CN111532080A - 铝合金锻造车轮及其制造方法、锻造车轮形成用铸坯 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种轻质、强韧、具有高刚性且耐热强度高的铝合金锻造车轮。本发明的铝合金制锻造车轮具备用于安装车轴的轮毂部、设置于轮毂部周缘的轮盘部及设置于轮盘部周缘的轮缘部，至少轮盘部和轮缘部中的一者或两者是对铸造铝合金而得的坯料进行锻造而成的，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质，轮盘部和轮缘部中的一者或两者的金相组织中，Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下。

Description

铝合金锻造车轮及其制造方法、锻造车轮形成用铸坯

技术领域

本发明涉及一种铝合金锻造车轮及其制造方法、用于形成铝合金锻造车轮的铸坯。

背景技术

通常已知有轮毂部、轮盘部及轮缘部形成为一体的车辆用车轮为铝合金制车轮。作为铝合金制车轮的制造方法，有低压铸造法、重力铸造法、高压铸造法、熔融金属锻造法、热锻造法，据说在这些制造方法中机械性质最优异的制造方法为热锻造法。

下述专利文献1中示出了一种车轮，其在具备用于安装车轴的轮毂部、位于轮毂部的周围的轮盘部及在该轮盘部的周围形成为一体的轮缘部的车辆用车轮中，锻造以质量比计含有Si：0.95～1.35％、Mg：0.8～1.2％、Cu：0.2～0.5％、Mn：0.4～0.7％、Fe：0.3％以下及Cr：0.05～0.25％且余量为铝的铝合金而成，轮盘部的设计面及轮缘部的晶粒具有粒径50μm以下的金相组织。

专利文献1：日本特开2007-210017号公报

上述的现有技术能够提供一种能够具有良好的机械性质且实现轻质化的铝合金锻造车轮。

相对于此，车辆用车轮在车辆的长时间行驶中因路面的凹凸等而被施加反复荷载，因此要求轻质且承受在行驶中施加的反复荷载而具有不易损坏的韧性。并且，为了在车辆的长时间行驶中获得稳定的行驶性，要求针对荷载不易变形(具有高刚性)。

并且，车辆在煞车时将产生非常高温的热，车轮配置于发热源的附近，因此要求即使在长时间暴露于高温中的情况下也能够维持高强度特性的耐热强度。

发明内容

本发明以应对车辆用车轮所要求的这些要求为课题，以提供一种满足轻质、针对交变荷载的疲劳强度高、具有高刚性且耐热强度高等的铝合金锻造车轮为课题。

为了解决这种课题，本发明为具备以下构成。

本发明的铝合金制锻造车轮具备用于安装车轴的轮毂部、设置于该轮毂部周缘的轮盘部及设置于该轮盘部周缘的轮缘部，该铝合金制锻造车轮的特征在于，

至少所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者是对铸造铝合金而得的坯料进行锻造而成的，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质，所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者的金相组织中，Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下。

具有这种特征的铝合金锻造车轮为轻质、疲劳强度高、具有高刚性且耐热强度高。因此，能够获得具有高强度耐久性且可获得良好的行驶性的车辆用车轮。

附图说明

图1是说明本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的金相组织的说明图(图1的(a)是本发明的实施例的金相组织，图1的(b)是比较例的金相组织)。

图2是表示本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的形态例的说明图(图2的(a)是仅利用锻造形成的例子(1件的例子)、图2的(b)是对轮缘部进行旋压成型的例子(1件的例子)、图2的(c)是在轮盘部的周缘上接合轮缘部的例子(2件的例子))。

图3是表示本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的形态例的说明图(轮盘部为轮辐形状类型的例子)。

图4是表示锻造原料坯料的主要制造工序的流程的说明图。

图5是表示车轮的加工工序的流程的说明图。

图6是表示锻造工序的说明图。

图7是比较车轮材料的比·疲劳强度及比·杨氏模量的说明图。

图8是表示实施例中的轮盘部的耐热强度试验的结果(热曝露时间100hr下的相对于温度变化的拉伸强度变化)的图表。

附图标记说明

1-车轮，2-轮毂部，3-轮盘部，4-轮缘部，30-轮辐形状，C-接合部位。

具体实施方式

以下，说明本发明的实施形态。本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮具有非常高的Si的含有率，锻造后的金相组织中，共晶Si的平均粒径为5μm以下。

并且，本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮根据金相组织中的共晶Si颗粒的偏向较大地影响相对于交变荷载的疲劳强度的新见解，着眼于成为其指标的“Si颗粒稀疏的带状区域的宽度”而将其确定为20μm以下。

对铸造以高含有率含有Si的铝合金而得的坯料进行锻造加工而成的加工品沿着锻造金属流存在铸锭α相的残留的“Si颗粒稀疏的带状区域”。图1的(a)是表示本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的金相组织的一例的照片，图1的(b)是表示上述的带状区域残留较宽的比较例的金相组织的照片。图示的W表示“Si颗粒稀疏的带状区域的宽度”。

如图1的(b)般存在较宽宽度的带状区域的比较例中，因该带状区域脆弱而使龟裂的传播扩展，拉伸强度和疲劳强度下降。尤其，在疲劳强度试验(10⁷循环的旋转弯曲疲劳强度试验)中将引起早期异常破裂。相对于此，如图1(a)所示，使所有“Si颗粒稀疏的带状区域的宽度”W成为20μm以下，由此能够显著提高疲劳强度。为了获得图1所示的金相组织，重要的是使由锻造素材形成的铸坯的凝固锻造组织的α层及共晶Si颗粒细化及充分进行锻造成型加工，由此利用锻造的塑性流动变形揉碎共晶Si颗粒并使其细小且均匀地分散，使上述的带状区域及共晶Si颗粒细化。

用于形成本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的铝合金含有Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质。

铝合金中含有的Si通常为对耐热性有效的合金成分，具有下降高温区域中的热膨胀系数的作用。Si是通过分散强化和析出强化提高材料强度的成分，通过热处理析出作为与Mg的化合物的Mg₂Si相而提高材料强度，由于平均粒径5μm以下的共晶Si颗粒的微细且均匀的分散，能够获得强韧的材料强度和耐热强度。

在Si的含有率小于9.0质量％的情况下，共晶Si颗粒的结晶化少，无法实现平均粒径5μm以下的共晶Si颗粒的微细且均匀的分散，导致材料强度不足。若Si的含有率超出12.5质量％，则粗大的(例如100μm以上)初晶Si颗粒结晶化而阻碍锻造成型性或旋压成型性，容易产生切削工具刀尖的损耗或损伤而阻碍切削性。并且，初晶Si颗粒的结晶部位通过成为由应力集中引起的疲劳破坏的核心而阻碍疲劳强度的提高。

上述的铝合金中含有的Cu固熔于母相中，通过热处理析出为Al₂Cu相，提高材料强度，并且提高150℃耐热强度。在Cu的含有率小于0.5质量％的情况下，无法获得由固熔强化及分散强化产生的充分的强度提高效果，若超出3.4质量％，则粗大的Al₂Cu相容易结晶化，锻造成型性或旋压成型性下降，并且阻碍耐蚀性。

如上所述，上述的铝合金中含有的Mg是利用Mg₂Si相的析出提高材料强度的成分。在Mg的含有率小于0.2质量％的情况下，强度提高效果弱，若超出0.9质量％，则伸长率显著下降，阻碍锻造成型性或旋压成型性。

上述的铝合金中含有的Fe是结晶为Al-Fe(-Si)系的针状金属间化合物而提高高温强度的成分。若Fe的含有率超出0.7质量％，则频繁产生巨大的针状结晶物，引起铸造或旋压成型的破裂，或者巨大的针状结晶物成为疲劳破坏的核心等，而容易产生不良影响。

上述的铝合金中含有的Ti是作为晶种‘异质核’而添加并使锻造组织细化的成分。Ti作为Al-Ti系或Al-Ti-B系化合物而添加。在Ti的含有率小于0.005质量％的情况下，锻造组织的细化效果不足，若超出0.15质量％，则粗大的针状化合物结晶化而使锻造成型性或旋压成型性变差，并且粗大的针状化合物成为疲劳破坏的核心等而阻碍材料强度的提高。

作为细化剂，与Ti一并添加的B的适量含有率为0.0002～0.05重量％。若大量添加B，则与Ti键结而容易如上述产生成为疲劳破坏的核心的粗大的针状化合物。

在上述的铝合金中添加Sr、Sb、Ca、Na中的任一种。通过添加适量这些添加物，使共晶Si结晶物细化且粒化，具有倒角的功能。若添加量过少，则细化效果差，若添加量过多，则生成粗大的结晶物而阻碍锻造成型性。各添加物的适量为Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm。

上述的铝合金进一步优选为适量含有Mn、Cr、Ni、Zn。适当的含有率为Mn：0.3质量％以下、Cr：0.2质量％以下、Ni：0.2质量％以下、Zn：0.4质量％以下。

含有0.3质量％以下的Mn的使微细的Al-Mn系或Al-Fe-Mn(-Si)系的金属间化合物结晶而抑制热锻造时或T6热处理(熔体化)时的再结晶粒的生长。若Mn的含量超出0.3质量％，则使粗大的Al-Fe-Mn(-Si)系的金属间化合物结晶，导致材料强度或伸长率的下降，并且成为疲劳破坏的核心而有害。

含有0.2质量％以下的Cr使微细的Al-Cr系或Al-Fe-Cr(-Si)系的金属间化合物结晶而抑制热锻造时或T6热处理(熔体化)时的再结晶粒的生长。若Cr的含量超出0.2质量％，则使粗大的Al-Fe-Cr(-Si)系的金属间化合物结晶，加工性下降，并且导致材料强度的靱性下降。

含有0.2质量％以下的Ni使微细的Al-Ni系的金属间化合物结晶，有助于耐热强度的提高。若Ni的含量超出0.2质量％，则使含有Ni的粗大的金属间化合物结晶，导致加工性的下降。

Zn是由铝废料等混入的杂质，通过与Mg的共存(MgZn₂相析出)而提高材料强度，但越少越好。若Zn的含量超出0.4质量％，则可能引起耐蚀性(应力腐蚀破裂等)劣化。

本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮能够适用于如图2及图3所示的各种形态。在此所示的所有形态例所涉及的车轮1具备用于安装车轴的轮毂部2、设置于轮毂部2周缘的轮盘部3及设置于轮盘部3周缘的轮缘部4。图2的(a)所示的例子为仅利用锻造而形成车轮1的例子，图2的(b)所示的例子为车轮1的轮缘部4被旋压成型的例子。图2的(a)、(b)所示的例子中，轮毂部2、轮盘部3及轮缘部4均形成为一体(1件)。

图2的(c)所示的例子为轮毂部2和轮盘部3形成为一体且分开形成的轮缘部4接合于轮盘部3的周缘的接合部位C的例子。图2的(c)所示的例子为接合2件构件的例子。并且，图3所示的例子为将轮盘部3形成为轮辐形状30的例子。

本发明的实施形态中的铝合金锻造车轮包括上述的所有形态例，至少轮盘部3和轮缘部4中的一者或两者是对铸造铝合金而得的坯料进行锻造而成，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质，其金相组织中，Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下。

图2的(c)所示的形态例如锻造由上述的铝合金形成的锻造原料坯料而形成上述的金相组织的锻造材料，对该锻造材料进行旋压成型而形成轮缘部4，从锻造材料分离轮缘部4，将分离出的轮缘部4接合于分开形成的轮毂部2和轮盘部3的一体物中的轮盘部3周缘。

用图4～图6对本发明的实施形态所涉及的铝合金锻造车轮的制造方法的一例进行说明。在此，以图2的(b)所示的车轮1的制造工序为例进行说明。

在图2的(b)所示的车轮1的制造中，首先形成上述的铝合金的锻造原料坯料。图4中，示出了锻造原料坯料的主要制造工序的流程。

如图4所示，锻造原料坯料通过熔解铝锭等原材料的熔解工序(S01)、调整所生成的熔融金属的化学成分的化学成分调整工序(S02)、进行熔融金属的纯化处理的精炼工序(S03)、铸造工序(S04)、均质处理工序(S05)、剥离工序(S06)、切断工序(S07)等形成。

在熔解工序(S01)中，例如以700℃以上对原材料进行加热而生成熔融金属。在所生成的熔融金属中添加添加元素，调整成所期望的化学成分(S02)。添加于主金属Al中的添加元素是上述的Si、Cu、Mg、Fe、Ti、Sr等，通过发射光谱分析进行成分分析，以成分成为Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％、Sr：0.01～0.15质量％、余量为Al及不可避免的杂质的方式进行调整(S02)。

在精炼工序(S03)中，例如进行脱气处理，将氢气含量调整为0.35cc/100gAl以下。并且，在此，根据需要进行非金属夹杂物的去除处理等。

在铸造工序(S04)中，使用连续铸造法或半连续铸造法由进行成分调整的熔融金属铸造坯料。

均质处理工序(S05)为对在铸造工序(S04)中获得的铸坯进行加热而使金相组织稳定的工序。在均质处理工序(S05)中，通过在预定的温度下加热铸坯预定时间(1.5～12小时)，去除铸造凝固歪曲，金相组织被均质化。

均质处理工序(S05)中的处理温度优选为470～520℃。若处理温度小于470℃，则与处理温度在上述范围内的情况相比，金相组织的均质化及熔质原子的熔解不充分，若处理温度超出520℃，则有可能引起局部熔化(烧蚀)。

施以均质处理的铸坯在剥离工序(S06)中削去铸坯的铸件表面的不健全部，在切断工序(S07)中将铸坯切断成预定的锻造素材重量。由此，形成锻造原料坯料。

图5中，示出了锻造锻造原料坯料的车轮加工工序的流程。在热锻造工序(S11)中，通过锻造所形成的锻造原料坯料成型成预定的车轮形状。在此，如图6所示，在上模F1与下模F2之间夹入经加温的圆柱状的锻造原料坯料W，并在加温条件下进行压锻，由此获得锻造材料T1。此时的加温条件设为锻造原料坯料W的温度为400～520℃，更优选为450～490℃。

在温间旋压工序(S12)中，在将锻造材料T1加热至100～400℃的状态下进行旋压成型，由此成型出车轮1的轮缘部4。旋压成型具备在使锻造材料T1进行旋转的同时按压侧面的旋转自如的按压辊，在相对于材料的旋转轴一边平行地移动按压辊，一边对锻造材料T1进行拉伸加工。在拉伸时发生塑性加工而有锻造效果，进行金相组织的细化，因此材料强度提高。通过温间旋压工序(S12)防止轮缘部4的再结晶化。为了去除内部歪曲，在温间旋压工序(S12)之后实施热处理工序(S13)。

在热处理工序(S13)中，实施熔体化处理、淬火、时效处理。熔体化处理中，将材料加热至刚好低于熔点的温度，熔解熔质原子(Si、Mg、Cu)而固熔于母相中。在此，以480～540℃加热对锻造材料T1进行温间旋压成型而成的加工体0.5～5小时。

淬火中，强制性地对经熔体化处理的加工体进行水冷。淬火水的温度优选为60℃以下的温水淬火。通过经淬火，加工体的熔质原子的Si、Mg、Cu的固熔状态持续至常温为止。时效处理中，在160～210℃下对经淬火的加工体进行2～10小时处理。在这些热处理中，微细的Mg₂Si相、Al₂Cu相均匀分散而被析出，加工体的金相组织得到强化。

在机械加工工序(S14)中，对施以热处理的加工体实施机械加工，形成轮毂部2、轮盘部3、轮缘部4。在机械加工工序(S14)中，实施基于车床的车削加工及基于加工中心的铣削(mealing)加工。在车削加工中，如图3所示的例子，实施用车床等切削由圆盘状的轮毂部2、设置于轮毂部2的周缘的轮盘部3及设置于轮盘部3的周缘的轮缘部4构成的大致整个车轮1的精加工，调整车轮1的轮廓形状。在铣削加工中，实施用端铣刀等的旋转工具切削轮毂部2和放射状从轮毂部2延伸的轮盘部3的轮辐形状30的精加工，将轮毂部2及轮盘部3形成为预定的形状。在机械加工工序(S14)中，还能够将凹凸等花样形成于表面而提高设计性或在车轮1中设置空部而进一步实现轻质化。

在表面处理工序(S15)中，针对机械加工而得的加工体去除整个表面的切削工具切痕落差、切削加工毛刺等，并且在角部进行R部倒角，之后，根据需要进行化学表面处理、镀金、镀膜等。

实施例

以下，对本发明的铝合金锻造车轮的实施例进行说明。表1中，示出了各实施例和比较例的铝合金的化学成分。表中的数值为质量％，化学成分的“Al”中包括Al和不可避免的杂质(“Rem.”表示质量％的余量。)。此处的实施例1～8为对铸造表1所示的化学成分的铝合金而得的锻造原料坯料进行锻造加工而实现如图1的(a)所示的Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下的金相组织的例子。并且，比较例为对铸造表1所示的化学成分的铝合金而得的锻造原料坯料进行了锻造加工的例，但如图1的(b)所示，Si的平均粒径为6.4μm，Si颗粒稀疏的带状区域具有较宽的宽度。

[表1]

表2中，示出了表1所示的各实施例及比较例的疲劳强度、杨氏模量和共晶Si的平均粒径。此处的疲劳强度为基于“JIS Z 2274金属材料的旋转弯曲疲劳试验方法”的重复次数10⁷循环的时间强度。此处的杨氏模量为基于超音波脉冲法的常温弹性系数测定值。

表2中的实施例1、实施例2及比较例在图2的(a)所示的形态(仅利用锻造形成车轮)的车轮1中的轮盘部3中测定了疲劳强度、杨氏模量及共晶Si的平均粒径。并且，表2中的实施例3～实施例8在图3所示的形态的车轮1中的轮辐形状30的轮盘部和轮缘部4中测定了疲劳强度、杨氏模量及共晶Si的平均粒径。

[表2]

*为早期破裂强度

从表2可以看出，具有Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下的金相组织的实施例1～8在轮盘部或轮缘部中疲劳强度为155MPa以上且杨氏模量为76GPa以上。可以说与在疲劳强度试验中在130MPa程度早期破裂的比较例相比具有高强度耐久性。并且，尤其，在实施例3～8中，示出了在具有轮辐形状30的车轮1中可获得高强度耐久性和高刚性的情况。

图7是比较实施例1～8中的疲劳强度和杨氏模量与比较例及一般的锻造车轮材料的图。在此，为了以大致相同的重量比较疲劳强度和杨氏模量，在纵轴采用比·疲劳强度(＝疲劳强度÷密度)、在横轴采用比·杨氏模量(＝杨氏模量÷密度)的座标中标绘了各材料的值。作为一般的锻造车轮的铝合金材料，例示了AC4CH和A6061。

在图7所示的座标中，在换算成大致相同的重量的比较中，可以说越靠右侧标绘，越为高刚性的材料(即，不易变形且坚硬的材料)，越靠上侧标绘，越为强韧的材料(相对于交变荷载不易损坏的材料)。可以说与比较例或基于AC4CH、A6061的锻造车轮相比，实施例1～8的车轮的刚性极高且极强韧。如此，本发明的实施例所涉及的车轮轻质、强韧且具有高刚性的强度特性。

并且，图8中，示出了实施例2中的轮盘部的耐热强度试验的结果(热曝露时间100hr下的相对于温度变化的拉伸强度变化)。与该例相同地确认到，在耐热强度试验中，即使在150℃的高温下暴露100小时的情况下，实施例1～8的车轮的拉伸强度的下降率也可抑制在20％左右。因此，实施例1～8中的车轮具有高耐热强度。

Claims (10)

1.一种铝合金锻造车轮，其具备用于安装车轴的轮毂部、设置于该轮毂部周缘的轮盘部及设置于该轮盘部周缘的轮缘部，该铝合金锻造车轮的特征在于，

至少所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者是对铸造铝合金而得的坯料进行锻造而成的，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Fe：0.7质量％以下、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质，

所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者的金相组织中，Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下。

2.根据权利要求1所述的铝合金锻造车轮，其特征在于，

所述铝合金进一步含有Mn：0.3质量％以下、Cr：0.2质量％以下、Ni：0.2质量％以下、Zn：0.4质量％以下。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金锻造车轮，其特征在于，

所述铝合金进一步含有B：0.0002～0.05重量％。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铝合金锻造车轮，其特征在于，

所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者具有10⁷循环的旋转弯曲疲劳强度为155MPa以上且杨氏模量为76GPa以上的强度特性。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的铝合金锻造车轮，其特征在于，

所述轮缘部是对与所述轮盘部一体的锻造材料进行旋压成型而成的，

所述轮盘部及所述轮缘部的金相组织中，Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下，

所述轮盘部及所述轮缘部的强度特性中，10⁷循环的旋转弯曲疲劳强度为155MPa以上且杨氏模量为76GPa以上。

6.根据权利要求1至4中任一项所述的铝合金锻造车轮，其特征在于，

所述轮缘部接合于所述轮盘部。

7.一种铝合金锻造车轮的制造方法，该车轮具备用于安装车轴的轮毂部、设置于该轮毂部周缘的轮盘部及设置于该轮盘部周缘的轮缘部，该铝合金锻造车轮的制造方法的特征在于，

铸造铝合金而形成锻造原料坯料，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Fe：0.7质量％以下、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质，

由锻造所述锻造原料坯料而得的锻造材料至少形成所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者，

使所述轮盘部和所述轮缘部中的一者或两者的金相组织为Si颗粒稀疏的带状区域的宽度为20μm以下且共晶Si的平均粒径为5μm以下。

8.根据权利要求7所述的铝合金锻造车轮的制造方法，其特征在于，

所述轮缘部是对所述锻造材料进行旋压成型而形成的。

9.根据权利要求7所述的铝合金锻造车轮的制造方法，其特征在于，

由所述锻造材料形成所述轮缘部，并将所述轮缘部接合于分开形成的轮盘部。

10.一种锻造车轮形成用铸坯，其用于形成锻造车轮，该锻造车轮具备用于安装车轴的轮毂部、设置于该轮毂部周缘的轮盘部及设置于该轮盘部周缘的轮缘部，该铸坯的特征在于，

其是铸造铝合金而得的，该铝合金中，含有Si：9.0～12.5质量％、Fe：0.7质量％以下、Cu：0.5～3.4质量％、Mg：0.2～0.9质量％、Ti：0.005～0.15质量％，以Sr：0.01～0.15质量％、Sb：0.01～0.20质量％、Ca：10～200质量ppm、Na：10～200质量ppm含有Sr、Sb、Ca、Na中的任一种，余量为Al及不可避免的杂质。

Images