JP3509163B2

JP3509163B2 - マグネシウム合金製部材の製造方法

Info

Publication number: JP3509163B2
Application number: JP01362994A
Authority: JP
Inventors: 幸男山本; 誠藤田; 宣夫坂手; 勝哉大内; 庄司平原
Original assignee: Mazda Motor Corp
Current assignee: Mazda Motor Corp
Priority date: 1993-02-12
Filing date: 1994-02-07
Publication date: 2004-03-22
Anticipated expiration: 2019-03-22
Also published as: JPH07188826A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、マグネシウム合金製部
材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】周知のように、マグネシウム(以下、そ
の元素記号Ｍgで表示する)合金は、鍛造等の塑性加工を
含む加工用や鋳造用の材料として利用されており、近年
では、例えば自動車のホイールなど、軽量でかつ引張強
度ないしは耐力が要求される部材に適用することが考え
られている。上記Ｍg合金の合金元素としては、従来、
アルミニウム(Ａl),マンガン(Ｍn),亜鉛(Ｚn)等が一般
に採用されている。そして、かかる合金元素の作用とし
て、ＭgにＡlを添加することによって合金の強さが増加
し、また鋳造組織が細かくなること、Ｍnの少量添加に
よって耐蝕性の向上と鋳造組織の微細化による強度向上
とが図れること、Ｚnの少量添加によって機械的性質が
向上することなどが知られている。さらに、Ｍg合金に
おける鋳造組織の微細化手段としては、Ｚrの少量合
金、Ｃ接種、ＦeＣl₃接種等が知られている。

【０００３】ところで、金属製部材の製造方法として、
製品形状に近似した素材を鋳造した後に、この鋳造素材
を鍛造するという方法が知られている(特開昭５１−１
２０９５３号公報参照)。すなわち、インゴットから最
終的な製品形状のものを鍛造する場合、通常、荒鍛造か
ら始めて仕上げ鍛造まで多数の鍛造工程を必要とするの
であるが、上記従来公報に記載された方法は、予め(鍛
造前に)最終的な製品形状に近似した素材を鋳造によっ
て形成しておくことにより、中間的な鍛造工程を減らす
というものである。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところが、上記のよう
に鋳造と鍛造とを組合せた場合、確かに、鍛造工程の簡
素化を図ることができるのであるが、これをＭg合金製
部材の製造方法として採用したとしても、鍛造加工率に
限界があって当該部材の引張強度や耐力の向上について
は、それほど大きく期待することはできない。また、先
に述べた鋳造組織の微細化は鍛造加工を含む塑性加工性
の向上に有効であり、引張強度や耐力の向上が図ること
ができるのであるが、従来用いられてきたＡl,Ｍnある
いはＺn等の合金元素の添加等による組織の微細化を利
用して成形性を向上させるにも限度がある。一方、Ｍg
合金部材を、例えば、自動車用のホイールなど外部環境
にさらされる箇所に用いる場合には、より高い耐食性が
求められる。

【０００５】そこで、本発明は、鍛造加工性に優れ、引
張強度および耐力さらには耐食性がより高いＭg合金製
部材の製造方法を提供することを目的としてなされたも
のである。

【０００６】

【課題を解決するための手段及びその作用】本願発明者
は、かかる目的を達成するために鋭意研究した結果、一
定範囲の量のストロンチウム(以下、その元素記号Ｓrで
表示する)を合金元素として用いると、Ｓrにより鋳造組
織が微細化されて塑性加工における成形性が高まるだけ
でなく、特に、Ｓrがある程度以上多量に含有された場
合には、Ｓr自体が結晶粒微細化とは別の方面から成形
性の向上に寄与すること、更に、Ｓr含有量が比較的少
ない場合でも、例えば鋳造時の凝固冷却速度が速い条件
下などでは、Ｓr含有量が増加するに従って、鋳造組織
が素材の表面近傍のみならずその内部までより微細化さ
れること、また更に、Ｍg合金製部材がＳrを含有するこ
とによってその耐食性が高まることを見出した。

【０００７】

【０００８】

【０００９】

【００１０】

【００１１】そして、上記課題を解決する手段として、
本願の請求項１に記載された発明(以下、本願の第１の
発明という)に係るＭg合金製部材の製造方法は、７．０
〜７．２重量％のアルミニウム，０．４０〜０．５０重
量％のマンガン，０．７〜０．８重量％の亜鉛および
０．０２〜０．５重量％のストロンチウムを含有し、残
部がマグネシウム及び不可避不純物からなるマグネシウ
ム合金溶湯によって平均結晶粒径が２００μm以下のマ
グネシウム合金製素材を鋳造する工程と、該マグネシウ
ム合金製素材を６０％以上の加工率で所定形状のマグネ
シウム合金製部材に鍛造加工する工程と、該鍛造加工の
後に上記マグネシウム合金製部材にＴ６熱処理を施す工
程と、を順に行なうことを特徴としたものである。

【００１２】本願の第１の発明においては、Ｍg合金製
部材を製造するに際して、Ｍg合金溶湯でＭg合金製素材
を鋳造した後に、この素材を鍛造加工するようにした。
この場合、Ｓrを含有させることによって鋳造組織の微
細化が図れるとともに、鍛造加工における成形性が向上
する。すなわち、鋳造組織の微細化は鍛造加工における
成形性の向上につながるが、Ｓrを含有した溶湯で鋳造
することによる鋳造組織の微細化効果は、一般に、Ｓr
含有量が０.０２重量％程度で飽和する。しかしなが
ら、鋳造時の凝固冷却速度が速い条件下などでは、０.
０２重量％以上の範囲でも、Ｓr含有量が増加するに従
って組織がより微細化され、特に、素材の表面近傍のみ
ならずその内部まで微細化される(この点は後述する実
施例によって明らかになる)。本発明では、このＳrを
０.０２重量％以上含有させており、鋳造組織がより微
細化され、鍛造加工における成形性がより向上し、引張
強度および耐力がより高くなる。上記Ｓrは０.１重量％
以上含有されることが望ましい。Ｓrを０.１重量％以上
含有することによって、鋳造時の凝固冷却速度が特に速
くない場合でも、Ｓr含有量が比較的低いものに比べて
高い鍛造加工性が得られ、機械的性質も向上する(この
点は後述する実施例によって明らかになる)。その理由
は明確ではないが、Ｓr含有量が比較的高い(０.１重量
％以上)場合には、Ｓrは結晶粒の微細化効果だけで成形
性の向上に寄与しているのではなく、多量に用いられて
いることによって別の形でも成形性の向上に寄与してい
るものと認められる。すなわち、ＳrがＭg合金の結晶粒
界近傍に高濃度に存在して結晶粒界を強化し、成形時の
結晶粒界からの割れを抑制しているのではないかと、推
察される。

【００１３】この第１の発明において、Ｓr含有量の下
限を０.０２重量％としているのは、Ｍg合金の鋳造組織
の微細化効果、従ってＭg合金製部材の機械的性質の向
上について所期の効果が得られるようにするためであ
る。また、上限を０.５重量％としているのは、Ｓr含有
量がこれよりも多くなると、Ｍg,Ａl,Ｚn等との化合物
を生成し、部材の機械的性質に悪影響を及ぼすからであ
り、また、鋳造が困難になるからである。尚、Ｓrは非
常に高価な材料であるので、材料特性の向上と経済性と
を両立させるためには、上限としてさらに好ましいのは
０.２重量％である。ここに、上記鋳造工程で得られる
Ｍg合金製素材の平均結晶粒径を２００μm以下としたの
は、当該素材の鍛造加工性を高めるためである。また、
ここに、鋳造工程で得たマグネシウム合金製素材を所定
形状のマグネシウム合金製部材に形成するに際して鍛造
加工を採用したのは、その後のＴ６熱処理によって結晶
粒の微細化を図り強度向上を図る上で有利になるからで
ある。

【００１４】また、Ｍg合金製部材にＳrを含有させた場
合、その含有量が高くなるに従って当該部材の耐食性が
向上する(この点は後述する実施例によって明らかにな
る)。本発明に係るＭg合金製部材は、Ｓrを０.０２〜
０.５重量％含有しており、より高い耐食性が得られ
る。

【００１５】

【００１６】

【００１７】

【００１８】

【００１９】また、本願の請求項２に記載された発明
(以下、本願の第２の発明という)に係るＭg合金製部材
の製造方法は、溶融状態で、７．０〜７．２重量％のア
ルミニウム，０．４０〜０．５０重量％のマンガン，
０．７〜０．８重量％の亜鉛および０．０２〜０．５重
量％のストロンチウムが含有されるように上記各合金元
素を添加する工程と、上記各合金元素を含有し、残部が
マグネシウム及び不可避不純物からなるマグネシウム合
金溶湯によって平均結晶粒径が２００μm以下のマグネ
シウム合金製素材を鋳造する工程と、該マグネシウム合
金製素材を６０％以上の加工率で所定形状のマグネシウ
ム合金製部材に鍛造加工する工程と、該鍛造加工の後に
上記マグネシウム合金製部材にＴ６熱処理を施す工程
と、を順に行なうことを特徴としたものである。

【００２０】本願の第２の発明においては、Ｍg合金製
部材を製造するに際して、Ｍg合金溶湯でＭg合金製素材
を鋳造した後に、この素材を鍛造加工するようにした。
この場合、溶融状態で上記重量％のＳrが含有されるよ
うにＳrを添加することによって鋳造組織の微細化が図
れるとともに、鍛造加工における成形性が向上する。す
なわち、鋳造組織の微細化は鍛造加工における成形性の
向上につながるが、Ｓrを含有した溶湯で鋳造すること
による鋳造組織の微細化効果は、一般に、Ｓr含有量が
０.０２重量％程度で飽和する。しかしながら、鋳造時
の凝固冷却速度が速い条件下などでは、０.０２重量％
以上の範囲でも、Ｓr含有量が増加するに従って組織が
より微細化され、特に、素材の表面近傍のみならずその
内部まで微細化される(この点は後述する実施例によっ
て明らかになる)。本発明では、このＳrを０.０２重量
％以上含有させており、鋳造組織がより微細化され、鍛
造加工における成形性がより向上し、引張強度および耐
力がより高くなる。上記Ｓrは０.１重量％以上含有され
ることが望ましい。Ｓrを０.１重量％以上含有すること
によって、鋳造時の凝固冷却速度が特に速くない場合で
も、Ｓr含有量が比較的低いものに比べて高い塑性加工
性が得られ、機械的性質も向上する(この点は後述する
実施例によって明らかになる)。その理由は明確ではな
いが、Ｓr含有量が比較的高い(０.１重量％以上)場合に
は、Ｓrは結晶粒の微細化効果だけで成形性の向上に寄
与しているのではなく、多量に用いられていることによ
って別の形でも成形性の向上に寄与しているものと認め
られる。すなわち、ＳrがＭg合金の結晶粒界近傍に高濃
度に存在して結晶粒界を強化し、成形時の結晶粒界から
の割れを抑制しているのではないかと、推察される。

【００２１】この第２の発明において、Ｓr含有量の下
限を０.０２重量％としているのは、Ｍg合金の鋳造組織
の微細化効果、従ってＭg合金製部材の機械的性質の向
上について所期の効果が得られるようにするためであ
る。また、上限を０.５重量％としているのは、Ｓr含有
量がこれよりも多くなると、Ｍg,Ａl,Ｚn等との化合物
を生成し、部材の機械的性質に悪影響を及ぼすからであ
り、また、鋳造が困難になるからである。尚、Ｓrは非
常に高価な材料であるので、材料特性の向上と経済性と
を両立させるためには、上限としてさらに好ましいのは
０.２重量％である。ここに、上記鋳造工程で得られる
Ｍg合金製素材の平均結晶粒径を２００μm以下としたの
は、当該素材の鍛造加工性を高めるためである。また、
ここに、鋳造工程で得たマグネシウム合金製素材を所定
形状のマグネシウム合金製部材に形成するに際して鍛造
加工を採用したのは、その後のＴ６熱処理によって結晶
粒の微細化を図り強度向上を図る上で有利になるからで
ある。

【００２２】また、Ｍg合金製部材にＳrを含有させた場
合、その含有量が高くなるに従って当該部材の耐食性が
向上する(この点は後述する実施例によって明らかにな
る)。本第２の発明に係るＭg合金製部材は、Ｓrを０.０
２〜０.５重量％含有しており、より高い耐食性が得ら
れる。更に、本願の請求項３に記載された発明(以下、
本願の第３の発明という)に係るＭg合金製部材の製造方
法は、上記第１又は第２の発明において、上記ストロン
チウムの含有量が、０．１重量％以上であることを特徴
としたものである。ここに、ストロンチウム（Ｓｒ）の
含有量の下限値を０．１重量％としたのは、前述のよう
に、Ｓrを０.１重量％以上含有することによって、鋳造
時の凝固冷却速度が特に速くない場合でも、Ｓr含有量
が比較的低いものに比べて高い塑性加工性が得られ、機
械的性質も向上するからである。また更に、本願の請求
項４に記載された発明(以下、本願の第４の発明という)
に係るＭg合金製部材の製造方法は、上記第１〜第３の
発明の何れか一において、上記ストロンチウムの含有量
が、０．２重量％以下であることを特徴としたものであ
る。ここに、ストロンチウム（Ｓｒ）の含有量の上限値
を０．２重量％としたのは、前述のように、Ｓrは非常
に高価な材料であるので、材料特性の向上と経済性とを
両立させる上で、この値が好ましいためである。

【００２３】

【００２４】

【発明の効果】以上のように、本願の第１の発明によれ
ば、Ｍg合金製部材を製造するに際して、７．０〜７．
２重量％のアルミニウム，０．４０〜０．５０重量％の
マンガン，０．７〜０．８重量％の亜鉛および０．０２
〜０．５重量％のストロンチウムを含有し、残部がマグ
ネシウム及び不可避不純物からなるＭg合金溶湯によっ
てＭg合金製素材を鋳造し、該Ｍg合金製素材を所定形状
のＭg合金製部材に鍛造加工するようにしたから、鋳造
組織の微細化を図ることができるとともに、鍛造加工時
の成形性を飛躍的に高めることができ、Ｍg合金製部材
の引張強度および耐力等の機械的性質の向上を図ること
が可能になる。また、Ｓrを含有することにより、Ｍg合
金製部材の耐食性を高めることができる。特に、鋳造工
程で平均結晶粒径が２００μm以下のＭg合金製素材が得
られるので、当該素材の鍛造加工性をより確実に高める
ことができる。更に、鋳造工程で得られたＭｇ合金素材
を所定形状のＭｇ合金製部材に形成するに際して鍛造加
工を採用したので、その後のＴ６熱処理(溶体化処理後
に時効処理)によって結晶粒の微細化を図ることがで
き、強度の高いＭg合金製部材を得る上で有利になる。

【００２５】

【００２６】

【００２７】また、本願の第２の発明によれば、Ｍg合
金製部材を製造するに際して、溶融状態で７．０〜７．
２重量％のアルミニウム，０．４０〜０．５０重量％の
マンガン，０．７〜０．８重量％の亜鉛および０．０２
〜０．５重量％のストロンチウムを含有し、残部がマグ
ネシウム及び不可避不純物からなるように上記各合金元
素を添加したＭg合金溶湯によってＭg合金製素材を鋳造
し、該Ｍg合金製素材を所定形状のＭg合金製部材に鍛造
加工するようにしたから、鋳造組織の微細化を図ること
ができるとともに、鍛造加工時の成形性を飛躍的に高め
ることができ、Ｍg合金製部材の引張強度および耐力等
の機械的性質の向上を図ることが可能になる。また、Ｓ
rを含有することにより、Ｍg合金製部材の耐食性を高め
ることができる。特に、鋳造工程で平均結晶粒径が２０
０μm以下のＭg合金製素材が得られるので、当該素材の
鍛造加工性をより確実に高めることができる。更に、鋳
造工程で得られたＭｇ合金素材を所定形状のＭｇ合金製
部材に形成するに際して鍛造加工を採用したので、その
後のＴ６熱処理(溶体化処理後に時効処理)によって結晶
粒の微細化を図ることができ、強度の高いＭg合金製部
材を得る上で有利になる。更に、本願の第３の発明によ
れば、基本的には上記第１又は第２の発明と同様の効果
を奏することができる。特に、Ｓrを０.１重量％以上含
有することによって、鋳造時の凝固冷却速度が特に速く
ない場合でも、Ｓr含有量が比較的低いものに比べて高
い塑性加工性が得られ、機械的性質も向上する。また更
に、本願の第４の発明によれば、基本的には上記第１〜
第３の発明の何れか一と同様の効果を奏することができ
る。特に、Ｓｒの含有量の上限値を０．２重量％とした
ことにより、材料特性の向上と経済性とを両立させるこ
とができる。

【００２８】

【実施例】以下、本発明の実施例について、添付図面を
参照しながら説明する。まず、Ｓr(ストロンチウム)含
有量のＭg(マグネシウム)合金製部材の機械的性質に及
ぼす影響を調べた第１試験について説明する。本試験で
は、それぞれ所定量のＳrを含有するＭg合金製部材を基
材とした５種類の供試片(試料)を作成し、これらの試料
について、その機械的性質(引張強度および耐力)等を比
較する実験を行った。

【００２９】−試料１− 試料１については、下記の化学成分(重量％)のＭg合金
Ａを用いてＭg合金製素材を鋳造した。〈Ｍg合金Ａ〉Ａl:８.６,Ｚn:０.５８,Ｍn:０.５０,Ｓ
r:０.１０, 残Ｍg 鋳造時の注湯温度は７５０〜７６０℃、金型の予熱温度
は２１０〜２３０℃とした。但し、Ｓrについては、図
１に示すように、溶湯温度が７５０〜７６０℃に上昇し
た時点で、９０％Ｓr−１０％Ａl合金を上記成分量とな
るように添加することによって配合した。また、当該添
加後に溶湯を上記温度に保持した状態で１０分間攪拌し
１５分間沈静させてから鋳造を行なった。鋳造によって
得られたＭg合金製素材の平均結晶粒径は１１５〜１８
０μm(素材表面近傍で１１５μｍ; 素材中心部で１８０
μｍ)であった。

【００３０】次に、上記Ｍg合金製鋳造素材に図２に示
すように鍛造成形(塑性加工)を施した。同図において、
１は当該Ｍg合金製素材、３はダイ、４はパンチ、５は
鍛造品である。素材温度は３５０℃とした。また、次式
で定義される鍛造加工率は５０％とした。・鍛造加工率＝{(Ｈ−Ｈ')／Ｈ}×１００尚、Ｈ及びＨ'は、それぞれ鍛造前後における供試材の
鍛造方向の高さである(図２参照)。また、同時に鍛造成
形限界について調べた。すなわち、供試材に割れ７を発
生した時点の鍛造加工率を鍛造成形限界とした。

【００３１】次に、得られた鍛造品５に熱処理(Ｔ６)を
施した。熱処理条件は次の通りである。

【００３２】−試料２− 試料２については、上記Ｍg合金Ａを用いて試料１と同
様にＭg合金製素材を鋳造し、鍛造加工率が６５％とな
るように鍛造成形を行なった。そして、得られた鍛造品
に試料１と同じ熱処理(Ｔ６)を施した。

【００３３】−引張試験− そうして、上記試料１,２の各熱処理品を図３に示す棒
状の引張試験片６に加工した。同図において、Ｌ1＝４
２、Ｌ2＝１７、Ｌ3＝２、Ｌ4＝８、Ｄ1＝４±０.０
３、Ｄ2＝４.５、ねじ部はＭ６×１.０(以上の単位はm
m)である。そして、上記試験片６を用いて引張試験を行
ない、引張強度及び０.２％耐力を測定した。試験結果
は試料３〜５と共に表１に示されている。同表中の試料
３及び試料４２は下記のＭg合金Ｂを用いたものであっ
て、試料３はＳr量を０.０２重量％とした点及び鍛造を
行なわなかった点が試料１と相違し、試料４はＳr量の
みが試料１と相違する。また、試料５はＭg合金Ａを用
いたものであって、鍛造を行なわなかった点のみが試料
１と相違する。〈Ｍg合金Ｂ〉Ａl:８.６,Ｚn:０.５８,Ｍn:０.５０,Ｓ
r:０.０２,残Ｍg このＭg合金Ｂの鍛造前の平均結晶粒径は１２５〜２８
５μm(素材表面近傍で１２５μｍ; 素材中心部で２８５
μｍ)であり、上記Ｍg合金Ａと比べて、素材表面近傍に
ついては大きな差はなかっが、素材中心部についてはか
なりの差が認められた。これは、鋳造時の冷却速度が十
分に速くなかったためと考えられる。

【００３４】

【表１】

【００３５】尚、上記Ｍg合金Ａ,Ｍg合金Ｂを用いて鋳
造成形された鋳造素材の正面形状を図４に示す。また、
得られたＭg合金製鋳造素材９の平均結晶粒径を測定す
る場合の測定位置を図５に示す。これら図４および図５
において２点鎖線の仮想線は、上記Ｍg合金製鋳造素材
９の鋳造に用いられた金型８の外形形状を示している。
上記引張試験に用いた各試験片６は、上記Ｍg合金製鋳
造素材９から切り出した後に鍛造したもの及び鍛造を行
わなかったものの両方ともに、上記鋳造素材９の表面に
比較的近い部分、つまり、組織の結晶粒が比較的微細な
部分から採取したものである。一方、鍛造成形限界を調
べるための供試材の場合には、上記鋳造素材９の中心部
に比較的近い部分、つまり、組織の結晶粒が比較的粗大
な部分をも含んで採取されている。

【００３６】−試験結果について− 鍛造成形限界はＳr量が０.１０重量％のＭg合金Ａの溶
湯を用いたものでは６７％であるのに対し、Ｓr量が０.
０２重量％のＭg合金Ｂの溶湯を用いたものでは５２％
であり、多量のＳrを含有したものでは鍛造成形性が向
上していることが分かる。すなわち、Ｓr０.０２重量％
以上では鋳造組織の微細化効果がほぼ飽和し、一般にそ
れ以上の微細化は望めないはずであるが、Ｓrが多いＭg
合金Ａを用いた試料(試料１,２)では、Ｓrが少ないＭg
合金Ｂを用いた試料(試料３,４,５)に比べて鍛造成形性
が高くなっている。これは、基本的には、Ｓrが結晶粒
の微細化によって鍛造成形性の向上に寄与するだけでな
く、ＳrがＭg合金の結晶粒界近傍に高濃度に存在して結
晶粒界を強化し、成形時の結晶粒界からの割れを抑制す
ることで鍛造成形性の向上に寄与しているからではない
かと推察される。尚、鋳造素材を鍛造加工する場合、良
好な鍛造成形を安定して行うには、通常、その成形限界
が６０％を越える鍛造成形性が必要とされるが、Ｓr含
有量が少ない(０.０２重量％)Ｍg合金Ｂを用いた試料
３,４,５では、その鍛造成形限界がこの基準値をかなり
下回っている。これは、上述のように、Ｍg合金Ｂの場
合には、その鋳造素材の中心部の結晶粒径がＭg合金Ａ
の場合に比べてかなり粗大(２８５μｍ)になっており、
かつ、鍛造成形限界を調べるための供試材の場合には、
上述のように、上記鋳造素材９の中心部に比較的近い部
分をも含んで採取されている関係上、供試材中に結晶粒
径がかなり粗大(２８５μｍ)な部分が含まれることとな
るためであると推察される。

【００３７】熱処理後の引張強度及び耐力についてみる
と、試料１は、試料３〜試料５のいずれと比べても引張
強度及び耐力が共に向上している。試料１及び試料４が
試料３,５よりも良い結果を示しているのは、鍛造によ
って加工のエネルギーが材料内部に歪みとしてたくわえ
られ、その後の熱処理によって結晶粒の微細化が図れた
ためと認められる。

【００３８】また、試料１と試料４とを比べた場合、同
じ鍛造加工率でありながら、試料１の方が結果が良い。
この理由は、試料４の場合は鍛造成形限界が試料１に比
べて低く、その成形限界の比較的近くまで鍛造加工が施
されていることと、試料１の場合には、Ｓrをより多く
含有しているので、Ｍg合金の結晶粒界近傍にＳrが高濃
度に存在して結晶粒界を強化し、引張試験時に発生する
結晶粒界に沿ったクラックの進展を阻止しているためで
はないかと考えられる。更に、試料２の方が試料１より
も良い結果となっているのは、鍛造加工率が高くなって
いるためと認められる。

【００３９】次に、Ｓr含有量とＭg合金製鋳造素材の結
晶粒度との関係を調べた第２試験について説明する。図
６は、本試験で用いた溶解実験装置を示している。この
溶解実験装置１１では、ケース１２の中心部分にシリン
ダ１３で上下動可能に支持された筒状のルツボ１５が配
置され、このルツボ１５の周囲にはヒータ１４が配設さ
れている。上記ルツボ１５は例えば軟鋼で形成され、ル
ツボ１５内の溶融金属１６(溶湯)の温度は熱電対１７で
計測できる。また、ルツボ１５内の溶融金属１６の表面
にはガス供給管１８から保護ガスが供給されるようにな
っている。

【００４０】また、図７は、本試験で用いた鋳造実験装
置を示している。この鋳造実験装置２１では、ベース２
２の上方に、油圧シリンダ２３に連結されたプランジャ
２４の下端部に支持された金型２５が配置されている。
図８に詳しく示すように、この金型２５の上部にはエア
抜き孔２６,…,２６が形成され、これらエア抜き孔２
６,…,２６の上方は、溶融材の吹き抜け防止のためのＮ
i(ニッケル)セルメット２７で覆われている。そして、
上記金型２５の下方に溶融金属１６を入れたルツボ１５
を位置させ、プランジャ２４を所定の荷重および速度で
降下させることにより、図９に示すように、金型２５の
成形キャビティ２５a内に溶融金属１６が圧力注入され
る。この結果、図１０に示すような鋳造素材２９が得ら
れる。本試験では、この圧力注入条件について、例え
ば、プランジャ２４の荷重を３００kＮ、降下速度を３
０mm／sec．とした。

【００４１】本試験では、表２にその化学成分を示す各
試料について、上記各実験装置１１,２１を用いて鋳造
を行い、Ｓr含有量と鋳造素材２９の結晶粒度との関係
を調べた。実験結果を図１２に示す。この図１２のグラ
フにおいて、丸印は鋳造素材２９の比較的表面近傍での
結晶粒度を、また、三角印は鋳造素材２９の比較的内部
での結晶粒度を示している。尚、図１１は、図１０のＸ
−Ｘ線に沿った縦断面図であり、上記鋳造素材２９の表
面近傍および内部での結晶粒度の測定位置を示してい
る。

【００４２】

【表２】

【００４３】図１２の実験結果から、Ｓrを含まない場
合には、表面近傍では比較的小さい粒度を維持できるも
のの、内部では結晶粒度が大きくなっている。これに対
して、Ｓr含有量が０.０２重量％以上の場合には、表面
近傍だけでなく、特に、内部での結晶粒が大幅に微細化
されており、その含有量が下限値(０.０２重量％)の場
合でも、結晶粒度は２００μｍ以下に抑制されているこ
とが分かる。尚、本第２試験の場合、上述の第１試験と
は鋳造方法が異なり、より速い冷却速度を確保すること
ができるため、仮に同成分の合金を鋳造したとしても、
得られる鋳造組織が異なる。つまり、両者における鋳造
素材内部にも部位による差異はあるが、全般的に第２試
験の方が第１試験に比べて、結晶粒度が小さい鋳造組織
が得られる。

【００４４】このＭg合金製鋳造素材の結晶粒度と塑性
加工性との関係を調べる実験を行った。この実験は、下
記表３に示す化学成分(重量％)のＭg合金を用いて鍛造
用素材(直径２８mm×高さ４２mm)を鋳造し、この鋳造素
材を、図２(第１試験参照)に示された方法と同様の方法
にて据え込み加工(つまり鍛造加工)を施して行った。そ
して、第１試験における鍛造成形限界を評価する場合と
同様に、供試材を徐々に圧縮(据え込み)した際に、その
表面に微細なクラックが発生するまでの圧縮代で据え込
みによる成形性を評価した。また、実験条件は以下に示
す通りであった。・素材温度 : ３５０℃ ・据え込み時の歪み速度 : 低速

【００４５】

【表３】

【００４６】実験結果を図１３に示す。鋳造素材を鍛造
加工する場合、良好な鍛造成形を安定して行うには、通
常、限界据え込み率６０％を越える鍛造成形性が必要と
されるが、このような良好な鍛造成形性を得るために
は、平均結晶粒径を２００μｍ以下とする必要があるこ
とが分かった。換言すれば、このように、鋳造素材２９
の組織を結晶粒度が２００μｍ以下となるように微細化
することにより、良好な塑性加工性(鍛造成形性)が得ら
れる。

【００４７】次に、Ｓr含有量とＭg合金製部材の耐食性
との関係を調べた第３試験について説明する。本試験で
は、下記の表４に示すように、それぞれ所定量のＳrを
含有したＭg合金を加熱溶解し、そのＭg合金溶湯を用い
て鋳造した後、所定の塑性加工(鍛造)を行い、その後に
熱処理としてＴ６処理を施した試料から、板状の試験片
をそれぞれ作成した。

【００４８】

【表４】

【００４９】上記各試料の鍛造加工率はいずれも３０％
とし、また、熱処理(Ｔ６処理)条件は第１試験の場合と
同様で、以下の通りとした。・溶体化処理;４１３±２.５℃×１６時間保持→空冷 ↓ ・時効処理;１７５±２.５℃×１６時間保持→空冷更に、上記板状試験片の寸法は以下の通りとした。・試験片寸法 : 幅５０mm×長さ９０mm×厚さ５mm この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２３７１の規定に準じ
た塩水噴霧試験による腐食試験を行った。試験条件を以
下に示す。・試験温度 : ３５℃ ・塩水濃度 : ５重量％・試験時間 : １０００時間,２０００時間

【００５０】試験結果を図１４に示す。この図１４のグ
ラフから分かるように、Ｓr含有量が多くなるに従って
腐食減量が少なくなり、Ｓrの添加がＭg合金製部材の耐
食性を向上させることが確認された。

【図面の簡単な説明】

【図１】第１試験に係るＭg合金製部材の鋳造時にお
ける溶湯処理のタイムチャート図である。

【図２】第１試験に係るＭg合金製鋳造素材の鍛造成
形限界を調べる試験方法および供試材を示す説明図であ
る。

【図３】第１試験に係る引張試験片の正面図である。

【図４】上記Ｍg合金製鋳造素材の素材形状を示す正
面図である。

【図５】図４のＹ−Ｙ線に沿った縦断面説明図であ
る。

【図６】第２試験に係る溶解実験装置の説明図であ
る。

【図７】上記第２試験に係る鋳造実験装置の説明図で
ある。

【図８】上記鋳造実験装置を用いて行う鋳造工程の一
部を示す縦断面説明図である。

【図９】上記鋳造工程の一部を示す縦断面説明図であ
る。

【図１０】上記鋳造工程によって得られた鋳造素材の
斜視図である。

【図１１】図１０のＸ−Ｘ線に沿った縦断面説明図で
ある。

【図１２】第２試験に係るＭg合金製鋳造素材の結晶
粒度とＳr含有量との関係についての実験結果を示すグ
ラフである。

【図１３】第２試験に係るＭg合金製鋳造素材の結晶
粒度と塑性加工性との関係についての実験結果を示すグ
ラフである。

【図１４】第３試験に係るＭg合金製部材の耐食性と
Ｓr含有量との関係についての実験結果を示すグラフで
ある。

【符号の説明】

１…素材３…ダイ４…パンチ５…鍛造品７…割れ８，２５…金型９，２９…鋳造素材

フロントページの続き (72)発明者大内勝哉広島県安芸郡府中町新地３番１号マツダ株式会社内 (72)発明者平原庄司広島県安芸郡府中町新地３番１号マツダ株式会社内 (56)参考文献特開昭62−228448（ＪＰ，Ａ) 特開平５−78799（ＪＰ，Ａ) 特開平８−67928（ＪＰ，Ａ) 米国特許2221254（ＵＳ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22F 1/00 - 3/02 C22C 23/00 B21J 5/00 B22D 21/04

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】７．０〜７．２重量％のアルミニウム，
０．４０〜０．５０重量％のマンガン，０．７〜０．８
重量％の亜鉛および０．０２〜０．５重量％のストロン
チウムを含有し、残部がマグネシウム及び不可避不純物
からなるマグネシウム合金溶湯によって平均結晶粒径が
２００μm以下のマグネシウム合金製素材を鋳造する工
程と、該マグネシウム合金製素材を６０％以上の加工率で所定
形状のマグネシウム合金製部材に鍛造加工する工程と、該鍛造加工の後に上記マグネシウム合金製部材にＴ６熱
処理を施す工程と、を順に行なうことを特徴とするマグネシウム合金製部材
の製造方法。
【請求項２】溶融状態で、７．０〜７．２重量％のア
ルミニウム，０．４０〜０．５０重量％のマンガン，
０．７〜０．８重量％の亜鉛および０．０２〜０．５重
量％のストロンチウムが含有されるように上記各合金元
素を添加する工程と、上記各合金元素を含有し、残部がマグネシウム及び不可
避不純物からなるマグネシウム合金溶湯によって平均結
晶粒径が２００μm以下のマグネシウム合金製素材を鋳
造する工程と、該マグネシウム合金製素材を６０％以上の加工率で所定
形状のマグネシウム合金製部材に鍛造加工する工程と、該鍛造加工の後に上記マグネシウム合金製部材にＴ６熱
処理を施す工程と、を順に行なうことを特徴とするマグネシウム合金製部材
の製造方法。
【請求項３】上記ストロンチウムの含有量が、０．１
重量％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記
載のマグネシウム合金製部材の製造方法。
【請求項４】上記ストロンチウムの含有量が、０．２
重量％以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れ
か一に記載のマグネシウム合金製部材の製造方法。