなかった。

合金の構造的完全性
合金の構造的完全性に影響を与える要因として、所与の処理方法に固有である欠陥だけを本書では論議する。誤った射出および温度設定または特定の部分の形状に関連する欠陥については考慮しない。選択した鋳型（ダイ）の非常に単純な形状故に、引張試験片の５．９および６．３ｍｍの部分には、実質的にはマクロ多孔質は生じていない（図８ａ）。しかしながら、同時に過熱液体から処理した後のミクロ構造の完全性には、実質的な差異が存在した。両方の合金品位は、金相学的推定によれば、数％水準の収縮孔を示した。気孔は、不規則に分散した個別のギャップまたはクラスターの形態を有していた（図８ｂ）。孔は、結晶間スペースを占領し、最も低い溶融温度でもって最後に固化した相で囲まれていた（図８ｃ）。これらの一般的な寸法は１０μｍ程度であったので、これらは肉眼による観察では容易に検出され得なかった。

ミクロ構造の発展
近液相線範囲において、成形中に発生する支配的なまたは独占的なミクロ構造の成分は、液体部分の固化生成物であった（図９ａ）。低倍率において、ミクロ構造は均質であり、冶金的精留が起源である、ランダムに分布した未溶解のＭｎ−Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物およびＭｇ２Ｓｉ混在物を有しているように見えた。これらの暗いコントラストのため、これらの相は、孔と誤って解釈される場合もある。支配的な成分は、分離した共融混合物成分であり、ここでは不連続のＭｇ１７Ａｌ１２化合物の沈殿物が、等軸α−Ｍｇ領域の境界線を飾っていた。高倍率においては、２０μｍ程度の寸法のα−Ｍｇアイランドが、化学成分の違いによって生じる明確な対照を示した（図９ｂ）。

マトリックスに加えて、無視し得るほどの率の一次固体相が存在した（図１０ａ〜ｅ）。固体含有量が非常に低い場合、ここで使用した顕微鏡の倍率は代表的な（均質の）画像を表現するのには高すぎた恐れがあり、立体的原理に基づく固体含有量を直接測定に使用することができない。固体の形態は、バレルの温度プロファイルに基づく。しかしながら、差異は前の高固体分率の場合に観察されたよりも明確ではなかった。合金をサブ液相線温度に予備過熱した場合、これらは粗い長球形態を形成した（図１０ｂ、ｃ）。チクソ成形の間に観察された、すなわち閉じ込められた液体などの未溶解相の特質的特性は、ここでは存在しなかった。合金が液相線以上に過熱され、その後サブ液相線範囲に冷却された場合、析出した固体は退化したロゼットの形態を有するはずである（図１０ｄ）。ロゼット形状に影響を及ぼす剪断の役割はここでは明瞭ではなく、ロゼット形状は時々長球と共存していることが観察された（図１０ｅ）。固体の形態の変化および０から約５％までの範囲内の含有量の変化は、マトリックスの明確な差異を伴ってはいなかった（図１０ａ〜ｅ）。さらに、Ｍｇ−９Ａｌ−１ＺｎとＭｇ−６Ａｌ品位の間のマトリックスおよび固体の形態的差異を区別するのは困難であった。

過熱液体からダイ・カストによって生成されたミクロ構造を図１１に示す。両方の合金とも不均質で、鋳型中で固化する前に形成され、図１１ａに明るいコントラストで示される樹枝状析出物を含有していた。析出物の一部は、寸法が３００〜４００μｍの大きなものであった。ＡＭ６０ＢとＡＺ９１Ｄ合金の間に顕著な形態的差異は観察されなかった（図１１ｂ、ｃ）。ＡＺ９１Ｄは、より多くのＭｇ１７Ａｌ１２相を含有していることが知られているが、この差異は光学顕微鏡図から明らかには観察されなかった。唯一見られた差異は、ＡＭ６０Ｂ品位におけるより多いＭｇ１７Ａｌ１２の不連続析出であった。

結晶学的配向
ミクロ構造成分間の結晶学的配向における差異を定性的に評価する方法として、エッチング技術を使用した。近液相線成形によって得られたミクロ構造中の色分布は、顕著な好ましい配向がなかったことが明らかになった（図１２ａ）。クラスターは存在せず、それぞれの小さな粒子／セルは、別個に方向づけされていた。

過熱液体範囲からのダイ・カスト合金は、大きな樹枝構造を示し、樹枝構造内の全特性は同じかあるいは非常に類似した結晶学的配向を有していることが示唆された。これらの一部は、鋳型キャビティに射出される前に形成された、一次樹枝構造の形態を有していた。エッチングによって、従来の顕微鏡写真で個別の粒子として表現された多くの特性が、実際は大きな複数粒子の団塊の一部であったことが示された（例えば、図１１のｂ、ｄ）。

相の組成
Ｘ線回折は、相の結晶学、それらの内容および好ましい配位の推定についての情報を提供した。近液相線範囲から成形したＡＺ９１Ｄ合金は、Ｍｇ１７Ａｌ１２のα−Ｍｇおよび金属間化合物相を含有していた（図１３ａ）。回折パターン上のピーク強度の比較およびＪＣＰＤＳ標準は、両方の相がランダムに配列されていることを示唆している。少なくとも、Ｍｇ１７Ａｌ１２の６つのピークが検出可能であったが、推定では体積分率が約９％であることを示している。その液相線範囲から成形されたＡＭ６０Ｂ合金は、実質上α−Ｍｇ相だけの異なるＸ線回折パターンを示した（図１３ｂ）。Ｍｇ１７Ａｌ１２のピークが予想される位置を、図１０ｂにおいて矢印で示すが、これらの強度はバックグラウンド・ノイズの水準である。回折パターンのコンピュータ解析から推定したＭｇ１７Ａｌ１２相の容積寄与率は、１％と低かった。６７０℃に過熱した溶融体からのダイ・カストＡＺ９１Ｄ合金の回折パターンを図１３ｃに示す。これは、上記図１３ａに示した近液相線成形後よりも、目視的に検出可能なより低いＭｇ１７Ａｌ１２のピーク強度を示している。Ｍｇ１７Ａｌ１２相の予想含有量は、約７％であった。

脱凝集特性
近液相線成形構造体と過熱液体ダイ・カスト構造体の間の脱凝集表面の形態には、著しい違いがあった。近液相線成形後のＡＺ９１Ｄ引張試験片の典型的な断面図を図１４ａに示す。Ｍｇ１７Ａｌ１２金属間化合物相に沿って、特にα−Ｍｇと金属間化合物の境界に沿って、クラックが貫通していた。クラック近傍の孔に著しい粗大化はなく、一次固体の結晶粒を貫くクラックも観察されなかった。代わりに、クラックは一次固体と周辺のマトリックスの間を貫通していた。合金溶融中に溶けなかった、多数のＭｎ−Ａｌ−ＦｅおよびＭｇ２Ｓｉの粒子が存在した。これらは脱凝集表面には観測されなかったので、これらのクラッキングへの寄与は明らかではない。

過熱液体から処理された合金内に存在する樹枝状形態は、破損メカニズムに強く影響した（図１４ｂ）。粗い樹枝状形態を分離し、残りのマトリックスと異なる結晶配位を有した領域は、最も弱い経路であり、クラックを生じやすい（図１４ｃ）。かかる粗い樹枝状構造の外側は、α−ＭｇとＭｇ１７Ａｌ１２金属間化合物との境界が、典型的な伝播経路である。応力の下では、収縮孔が著しく大きくなり、このことは脱凝集表面のすぐ近傍にある孔に関して特に明白であった。

結論
実施した実験は、液相線の値周辺の温度に厳密に予熱したマグネシウム合金の射出成形によって、過熱溶融体の鋳造に典型的ないくつかの不利な点が減少することを示す。無視し得るほどの気孔率（図９、１０および１２）が、以下で説明するように、具体的な固化メカニズムおよびこれによる微細で均一な構造に最も貢献しているものと考えられる。さらに、鋳型充填後の高密度化工程も、成形品の内部気孔率を減少させると考えられる。

ダイ・カスト合金より約７０〜１００℃低い運転温度も、エネルギーの節約、機器／成形部品の劣化低減、および蒸発および酸化による合金の損失減少によって表される利点をもたらす。射出成形は、熱プラグを使用するバレル密封概念に依存しているので、溶融合金の大きな過熱は許されない。したがって、過熱溶融体を使用する処理として、ここではダイ・カストを選択した。ホットおよびコールド・チャンバー・ダイ・カストは両方とも過熱液体から開始し、完全に正常な構成部品を製造するのが難しいという欠点を持っている。過熱は、ホット・スリーブへの移送中およびホット・スリーブにおける遅延時間における熱損失を補償することが求められる。すべての処理段階において、ダイ・カストと射出成形の間には、いくつかの重要な違いが存在し、合金の温度はこれらの違いの１つに過ぎない。両方の技術によって得られた結果を比較する場合、このことに留意しなければならない。

処理温度は、部品の完全性に加えて、合金ミクロ構造に影響を及ぼす（図９および１０）。マグネシウム合金の非平衡固化は、一次α−Ｍｇ相の核生成から開始される。その後樹枝状構造の成長が起こり、樹枝状構造間領域中の残存液体が、分離したあるいは部分的に分離した共融混合物として最後に固化される。鋳込み温度を下げると、等軸固化構造体の形成が促進されることが知られている。過熱が十分に低いと、全溶融体が冷却不十分で、溶融体の至るところで大量の不均質核生成が起こる。これは、鋳造において完全に柱状ゾーンを排除し、全容積において微細な等軸粒子の形成をもたらす結果となる。レオキャスティングが最初に発見されたとき、これは冷凍プロセスの間に、機械的攪拌あるいは他の攪拌形態のいずれかによって、樹枝状構造を壊すであろうと思われた。その結果、溶融体内の樹枝状構造の破片が、新しい粒子が長球に形を変える核になる働きをすると考えられた。このメカニズムは、金属と類似の結晶化特性を有する透明な液体の固化の直接観察および数値モデルによっては裏付けられなかった。これらは、球形の結晶が、破損した樹枝状構造の破片からではなく、液体からの直接核生成を通して形成されることを示している。球状構造は、基本的に冷凍の初期段階における核生成と成長プロセスを制御することによって発達する。

成形合金の固化プロセスに影響を及ぼす可能性のある別の要因は、バレルに沿って運ばれる間の往復運動スクリューによって行われる攪拌と鋳型充填中の高速射出である。実際問題として、これら２つの寄与を分けることは難しい。高強度の剪断によって導かれる乱れは、拡散境界層の不安定化に影響し、固体−液体境界の前方に溶質がビルドアップするのを防止するので、それ故組成的冷却不足によって、樹枝構造の成長が抑制される。図１０に示すように、固化は既存の固体小球の成長、または新しい固体小球の形成のどちらにも至っていない。この態様は、剪断によって影響を受ける場合もある。一次粒子の密集した球形の形態およびこれらの周りに顕著な拡散境界層が不在なことは、固体−液体境界において屈折点が少なくなることによってこれら粒子の成長を制限することを示す。それ故、溶融体中の新しい核生成による固化が、既存粒子の成長にわたって動力学的に好ましい。したがって、剪断速度は半固体スラリー中に激しい乱れを促進し、溶融体を通して均一な温度分布を確立し、この状態が溶融体を通しての核生成に理想的である。

半固体処理に関し、室温におけるミクロ構造が、合金の熱履歴を再現してくれる。近液相線温度の探索の間に、処理パラメーターに対してリンクを提供する特性が、明確でなくなる。サブ液相線成形に関し、合金の温度は、溶融していない固体分率の測定に基づき推定することもできる。閉じ込められた液体の欠如によって、レオおよびチクソルートの識別をすることはできず、これは液相線温度が固体方向から達成されたかまたは液体方向から達成されたかを指摘するものではないことを意味する（図１０）。液相線温度を超え、一次固体の最後の顆粒が溶解したとき、温度の推定はより不確かなものとなる。完全に溶解したものを冷却し、次いで部分的に再固化した合金は、固体の形態が与えられた剪断によって制御される。過熱の証明は、溶融体の温度をその後液相線未満に低下させたときの、射出前におけるロゼット状または樹枝状析出の存在である。一般的に、小球の真球度が低いと、しばしば混合物中にロゼット構造と共存しており（図１０ｅ）、これはかかる無視し得るほどの固体分率において剪断の有効性がかなり低いことを示唆しており、したがって、処理条件の評価のエラーが増加する。

半固体処理後の機械的性質の有益な変化について検討する際、２つの要素、すなわち、（ｉ）気孔率の減少によって生じる改良および（ｉｉ）ミクロ構造の改質による変化、が混在する。近液相線成形の後発生する高強度構造体は、第１の要素をうまく利用したものであることは明らかである。本明細書で実施した実験は、構造関連要素の影響を評価することを可能にする。図６および７に示す両成形合金の引張特性における変動は、前に半固体状態の形態の成形について説明したのと同じ性質のものである。個別のＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金についての強度の低下は、一次固体の粗い小球の体積増加に関連している。図６に見られるように、α−Ｍｇ小球の含有量の増加の場合の強度の減少も、レオキャスティングおよびチクソキャスティングに関して報告された。レオキャスティングに関しては、引張強度σＵＴＳを固体分率ｆｓとリンクさせた以下の実験式が開発された。
σＵＴＳ（ＭＰａ）＝１２４（１−ｆｓ）＋［７２＋５４７ｄ−１／２］ｆｓ
（２）
ここにおいて、ｄは粒径を表す。式（２）におけるｆｓが０の場合の最大強度１２４ＭＰａは、図６に報告されている値より著しく低い。一次固体の存在が、結果としてＡｌ中の残存液体を濃縮させ、より多くのＭｇ１７Ａｌ１２の析出をもたらし、マトリックスの延性に影響を及ぼしている。

ＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ品位を比較する場合、主な違いは後者のより高い伸びである。より良い強靱性のための最初の合金化方法は、Ｍｇ１７Ａｌ１２金属間化合物相の体積分率を低下させることであることが、公表された定量的に示されている証拠をもって一般的に容認されている。Ｍｇ１７Ａｌ１２の含有量は、ＡＭ６０品位については２〜７％、ＡＺ９１Ｄについては５から１６％までの範囲である。したがって、図６および７におけるＡＭ６０Ｂのより高い伸びは、主としてより低いＡｌ含有量に起因する著しく低い金属間化合物相の分率に関連している。本研究のＸ線測定に基づくおおよその推定では、Ｍｇ１７Ａｌ１２の分率は、ＡＭ６０Ｂが１％、ＡＺ９１Ｄが９％の間である。同時に、ダイ・カスト合金は、ＡＺ９１Ｄ品位に関して約７％と、わずかに低いＭｇ１７Ａｌ１２相含有量を示した（図１３）と思われる。ＡＭ６０とＡＺ９１品位の強度は非常に類似している（図６）ので、この所見は、さらに伸びを増加させた、近液相線範囲から成形したＡＺ９１１合金の最適な性質には、Ａｌ含有量の低減が求められるであろうことを示唆している。

半固体処理が、通常の鋳造によって得られたものよりも優れた性質を備えていることは、一般的に認められている。一方Ａｌ合金に関する前述の説明において示されているように、Ｍｇ−ＡｌおよびＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ合金は、固体含有量が増加すると強度および延性の両方が低下することを示している。ここに集められた冶金的特徴と図１５ａおよび１５ｂに示されている従前の研究は、それぞれの固化構造を有するＭｇ−ＡｌおよびＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ合金は、かなりの量の不溶解部分を有する半固体処理には最適ではないことを示唆している。したがって、Ｍｇ−ＡｌおよびＭｇ−Ａｌ−Ｚｎ合金に関して、近液相線成形が、強度と延性の最高の組合せを有する高強度構造を達成するために選択する技術である。

また当業者によって理解されるように、同様の結果が射出成形に適した他の合金の近液相線成形についても得られることが予想される。
射出成形システムは、成形キャビティのできるだけ近くで合金を近液相線温度に維持するなどの厳格な合金の温度管理を必要とする、近液相線処理概念の実施を可能にする。射出鋳型２４は、ホット・スプルーまたはホット通路など、少なくとも１個の温度制御されている溶融体導管を含むように構成され、射出の間に溶融体をゲートに運び、これを射出サイクルの間処理温度に維持することが好ましい。適切なシステムは、出願人の同時係属中の米国特許出願第１０／８４６，５１６号に記載されており、この特許出願の開示は参照により本明細書に組み込まれている。かかるシステムを使用することによって、温度制御した溶融合金と鋳型のゲートとの流動距離が縮小され、これによって温度の低下が最小限になる。熱損失の防止は、熱容量が小さくて急速に固化する傾向があり、鋳型の完全な充填が妨げられることが知られているマグネシウム合金にとっては、特別な意味がある。

ほぼ液相線水準の狭い温度範囲に予熱された後のＭｇ−９Ａｌ−１ＺｎおよびＭｇ−６Ａｌ合金の成形は、結果として高強度構造の形成をもたらす。従来の過熱溶融体を使用する鋳造の後に不可避的に存在する収縮孔は、無視し得る水準に最小化される。

近液相線成形したＭｇ−９Ａｌ−１ＺｎおよびＭｇ−６Ａｌ合金のマトリックスは、肉眼的に均質であり、典型的な寸法が２０ｍｍであるａ−Ｍｇの微細等軸構造からなり、プレ共融合固化の結果生ずる場合のある粗い方向性樹枝構造を含まない。ａ−Ｍｇ粒子は、主に、過熱溶融体から鋳造した後よりもいくらか高い含有量の不連続析出物のＭｇ１７Ａｌ１２金属間化合物相に囲まれている。一次固体は、完全に存在しないかまたは存在しても体積分率で５％を超えない無視し得る量のいずれかである。固体粒子は、閉じ込められた液体を含んでおらず、システム内の合金の流路に沿った温度プロファイルに基づき、長球から退化したロゼット構造までの形態を示す。

近液相線成形のＭｇ−９Ａｌ−１ＺｎおよびＭｇ−６Ａｌ合金は、半固体ルートによって過熱液体から生成された対応する生成物よりも優れた強度と伸びの組合せを示す。引張特性は、高い構造的完全性と微細なミクロ構造から得られる。

金属−マトリックス複合材は、金属成分と補強成分との組合せである。補強成分は、通常非金属で、一般的にセラミックまたは他の材料例えば、ホウ素、炭化ケイ素、グラファイトまたはアルミナなどの連続繊維、タングステン、ベリリウム、チタンおよびモリブデンを含むワイヤ、および／または繊維、ウイスカおよび微粒子などの不連続材料である。金属成分は、補強成分に対応する支援を提供する。補強成分は、金属成分の中へ埋め込まれる。補強成分は、常に純粋な構造的課題の役目（金属成分を補強する）だけを果たすわけでなくて、耐磨耗性、摩擦係数、熱伝導度、剛性、強度、耐熱性などの、物理的性質を変えるためにも使用される。補強成分は、連続性または不連続性のいずれにもすることができる。不連続性金属−マトリックス複合材は、等方性であり、標準金属加工技術で作業することができる。連続性補強成分は、モノフィラメント・ワイヤまたはカーボン・ファイバー、炭化ケイ素などの繊維を使用する。繊維は、金属成分中にある方向性をもって埋め込まれるので、結果として非等方性構造が生じ、ここにおいて材料の配列が強度に影響する。最初の金属−マトリックス複合材の１つは、ボロン・フィラメントを補強成分として使用した。不連続性補強成分は、「ウイスカ」、短繊維、または粒子を使用する。

金属−マトリックス複合材は、在来の金属合金化以外の方法を用いて生成される。金属−マトリックス複合材は、しばしば先在する２つの構成要素（金属およびセラミック繊維など）を一緒にすることで生成される。一般的に使用される方法には、粉末冶金、拡散接合、液相焼結、圧搾浸透、攪拌鋳造などが含まれる。

別の方法として、処理温度において一般的に高活性の金属を、補強成分および／または金属−マトリックス複合材を原位置で形成する（すなわち、金属−マトリックス複合材の前駆物質内の化学反応で形成する）ための利用することができる。

金属−マトリックス複合材（金属成分および金属成分中に埋め込まれた補強成分を含む）は、射出成形機の成形方法によって、金属成分の近液相線温度で成形された。射出成形機は、ＨｕｓｋｙＴＭ Ｔｈｉｘｏ５射出式成形機であった。一般的に、この方法は、（少なくとも成形機の一部、好ましくは成形機のヘッド部に配置されている）金属−マトリックス−複合材のスラリーの温度を、金属成分の液相線温度に近い温度範囲（相対的に近くおよび／またはその温度の周辺）内に維持および制御し、金属−マトリックス複合材のスラリーが約０％から約５％の範囲の固体含有量を有するようにすることを含んでいた。温度範囲は、使用する合金により変わることが理解される。この方法で作製された金属−マトリックス複合材は、スラリーの温度を金属成分の液相線温度近くの温度範囲内に制御し、スラリーが約０％から約５％の範囲の固体含有量を有するように構成された成形機によって成形された金属成分を含んでいた。

例として、Ｍｇの合金（特に、ＡＺ９１）を有する金属成分を含んだ金属−マトリックス複合材のスラリーに関して、ＡＺ１９合金の液相線温度は約６９５℃であり、スラリーの温度は、（少なくとも成形機の一部において）約６９５℃から約６９３℃（すなわち、６９５℃マイナス約２℃）の温度範囲内に維持されていた。Ｍｇの合金ＡＺ１９を有する成形金属−マトリックス複合材は、約０％から約５％の範囲の固体含有量を有していた。他の金属−マトリックス複合材の温度範囲が異なること、そして温度範囲が金属−マトリックス複合材の金属成分中に含まれる合金の種類に依存することが理解される。

好ましい実施形態において、金属成分はマグネシウム（Ｍｇ）合金を含んでおり、補強成分は、細かく粒状化した粒子の炭化ケイ素（ＳｉＣ）のいずれかを含んでいた。代替実施形態において、金属成分はマグネシウム系合金および／またはアルミニウム系合金および／または亜鉛系合金ならびにこれらのあらゆる組合せおよび置換体を含んでいる。マグネシウム合金は、低固体含有量のＡＺ９１Ｄであった。

成形機によって成形された試験片は、引張試験片であった。引張試験片は規定寸法を有する射出成形された試験片であり、この試験片は試験片中に含まれる材料の引張特性を求めるのに使用される。

好ましい方法は、以下の工程または操作を含んでいた。４個の成形キャビティを画定する鋳型を２００℃に予熱した。マグネシウムのチップと所定の体積のＳｉＣ粒子を成形機に連結している成形機のホッパーに導入した。（寸法の異なる）炭化ケイ素粒子を様々な速度および体積で加えた。金属−マトリックス複合材の種類（チクソキャスティングおよび／またはレオキャスティング）は、成形機のバレル中では制御しなかった。成形機のバレル内を流動中に、ＳｉＣ粒子はマグネシウム合金と混合され、半固体状態に加熱された。成形機は、所定のショット・サイズを有する金属−マトリックス複合材のショットを蓄積するように設定された。金属化合物は、バレル中で処理する間「制御された」量の固体含有量を有する金属合金スラリーを含んでいることが好ましい（この条件は、必要条件ではないことが理解される）。

好ましい方法は、また以下の工程または操作を含んでいた。ショットの総重量は２５０．３グラム（ｇ）と算定され、これは１４３．７ｇの通路を有するスプルーおよび３５ｇのオーバーフローを含んでいた。ショットは、逆止め弁の前方に蓄積された。処理スクリューは、前方向に毎秒約２メートル（ｍ／ｓ）で加速され、結果としてショットはスプルーおよびゲートを通り、４つの成形キャビティに射出された。成形キャビティの充填中に、さらなるＳｉＣ粒子の混合が行われた。ＳｉＣ粒子は、成形された引張試験片内に十分均一に分布したと思われる。スプルーとゲートはその中に通路が画定され、通路は６５平方ミリメートル（ｍｍ２）の断面積を有する。スクリューを含む成形機のバレルは、７０ｍｍの直径と約２ｍ（メートル）の長さを有した。バレルの温度プロファイルは、バレル上に設置されている電気抵抗ヒーターによって制御され、ヒーターは加熱ゾーンにグループ分けされていた。バレルの温度プロファイルは、成形された金属−マトリックス複合材が、約０％から約５％までの非溶融相部分を有する金属成分を含むように調製された。

代替法において、補強成分は、金属成分と、少なくとも部分的に化学的に反応性であるように選択された。別の代替法では、補強成分は、金属成分と化学的に非反応性であるように選択された。

代替法において、補強成分は金属合金を含んでいた。別の代替法において、補強成分は非金属成分を含んでいた。さらに別の代替方法においては、補強成分は粉末を含んでいた。さらに別の代替法では、補強成分は窒化ホウ素（ＢＮ）を含んでいた。
以下は、近液相線温度で成形した金属−マトリックス複合材の金相的評価に関する考察である。実施形態の技術的結果は、ＳｉＣ粒子が金属−マトリックス複合材中に実質上均一に分散していることである。

図１６は、近液相線温度で成形した金属−マトリックス複合材サンプルＮｏ．１のミクロ構造を表す。図１６は、１０ｍｍ（ミリメートル）＝２００μｍ（マイクロメートル）に拡大されている。サンプルＮｏ．１において、ＳｉＣは、微細等級の粒子として含まれていた。

図１７は、より高い倍率における図１６のミクロ構造を表す。図１７は、１０ｍｍ＝１００μｍに拡大されている。
図１８は、より高い倍率における図１６のミクロ構造を表す。図１８は、１０ｍｍ＝５０μｍに拡大されている。
図１９は、図１６のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図１９は、１０ｍｍ＝５０μｍに拡大されている。

図２０は、図１６のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図２０は、１０ｍｍ＝２５μｍに拡大されている。項目２００２は、一次固体α−Ｍｇである。項目２００４は、ＳｉＣ補強粒子である。項目２００６は、マトリックス−変換した液体部分である。金属成分と補強成分とが結合して実質上均質なマクロ構造を形成する。この実施形態の技術的効果は、金属成分と補強成分とが実質上均質なミクロ構造を形成することである。

図２１は、近液相線温度で成形した金属−マトリックス複合材サンプルＮｏ．２のミクロ構造を表す。図２１は、１０ｍｍ＝２００μｍに拡大されている。サンプルＮｏ．２において、ＳｉＣは粗く分布した粒子として含まれていた。

図２２は、図２１のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図２２は、１０ｍｍ＝２５μｍに拡大されている。項目２２０２は、一次固体α−Ｍｇである。項目２２０４は、ＳｉＣ補強粒子である。項目２２０６は、マトリックス−固化した液体部分である。

図２３は、近液相線温度で成形した金属−マトリックス複合材サンプルＮｏ．３のミクロ構造を表す。図２３は、１０ｍｍ＝２００μｍに拡大されている。サンプルＮｏ．３において、ＳｉＣは粗く分布した粒子として含まれている。

図２４は、図２３のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図２４は、１０ｍｍ＝５０μｍに拡大されている。
図２５は、図２３のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図２５は、１０ｍｍ＝２５μｍに拡大されている。
図２６は、近液相線温度で成形した金属−マトリックス複合材サンプルＮｏ．４のミクロ構造を表す。図２６は、１０ｍｍ＝２００μｍに拡大されている。サンプルＮｏ．４において、ＳｉＣは粗く分布した粒子として含まれている。

図２７は、図２６のミクロ構造を表し、細部をより高い倍率で示す。図２７は、１０ｍｍ＝５０μｍに拡大されている。
図２８は、近液相線温度で成形した金属マトリックス複合材サンプルＮｏ．５のミクロ構造を表す。図２８は、１０ｍｍ＝２００μｍに拡大されている。サンプルＮｏ．５の金属−マトリックス複合材は、金属成分を含んでおり同じく金属成分に少なくとも部分的に化学的に反応性である補強成分を含んでいた。サンプルＮｏ．５において、ＳｉＣがＭｇの液体部分とより高温で反応して、「漢字」様のＭｇ２Ｓｉ粒子を形成した。

図２９は、図２８のミクロ構造を表し、ここでミクロ構造の別の詳細を示す。図２９は、１０ｍｍ＝２００μｍに拡大されている。項目２９０２は、Ｍｇ２Ｓｉ粒子を表す。項目２９０４は、一次固体α−Ｍｇを表す。

別の実施形態によれば、成形品は、金属成分の近液相線温度で成形した金属成分を含んでいる。金属成分がスラリー状態で存在した間、金属成分が５％までの固体含有量を有していたことが好ましい。成形した金属成分は成形機で成形されたことが好ましい。金属化合物が成形機で成形され、成形機が射出成形機を含んでいたことが好ましい。

本発明を、現在好ましいと考えられる実施形態に関して説明してきたが、本発明は開示された実施形態に限定されないことが理解されるものとする。そうではなくて、本発明は添付の特許の請求範囲の精神および範囲内の様々な変更形態および同等の装置を包括することを意図している。以下の特許の請求範囲は、かかる変更および同等の構造および機能のすべてを包含するために、最も広範囲な解釈に合致するものとする。

本発明の実施形態に使用される射出成形装置の概略図である。 ７００℃未満の液相線を有する合金の近液相線処理温度範囲を示すグラフである。 マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄの近液相線処理中の、図１の射出成形装置のバレル部に沿った温度分布図である。 調査した合金の測定した化学物質および予熱温度の相状態図である。 シェイルの公式（Ｓｃｈｅｉｌ’ｓ ｆｏｒｍｕｌａ）に基づき計算した、ＡＺ９１およびＡＺ６０合金のサブ液相線領域に関する固体分率対温度のグラフである。 近液相線温度からの成形および過熱状態からのダイ・カスト成形のＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金に関する引張強度に対する対応する伸びのプロットである。比較のためにいくつかの文献データを含む。ＡＳＴＭ Ｂ９４標準要件：ＡＺ９ＩＤ：ＵＴＳ＝２３０ＭＰａ、ＹＳ＝１５０ＭＰａ、伸び＝５０．８ｍｍにおいて３％；ＡＭ６０Ｂ：ＵＴＳ＝２２０ＭＰａ、ＹＳ＝１３０ＭＰａ、伸び＝５０．８ｍｍにおいて６％。 近液相線温度からの成形および過熱状態からのダイ・カスト成形のＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金に関する降伏応力に対する対応する伸びのプロットである。比較のためにいくつかの文献データを含む。 過熱状態からダイ・カストした後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の２ｍｍ横断の顕微鏡図であり、いかなる明確な欠陥もなく、構造の完全性を示す。 図８ａの断面の２００μｍ横断顕微鏡図であり、収縮孔の概観を示す。 図８ａの断面の２５μｍ横断詳細顕微鏡図であり、凝固収縮中に形成された結晶間特性を示す。 ０％固体における射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の２００μｍ横断の顕微鏡図であり、Ｍｎ−Ｆｅ−Ａｌの金属間化合物を表す黒点を示す。 図９ａの断面の２５μｍ横断詳細顕微鏡図であり、α−Ｍｇ内の偏析およびＭｇ１７Ａｌ１２金属間化合物の分布を示す。 ０％固体における射出成形後の、ＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、固体の形態を示す。 １％固体分率でサブ液相線温度に加熱した合金の射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、球形固体の代表的形態を示す。 ２％固体分率でサブ液相線温度に加熱した合金の射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、球形固体の代表的形態を示す。 １％固体分率で、液相線を超えて過熱し、その後サブ液相線範囲に冷却した合金の射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、ロゼット形状固体の代表的形態を示す。 ２％固体分率で、液相線を超えて過熱し、その後サブ液相線範囲に冷却した合金の射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、ロゼットと球形固体との混合物の代表的形態を示す。 ３％固体分率で、液相線を超えて過熱し、その後サブ液相線範囲に冷却した合金の射出成形後のＡＭ６０Ｂ合金から形成された引張試験片の断面の１００μｍ横断の顕微鏡図であり、近球形固体の代表的形態を示す。 過熱状態からダイ・カストした後のＡＺ９１Ｄ合金から形成された引張試験片の断面の２００μｍ横断の顕微鏡図であり、得られた合金ミクロ構造の概観を示す。 図１１ａの断面の、２５μｍ横断の顕微鏡図であり、マトリックス内に粗プレ共融混合物樹枝状構造を含む得られた合金ミクロ構造の概観を示す。 過熱状態からダイ・カストした後のＡＭ６０Ｂ合金から形成された引張試験片の断面の２００μｍ横断の顕微鏡図であり、得られた合金ミクロ構造の概観を示す。 図１１ｃの断面の引張試験片の断面の、２５μｍ横断の顕微鏡図であり、粗プレ共融混合物樹枝状構造を含む得られた合金ミクロ構造の概観を示す。 近液相線温度における合金の射出成形後のＡＺ９１Ｄ合金から形成した引張試験片の断面にエッチングを施した１００μｍ横断の顕微鏡図であり、構成成分の結晶学的配向における差異を明らかにしている。 過熱状態からダイ・カストした後のＡＺ９１Ｄ合金から形成した引張試験片の断面にエッチングを施した１００μｍ横断の顕微鏡図であり、構成成分の結晶学的配向における差異を明らかにしている。 ０％固体で射出成形したＡＺ９１Ｄ合金に関するＸ線回折パターンである。 ０％固体で射出成形したＡＭ６０Ｂ合金に関するＸ線回折パターンである。 過熱液体からダイ・カストを開始したＡＺ９１Ｄ合金に関するＸ線回折パターンである。 近液相線範囲から射出成形したＡＺ９１Ｄ合金から形成した引張試験片の脱凝集した表面の、２００μｍ横断の顕微鏡図である。 過熱液体からダイ・カストしたＡＺ９１Ｄ合金から形成した引張試験片の脱凝集した表面の、２００μｍ横断の顕微鏡図である。 ２５μｍ横断の顕微鏡図であり、図１４ｂにおける引張試験片の粗樹枝構造と周辺マトリックスの間のクラック伝播経路を示す。 近液相線範囲から射出成形したＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金から形成した引張試験片に関する固体含有量を関数とした降伏応力のプロットである。 近液相線範囲から射出成形したＡＺ９１ＤおよびＡＭ６０Ｂ合金から形成した引張試験片に関する固体含有量を関数とした降伏応力引張比のプロットである。 近液相線温度において成形したサンプルＮｏ．１の金属−マトリックス複合材のミクロ構造の表示である。 高倍率における図１６のミクロ構造の表示である。 高倍率における図１６のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図１６のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図１６のミクロ構造の表示である。 近液相線温度において成形したサンプルＮｏ．２の金属−マトリックス複合材のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図２１のミクロ構造の表示である。 近液相線温度において成形したサンプルＮｏ．３の金属−マトリックス複合材のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図２３のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図２３のミクロ構造の表示である。 近液相線温度において成形したサンプルＮｏ．４の金属−マトリックス複合材のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図２６のミクロ構造の表示である。 近液相線温度において成形したサンプルＮｏ．５の金属−マトリックス複合材のミクロ構造の表示である。 細部を高倍率で示した図２８のミクロ構造の表示である。

Claims (41)

1. 金属合金をニア・ネット・シェイプ物に成形するための射出成形方法であって、
   加熱されたバレル・アセンブリを有する射出成形機に前記合金を供給する工程と、
   前記バレル・アセンブリ中に配置されたスクリュー・フィーダを用いてバレル・アセンブリ中の溶融体通路を通して前記合金を移動させ、前記合金の液相線温度に近い温度に前記合金を加熱する工程と、
   バレル・アセンブリの蓄積部分にある量の前記合金を蓄積する工程と、
   前記蓄積部分中の合金の温度を制御して、前記合金を５％の最大固体含有量を有する溶融状態に維持する工程と、
   前記合金を射出して予め定めた形状の鋳型に充填し、ニア・ネット・シェイプ物に固化する工程と
   を含む射出成形方法。
2. 鋳型への充填および最終固化の工程間に、スラリーに圧力を付加する工程をさらに含む、請求項１に記載の射出成形方法。
3. 前記合金が、マグネシウム系合金、アルミニウム系合金、鉛系合金、亜鉛系合金、ビスマス系合金の群から選択される、請求項１に記載の射出成形方法。
4. 前記合金が、機械的に粉砕されたチップの形態で供給される、請求項１に記載の射出成形方法。
5. 前記合金が、顆粒に急速に固化される金属の形態で供給される、請求項１に記載の射出成形方法。
6. 前記合金が、ＡＺ９１Ｄとして知られる公称組成を有するマグネシウム系合金であり、前記合金がバレル中で５９５℃に近い温度に加熱される、請求項１に記載の射出成形方法。
7. 前記合金が、ＡＭ６０として知られる公称組成を有するマグネシウム系合金であり、前記合金が前記バレル中で６１５℃に近い温度に加熱される、請求項１に記載の射出成形方法。
8. 前記合金が、ＡＪ５２として知られる公称組成を有するマグネシウム系合金であり、前記合金が前記バレル中で６１６℃に近い温度に加熱される、請求項１に記載の射出成形方法。
9. ヘッド部中の合金の温度が、液相線温度の２℃以内に制御される、請求項１に記載の射出成形方法。
10. ヘッド部中の合金の温度が、液相線温度の１℃以内に制御される、請求項１に記載の射出成形方法。
11. 任意の溶融合金が、不活性ガスによって酸化から保護されている、請求項１に記載の射出成形方法。
12. 前記不活性ガスが、アルゴンである、請求項１１に記載の射出成形方法。
13. 前記鋳型が、２ｍｍを超えない薄壁を有するニア・ネット・シェイプを形成するように適合される、請求項１に記載の射出成形方法。
14. 前記ニア・ネット・シェイプ固体が、均質で、粗い方向性樹枝構造を含まない微細な等軸構造を有する、請求項１に記載の射出成形方法によって形成されるニア・ネット・シェイプ物。
15. ＡＺ９１Ｄとして知られる公称組成を有し、典型的な寸法が２０μｍであるα−Ｍｇ粒子からなるミクロ構造を有するマグネシウム系合金から作製される、請求項１４に記載のニア・ネット・シェイプ物。
16. 前記α−Ｍｇ粒子が、Ｍｇ１７Ａｌ１２金属間化合物相の主に不連続性の沈殿物によって囲まれている、請求項１５に記載のニア・ネット・シェイプ物。
17. 軽金属合金をニア・ネット・シェイプ物に成形するための射出成形方法であって、
    加熱されたバレル・アセンブリを有する射出成形機に前記合金を供給する工程と、
    前記バレル・アセンブリ中に配置されたスクリュー・フィーダを用いてバレル・アセンブリ中の溶融体通路を通して前記合金を移動させ、前記合金の液相線温度に近い温度に前記合金を加熱する工程と、
    前記バレル・アセンブリの蓄積部分にある量の合金を蓄積する工程と、
    前記蓄積部分中の合金の温度を制御して、前記合金を２％の最大固体含有量を有する溶融状態に維持する工程と、
    前記合金を射出して予め定めた形状の鋳型に充填し、ニア・ネット・シェイプ物に固化する工程と
    を含む射出成形方法。
18. 鋳型への充填および最終固化の工程の間に、スラリーに圧力を付加する工程をさらに含む、請求項１７に記載の射出成形方法。
19. 前記金属合金が、金属−マトリックス複合材を含む、請求項１に記載の射出成形方法。
20. 前記軽金属合金が、金属−マトリックス複合材を含む、請求項１７に記載の射出成形方法。
21. 金属成分、および
    前記金属成分中に埋め込まれた補強成分からなる金属−マトリックス複合材であって、前記金属成分および前記補強成分は、金属成分の近液相線温度において成形機によって成形された金属−マトリックス複合材。
22. 前記金属成分および補強成分が、前記成形機中でスラリーに形成され、前記スラリーが約０％から約５％までの範囲の固体含有量を有する、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
23. 前記金属成分および前記補強成分が、前記成形機中でスラリーに形成され、前記成形機が前記スラリーの温度を前記金属成分の液相線近くの温度範囲内に制御するように構成されている、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
24. 前記金属成分が、マグネシウムの合金、前記金属成分および補強成分を含み、前記成形機中でスラリーに形成され、前記スラリーの温度が約６９５℃から約６９３℃までの温度範囲に維持された、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
25. 前記金属成分が、マグネシウム系合金、アルミニウム系合金、亜鉛系合金およびこれらの任意の組合せおよび置換を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
26. 前記金属成分が、マグネシウム合金ＡＺ９１Ｄを含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
27. 前記金属成分と前記補強成分が一緒になって実質上均質なマクロ構造を形成する、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
28. 前記金属成分と前記補強成分が実質上均質なミクロ構造を形成する、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
29. 前記金属成分が、固体含有量を有する金属合金スラリーを含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
30. 前記補強成分が、前記金属成分と、少なくとも部分的に、化学的に反応性である、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
31. 前記補強成分が、前記金属成分と化学的に非反応性である、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
32. 前記補強成分が、金属合金を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
33. 前記補強成分が、非金属成分を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
34. 前記補強成分が、粉末を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
35. 前記補強成分が、炭化ケイ素（ＳｉＣ）を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
36. 前記補強成分が、窒化ホウ素（ＢＮ）を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
37. 前記成形機が射出成形機を含む、請求項２１に記載の金属−マトリックス複合材。
38. 金属成分の近液相線温度において成形した金属成分からなる成形品。
39. 前記金属成分がスラリー状態で存在する間、前記金属成分が５％までの固体含有量を有していた、請求項３８に記載の成形品。
40. 前記成形された金属成分が、成形機で成形された、請求項３８に記載の成形品。
41. 前記成形された金属成分が、成形機で成形され、前記成形機が射出成形機を含んだ、請求項３８に記載の成形品。

Images