JP3003366U - マグネシウム合金製ホイール - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】連続鋳造素材を用いて、アルミニウム溶湯鍛造
部材に匹敵する物性を有するホイールを提供すること。 【構成】 下記のように従来のＡＺ６１合金およびＡＺ
８０合金のほぼ中間の合金組成を選択し、平均結晶粒径
を５０μｍ以下に塑性加工してやると、アルミニウム溶
湯鍛造部材以上の機械的性質および耐食性に優れた自動
車用ホイールを製造することができ、アルミホイールの
２／３の重量とすることができる。 Ａｌ： ６．２〜７．６ ｗｔ．％ Ｍｎ： ０．１５〜０．５ｗｔ．％ Ｚｎ： ０．４〜０．８ｗｔ．％ Ｍｇ： 残部

Description

【考案の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】

本考案はマグネシウム合金製ホイールに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】

マグネシウム合金はその比重が約１．８とアルミニウム合金の２／３であり、 各種部材の軽量化のための代替材料として有望視されている。しかしながら、部 品製造の主流はダイカストであるため、その適用部品はほとんどケース、カバー などの低い強度の部品である。従って、安価に鍛造可能なマグネシウム合金が提 供されれば、自動車用ホイールとしてその工業的価値は大きい。

【０００３】 現在使用されているマグネシウム合金は一般に鍛造成形性が悪く、その鍛造に は比較的成形性のよいＺＫ６０合金が用いられている。しかし、この合金はジル コニウムを合金元素として多く含有させる必要があるため高価であり、かつ耐食 性が悪いという欠点を有し、ホイール用マグネシウム合金としては適当でない。

【０００４】 他方、耐食性の良好な鍛造用素材としてＡＺ８０合金の鋳造後押し出しなどの 塑性加工を施した材料などが提供されているが、これらも高価であり、しかも、 ホイールのような部材には大型鍛造部品用の押し出し素材を必要とするが、その 提供は現実的には困難である。

【０００５】

【考案が解決しようとする課題】

従って、ホイール等に適用するためには、マグネシウム合金の大型の鍛造用部 品素材が連続鋳造法によって提供される必要があるが、ホイールには靭性(伸び 、衝撃値)が重要であり、アルミニウム鍛造部材と同等の強度を確保するために は厚肉とせざるを得ず、軽量効果が減少とするという状況にある。

【０００６】 そこで、本考案は、アルミ合金製ホイールとして有用なＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以 上の衝撃値を有するマグネシウム合金製ホイールを提供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】

本考案は上記目的を達成すべく、鋭意検討の結果、従来のＡＺ６１合金および ＡＺ８０合金のほぼ中間の合金組成を選択し、鋳造してやると、そのままで鍛造 成形性に優れ、アルミ合金鋳造材と同様にそのまま鍛造成形して強度部材として の機械的性質および耐食性に優れた鍛造ホイールを製造することができることを 見い出して完成したもので、 主たる合金元素として、Ａｌ： ６．２〜７．６ ｗｔ．％、Ｍｎ： ０．１５ 〜０．５ｗｔ．％、Ｚｎ： ０．４〜０．８ｗｔ．％を含有するマグネシウム合 金から製造され、最終製品の金属組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、Ａ Ｃ４Ｃ溶湯鍛造材以上の衝撃値を有するマグネシウム合金製ホイールにある。 特に、上記主たる合金元素が、Ａｌ： ６．６〜７．２５ｗｔ．％、Ｍｎ： ０ ．１５〜０．５ｗｔ．％、Ｚｎ： ０．４〜０．８ｗｔ．％からなるのが衝撃値 の点から好ましい。

【０００８】

【作用および効果】

本考案によれば、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎを主たる合金元素として含有し、Ａｌが６ ．２〜７．６ ｗｔ．％であるマグネシウム合金の金属組織が５０μｍ以下の平 均結晶粒径を有するため、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の衝撃値を有することになる 。したがって、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材製ホイールの２／３の重量で、同等以上の衝 撃値を有するマグネシウム合金製ホイールを提供することができる。 さらに、最終形状製品に溶体化処理と人工時効処理を施すことにより、ＡＺ９ １Ｄ以上の耐食性を有するマグネシウム合金製ホイールを提供することができる 。

【０００９】 このマグネシウム合金製ホイール２はアルミ合金製ホイールに比して耐食性に 劣る。そこで、図２２に示すようにその表面に化成皮膜２１が形成され、さらに その表面に塗膜層２２が被覆されて表面処理が施される。マグネシウム合金の耐 食性をさらに向上させるためである。化成皮膜としては、クロメート処理皮膜等 が挙げられるが、廃液処理の容易性からリン酸亜鉛処理皮膜が好ましい。 塗膜層は、カチオン電着塗装あるいは粉体塗装等により成形することができる 。 他方、鍛造成形が容易であるように、図２３では本体２をディスク部２Ａとリ ム部２Ｂとに区分して別体として成形し、ボルトＢ等にて結合させるようにして もよい。この場合、ディスク部２Ａを上記マグネシウム合金製となし、リム部２ Ｂをアルミ合金等の軽合金製とするのがよい。

【００１０】 （合金成分） マグネシウム合金を強度部品に適用する場合、耐食性を考慮するとＡl−Ｚn− Ｍｎ系合金が優れている。しかしながら、この合金の結晶粒径と強度特性(引張 強度、伸び、耐食性、衝撃特性)およびＡl添加量との間には密接な関係があり、 適性な値を選定する必要がある。そこで、Ａl添加量を低下させてやると、伸び 、衝撃値は向上する反面、耐食性が低下してくる傾向にある。他方、結晶粒径を 微細にする程、溶体化処理後人工時効処理(例えば、Ｔ６処理）によって耐食性 が向上するという新しい知見が得られた。そこで、適性な粒径を選択することで 、強度、耐食性の向上を図ることにした。本考案はＡl合金(例えば、ＪＩＳ規格 ＡＣ４Ｃの溶湯鍛造材、ＪＩＳ規格６０６１鍛造材）並の強度特性を有している 必要があるので、アルミ添加量６〜９重量％の範囲でＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材との引 張強度および伸びとの比較を行った。この結果を図３に示す。図３から引張強度 の点においてはＡl６〜８．５重量％までに良好な、すなわちＡＣ４Ｃ溶湯鍛造 材以上の引張強度が得られることが分かった。しかしながら、伸びの点において ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の特性を得るためにはＡl６．２重量％以上、８重量％ 以下である必要があることが分かった。ここでの特性の比較は通常鍛造において 必要とする据え込み率６０％における引張強さおよび伸びの向上特性を考慮した ものである。従って、引張強さおよび伸びの関係からいうと、Ａl添加量は６． ２重量％以上、８重量％以下が好ましいことが分かる。

【００１１】 他方、シャルピー衝撃値を検討すると、図４に示すように、Ａｌ添加量が７． ６重量％を越えるとＡＣ４Ｃアルミニウム溶湯鍛造材以下のシャルピー衝撃値に 急激に落ちることが分かった。従って、アルミニウムの成分範囲は上限はシャル ピー衝撃値により、下限は引張特性により規定するのが望ましいことが分かった 。そこで、Ａl添加量は６．２重量％以上、７．６重量％以下とした。

【００１２】 次に、合金元素Ｚnについてであるが、これはＡlと同様にマグネシウム合金に 強度特性を与える元素である。大径の鍛造ビレットを得るためには連続鋳造法に よる鋳造によるしかない。この場合、結晶粒径は冷却速度、微細化剤により調製 することができるが、１００μｍ以下にすることは難しい。そして、通常、大径 連続鋳造材の平均結晶粒径は２００μｍ程度である。このように結晶粒径が比較 的大きい鋳造材を鍛造成形する場合、Ｚnの添加量が成形性に影響してくる。Ｚn はＭgＡlＺnの化合物として合金中に晶出し、上述したように、マグネシウム合 金の強度向上に寄与するが、多すぎると成形性を悪化し、鍛造加工上好ましくな くなる。そこで、必要な強度を得るために下限は０．４重量％以上とし、上限は 鍛造性を考慮として０．８重量％以下とした。すなわち、表３の化学成分表につ いてＺn量を０．２５〜１．２０重量％の範囲で変化させ、Ｚn量の変化に伴う限 界据え込み率を考慮すると、図１１に示すように、Ｚn０．８重量％を超えると 限界据え込み率は６０％を割ることになるからである。

【００１３】 合金元素Ｍnについては次の通りである。Ｍnは主にＦe分を抑制する作用があ り、素材の耐食性構造に有効であるが、０．１５重量％未満では効果はなく、０ ．５重量％を超えると鍛造性に影響を与えるからである。 他の元素として微細化剤として添加するＳｒおよびＣａＮＣＮの残留があるが 、特にＳｒは、添加量の大小に関わらず８０％前後が残留する。その残留量が０ ．０２重量％以上でマグネシウム合金の鋳造組織の微細化効果が現れる一方、０ ．５重量％以上ではＭｇ、Ａｌ、Ｚｎ等と化合物を形成し、鍛造性を悪化させる とともに鍛造後の機械的性質に悪影響を及ぼす。

【００１４】 上記の合金成分からなる鋳造素材を塑性加工した後の、材料組織の平均結晶粒 径が１００μｍ以下の場合は、伸び１０％以上、引張強度３００ＭＰａ以上の引 張特性を有するマグネシウム合金部材を提供することができることになるが、特 に、ホイール製品においては材料組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下とし、ＡＣ ４Ｃ溶湯鍛造材以上のシャルピー衝撃値（５０Ｊ／ｃｍ²）を有する必要がある 。

【００１５】 上記鍛造部材を製造するにあたっては、上記の合金元素成分からなるマグネシ ウム合金素材を平均結晶粒径２００μｍ以下となるように鋳造し、該鋳造素材を 塑性加工に付し平均結晶粒径５０μｍ以下の組織を有するものとなす。最終製品 形状となした後に溶体化処理とともに人工時効処理、特にＴ６熱処理を施すと、 ＡＺ９１Ｄ以上の耐食性を有することになる。なお、塑性加工を３５０℃以上で 行う場合は最終製品は人工時効処理のみを施せば、同様の効果を得ることができ る。

【００１６】 上記鋳造は半溶融状態から行うのが好ましい。鍛造加工後の機械的性質の向上 を図ることができるからである。塑性加工として、鍛造成形を行うにあたっては 、限界据え込み率６０％を越える歪み速度が平均結晶粒径２００μｍ近傍では比 較的低速である必要があるため、１回目は低速で、２回目以後の工程を１回目の 工程に比し高速で行うようにするのがよい。

【００１７】

【実施例】

試験例１（結晶粒径と鍛造成形性との関係） 下記表１に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を用いて鍛造用素材（Ｈ４２ｍ ｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度３５０℃におい て据え込み加工（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、結晶粒径と限 界据え込み率（＝元の高さＨ−クラック発生時の高さＨ’／Ｈ×１００）との関 係を求めた。結果を図１に示す。 これにより鍛造に必要な限界据え込み率６０％を越える鍛造成形性を得るため には結晶粒径２００μｍ以下である必要があることがわかった。

【表１】

【００１８】 試験例２（歪み速度と成形性の関係） 下記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素材 温度２５０から４００℃において６０％の据え込み加工を歪み速度：低速、１０ ⁰ ％／ｓｅｃと高速１０³％／ｓｅｃで行い、限界据え込み率の変化を求めた。結 果を図８に示す。この結果から、Ｍｇ合金の鍛造成形性は歪み速度（加工速度に 関係）の影響を受け、平均結晶粒径が２００μｍ以下の場合でも高速の場合は成 形性が劣り、鍛造温度などの製造条件が制限されることがわかる。

【００１９】 そこで、鍛造温度３５０℃における平均結晶粒径１２５μｍ、２００μｍおよ び２５０μｍの試料Ａ、Ｂ、Ｃにおいて歪み速度と成形性（限界据え込み率）と の関係を見ると、図９に示す通りである。かかる結果から、平均結晶粒径２００ μｍ近傍では歪み速度を低速にする必要があり、２００μｍを越えると低速でも 所定の成形性を得ることができず、反対に１２５μｍ程度になると、高速でも十 分に所定の成形性（限界据え込み率６０％以上）を得ることができる。したがっ て、連続鋳造材を使用して大型鍛造部品を製造しようとする場合は２００μｍと する必要があることがわかる。

【表２】

【００２０】 試験例３（高歪み速度下での結晶粒径と成形性の関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ ２８ｍｍ）を平均結晶粒径５０ないし２５０μｍに鋳造し、図２に示す試験装置 により素材温度３５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０³％／ｓｅｃで 行い、平均結晶粒径と限界据え込み率との関係を求めた。結果を図１０に示す。 この結果から、Ｍｇ合金の鍛造成形性は高歪み速度においては、平均結晶粒径が ８０μｍ以下の場合で限界据え込み率６０％を越えることがわかった。この粒径 は鋳造素材として２００μｍの素材を使用すると１回の鍛造（約５０％の加工率 ）で達成しうるものである。

【００２１】 試験例４（Ｚｎ添加量と成形性との関係） 下記表３に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、 φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００μｍに鋳造し、図２に示す試験装置により素 材温度３５０℃において据え込み加工を歪み速度：１０³％／ｓｅｃで行い、Ｚ ｎ添加量と限界据え込み率との関係を求めた。結果を図１１に示す。この結果か ら、Ｍｇ合金は０．８重量％を越えると限界据え込み率６０％を確保できないの で、０．８重量％以下に抑える必要があることがわかる。

【表３】

【００２２】 試験例５ 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金と下記表４に示す従来のＡＺ８ ０合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を平均結晶粒径２００μｍに 鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度２５０℃および３５０℃において据 え込み加工を歪み速度：４８ｍｍ／ｓｅｃで行い、歪みと変形抵抗との関係を求 めた。結果を図１３に示す。この結果から、本考案Ｍｇ合金は従来のＡＺ８０合 金に比し、鍛造荷重が低く、鍛造成形性に優れることがわかる。

【表４】

【００２３】 試験例６（Ａｌ添加量と機械的性質との関係） 上記表１に示すＭｇ合金Ａの鍛造用素材に図２に示す試験装置により素材温度 ３００℃において据え込み加工（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し 、６０％の据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間空冷後、１７５℃ ×１６時間空冷）を施し、Ａｌ添加量と据え込み前後の引張強度および伸びの変 化の関係を求めた。結果を図３に示す。 これよりＡｌ６．２重量％から８．０重量％まではＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の 物性が得られることが判明した。 なお、Ａｌ添加量９．０重量％のものは６０％までの据え込みが不可能であっ た。

【００２４】 試験例７（Ａｌ添加量とシャルピー衝撃値との関係） 上記表１に示すＭｇ合金の鍛造用素材に図２に示す試験装置により素材温度３ ００℃において据え込み加工（歪み速度：低速、１０％／ｓｅｃ程度）を施し、 ６０％の据え込み率で加工後Ｔ６処理（４００℃×１５時間空冷後、１７５℃× １６時間空冷）を施し、、Ｔ６処理後のＭｇ合金のＡｌ添加用量とシャルピー衝 撃特性との関係を求めると、図４に示す通りであった。 この時の平均結晶粒径は約５０μｍであるが、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上のシャ ルピー衝撃値５０Ｊ／ｃｍ²を有するにはＡｌ添加量は７．６重量％以下である 必要があることがわかる。 以上の結果から、Ａｌ７．０重量％で引張強度、伸びおよびシャルピー衝撃値 が最高の結果が得られることがわかる。

【００２５】 試験例８（結晶粒径と機械的性質との関係） 下記表５に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金を鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度３５０℃において６０ ％の据え込み加工（歪み速度：低速、１０⁰％／ｓｅｃ程度）を施し、上記実施 例１と同様のＴ６処理の施した後、小野式回転曲げ疲労試験に付して回転曲げ疲 労特性を求めた。その結果を図５に示す。これはＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材を上回るこ とを示す。

【００２６】 また、Ｔ６処理後の平均結晶粒径と引張強度（ＭＰａ）、耐力及び伸び（％） の関係を図６に示す。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材と同等以上の機械的性質を 備えるには、特に耐力の変曲点を考慮すると、平均結晶粒径で１００μｍ以下で ある必要があることがわかる。

【表５】

【００２７】 試験例９（結晶粒径とシャルピー衝撃値との関係） 上記表２に示す化学成分（重量％）のＭｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、 φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験装置により素材温度３５０℃において６ ０％の据え込み加工（歪み速度：低速、１０⁰％／ｓｅｃ程度）を施し、Ｔ６処 理（４００℃×１０時間空冷後、１７５℃×１６時間空冷）の施した後、平均結 晶粒径（μｍ）とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）との関係を求めると、図７に 示す通りである。ここから、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上の衝撃値を得るためには結 晶粒径が５０μｍ以下である必要があることがわかる。

【００２８】 試験例１０（結晶粒径と耐食性の関係） 上記表２に示すＡｌ添加量上限値Ｍｇ合金と下記表６に示すＡｌ添加量下限値 Ｍｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ）を鋳造し、図２に示す試験 装置により素材温度３５０℃において６０％の据え込み加工（歪み速度：低速、 １０⁰％／ｓｅｃ程度）を施し、Ｔ６処理（４００℃×１０時間空冷後、１７５ ℃×１６時間空冷）の施した後、平均結晶粒径（μｍ）と耐食性（mills/year） との関係を求めると、図１２に示す通りである。ここから、結晶粒径を微細にし ていくと、２００μｍ近傍からマグネシウム合金中最も耐食性が良好とされるＡ Ｚ９１Ｄ合金Ｆ（無熱処理）材に匹敵する特性が得られることがわかる。

【表６】 ここで、腐食試験は塩水噴霧試験で耐食性を評価した。試験条件は温度３５℃ 、試験時間２４０時間、塩水濃度５重量％で、テストピース形状は表面をエメリ ー♯６００研磨した５０×９０×５ｍｍで、腐食量は下記式により求めた。

【数１】

【００２９】 試験例１１（鋳造冷却速度、塑性加工率と結晶粒径との関係） 上記表５に示す化学成分のＭｇ合金から鍛造用素材（Ｈ４２ｍｍ、φ２８ｍｍ ）を鋳造するに際し、微細化材ＣａＮＣＮを０．５重量％添加し、冷却速度と鋳 造素材の平均結晶粒径との関係を求めると、図１４に示す通りであった。 次に図２に示す試験装置により素材温度３５０℃において据え込み加工（歪み 速度：低速、１０^０％／ｓｅｃ程度）を施し、その塑性加工率と結晶粒径の変化 の関係と求めた。結果を図１５に示す。塑性加工率が大きくなるほど本考案のＭ ｇ合金は結晶粒径が小さくなることがわかる。

【００３０】 実施例１（鍛造ホイールの製造） 上記表２の化学成分のＭｇ合金を使用して連続鋳造法により柱状のビレットを 製造し、これを図１６に示すように荒地鍛造に付する。次にブロッカー鍛造に付 し、さらにフィニッシャー鍛造に付してホイール素材を鍛造し、最後にスピニン グ加工を施してＴ６処理（４００℃×１０時間空冷後、１７５℃×１６時間空冷 ）に付し、最終製品とする。 その結晶粒度分布を見ると、図１７に示す通りであって表面領域に細かい結晶 粒度が分布している。 これに対し、上記スピニング加工を行わず、鍛造のみによって最終製品形状に 成形することもできる。この際に、図１９に示すように表面領域に比較的大きい 結晶粒度が分布する場合は予め図１８に示すように鍛造用ビレットにローラ加工 などの塑性加工を施しておくのが好ましい。 また、上記ローラ加工の代わりに、鍛造工程における冷却速度を速めることに より表面領域の結晶粒度を微細化するようにしてもよい。 上記最終形状製品２は図２２に示すように化成処理により全体に化成皮膜２１ を形成した後、塗装処理によりその化成皮膜２１を塗膜層２２で覆う表面処理が 行われる。

【００３１】 実施例２(半溶融鋳造鍛造法) 先ず、図２０の(Ａ)〜(Ｇ)は本願発明の実施例に係るマグネシウム合金製自動 車部品(ホイール)の鋳造鍛造法による製造方法の各工程を示している。 先ず最初に、るつぼ１内に軽合金材料である上記(表５)の組成のマグネシウム 合金材２を入れてヒータにより周囲から加熱して半溶融状態にし、撹拌プレート ３を有する撹拌棒４をモータ５により回転駆動することによって次の(表７)に示 す製造条件の下で混合撹拌する。

【表７】 この工程における上記るつぼ１内のマグネシウム合金材２に対する加熱および 撹拌は、先ず初期の段階では同材料２が固相(α相)と液相との中間状態となるよ うな温度に加熱する。その後、同状態で撹拌板３により上記(表７)の条件で強制 的に撹拌する(図２０のＡ)。 その結果、樹脂状晶(デンドライト)の固相が破砕されて球状になる。この時の 固相率は、６０％以下になるようにすることが好ましい。 次に、上記のようにして固相率６０％以下とされたるつぼ１内の半溶融状態の 合金材２をプランジャ９を備えたダイキャスト用のスリーブ８内に図２０の(Ｂ) から同(Ｃ)の状態になるように注入する(図２０の(Ｂ),(Ｃ))。 その後、上記スリーブ８をダイキャスト金型２０の注入口に嵌合し、プランジ ャ９を作動させて上記半溶融状態の合金材２をダイキャスト金型２０内に注入す ることによって鋳造する(ブランク製造)(図２０の(Ｄ))。 上記のようにして半溶融鋳造が完了した中間成形品としての合金材２をダイキ ャスト金型２０より取り出す（図２０の(Ｅ))。 上記のようにして鋳造形成された中間成形品たる合金材２を鋳造素材として鍛 造用の下型１１上にセットし、上型１０との間で鍛造成型(１回)することにより 最終成形するとともに機械的強度を向上させる(図２０の(Ｆ))。 その後、例えば４００℃で４時間の空冷による溶体化処理、１８０℃で１５時 間の空冷による人工時効処理を内容とするＪＩＳ．Ｔ６熱処理を行った上で治具 １２,１３に支持させて細部のスピンフォージ(スピニング加工)を実行し、最終 成形品２を得る（図２０の(Ｇ))。 上記最終形状製品２には実施例１と同様に図２２に示すように化成処理により 全体に化成皮膜２１を形成した後、塗装処理によりその化成皮膜２１を塗膜層２ ２で覆う表面処理が行われてよい。

【図面の簡単な説明】

【図１】 Ｍｇ合金鋳造素材の結晶粒径と限界据え込み
率との関係を示すグラフである。

【図２】 鋳造素材の据え込み試験の説明図である。

【図３】 本考案合金の鍛造品におけるＡｌ添加量と引
張強度および伸びとの関係を示すグラフである。

【図４】 本考案合金の鍛造品におけるＡｌ添加量とシ
ャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。

【図５】 本考案合金の鍛造品における回転曲げ疲労特
性を示すグラフである。

【図６】 本考案合金の鍛造品における平均結晶粒径と
引張強度、耐力、伸びとの関係を示すグラフである。

【図７】 本考案合金の鍛造品における平均結晶粒径と
シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。

【図８】 本考案鋳造素材の平均結晶粒径２００μｍに
おける低速および高速歪み速度の加工による素材加熱温
度と限界据え込み率との関係を示すグラフである。

【図９】 本考案鋳造素材の平均結晶粒径１２５、２０
０、２５０μｍにおける歪み速度と限界据え込み率との
関係を示すグラフである。

【図１０】 高歪み速度下での結晶粒径と生計性の関係
を示すグラフである。

【図１１】 本考案鋳造素材のＺｎ量と限界据え込み率
との関係を示すグラフである。

【図１２】 Ｍｇ合金鍛造品の結晶粒径と耐食性との関
係を示すグラフである。

【図１３】 本考案鋳造素材と従来のＡＺ８０合金鋳造
素材の歪みと変形抵抗との関係を示すグラフである。

【図１４】 本考案鋳造素材の鋳造時における冷却速度
と結晶粒径との関係を示すグラフである。

【図１５】 本考案鋳造素材の塑性加工率と結晶粒径と
の関係を示すグラフである。

【図１６】 本考案合金の連続鋳造材からホイールを成
形する場合の工程を示す工程図である。

【図１７】 図１６で製造されたＭｇ合金ホイールの結
晶粒度分布図である。

【図１８】 本考案鋳造素材に対して予め塑性加工を施
す場合の１例を示す概略図である。

【図１９】 本考案合金を用い、従来方法で成形した場
合のホイールの結晶粒度分布図である。

【図２０】 本考案合金を用い、半溶融鍛造法によりホ
イールを製造する場合の工程図である。

【図２１】 本考案鍛造品の従来製品との引張強度およ
び伸びとの対比を示すグラフである。

【図２２】 本考案に係るホイールの第１実施例の中心
線で切断した場合の端面図である。

【図２３】 本考案に係るホイールの第２実施例の中心
線で切断した場合の端面図である。

【符号の説明】

１…るつぼ ２…本考案合金ホイール材 ３…撹拌プレート ４…撹拌棒 ２０…ダイキャスト金型

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/06 Ｃ２３Ｃ 22/00 Ｚ // Ｃ２５Ｄ 13/20 Ａ (72)考案者 山本 幸男 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内

Claims (6)

【実用新案登録請求の範囲】
1. 【請求項１】 主たる合金元素が、 Ａｌ： ６．２〜７．６ ｗｔ．％ Ｍｎ： ０．１５〜０．５ｗｔ．％ Ｚｎ： ０．４〜０．８ｗｔ．％を含有するマグネシウ
   ム合金から製造され、その最終製品の金属組織の平均結
   晶粒径が５０μｍ以下であり、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上
   の衝撃値を有するマグネシウム合金製ホイール。
2. 【請求項２】 主たる合金元素が、 Ａｌ： ６．６〜７．２５ｗｔ．％ Ｍｎ： ０．１５〜０．５ｗｔ．％ Ｚｎ： ０．４〜０．８ｗｔ．％を含有するマグネシウ
   ム合金から製造され、その最終製品の金属組織の平均結
   晶粒径が５０μｍ以下であり、ＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材以上
   の衝撃値を有するマグネシウム合金製ホイール。
3. 【請求項３】 最終形状製品に、溶体化処理と人工時効
   処理を施したＡＺ９１Ｄ以上の耐食性を有する請求項１
   または２記載のマグネシウム合金製ホイール。
4. 【請求項４】 全体重量比がＡＣ４Ｃ溶湯鍛造材製ホイ
   ールの２／３である請求項１ないし３のいずれかに記載
   のマグネシウム合金製ホイール。
5. 【請求項５】 マグネシウム合金製ホイール本体２の表
   面に化成皮膜２１が形成され、その表面に塗膜層２２が
   被覆されてなる請求項１ないし４のいずれかに記載のマ
   グネシウム合金製ホイール。
6. 【請求項６】 ホイールのディスク部２Ａが上記マグネ
   シウム合金で形成され、リム部２Ｂが他の軽合金部材に
   より形成されてなるマグネシウム合金製ホイール。