JP3216684B2 - 半溶融金属の成形方法 - Google Patents
半溶融金属の成形方法Info
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- JP3216684B2 JP3216684B2 JP25114894A JP25114894A JP3216684B2 JP 3216684 B2 JP3216684 B2 JP 3216684B2 JP 25114894 A JP25114894 A JP 25114894A JP 25114894 A JP25114894 A JP 25114894A JP 3216684 B2 JP3216684 B2 JP 3216684B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、マグネ合金やアルミ合
金など半溶融金属の成形方法に係り、特に従来鋳造法の
改良によって得られた微細等軸晶を有するビレットを半
溶融温度領域まで加熱し、球状化組織を保有した状態で
加圧成形する半溶融金属の成形方法に関するものであ
る。
金など半溶融金属の成形方法に係り、特に従来鋳造法の
改良によって得られた微細等軸晶を有するビレットを半
溶融温度領域まで加熱し、球状化組織を保有した状態で
加圧成形する半溶融金属の成形方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】チクソキャスト法は、従来の鋳造法に比
べて鋳造欠陥や偏析が少なく、金属組織が均一で、金型
寿命が長いことや成形サイクルが短いなどの利点があ
り、最近注目されている技術である。この成形法（Ａ）
において使用されるビレットは、半溶融温度領域で機械
攪拌や電磁攪拌を実施するか、あるいは加工後の再結晶
を利用することによって得られたものである。これに対
して、従来鋳造法による素材を用いて半溶融成形する方
法も知られている。これは、例えば、微細化処理を施し
たマグネ合金をチクソ成形をする方法ではＺｒを添加す
る方法（Ｂ）や炭素系微細化剤を使用する方法（Ｃ）が
ある。また、固相線近くの温度まで比較的急速に加熱し
た後、素材全体の温度を均一にし局部的な溶融を防ぐた
めに固相線を超えて材料が柔らかくなる適当な温度まで
緩やかに加熱して成形する方法（Ｄ）が知られている。
べて鋳造欠陥や偏析が少なく、金属組織が均一で、金型
寿命が長いことや成形サイクルが短いなどの利点があ
り、最近注目されている技術である。この成形法（Ａ）
において使用されるビレットは、半溶融温度領域で機械
攪拌や電磁攪拌を実施するか、あるいは加工後の再結晶
を利用することによって得られたものである。これに対
して、従来鋳造法による素材を用いて半溶融成形する方
法も知られている。これは、例えば、微細化処理を施し
たマグネ合金をチクソ成形をする方法ではＺｒを添加す
る方法（Ｂ）や炭素系微細化剤を使用する方法（Ｃ）が
ある。また、固相線近くの温度まで比較的急速に加熱し
た後、素材全体の温度を均一にし局部的な溶融を防ぐた
めに固相線を超えて材料が柔らかくなる適当な温度まで
緩やかに加熱して成形する方法（Ｄ）が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た（Ａ）の方法は、攪拌法や再結晶を利用する方法のい
すれの場合も作業が煩雑であり、製造コストが高くなる
難点がある。また、（Ｂ）の場合には、Ｚｒが高くコス
ト的に問題であり、（Ｃ）の方法では、炭化物系微細化
剤を使用してその微細化効果を十分に発揮させるために
は、酸化防止元素であるＢｅを、例えば、７ｐｐｍ程度
に低く管理する必要があり、成形直前の加熱処理時に酸
化燃焼しやすく、作業上不都合である。さらに、（Ｄ）
の方法では、固相線を超えてから緩やかに加熱して素材
の均一加熱と球状化を図ることを特徴とするチクソ成形
法が提案されているが、通常のデンドライド組織を加熱
してもチクソ組織（初晶デンドライドが球状化されてい
る）には変化しない。本発明は、上述の従来の各方法の
問題点に着目し、煩雑な方法を採ることなく簡便容易に
微細等軸晶を有する素材を得て、該素材に所定の熱処理
を施した後、半溶融金属を成形する方法を提供すること
を目的とするものである。
た（Ａ）の方法は、攪拌法や再結晶を利用する方法のい
すれの場合も作業が煩雑であり、製造コストが高くなる
難点がある。また、（Ｂ）の場合には、Ｚｒが高くコス
ト的に問題であり、（Ｃ）の方法では、炭化物系微細化
剤を使用してその微細化効果を十分に発揮させるために
は、酸化防止元素であるＢｅを、例えば、７ｐｐｍ程度
に低く管理する必要があり、成形直前の加熱処理時に酸
化燃焼しやすく、作業上不都合である。さらに、（Ｄ）
の方法では、固相線を超えてから緩やかに加熱して素材
の均一加熱と球状化を図ることを特徴とするチクソ成形
法が提案されているが、通常のデンドライド組織を加熱
してもチクソ組織（初晶デンドライドが球状化されてい
る）には変化しない。本発明は、上述の従来の各方法の
問題点に着目し、煩雑な方法を採ることなく簡便容易に
微細等軸晶を有する素材を得て、該素材に所定の熱処理
を施した後、半溶融金属を成形する方法を提供すること
を目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】このような課題を解決す
るために、本発明においては、最大固溶限内の組成のマ
グネ合金またはアルミ合金であって、ビレット用金型給
湯時の温度は過熱度が液相線以上で、かつ、該液相線よ
り３０℃を超えない温度領域であり、かつ、１．０℃／
秒以上の凝固区間冷却速度で該金型内で前記マグネ合金
またはアルミ合金の溶湯を冷却固化してビレットを鋳造
した後、該ビレットを溶解度線から固相線温度までを
０．５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を
超える温度領域まで昇温するとともに５分〜６０分間保
持して初晶を球状化した後、液相線以下の成形温度まで
さらに昇温し、半溶融状態になった溶湯を成形用金型に
供給して加圧成形することとした。また、第２の発明で
は、マグネ合金は、Ｓｒを０．００５〜０．１％添加し
たマグネ合金、またはＣａを０．０１〜１．５％添加し
たマグネ合金、またはＳｉを０．０１〜１．５％および
Ｓｒを０．００５〜０．１％添加したマグネ合金のいず
れかに特定し、さらに第３の発明では、アルミ合金は、
Ｂを０．００１〜０．０１％およびＴｉを０．００５〜
０．３０％添加したアルミ合金とした。また、第４の発
明では、ビレット用金型を給湯方向に対して略直角方向
に微小振動させながら給湯する構成とした。
るために、本発明においては、最大固溶限内の組成のマ
グネ合金またはアルミ合金であって、ビレット用金型給
湯時の温度は過熱度が液相線以上で、かつ、該液相線よ
り３０℃を超えない温度領域であり、かつ、１．０℃／
秒以上の凝固区間冷却速度で該金型内で前記マグネ合金
またはアルミ合金の溶湯を冷却固化してビレットを鋳造
した後、該ビレットを溶解度線から固相線温度までを
０．５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を
超える温度領域まで昇温するとともに５分〜６０分間保
持して初晶を球状化した後、液相線以下の成形温度まで
さらに昇温し、半溶融状態になった溶湯を成形用金型に
供給して加圧成形することとした。また、第２の発明で
は、マグネ合金は、Ｓｒを０．００５〜０．１％添加し
たマグネ合金、またはＣａを０．０１〜１．５％添加し
たマグネ合金、またはＳｉを０．０１〜１．５％および
Ｓｒを０．００５〜０．１％添加したマグネ合金のいず
れかに特定し、さらに第３の発明では、アルミ合金は、
Ｂを０．００１〜０．０１％およびＴｉを０．００５〜
０．３０％添加したアルミ合金とした。また、第４の発
明では、ビレット用金型を給湯方向に対して略直角方向
に微小振動させながら給湯する構成とした。
【０００５】
【作用】最大固溶限内の組成のマグネ合金またはアルミ
合金の溶湯温度を、液相線温度に対して過熱度を３０℃
未満にし、１℃／秒以上の凝固区間冷却速度で鋳造する
ことにより、微細な等軸晶を有する鋳造素材を得ること
ができる。同素材を溶解度線から固相線温度までを０．
５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を超え
る半溶融温度領域に昇温するとともに５分〜６０分間保
持することにより、初晶が容易に球状化し均質な組織の
成形体が加圧成形により得られる。
合金の溶湯温度を、液相線温度に対して過熱度を３０℃
未満にし、１℃／秒以上の凝固区間冷却速度で鋳造する
ことにより、微細な等軸晶を有する鋳造素材を得ること
ができる。同素材を溶解度線から固相線温度までを０．
５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を超え
る半溶融温度領域に昇温するとともに５分〜６０分間保
持することにより、初晶が容易に球状化し均質な組織の
成形体が加圧成形により得られる。
【０００６】
【実施例】以下図面に基づいて本発明の実施例の詳細に
ついて説明する。図１〜図５は本発明の実施例に係り、
図１は半溶融金属の成形方法を示す工程説明図、図２は
蛇型試料用金型の正面図、図３は代表的なマグネ合金の
平衡状態図、図４は代表的なアルミ合金の平衡状態図、
図５は成形品の金属組織を示す顕微鏡写真を示す。ま
た、図６は従来鋳造法により得られた比較例の金属組織
を示す顕微鏡写真を示す。本発明においては、マグネ合
金またはアルミ合金を対象として、図１や図３、図４に
示すように、まず、最大固溶限内の組成を有するマグネ
合金またはアルミ合金（以下軽金属と称する）を、温度
がビレット用金型へ給湯する時液相線以上で、しかも、
液相線より３０℃を超えない温度領域内の状態にして、
ビレット用金型へ静かに注入する。ビレット用金型内に
おける溶湯の冷却速度は１．０℃／秒以上に管理する。
このようにして、冷却固化して室温となって得られたビ
レットを、次に室温から、溶解度線から固相線温度まで
の領域（平衡状態図の三角形領域）まで０．５℃／ｍｉ
ｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を超える温度領域
まで昇温してこの温度状態で５分〜６０分間保持する
と、金属組織中の初晶は球状化する。次に、液相線以下
の成形温度までさらに昇温を続け、半溶融状態となった
溶湯を成形用金型に供給して急速な冷却を行うとともに
加圧成形して成形品をつくる。図１に示す本発明と、図
７に示す従来のチクソ鋳造法の違いは図より明らかであ
る。なお、球状化処理温度において、適当な液相率が得
られる場合は、さらに昇温することなくこの温度におい
て直ちに成形してもよい。
ついて説明する。図１〜図５は本発明の実施例に係り、
図１は半溶融金属の成形方法を示す工程説明図、図２は
蛇型試料用金型の正面図、図３は代表的なマグネ合金の
平衡状態図、図４は代表的なアルミ合金の平衡状態図、
図５は成形品の金属組織を示す顕微鏡写真を示す。ま
た、図６は従来鋳造法により得られた比較例の金属組織
を示す顕微鏡写真を示す。本発明においては、マグネ合
金またはアルミ合金を対象として、図１や図３、図４に
示すように、まず、最大固溶限内の組成を有するマグネ
合金またはアルミ合金（以下軽金属と称する）を、温度
がビレット用金型へ給湯する時液相線以上で、しかも、
液相線より３０℃を超えない温度領域内の状態にして、
ビレット用金型へ静かに注入する。ビレット用金型内に
おける溶湯の冷却速度は１．０℃／秒以上に管理する。
このようにして、冷却固化して室温となって得られたビ
レットを、次に室温から、溶解度線から固相線温度まで
の領域（平衡状態図の三角形領域）まで０．５℃／ｍｉ
ｎ以上の速度で昇温し、さらに固相線を超える温度領域
まで昇温してこの温度状態で５分〜６０分間保持する
と、金属組織中の初晶は球状化する。次に、液相線以下
の成形温度までさらに昇温を続け、半溶融状態となった
溶湯を成形用金型に供給して急速な冷却を行うとともに
加圧成形して成形品をつくる。図１に示す本発明と、図
７に示す従来のチクソ鋳造法の違いは図より明らかであ
る。なお、球状化処理温度において、適当な液相率が得
られる場合は、さらに昇温することなくこの温度におい
て直ちに成形してもよい。
【０００７】上述した各工程、すなわち、図１に示すビ
レット製造工程、予備加熱工程、昇温工程、成形工程の
それぞれにおいて設定された鋳造条件、昇温条件、球状
化処理条件や第２発明や第３発明で示した数値限定理由
について以下に説明する。
レット製造工程、予備加熱工程、昇温工程、成形工程の
それぞれにおいて設定された鋳造条件、昇温条件、球状
化処理条件や第２発明や第３発明で示した数値限定理由
について以下に説明する。
【０００８】鋳造温度が融点に対して３０℃を超えれ
ば、あるいは凝固区間冷却速度が１℃／秒未満であれ
ば、微細化剤がたとえ含まれても十分に微細な等軸晶が
得られない。このため、鋳造温度は液相線に対する過熱
度が３０℃未満とし、凝固区間冷却速度は１℃／秒以上
とする。溶解度線から固相線までを０．５℃／ｍｉｎ未
満の速度で昇温すれば、凝固時に生成された非平衡凝固
相が一旦固溶してしまい、固相線を超えた時に融解しに
くい。このため、０．５℃／ｍｉｎ以上で溶解度線から
固相線迄を昇温する。固相線を超える温度での保持時間
が５分未満であれば、初晶の球状化が不十分であり、ま
た６０分を超えても球状の効果は大きく変化せずむしろ
粗大化の傾向がある。このため、固相線を超える半溶融
温度領域での保持時間は５〜６０分とする。Ｓｒが０．
００５％未満であれば、微細化効果は小さく、０．１％
を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できないの
で、Ｓｒは０．００５〜０．１％とする。０．００５％
〜０．１％のＳｒに０．０１〜１．５％のＳｉを複合添
加することによりＳｒ単独添加よりもさらに微細な結晶
粒が得られる。Ｓｉが０．０１％未満ではその効果は小
さく、１．５％を超えれば初晶のＭｇ２Ｓｉが発生し機
械的性質が低下する。０．０５％未満のＣａでは結晶粒
が十分に微細化せず、０．３％を超えても、それ以上の
効果が期待できないので、Ｃａは０．０５〜０．３％と
する。Ｔｉが０．００５％未満では微細化効果は小さ
く、０．３０％を超えれば粗大なＴｉ化合物が発生し延
性が低下するので、Ｔｉは０．００５〜０．３％とす
る。ＢはＴｉと相俟って微細化を促進するが、０．００
１％未満であれば結晶粒が微細化せず、０．０１％を超
えて添加してもそれ以上の効果が期待できないので、Ｂ
は０．００１〜０．０１％とする。
ば、あるいは凝固区間冷却速度が１℃／秒未満であれ
ば、微細化剤がたとえ含まれても十分に微細な等軸晶が
得られない。このため、鋳造温度は液相線に対する過熱
度が３０℃未満とし、凝固区間冷却速度は１℃／秒以上
とする。溶解度線から固相線までを０．５℃／ｍｉｎ未
満の速度で昇温すれば、凝固時に生成された非平衡凝固
相が一旦固溶してしまい、固相線を超えた時に融解しに
くい。このため、０．５℃／ｍｉｎ以上で溶解度線から
固相線迄を昇温する。固相線を超える温度での保持時間
が５分未満であれば、初晶の球状化が不十分であり、ま
た６０分を超えても球状の効果は大きく変化せずむしろ
粗大化の傾向がある。このため、固相線を超える半溶融
温度領域での保持時間は５〜６０分とする。Ｓｒが０．
００５％未満であれば、微細化効果は小さく、０．１％
を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できないの
で、Ｓｒは０．００５〜０．１％とする。０．００５％
〜０．１％のＳｒに０．０１〜１．５％のＳｉを複合添
加することによりＳｒ単独添加よりもさらに微細な結晶
粒が得られる。Ｓｉが０．０１％未満ではその効果は小
さく、１．５％を超えれば初晶のＭｇ２Ｓｉが発生し機
械的性質が低下する。０．０５％未満のＣａでは結晶粒
が十分に微細化せず、０．３％を超えても、それ以上の
効果が期待できないので、Ｃａは０．０５〜０．３％と
する。Ｔｉが０．００５％未満では微細化効果は小さ
く、０．３０％を超えれば粗大なＴｉ化合物が発生し延
性が低下するので、Ｔｉは０．００５〜０．３％とす
る。ＢはＴｉと相俟って微細化を促進するが、０．００
１％未満であれば結晶粒が微細化せず、０．０１％を超
えて添加してもそれ以上の効果が期待できないので、Ｂ
は０．００１〜０．０１％とする。
【０００９】次に、第４発明では、ビレット用金型に溶
湯を給湯する時、給湯方向とほぼ直角方向に、例えば、
加速度１〜２００Ｇ（ガル）、振幅１μｍ〜１０ｍｍ程
度の微小振動をビレット用金型に与える。加振方法はエ
アバイブレーションや電磁バイブレーションなどどのよ
うなものでもよい。このような微小振動を給湯時に溶湯
に与えると、より微細な結晶粒の素材が得られ好まし
い。
湯を給湯する時、給湯方向とほぼ直角方向に、例えば、
加速度１〜２００Ｇ（ガル）、振幅１μｍ〜１０ｍｍ程
度の微小振動をビレット用金型に与える。加振方法はエ
アバイブレーションや電磁バイブレーションなどどのよ
うなものでもよい。このような微小振動を給湯時に溶湯
に与えると、より微細な結晶粒の素材が得られ好まし
い。
【００１０】図２は、試験片採取用の蛇型試料用金型１
の正面図であり、ゲート３より溶湯を注入し、内部に発
生したガスはエアベント２より脱気する。本発明により
蛇型試料用金型１を用いて成形された各種の試験片の比
較表を表１に示す。表１に示すものは、各種の合金にお
ける鋳造温度、微小振動の有無、昇温速度、球状化処理
条件（温度、時間）などによって、成形品の均質性に有
意差が見られることを示しており、本発明のサンプル
（番号１〜８）が、比較例（番号９〜１２）に比べて優
れていることがわかる。本発明のサンプルは図５に示さ
れるように、比較例の図６に比べて全域に亘って微細均
一であった。比較例では図６のように、固相である初晶
のみがゲート側に残存し、液相が優先的に蛇型の部分に
流れたことを示す共晶組織を多く含む組織になってお
り、成形品の組織は合金本来の組織とは異なる。具体的
に言えば、比較例９では昇温速度が遅いためにａｓ−ｃ
ａｓｔ材中の共晶が固溶し、その結果球状化速度が遅く
なり、十分に球状化した組織が得られにくい。比較例１
０では鋳造温度が高いために結晶粒径が大きく、そのた
めに粗大な不定形粒子を多く含む組織しか得られない。
比較例１１では球状化処理時間が短いために十分には球
状化した組織が得られない。比較例１２では球状化処理
時間が長いために球状組織が粗大化する。これらの理由
から比較例では上記現象が発生したものと考えられる。
一方、本発明サンプルでは、低温鋳造であるためにいず
れも微細な等軸晶組織が得られる。また、マグネ合金に
Ｓｒ添加、Ｓｉ、Ｓｒ複合添加、Ｃａ添加が行われた場
合、あるいはアルミ合金にＴｉ、Ｂ複合添加が行われた
場合あるいは鋳造中に振動を与えた場合にはさらに細か
い等軸晶組織が得られる。これらの組織を有する鋳造材
では容易に球状化が進行し、チクソ成形により均一な組
織の試料が得られる。
の正面図であり、ゲート３より溶湯を注入し、内部に発
生したガスはエアベント２より脱気する。本発明により
蛇型試料用金型１を用いて成形された各種の試験片の比
較表を表１に示す。表１に示すものは、各種の合金にお
ける鋳造温度、微小振動の有無、昇温速度、球状化処理
条件（温度、時間）などによって、成形品の均質性に有
意差が見られることを示しており、本発明のサンプル
（番号１〜８）が、比較例（番号９〜１２）に比べて優
れていることがわかる。本発明のサンプルは図５に示さ
れるように、比較例の図６に比べて全域に亘って微細均
一であった。比較例では図６のように、固相である初晶
のみがゲート側に残存し、液相が優先的に蛇型の部分に
流れたことを示す共晶組織を多く含む組織になってお
り、成形品の組織は合金本来の組織とは異なる。具体的
に言えば、比較例９では昇温速度が遅いためにａｓ−ｃ
ａｓｔ材中の共晶が固溶し、その結果球状化速度が遅く
なり、十分に球状化した組織が得られにくい。比較例１
０では鋳造温度が高いために結晶粒径が大きく、そのた
めに粗大な不定形粒子を多く含む組織しか得られない。
比較例１１では球状化処理時間が短いために十分には球
状化した組織が得られない。比較例１２では球状化処理
時間が長いために球状組織が粗大化する。これらの理由
から比較例では上記現象が発生したものと考えられる。
一方、本発明サンプルでは、低温鋳造であるためにいず
れも微細な等軸晶組織が得られる。また、マグネ合金に
Ｓｒ添加、Ｓｉ、Ｓｒ複合添加、Ｃａ添加が行われた場
合、あるいはアルミ合金にＴｉ、Ｂ複合添加が行われた
場合あるいは鋳造中に振動を与えた場合にはさらに細か
い等軸晶組織が得られる。これらの組織を有する鋳造材
では容易に球状化が進行し、チクソ成形により均一な組
織の試料が得られる。
【００１１】
【発明の効果】以上説明したことからも明らかなよう
に、本発明に係わる半溶融金属の成形方法では、鋳造直
前の過熱度が液相線に対して３０℃未満の最大固溶限内
の各種アルミ、マグネ合金の溶湯を１．０℃／秒以上の
凝固区間冷却速度で鋳造し、得られた試料を溶解度線か
ら固相線までを０．５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、
さらに固相線を超える温度領域で５〜６０分間保持して
初晶を球状化した後、液相線以下の成形温度まで昇温し
その後加圧成形したことにより、従来の機械攪拌法、電
磁攪拌法によらずに簡便容易に、かつ、低コストでチク
ソ組織を有する微細均一な優れた成形体を得ることがで
きる。
に、本発明に係わる半溶融金属の成形方法では、鋳造直
前の過熱度が液相線に対して３０℃未満の最大固溶限内
の各種アルミ、マグネ合金の溶湯を１．０℃／秒以上の
凝固区間冷却速度で鋳造し、得られた試料を溶解度線か
ら固相線までを０．５℃／ｍｉｎ以上の速度で昇温し、
さらに固相線を超える温度領域で５〜６０分間保持して
初晶を球状化した後、液相線以下の成形温度まで昇温し
その後加圧成形したことにより、従来の機械攪拌法、電
磁攪拌法によらずに簡便容易に、かつ、低コストでチク
ソ組織を有する微細均一な優れた成形体を得ることがで
きる。
【図１】本発明の実施例に係る半溶融金属の成形方法を
示す工程説明図である。
示す工程説明図である。
【図２】本発明の実施例に係る蛇型試料用金型の正面図
である。
である。
【図３】本発明の実施例に係る代表的なマグネ合金の平
衡状態図である。
衡状態図である。
【図４】本発明の実施例に係る代表的なアルミ合金の平
衡状態図である。
衡状態図である。
【図５】本発明の実施例に係る成形品の金属組織を示す
顕微鏡写真図である。
顕微鏡写真図である。
【図６】従来鋳造法による成形品（比較品）の金属組織
を示す顕微鏡写真図である。
を示す顕微鏡写真図である。
【図７】従来のチクソ鋳造法による成形方法を示す工程
説明図である。
説明図である。
【符号の説明】 １ 蛇型試料用金型 ２ エアベント ３ ゲート
【表１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 17/00 B22D 1/00 C22C 1/02
Claims (4)
- 【請求項１】 最大固溶限内の組成のマグネ合金または
アルミ合金であって、ビレット用金型給湯時の温度は過
熱度が液相線以上で、かつ、該液相線より３０℃を超え
ない温度領域であり、かつ、１．０℃／秒以上の凝固区
間冷却速度で該金型内で前記マグネ合金またはアルミ合
金の溶湯を冷却固化してビレットを鋳造した後、該ビレ
ットを溶解度線から固相線温度までを０．５℃／ｍｉｎ
以上の速度で昇温し、さらに固相線を超える温度領域ま
で昇温するとともに５分〜６０分間保持して初晶を球状
化した後、液相線以下の成形温度までさらに昇温し、半
溶融状態になった溶湯を成形用金型に供給して加圧成形
することを特徴とする半溶融金属の成形方法。 - 【請求項２】 マグネ合金は、Ｓｒを０．００５〜０．
１％添加したマグネ合金、またはＣａを０．０１〜１．
５％添加したマグネ合金、またはＳｉを０．０１〜１．
５％およびＳｒを０．００５〜０．１％添加したマグネ
合金のいずれかとした請求項１記載の半溶融金属の成形
方法。 - 【請求項３】 アルミ合金は、Ｂを０．００１〜０．０
１％およびＴｉを０．００５〜０．３０％添加したアル
ミ合金とした請求項１記載の半溶融金属の成形方法。 - 【請求項４】 ビレット用金型を給湯方向に対して略直
角方向に微小振動させながら給湯する請求項１、請求項
２、または請求項３記載の半溶融金属の成形方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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