CN114555259A - 铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法 - Google Patents

铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114555259A
CN114555259A CN201980100828.5A CN201980100828A CN114555259A CN 114555259 A CN114555259 A CN 114555259A CN 201980100828 A CN201980100828 A CN 201980100828A CN 114555259 A CN114555259 A CN 114555259A
Authority
CN
China
Prior art keywords
press
fitting
aluminum alloy
back surface
pressed
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201980100828.5A
Other languages
English (en)
Inventor
青山俊三
佐佐木一树
近藤吉辉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Ahresty Corp
Original Assignee
Ahresty Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ahresty Corp filed Critical Ahresty Corp
Publication of CN114555259A publication Critical patent/CN114555259A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J15/00—Riveting
    • B21J15/02—Riveting procedures
    • B21J15/025—Setting self-piercing rivets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J15/00—Riveting
    • B21J15/10—Riveting machines
    • B21J15/36—Rivet sets, i.e. tools for forming heads; Mandrels for expanding parts of hollow rivets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/04—Casting aluminium or magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C22/00—Alloys based on manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Abstract

提供一种铝合金压铸件，能够一边确保主体部的耐力一边使被压入部不易破裂、同时在制造时能够不需要进行对主体部的热处理。铝合金压铸件(11)具备被压入接合构件(20)的被压入部(13)和与被压入部(13)一体成形的主体部(14)，被压入部(13)的平均硬度小于主体部(14)的平均硬度、或者被压入部(13)的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于主体部(14)的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。

Description

铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法
技术领域
本发明涉及压入接合构件的铝合金压铸件、接合构件被固定于铝合金压铸件的压铸件单元及其制造方法。
背景技术
例如，为了使汽车车体轻量化，在将汽车车体的钢板的一部分变更为铝合金压铸件的情况下，需要将该钢板和铝合金压铸件接合。由于当通过点焊等将不同种类金属彼此接合时会形成较脆的金属间化合物，因此有时向重叠有钢板和铝合金压铸件的部分压入自冲铆钉等接合构件，而将钢板和铝合金压铸件机械接合。
这样，在向铝合金压铸件的被压入部的表面压入接合构件并制造压铸件单元时，由于被压入部的背面延伸变形，因此虽然还要根据铝合金的组成等，但有时在被压入部的背面会产生破裂。在专利文献1中记载有，对铸造后的铝合金压铸件实施热处理，提升铝合金压铸件的延性，从而在被压入部的背面不易产生破裂。在专利文献1中，在460～500℃下将铸造后的铝合金压铸件保持0.25～1.5小时，并在进行空冷之后，进行在180℃下保持3小时的热处理。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-90459号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
然而，在上述以往技术那样的热处理条件下，例如，在对汽车车体所使用的比较大的铝合金压铸件整体实施热处理(固溶处理)的情况下，有时将铝合金压铸件固定于防止随着该热处理的铝合金压铸件的变形的夹具，有时需要较大的热处理空间。特别是，在生产数量较多的车种所使用的铝合金压铸件中，有时需要对较多铝合金压铸件实施热处理的大型热处理炉、或者需要用于配置该热处理炉的较大的建筑物。这样一来，当加热到铝合金压铸件中的被压入部以外的主体部时，存在如下问题：该主体部的加热所需的热能被浪费，或者需要对铝合金压铸件整体进行加热的大型设备等。
此外，在气体被包铸于主体部的内部的情况下，当加热主体部时，有时在主体部会产生气泡。因此，有时需要通过高真空压铸法等特殊压铸法来铸造铝合金压铸件、或者需要减少蒸发而变为气体的脱模剂等的使用量，以便不使气体包铸于主体部。进一步，由于有时在主体部的加热时主体部会变形，因此有时需要通过用于防止变形的夹具在加热时对主体部进行保持，或者需要在加热后校正主体部的变形的工序。为了防止在加热后的冷却(淬火)时主体部变形，有时不对加热后的铝合金压铸件进行水冷，而使用使大量空气冲击来冷却铝合金压铸件的鼓风冷却。此外，存在被加热的主体部的延性提升而该主体部的耐力降低的风险等技术问题。
本发明是为了解决上述的问题点而完成的，目的在于提供能够一边确保主体部的耐力一边使被压入部不易破裂、同时在制造时能够不需要进行对主体部的热处理的铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法。
用于解决技术问题的方案
为了实现该目的，本发明的铝合金压铸件是以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制，所述铝合金压铸件具备被压入部和主体部，所述被压入部具有供接合构件压入的压入表面和位于所述压入表面的相反侧的压入背面，所述主体部具有与所述压入表面的边缘相连的主体表面和与所述压入背面的边缘相连的主体背面，并与所述被压入部一体成形，将所述压入背面的洛氏硬度HRF平均而得的所述被压入部的平均硬度小于将所述主体表面或所述主体背面的洛氏硬度HRF平均而得的所述主体部的平均硬度。
此外，本发明的铝合金压铸件是以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制，所述铝合金压铸件具备被压入部和主体部，所述被压入部具有供接合构件压入的压入表面和位于所述压入表面的相反侧的压入背面，所述主体部具有与所述压入表面的边缘相连的主体表面和与所述压入背面的边缘相连的主体背面，并与所述被压入部一体成形，距所述压入背面的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的所述被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于距所述主体表面或所述主体背面的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的所述主体部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。
此外，本发明的压铸件单元的制造方法是制造压铸件单元的方法，所述压铸件单元具备以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制的铝合金压铸件以及接合构件，所述接合构件压入于所述铝合金压铸件的压入表面，所述压铸件单元的制造方法具备：加热工序，对所述铝合金压铸件的一部分进行加热，待该加热部分中的所述压入表面的相反侧的压入背面的中心达到420℃以上时结束加热，从而将所述加热部分作为被压入部；以及压入工序，从所述加热工序后在规定时间以内将所述接合构件压入于所述被压入部的所述压入表面，使所述被压入部的所述压入背面延伸变形。
另外，本发明的铝合金压铸件也可以兼顾：所述被压入部的平均硬度小于所述主体部的平均硬度；以及所述被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于所述主体部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。
发明效果
权利要求1记载的铝合金压铸件，将压入背面的洛氏硬度HRF平均而得的被压入部的平均硬度小于将主体表面或主体背面的洛氏硬度HRF平均而得的主体部的平均硬度。由于基本上是平均硬度越小则该物体的延性变得越高，因此在向被压入部压入接合构件而被压入部延伸的情况下，能够使被压入部不易破裂。进一步，由于与被压入部的延性相比而主体部的延性较低，因此能够防止主体部的耐力的降低并确保规定的耐力。
铝合金压铸件为以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制。在这样的组成的铝合金中，当不对铸造后的铝合金压铸件实施热处理时，铝合金压铸件的延性较低，变得易于在接合构件被压入于铝合金压铸件而延伸的部分产生破裂。可知，由于该组成的铝合金压铸件的被压入部的延性变得比主体部的延性高，因此为了使被压入接合构件的被压入部不易破裂，而对被压入部实施热处理，对未被压入接合构件的主体部不实施热处理，来制造了铝合金压铸件。
由于在铝合金压铸件的制造时不需要进行对主体部的加热，因此能够减少主体部的加热所需的热能，同时能够不需要对铝合金压铸件整体进行加热的大型热处理炉、用于配置该热处理炉的大型建筑物。进一步，虽然还要根据被压入部的加热条件等，但由于主体部未被加热，因此即使气体被包铸于主体部，也能够使在主体部不易产生气泡。而且，存在如下可能性：不再需要通过高真空压铸法等特殊压铸法来铸造铝合金压铸件，以便使成为气泡的原因的气体不包铸于主体部，并能够省略较大的真空装置、模具内的真空密封等。进一步，存在如下可能性：不再需要减少与熔液反应而气化的脱模剂中的润滑成分等的使用量、与熔液反应而气化的冲头润滑剂的使用量，即使加快生产速度也能够使铸造问题不易产生，能够增加不良率较少的铝合金压铸件的每小时的生产数量。此外，由于能够不需要进行对主体部的加热，因此能够抑制在被压入部的加热时主体部变形。而且，若在被压入部的加热时主体部不变形，则能够不需要在加热时用于防止主体部的变形的夹具，同时能够不需要在加热后校正主体部的变形的工序。
根据权利要求2记载的铝合金压铸件，除了权利要求1记载的铝合金压铸件起到的效果之外，还起到如下效果。被压入部的平均硬度为相对于主体部的平均硬度小10％以上的值。由此，能够一边确保主体部的耐力一边更加提升被压入部的延性，使被压入部更不易破裂。
权利要求3记载的铝合金压铸件为以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制。因此，在铝合金压铸件形成有初晶Al和初晶Al以外的共晶Si结晶等结晶。该初晶Al以外的结晶的圆形度越大越接近1(越接近正圆形)，则越能够抑制该初晶Al以外的结晶的附近的龟裂的产生。因此，将规定部位的初晶Al以外的结晶的圆形度平均而得的平均圆形度越大，则越能够提升该规定部位的延性。而且，距压入背面的深度为0.02～0.5mm的范围内的被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于距主体表面或主体背面的深度为0.02～0.5mm的范围内的主体部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。由此，与被压入部相比，能够一边保持主体部的耐力一边相对于主体部提高被压入部的延性，使被压入部不易破裂。
而且，在上述组成的铝合金中，当不对铸造后的铝合金压铸件实施热处理时，铝合金压铸件的延性较低，变得易于在接合构件被压入于铝合金压铸件而延伸的部分产生破裂。可知，由于该组成的铝合金压铸件的被压入部的延性变得比主体部的延性高，因此为了使被压入接合构件的被压入部不易破裂，而对被压入部实施热处理，对未被压入接合构件的主体部不实施热处理，来制造铝合金压铸件。其结果，起到能够抑制随着被压入部的加热的对主体部的热影响并抑制主体部的变形、气泡产生等的效果等。
根据权利要求4记载的铝合金压铸件，除了权利要求3记载的铝合金压铸件起到的效果之外，还起到如下效果。距压入背面的深度为0.02～0.5mm的范围内的被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度为0.48以上。由此，能够更加提升被压入部的延性，使被压入部更不易破裂。
根据权利要求5记载的铝合金压铸件，除了权利要求1至4中任一项记载的铝合金压铸件起到的效果之外，还起到如下效果。压入表面或压入背面具备相对于周围的部位而结晶结构不同的熔融部。由此，可知，以仅使压入表面或压入背面的最上表层熔融的那样的高输出在短时间内对压入表面或压入背面加热，从而形成相对于主体部而延性较高的被压入部。因此，由于能够在短时间内加热热传导率较高的铝合金压铸件的一部分而形成被压入部，因此起到如下的效果：能够更加减少在铝合金压铸件的制造时所需要的热能，同时能够抑制随着被压入部的加热的对主体部的热影响并抑制主体部的变形、气泡产生等。
进一步，通过确认熔融部，从而能够容易确认加热形成有熔融部的部分而形成被压入部、形成有被压入部的位置等，同时能够以熔融部为标记将接合构件压入于被压入部。
权利要求6记载的压铸件单元是在权利要求1至5中任一项记载的铝合金压铸件固定有接合构件的单元。接合构件嵌入压入表面的一部分凹陷的部分，位于接合构件的相反侧的压入背面的一部分突出。根据该压铸件单元，起到与权利要求1至5中任一项记载的铝合金压铸件起到的效果同样的效果。
根据权利要求7记载的压铸件单元的制造方法，在加热工序中，对铝合金压铸件的一部分进行加热，待该加热部分的压入背面的中心达到420℃以上时结束加热，从而将加热部分作为被压入部。这样，能够一边不需要进行对未被压入接合构件的被压入部以外的部位的加热，一边通过加热来提升被压入接合构件的被压入部的延性。不对被压入部以外的部位进行加热，从而起到能够确保被压入部以外的部位的耐力、同时能够抑制随着加热的被压入部以外的部位的变形、气泡的产生等的效果。
但是，根据加热工序的条件，当从加热工序后经过规定时间时，有时被压入部的延性降低，在将接合构件压入于被压入部的压入表面而被压入部的压入背面延伸变形时，有时变得易在被压入部的压入背面产生破裂。因此，在压入工序中，从加热工序后在规定时间以内，将接合构件压入于被压入部的压入表面，使被压入部的压入背面延伸变形。其结果，在压入有接合构件时，能够使被压入部的压入背面不易破裂。
根据权利要求8记载的压铸件单元的制造方法，除了权利要求7记载的压铸件单元的制造方法起到的效果之外，还起到如下效果。由于在加热工序中，加热部分的压入背面的中心从50℃以下的状态到达到420℃以上的加热时间为60秒以内，因此能够抑制对加热而形成的被压入部以外的部位的热影响。其结果，起到如下效果：即使气体被包铸于加热部分，也能够使气泡不易在加热部分(被压入部)产生，同时能够更加抑制被压入部以外的部位的变形、气泡的产生等。此外，与将铝合金压铸件的整体加热数小时的情况相比，由于能够缩短对一个铝合金压铸件的加热时间，因此能够通过较少的加热设备对较多的产品进行加热处理。
附图说明
图1的(a)是包括一实施方式中的压铸件单元的接合体的立体图，(b)是图1的(a)的Ib-Ib线的接合体的剖视图。
图2是示出接合体的制造方法的说明图。
图3的(a)是示出合金1中的铝合金压铸件的各部分的硬度的说明图，(b)是示出合金2中的铝合金压铸件的各部分的硬度的说明图，(c)是示出合金3中的铝合金压铸件的各部分的硬度的说明图，(d)是示出合金4中的铝合金压铸件的各部分的硬度的说明图，(e)是示出合金5中的铝合金压铸件的各部分的硬度的说明图。
具体实施方式
以下，参照附图对本发明的优选的实施方式进行说明。首先，参照图1的(a)以及图1的(b)，对包括一实施方式中的压铸件单元10的接合体1进行说明。图1的(a)是接合体1的立体图，图1的(b)是图1的(a)的Ib-Ib线的接合体1的剖视图。
如图1以及图2所示，接合体1具备压铸件单元10和固定于压铸件单元10的对方侧构件2。对方侧构件2是钢制的构件，大致板状的部位被固定于压铸件单元10。对方侧构件2的大致板状的部位是表示厚度大致恒定且正反两面由平坦面、曲面等形成的部位。对方侧构件2的大致板状的部位的厚度优选为5mm以下。
压铸件单元10具备铝合金压铸件11和多个接合构件20。铝合金压铸件11是通过压铸法形成的铝合金制的构件。该铝合金以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr，剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成(剩余部分实质上由Al组成)。另外，0.2％以下的Ti包括完全不含有Ti的情况(Ti为0％的情况)。0.1％以下的Sr包括完全不含有Sr的情况(Sr为0％的情况)。
由于Si为7.5％以上，因此在铝合金压铸件11的铸造时能够确保熔液的流动性。当Si多于11.5％时，铝合金压铸件11的延性降低。Mg用于调整铝合金压铸件11的耐力。当Mg较多时，铝合金压铸件11的延性降低。进一步，当Mg较多时，铸造时的熔液中的Mg变得易于氧化，铝合金中的金属Mg的成分管理变难。通过将Mg设为0.6％以下，从而易于进行Mg的成分管理，能够适当地调整铝合金压铸件11的耐力。
由于Mn为0.2％以上，因此在铝合金压铸件11的铸造时能够抑制熔液与模具的反应。为了更加抑制熔液与模具的反应，优选将Mn设为0.4％以上。此外，由于Mn为0.9％以下，因此能够抑制因Mn造成的铝合金压铸件11的延性的降低，同时能够抑制熔液保持中的沉淀物的产生。
进一步，通过添加0.04～0.2％的Ti、0.006～0.1％的Sr，从而能够提升铝合金压铸件11的延性。低于0.04％的Ti、低于0.006％的Sr是不可避免的杂质，对铝合金压铸件11的物性大体上没有影响。此外，不可避免的杂质包括Cu、Fe、Zn等。另外，在将铝合金压铸件11使用于汽车车体等的情况下，从耐腐蚀性上，优选Cu为0.2％以下、Fe为0.3％以下、Zn为0.1％以下。
铝合金压铸件11具备与对方侧构件2重叠的连结部12，连结部12以外的形状被自由地设定。连结部12形成为具备面向对方侧构件2的表面12a和位于与表面12a的厚度方向相反侧的背面12b的大致板状。大致板状的连结部12表示厚度大致恒定且表面12a、背面12b由平坦面、曲面等形成的连结部。
连结部12优选形成为厚度为5mm以下。在上述组成的铝合金制的铝合金压铸件11中，在铸造后不进行热处理的情况下，在使表面12a、背面12b延伸变形时，易于在表面12a、背面12b产生破裂。
接合构件20是用于将铝合金压铸件11的连结部12与对方侧构件2接合的构件，在本实施方式中，由自冲铆钉(自穿孔型铆钉)组成。接合构件20由钢等金属材料组成，适于将未设置下孔的不同种类材料的板状构件彼此接合。
接合构件20具备大致圆板状的头部21和从该头部21突出的作为轴部的圆筒部22，并形成为关于轴心C轴对称。圆筒部22是与轴心C垂直的截面中的内周面以及外周面为圆形状的筒状的构件。详细后述，通过从表面12a侧(对方侧构件2侧)向重叠有对方侧构件2和连结部12的部分压入(打入)该接合构件20，从而圆筒部22贯通对方侧构件2，同时边随着圆筒部22朝向前端扩径边咬入连结部12，接合构件20被固定于对方侧构件2以及连结部12。
连结部12具备供接合构件20压入的被压入部13和与被压入部13的边缘相连的主体部14，该被压入部13和主体部14一体成形。另外，铝合金压铸件11中的除连结部12以外的部位也是主体部14的一部分。在各附图中，由双点划线示出被压入部13与主体部14的边界B。另外，在图1的(b)以及图2中，为了便于说明，靠近接合构件20图示出被压入部13与主体部14的边界B的位置。
被压入部13具备：压入表面13a，为表面12a的一部分，并被压入接合构件20；以及压入背面13b，为背面12b的一部分，并与压入表面13a为相反侧。主体部14具备：主体表面14a，包括表面12a的一部分，与压入表面13a的边缘相连；以及主体背面14b，包括背面12b的一部分，与压力背面13b的边缘相连。
压入表面13a的一部分随着接合构件20的压入而凹陷，对方侧构件2以及接合构件20的一部分嵌入该凹陷的部分。压力背面13b中的位于接合构件20的相反侧的部分相对于其周围突出，与轴心C垂直的截面中的外形形状为圆形状的突出部15形成于被压入部13。
参照图1的(a)、图1的(b)以及图2对该接合体1的制造方法进行说明。图2是示出接合体1的制造方法的说明图。首先，使用铝合金的熔液，通过压铸法使规定形状的铝合金压铸件11铸造成型(成型工序)。此外，如图2所示，铸造后的铝合金压铸件11的连结部12的表面12a以及背面12b由大体上没有凹凸的光滑的面形成。
成型工序后，对铝合金压铸件11的连结部12的一部分进行加热，待该加热部分的背面12b的中心(背面12b与轴心C的交点)达到420℃以上时，结束加热，从而将被加热的连结部12的一部分作为被压入部13(加热工序)。另外，铝合金压铸件11的热传导率较高，若连结部12的厚度为5mm以下，则即使对连结部12中的表面12a、背面12b、内部的任何地方进行加热，都会使该加热部分的中心在整个厚度方向上加热到大致均匀的温度。例如，也可以对连结部12的表面12a进行外部加热，通过该热影响将背面12b的中心加热到420℃以上。但是，在对厚于5mm的连结部12进行外部加热的情况下，为了减少热能等，优选直接加热背面12b。被图1中的边界B包围的部分是被压入部13，边界B的外侧并离开加热范围且材料特性大体上未产生变化的部位是主体部14。
另外，待加热部分的背面12b(压力背面13b)的中心达到420℃以上时结束加热，是在加热部分的压力背面13b的中心达到420℃以上之后，在60秒以内结束加热，以使距该加热部分的压力表面13a或压力背面13b的深度为10μm以上的部位不融化。在加热工序中，由于只要使连结部12中的被压入接合构件20的部分的附近的材料特性产生变化即可，因此不需要在高温下长时间保持。因此，为了减少在铝合金压铸件11的制造时所需要的热能，优选在加热部分达到420℃的瞬间结束加热。另外，虽然还要根据加热时间，但能够在加热部分的压入背面13b的中心到550℃之前为止使该加热部分大体上不融化。
在本实施方式中，使用在圆形范围将卤素光向连结部12的一部分投光的光加热，来加热连结部12。另外，也可以在矩形范围将卤素光向连结部12的一部分投光，并对排列地压入多个接合构件20的预定的部位进行一次加热。此外，作为其它加热方法，可例示基于向连结部12照射激光而进行的激光加热、基于通过电磁感应在连结部12产生的涡流而进行的感应加热、直接向连结部12流动电流的电阻加热、基于使高温的介质与连结部12接触而进行的接触加热等。
通过将热电偶埋入作为试验片的连结部12的压入背面13b的中心等来预先计测试验片的中心相对于加热单元的输出的升温速度，并根据该升温速度和加热时间来计算加热部分的压入背面13b的中心的温度。此外，也可以通过放射温度计来测量加热部分的背面12b的中心的温度。此外，也可以将接触式表面温度计设置于加热部分的压入背面13b来进行温度测量。在该情况下，通过使用将接触面压力保持为恒定的机构，而能够进行具有重现性的测量。
在加热工序中，只要短时间内加热连结部12的一部分即可，该加热时间越短，则越能够降低加热所需要的能量，同时能够提升加热方法的自由度。此外，由于不对铝合金压铸件11的整体进行加热，因此能够不需要加热铝合金压铸件11的整体的大型热处理炉、用于配置该热处理炉的大型建筑物。
进一步，虽然还要根据加热部分(被压入部13)的加热时间，但能够抑制在该加热时主体部14变形。若在该加热时主体部14不变形，则能够不需要通过用于防止该变形的夹具而在加热时保持主体部14，同时能够不需要校正该变形的工序。此外，虽然还要根据加热部分的加热时间，但即使在主体部14包铸有气体，通过加热部分的加热也能够使气泡不易在主体部14产生。
特别是，若加热部分的压入背面13b的中心从50℃以下的状态到达到420℃以上的加热时间为60秒以内，若优选该加热时间为20秒以内，则能够更加抑制对主体部14的热影响。由此，能够更加抑制主体部14的变形、气泡的产生。进一步，由于加热时间较短，因此即使在加热部分包铸有气体，也能够使气泡不易在加热部分产生。而且，由于加热时间较短，因此与将铝合金压铸件11的整体加热数小时的情况相比，能够缩短对一个铝合金压铸件11的加热时间，能够通过较少的加热设备对多个产品进行加热处理。
此外，若不产生气泡，则不再需要通过高真空压铸法等特殊压铸法来铸造铝合金压铸件11，以便使成为气泡的原因的气体不包铸于主体部14，并能够省略较大的真空装置、模具内的真空密封等。进一步，不再需要减少与熔液反应而气化的脱模剂中的润滑成分等的使用量、与熔液反应而气化的冲头润滑剂的使用量，即使加快生产速度也能够使铸造问题不易产生，能够增加不良率较少的铝合金压铸件11的每小时的生产数量。这样，能够提高铝合金压铸件11的铸造方法的自由度。
进一步，如图2所示，在通过高输出的激光加热对连结部12的背面12b的一部分加热以便使加热部分的压入背面13b的中心到达到420℃以上的升温时间变短的情况下，该被加热的部分的最上表层熔融，在被加热的压入背面13b形成熔融部13c。另外，也可以加热连结部12的表面12a的一部分而在压入表面13a形成熔融部13c。
熔融部13c是在进行一次熔融之后被冷却而使结晶结构相对于周围的部位不同的部位。而且，虽然还要根据加热条件，但熔融部13c相对于周围的部位白化。这样，对加热工序后的铝合金压铸件11进行确认，若存在相对于周围的部位而结晶结构不同的熔融部13c，则即使不确认铝合金压铸件11的制造方法，以高输出在短时间内加热形成有该熔融部13c的背面12b的一部分，也能够确认到形成有被压入部13。由于能够在短时间内加热热传导率较高的铝合金压铸件11的一部分而形成被压入部13，因此能够减少在铝合金压铸件11的制造时所需要的热能，同时能够抑制随着被压入部13的加热的对主体部14的热影响并抑制主体部14的变形、气泡产生等。进一步，由于在被压入接合构件20的被压入部13形成有白色的熔融部13c，因此能够以该熔融部13为标记将接合构件20压入于被压入部13。
在加热工序中，通过对连结部12的一部分实施加热，从而使热量被该加热部分以外夺取，在加热结束后使加热部分自然空冷。由于铝合金压铸件11的热传导率较高，因此加热部分的热量易于被未被加热的部分夺取，能够通过自然空冷使连结部12的加热部分充分尽早冷却。
接着，从加热工序后在规定时间以内，如图2所示，从压入表面13a侧将接合构件20压入于重叠有被压入部13和对方侧构件2的部分(压入工序)。压入于对方侧构件2以及被压入部13之前的接合构件20的圆筒部22的外径大致恒定，前端侧的内径朝向前端逐渐扩径。
在压入工序中，使用从下方支承连结部12的背面12b的冲压模具31、从上方向冲压模具31按压连结部12以及对方侧构件2的缸体36、和向对方侧构件2以及被压入部13压入(打进)接合构件20的冲杆37。冲压模具31在供连结部12放置的设置面32设置有具有底部的圆孔状的凹部33。凹部33的内径在与设置面32的边界部达到最大。该凹部33的内径、深度根据压入于对方侧构件2以及被压入部13之前的圆筒部22的各尺寸、原材料、连结部12、对方侧构件2的各尺寸、原材料而被设定适当的值。
在压入工序中，用被压入部13的压入背面13b堵塞凹部33的整体。因此，在加热工序中，考虑接合构件20的压入位置的误差，对宽于凹部33的范围的连结部12的一部分加热，形成被压入部13。
缸体36是与凹部33位于同心状的位置的圆筒状的构件。缸体36与设置面32对置地配置于凹部33的周围。冲杆37是通过未图示的驱动装置在缸体36内在轴方向上移动的圆柱状的构件。
在压入工序中，在将连结部12以及对方侧构件2夹在缸体36与设置面32之间的状态下，通过冲杆37将处于压入表面13a的上方的接合构件20的圆筒部22向对方侧构件2以及被压入部13打入。由此，圆筒部22贯通没有下孔的对方侧构件2，通过接合构件20以及对方侧构件2而被向下方推压的被压入部13朝向凹部33的底部塑性变形(拉深变形)。而且，压入背面13b沿着凹部33延伸变形，压入背面13b的一部分呈圆形状突出，形成突出部15，并且圆筒部22的前端边扩径变形边咬入被压入部13。其结果，如图1的(b)所示，通过接合构件20使对方侧构件2和连结部12接合，制造压铸件单元10以及接合体1。
根据这样制造的铝合金压铸件11以及压铸件单元10，将通过加热工序加热的压入背面13b的四处以上的洛氏硬度HRF平均而得的被压入部13的平均硬度变得小于将在加热工序时未被加热的主体表面14a或主体背面14b的四处以上的洛氏硬度HRF平均而得的主体部14的平均硬度。由于基本上是平均硬度越小则该物体的延性越高，因此在向被压入部13的压入表面13a压入接合构件20而压入背面13b延伸的情况下，能够使延性相对于主体部14提升了的被压入部13的压入背面13b不易破裂。此外，由于主体部14未被加热，因此能够防止因加热造成的主体部14的耐力降低并确保规定的耐力。
进一步，优选被压入部13的平均硬度为相对于主体部14的平均硬度小10％以上的值，即、基于加热工序的、热处理后的平均硬度相对于热处理前的平均硬度的变化率为10％以上。由此，能够一边确保主体部14的耐力一边更加提升被压入部13的延性，使被压入部13更不易破裂。
依据JIS Z2245：2016(ISO 6508-1：2015)来测量洛氏硬度HRF。具体而言，向放置于支承台(未图示)的铝合金压铸件11、压铸件单元10的表面12a(主体表面14a)或背面12b(压入背面13b、主体背面14b)按压直径1.5875mm的球状的压头(未图示)，根据使按压负荷从98.07N→588.4N→98.07N产生变化时的凹陷的深度的变化，对洛氏硬度HRF进行测量。
另外，在用于计算该平均硬度的各测量位置的洛氏硬度HRF相对于被压入部13、主体部14的平均硬度为10％以上不同的情况下，将该10％以上不同的洛氏硬度HRF除外，重新计算被压入部13、主体部14的平均硬度。这是为了排除源于铝合金压铸件11的铸造时的较大的缺陷所引起的硬度的局部变化、测量时的操作错误等。此外，将一部分洛氏硬度HRF除外，在洛氏硬度HRF的测量位置变为三处以下的情况下，增加测量位置，重新计算平均硬度。
此外，由于通过肉眼无法确认被压入部13与主体部14的边界B，因此正如下述的那样确定被压入部13、主体部14的各面的洛氏硬度HRF的测量范围，将该测量范围内的任意位置作为洛氏硬度HRF的测量位置。首先，在将接合构件20压入(固定)于铝合金压铸件11的状态的压铸件单元10中，由于突出部15的背面12b的整体为压入背面13b，因此将突出部15的背面12b作为被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围。例如，在从垂直于轴心C的方向观察到的突出部15的直径(突出部15的最大径)为大约10mm的情况下，对离轴心C大约4mm的位置的背面12b的洛氏硬度HRF进行测量，计算被压入部13的平均硬度。
接下来，对压铸件单元10中的主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围进行说明。由于在加热工序中加热连结部12的一部分，因此将离连结部12充分远的位置的铝合金压铸件11作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。另外，在连结部12以外的部位较小、或者不知道连结部12的范围的情况下等，将在突出部15的直径的两倍以上远离轴心C的部分的表面12a或背面12b、且边界B的外侧作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。进一步，在排列有多个突出部15的情况下，将在突出部15的最大径的两倍以上远离连接多个突出部15的各轴心C的线的部分作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。这是为了在加热工序时统一加热形成多个突出部15的位置(被压入多个接合构件20的位置)的矩形范围。
接下来，对压入接合构件20之前的铝合金压铸件11中的被压入部13、主体部14的各面的洛氏硬度HRF的测量范围进行说明。在该情况下，根据用于制造接合体1、压铸件单元10的图纸、指导书、设置于铝合金压铸件11的接合构件20的压入位置的标记等，来确定接合构件20的压入位置的中心和压入前的接合构件20的圆筒部22(被压入的部分)的外径尺寸。
将以压入位置的中心为中心点而将圆筒部22的外径尺寸作为直径的圆形范围作为被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围。将离压入接合构件20的预定的连结部12充分远的位置的铝合金压铸件11作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。另外，在连结部12以外的部位较小、或者不知道连结部12的范围的情况下等，将以压入位置的中心为中心点而在圆筒部22的外径尺寸的四倍以上远离的部分作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。这是因为突出部15的最大径为圆筒部22的外形尺寸的两倍左右。
进一步，在排列有多个接合构件20的压入位置的中心的情况下，将在圆筒部22的外径尺寸的四倍以上远离连接该中心的线的部分作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。另外，在被压入部13的平均硬度相对于主体部14的平均硬度的变化率为3％以下的情况下，将在圆筒部22的外径尺寸的八倍以上远离连接接合构件20的压入位置的中心或多个接合构件20的压入位置的中心的线的部分作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围，重新计算被压入部13的平均硬度。
此外，在被压入部13的压入表面13a或压入背面13b形成有白色的熔融部13c的情况下，能够将通过熔融部13c而白化的范围作为被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围。此外，能够将远离白化的范围的直径的两倍以上的地方的部分作为主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围。
构成本实施方式的铝合金压铸件11的铝合金，以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成。在这样的铝合金制的铝合金压铸件11中，形成有初晶Al和初晶Al以外的结晶。该初晶Al以外的结晶的圆形度越大越接近1(越接近正圆形)，则越能够抑制该初晶Al以外的结晶的附近的龟裂的产生。因此，将规定部位的初晶Al以外的结晶的圆形度平均而得的平均圆形度越大，则越能够提升该规定部位的延性。由于在初晶Al以外的结晶中共晶Si结晶的量也特别多，因此规定部位中的至少共晶Si结晶的平均圆形度越大则越能够提升该规定部位的延性。
在此，对初晶Al以外的结晶的平均圆形度的测量方法进行说明。另外，使被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的测量范围与上述的被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围大致相同。使主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的测量范围与上述的主体部14的洛氏硬度HRF的测量范围大致相同。
首先，对被压入部13、主体部14进行剖切，抛光到达到能够测量该剖切面的初晶Al以外的结晶。接着，通过金属显微镜观察该抛光的部分中的距表面12a(主体表面14a)或背面12b(压入背面13b、主体背面14b)的深度为0.02～0.5mm的范围的被压入部13、主体部14，针对每个试验片获取双视野纵向40μm×横向30μm的视野的图像。对一个视野的图像实施图像处理，分别对该视野内的多个初晶Al以外的结晶的周长以及面积进行测量。而且，计算由(4π×面积)/(周长)2所示的初晶Al以外的结晶的圆形度，对一个视野内的多个初晶Al以外的结晶的圆形度进行平均，进一步，通过双视野对针对每个视野进行平均而得的初晶Al以外的结晶的圆形度进行平均，计算被压入部13、主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。
距压入背面13b的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于距主体表面14a或主体背面14b的深度为0.02～0.5mm的范围内的主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。由于平均圆形度较大的部分的延性较高，因此与被压入部13相比，能够一边确保主体部14的耐力一边相对于主体部14提高被压入部13的延性，使被压入部13不易破裂。
进一步，距压入背面13b的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度优选为0.48以上。由此，能够更加提升被压入部13的延性，能够使被压入部13更不易破裂。
构成本实施方式的铝合金压铸件11的铝合金，以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成。在这样的组成的铝合金中，当不对铸造后的铝合金压铸件11实施热处理时，铝合金压铸件11的延性较低，变得易于在接合构件20被压入于铝合金压铸件11而延伸的部分产生破裂。
因此，正如上述的那样，可知，使被压入部13的平均硬度小于主体部14的平均硬度，或者使被压入部13的平均圆形度大于主体部14的平均圆形度，若被压入部13的延性变得高于主体部14的延性，则即使不确认铝合金压铸件11的制造方法，为了使被压入接合构件20的被压入部13不易破裂，也对铸造后的被压入部13实施热处理，对未被压入接合构件20的主体部14不实施热处理，而制造铝合金压铸件11。其结果，得到上述的效果：能够抑制随着被压入部13的加热的对主体部14的热影响，并抑制主体部14的变形、气泡产生等。
但是，根据加热条件，当从加热工序后经过规定时间时，有时被压入部13的延性降低，在将接合构件20压入于被压入部13的压入表面13a而压入背面13b延伸变形时，有时变得不易在压入背面13b产生破裂。因此，在压入工序中，从加热工序后在规定时间以内，需要将接合构件20压入于压入表面13a，使压入背面13b延伸变形。由此，在压入接合构件20时，能够使压入背面13b不易破裂。
实施例
以下，参照实施例对本发明具体进行说明，但本发明并不限定于该实施例。
(试验片的制备)
使用表1所示的组成的铝合金的熔液，通过高真空压铸法，分别形成多个具有板厚3.2mm的连结部12的铝合金压铸件11来作为合金1～7的试验片。另外，表1所示的各数值为质量比(％)，在表1中，将小于0.01％的成分表示为“＜0.01”。此外，在表1中，省略了小于0.01％的不可避免的杂质的记载和作为剩余部分的Al的记载。作为该杂质，可列举Ni、Cr、Pb、Sn等。
[表1]
Si Mg Mn Ti Cu Fe Zn Sr
合金1 10.81 0.39 0.42 0.02 ＜0.01 0.11 ＜0.01 ＜0.01
合金2 10.85 0.21 0.42 0.02 ＜0.01 0.12 ＜0.01 ＜0.01
合金3 8.79 0.36 0.42 0.01 ＜0.01 0.12 0.01 ＜0.01
合金4 8.63 0.18 0.40 0.01 ＜0.01 0.12 0.01 ＜0.01
合金5 8.57 0.17 0.41 0.01 0.26 0.12 0.01 ＜0.01
合金6 9.36 0.29 0.39 0.04 0.14 0.19 0.04 ＜0.01
合金7 9.38 0.34 0.41 ＜0.01 ＜0.01 0.12 0.01 0.02
(实验1)
使用将卤素光投光在圆形范围(直径24mm)的FINTECH(フィンテック)公司制的卤素加热器“HSH-160/f40”，以2.5kW来加热铸造后的合金1～5的连结部12的一部分(加热工序)。通过该加热工序，在合金1～5的连结部12分别形成被加热的被压入部13和离被加热的部分充分远的主体部14。被压入部13以及主体部14的厚度均为3.2mm。
另外，在加热工序中，变更加热温度(加热时间)、加热后的冷却条件等，制备多种类合金1～5的试验片。另外，由于从开始进行基于卤素加热器的加热，在大约20秒内，连结部12的背面12b的中心的加热部分在整个厚度方向上达到500℃，因此在20秒以内结束加热。由此，针对每个合金1～5，将加热部分的背面12b的中心加热到400～500℃。在加热结束后，通过在室温大约20～30℃下自然冷却、或使用水温大约20～30℃的水槽的水冷，冷却到达到与室温大致相同。
冷却完成(加热工序)后，使板厚1.2mm的SPCC制的对方侧构件2与合金1～5的试验片的压入表面13a以及主体表面14a重叠，使用冲压模具31、缸体36以及冲杆37将接合构件20分别压入于压入表面13a以及主体表面14a，进行压入工序。对接合构件20使用具有长度5mm、外径5.3mm的圆筒部22的自冲铆钉。将冲压模具31的凹部33的最大径设为10mm，将凹部33的深度设为1.0mm。
在向试验片压入接合构件20之后，确认是否在压入背面13b以及主体背面14b分别产生了破裂。通过如下浸透探伤实验来判断有无该破裂：将渗透液涂敷到压入背面13b以及主体背面14b，使渗透液渗入到破裂处，并在将未渗入到破裂处的渗透液除去之后，将显影剂涂敷到压入背面13b以及主体背面14b，使渗透液渗出。另外，并不限于浸透探伤实验，也可以通过涡流探伤实验、超声波探伤实验来判断压入背面13b以及主体背面14b有无破裂。
在压入工序后的所有试验片的主体背面14b产生了破裂。关于在压入背面13b未产生破裂的试验片，针对每个合金1～5分为在加热后水冷的情况和自然空冷的情况在表2中示出在加热工序时被加热的压入背面13b的中心的温度。
[表2]
水冷 自然空冷
合金1 500℃以上 500℃以上
合金2 480℃以上 480℃以上
合金3 480℃以上 480℃以上
合金4 460℃以上 420℃以上
合金5 480℃以上 460℃以上
根据表2可知，合金1～5在将连结部12的一部分(加热部分)的背面12b的中心加热到达到420℃以上之后，进行自然空冷而形成被压入部13，从而能够在压入工序时使被压入部13不易破裂。进一步，可知，在将加热部分的背面12b的中心加热到达到460℃以上之后，通过进行水冷，从而能够在压入工序时使被压入部13不易破裂。进一步，可知，待加热部分的背面12b的中心达到500℃以上时结束加热，从而不管冷却方法如何，在所有合金1～5中都能够在压入工序时使被压入部13更不易破裂。
另外，对于以与从加热工序起在16小时以内进行了压入工序时未产生破裂的条件相同的条件制备并加热的合金1～5的试验片，在从加热工序起经过16小时以上之后进行了压入工序时，存在被压入部13的压入背面13b产生了破裂的试验片。由此可知，在合金1～5中，通过从加热工序后在16小时以内进行压入工序，从而能够使被压入部13不易破裂。
(实验2)
接下来，对于未在被压入部13的压入背面13b产生破裂的合金1～5的所有试验片，对距压入背面13b中的加热中心4mm的位置的洛氏硬度HRF和主体部14的主体表面14a或主体背面14b的洛氏硬度HRF进行测量。此外，针对每个合金1～5，将所有试验片的主体部14的洛氏硬度HRF进行平均，计算主体部14的平均硬度。能够将该平均硬度视为与对一个压铸件单元10、铝合金压铸件11的主体部14的多处的洛氏硬度HRF进行平均而得的主体部14的平均硬度大致相同。
同样地，针对每个合金1～5，对距所有试验片的压入背面13b中的加热中心4mm的位置的洛氏硬度HRF进行平均，计算被压入部13的平均硬度。能够将该平均硬度视为与对一个压铸件单元10的多处、铝合金压铸件11的被压入部13的多处的洛氏硬度HRF进行平均而得的被压入部13的平均硬度大致相同。
在图3的(a)的横轴的A的位置示出合金1的主体部14的洛氏硬度HRF的最大值至最小值，由中空的四角示出该主体部14的平均硬度。同样地，在图3的(b)中示出合金2、在图3的(c)中示出合金3、在图3的(d)中示出合金4、在图3的(e)中示出合金5中的、主体部14的洛氏硬度HRF的最大值至最小值和主体部14的平均硬度。另外，在图3的(a)～图3的(e)的各图表中，将左侧的第一纵轴设为洛氏硬度HRF(Hardness(HRF))。
此外，在图3的(a)的横轴的B的位置示出未产生破裂的合金1的被压入部13的洛氏硬度HRF的最大值至最小值，由中空的四角示出未产生该破裂的被压入部13的平均硬度。同样地，在图3的(b)中示出合金2、在图3的(c)中示出合金3、在图3的(d)中示出合金4、在图3的(e)中示出合金5中的、未产生破裂的被压入部13的洛氏硬度HRF的最大值至最小值和未产生破裂的被压入部13的平均硬度。
针对每个未在被压入部13产生破裂的相同的试验片，计算被压入部13的洛氏硬度HRF相对于主体部14的洛氏硬度HRF的变化率((A-B)/A)。而且，在图3的(a)～图3的(e)的横轴的C的位置分别示出合金1～5的变化率的最大值至最小值，由黑圈示出合金1～5的变化率的平均。另外，在图3的(a)～图3的(e)的各图表中，将右侧的第二纵轴设为变化率(Percent change(％))。此外，在各合金1～5中，该变化率的平均与被压入部13的平均硬度相对于主体部14的平均硬度的变化率大致相同。
当参照图3的(a)～图3的(e)所示的实验结果时，A所示的连结部12(主体部14)的平均硬度如果为72HRF以上，则在压入工序时在连结部12产生了破裂，但B所示的连结部12(被压入部13)的平均硬度如果为68HRF以上，则在压入工序时未在连结部12产生破裂。
由此可知，通过使在压入工序时延伸变形的被压入部13的平均硬度小于主体部14的平均硬度，从而能够在压入工序时使被压入部13不易破裂。进一步，可知，若被压入部13的平均硬度比主体部14的平均硬度小14％以上(若变化率的平均为14％以上)，则能够在压入工序时使被压入部13更不易破裂。进一步，可知，若被压入部13的平均硬度相对于主体部14的平均硬度的变化率为22％以上，则能够在压入工序时使被压入部13更不易破裂。
此外，Si、Mg等、Al以外的添加物越多，则被压入部13以及主体部14的平均硬度变得越大。因此，可知，在上述一实施方式中的铝合金的组成范围内，通过增多Si、Mg等添加物，从而能够提升铝合金压铸件11的连结部12的强度。
进一步，在上述一实施方式中的铝合金的组成范围内，Si越多，则在被压入部13不产生破裂的平均硬度越大，Mg越多，则平均硬度的变化率变得越大。即，即使增加Mg，被压入部13的不易破裂性也未产生太大变化。
可知，相反地，通过增多Si的质量比，从而能够一边相对于主体部14使被压入部13不易破裂，一边使被压入部13附近的强度提升而使接合构件20不易脱落。因此，在使用Si的质量比10.0％以上的铝合金的压铸件单元10中，能够一边充分使被压入部13不易破裂，一边使接合构件20不易脱落。
接下来，对压入工序后的合金1～5的试验片，模拟在汽车制造线的涂装工序中进行的烘烤硬化处理，在170℃下实施20小时加热。对于该烘烤硬化处理后的试验片，也测量被压入部13以及主体部14的洛氏硬度HRF，计算各自的平均硬度，并计算各自的变化率。在图3的(a)～图3的(e)的横轴的D的位置示出烘烤硬化处理后(After BH)的主体部14的洛氏硬度HRF的最大值至最小值，由中空的四角示出烘烤硬化处理后的主体部14的平均硬度。
在图3的(a)～图3的(e)的横轴的E的位置示出烘烤硬化处理后的被压入部13的洛氏硬度HRF的最大值至最小值，由中空的四角示出烘烤硬化处理后的被压入部13的平均硬度。在图3的(a)～图3的(e)的横轴的F的位置示出烘烤硬化处理后的变化率((D-E)/D)的最大值至最小值，由黑三角示出该变化率的平均。另外，在图3的(a)～图3的(e)的A～C示出烘烤硬化处理前(Before BH)的各部分的硬度、变化率。
在烘烤硬化处理后，与烘烤硬化处理前相比，主体部14的平均硬度未产生太大变化，而被压入部13的平均硬度变大。因此，确认烘烤硬化处理后的压铸件单元10，在被压入部13的平均硬度相对于主体部14的平均硬度的变化率为10％以上的情况下，在烘烤硬化处理前的压入工序时，被压入部13变得不易破裂。
(实验3)
接下来，与实验1同样地，向在各种条件下加热的合金6、7的多个试验片的被压入部13以及主体部14分别压入接合构件20，确认是否在压入背面13b、主体背面14b产生了破裂。进一步，在该合金6、7的多个试验片中，通过正如在上述一实施方式中所说明的方法，使用友立资讯(ULEAD Systems)公司制的图像处理软件“PhotoImpact8”来测量被压入部13以及主体部14各自的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。
在表3中示出被压入部13、主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度、与压入背面13b、主体背面14b有无破裂的关系。另外，对于表3的“破裂”的项目，“○”表示未在压入背面13b、主体背面14b产生破裂，“×”表示在压入背面13b、主体背面14b产生了破裂。此外，根据形成被压入部13时的加热条件，被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度产生了变化。
[表3]
Figure BDA0003568256150000251
在合金6中，未破裂的被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的值为0.48～0.66，破裂的主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的值为0.31～0.42。此外，在合金7中，被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的值为0.53，主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度的值为0.38。这样，在压入接合构件20时未破裂的被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于主体部14的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。特别是，若被压入部13的初晶Al以外的结晶的平均圆形度为0.48以上，则能够使被压入部13不易破裂。
以上，基于实施方式以及实施例对本发明进行了说明，但本发明并不限定于上述方式以及上述实施例的任一方，能够容易推测在不脱离本发明的主旨的范围内能够进行各种改良变形。例如，也可以适当变更连结部12的厚度、形状、连结部12以外的铝合金压铸件11的形状、对方侧构件2、接合构件20的各部分的尺寸、形状等。也可以将重叠地接合于连结部12的对方侧构件2设为多块。此外，也可以在不使对方侧构件2与连结部12重叠的状态下，向被压入部13的压入表面13a压入接合构件20。在该情况下，能够通过点焊等在接合构件20形成对方侧构件2。此外，也可以进行加热工序，以便使连结部12的整体成为被压入部13。
在上述方式以及上述实施例中，对接合构件20为自冲铆钉的情况进行了说明，但未必限于此。为了将铝合金压铸件11和对方侧构件2接合，接合构件只要是被压入于铝合金压铸件11的压入表面13a并在该压入时压入背面13b延伸变形的构件即可。作为自冲铆钉以外的接合构件，可列举压入棒状构件的FDS(注册商标)、RIVTAC(注册商标)、具有内螺纹部的冲孔螺母、压入螺母等来代替圆筒部22。在使冲孔螺母、压入螺母固定于铝合金压铸件11之后，经由安装于内螺纹部的螺栓等而使对方侧构件2与铝合金压铸件11接合。
此外，也可以通过使对方侧构件2与压入表面13a重叠并使对方侧构件2的一部分压入于压入表面13a的冲压接合，将对方侧构件2固定于被压入部13。在该情况下，将压入于压入表面13a的对方侧构件2的一部分作为接合构件。
在上述方式以及上述实施例中，对适于接合构件20为自冲铆钉的情况的、能够使被压入部13的压入背面13b不易破裂的平均硬度、平均圆形度的条件进行了说明。在使用自冲铆钉以外的接合构件的情况下，也可以适当变更能够使压入背面13b不易破裂的最佳的条件。
在上述方式中，将在接合构件20的压入时延伸变形的突出部15的背面12b作为被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围，以便适于作为自冲铆钉的接合构件20压入于铝合金压铸件11而得的压铸件单元10。在使用自冲铆钉以外的接合构件的情况下，有时背面12b中的在接合构件20的压入时延伸变形的部分较窄，有时不适于作为洛氏硬度HRF的测量范围。在该情况下，将无限接近于在接合构件20的压入时延伸变形的部分的位置的背面12b作为被压入部13的洛氏硬度HRF的测量范围。
在上述方式中，对冲压模具31的凹部33的底部平坦且突出部15的前端部分(图1的(b)下侧的端面)平坦的情况进行了说明，但未必限于此。也可以在凹部33的底部的中央设置圆锥状或圆锥台状的突起，使突出部15的轴心C附近凹陷。
在上述方式中，对通过以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金来形成铝合金压铸件11的情况进行了说明，但未必限于此。也可以由不在上述组成范围的铝合金来形成铝合金压铸件11。
附图标记说明
10 压铸件单元
11 铝合金压铸件
13 被压入部
13a 压入表面
13b 压入背面
13c 熔融部
14 主体部
14a 主体表面
14b 主体背面
20 接合构件。

Claims (8)

1.一种铝合金压铸件，是以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制的铝合金压铸件，
所述铝合金压铸件具备被压入部和主体部，
所述被压入部具有供接合构件压入的压入表面和位于所述压入表面的相反侧的压入背面，
所述主体部具有与所述压入表面的边缘相连的主体表面和与所述压入背面的边缘相连的主体背面，并与所述被压入部一体成形，
将所述压入背面的洛氏硬度HRF平均而得的所述被压入部的平均硬度小于将所述主体表面或所述主体背面的洛氏硬度HRF平均而得的所述主体部的平均硬度。
2.根据权利要求1所述的铝合金压铸件，其中，
所述被压入部的所述平均硬度为相对于所述主体部的所述平均硬度小10％以上的值。
3.一种铝合金压铸件，是以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制的铝合金压铸件，
所述铝合金压铸件具备被压入部和主体部，
所述被压入部具有供接合构件压入的压入表面和位于所述压入表面的相反侧的压入背面，
所述主体部具有与所述压入表面的边缘相连的主体表面和与所述压入背面的边缘相连的主体背面，并与所述被压入部一体成形，
距所述压入背面的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的所述被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度大于距所述主体表面或所述主体背面的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的所述主体部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度。
4.根据权利要求3所述的铝合金压铸件，其中，
距所述压入背面的深度为0.02mm～0.5mm的范围内的所述被压入部的初晶Al以外的结晶的平均圆形度为0.48以上。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的铝合金压铸件，其中，
所述压入表面或所述压入背面具备熔融部，所述熔融部相对于周围的部位而结晶结构不同。
6.一种压铸件单元，在权利要求1至5中任一项所述的铝合金压铸件固定有接合构件，
所述接合构件嵌入所述压入表面的一部分凹陷的部分，位于所述接合构件的相反侧的所述压入背面的一部分突出。
7.一种压铸件单元的制造方法，所述压铸件单元具备以质量比计含有7.5～11.5％的Si、0.1～0.6％的Mg、0.2～0.9％的Mn、0.2％以下的Ti和0.1％以下的Sr、且剩余部分由Al以及不可避免的杂质组成的铝合金制的铝合金压铸件以及接合构件，所述接合构件压入于所述铝合金压铸件的压入表面，
所述压铸件单元的制造方法具备：
加热工序，对所述铝合金压铸件的一部分进行加热，待该加热部分中的所述压入表面的相反侧的压入背面的中心达到420℃以上时结束加热，从而将所述加热部分作为被压入部；以及
压入工序，从所述加热工序后在规定时间以内将所述接合构件压入于所述被压入部的所述压入表面，使所述被压入部的所述压入背面延伸变形。
8.根据权利要求7所述的压铸件单元的制造方法，其中，
在所述加热工序中，所述加热部分的压入背面的中心从50℃以下的状态到达到420℃以上的加热时间为60秒以内。
CN201980100828.5A 2019-10-01 2019-10-01 铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法 Pending CN114555259A (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2019/038761 WO2021064865A1 (ja) 2019-10-01 2019-10-01 アルミニウム合金ダイカスト、ダイカストユニット及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN114555259A true CN114555259A (zh) 2022-05-27

Family

ID=75337858

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980100828.5A Pending CN114555259A (zh) 2019-10-01 2019-10-01 铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220341005A1 (zh)
JP (1) JP7270056B2 (zh)
CN (1) CN114555259A (zh)
DE (1) DE112019007779T5 (zh)
MX (1) MX2022004016A (zh)
WO (1) WO2021064865A1 (zh)

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04221048A (ja) * 1990-12-19 1992-08-11 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 傾斜機能を有する金属材料の製造方法
JP2000054047A (ja) * 1998-07-30 2000-02-22 Nippon Light Metal Co Ltd 初晶Ｓｉが晶出した亜共晶Ａｌ―Ｓｉ合金部材及びその製造法
CN1737176A (zh) * 2004-06-29 2006-02-22 莱茵费尔登炼铝厂有限责任公司 铝压铸合金
JP2007002281A (ja) * 2005-06-22 2007-01-11 Nissan Motor Co Ltd セルフピアスリベット接合用アルミニウム合金鋳物及びその製造方法
JP2010090459A (ja) * 2008-10-10 2010-04-22 Nissan Motor Co Ltd アルミニウム合金ダイカスト及びその製造方法
US20140290064A1 (en) * 2011-09-20 2014-10-02 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of joining aluminium alloy sheets of the aa7000-series
CN104350165A (zh) * 2012-04-26 2015-02-11 奥迪股份公司 具有特别是再生铝的、基于铝-硅的压铸合金
CN105188986A (zh) * 2013-06-03 2015-12-23 纽弗雷公司 树脂部件的接合装置、接合构造及接合方法
CN106425068A (zh) * 2015-08-10 2017-02-22 福特汽车公司 用于增强铆接能力的方法和系统
CN108421948A (zh) * 2018-04-18 2018-08-21 大连理工大学 一种高强度轻质金属板材温热自冲铆接方法及装置

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04221048A (ja) * 1990-12-19 1992-08-11 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 傾斜機能を有する金属材料の製造方法
JP2000054047A (ja) * 1998-07-30 2000-02-22 Nippon Light Metal Co Ltd 初晶Ｓｉが晶出した亜共晶Ａｌ―Ｓｉ合金部材及びその製造法
CN1737176A (zh) * 2004-06-29 2006-02-22 莱茵费尔登炼铝厂有限责任公司 铝压铸合金
JP2007002281A (ja) * 2005-06-22 2007-01-11 Nissan Motor Co Ltd セルフピアスリベット接合用アルミニウム合金鋳物及びその製造方法
JP2010090459A (ja) * 2008-10-10 2010-04-22 Nissan Motor Co Ltd アルミニウム合金ダイカスト及びその製造方法
US20140290064A1 (en) * 2011-09-20 2014-10-02 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of joining aluminium alloy sheets of the aa7000-series
CN104350165A (zh) * 2012-04-26 2015-02-11 奥迪股份公司 具有特别是再生铝的、基于铝-硅的压铸合金
CN105188986A (zh) * 2013-06-03 2015-12-23 纽弗雷公司 树脂部件的接合装置、接合构造及接合方法
CN106425068A (zh) * 2015-08-10 2017-02-22 福特汽车公司 用于增强铆接能力的方法和系统
CN108421948A (zh) * 2018-04-18 2018-08-21 大连理工大学 一种高强度轻质金属板材温热自冲铆接方法及装置

Also Published As

Publication number Publication date
DE112019007779T5 (de) 2022-09-15
JPWO2021064865A1 (zh) 2021-04-08
MX2022004016A (es) 2022-05-02
US20220341005A1 (en) 2022-10-27
JP7270056B2 (ja) 2023-05-09
WO2021064865A1 (ja) 2021-04-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI573647B (zh) 點熔接方法
JP3740858B2 (ja) 接合金属部材及び該部材の接合方法
JP3752830B2 (ja) 接合金属部材及び該部材の接合方法
JP5439041B2 (ja) 燃焼器構成部材の製造方法、並びに、燃焼器構成部材、ガスタービン用燃焼器及びガスタービン
JP3380081B2 (ja) バルブシート
TW201706050A (zh) 機械式接合裝置及機械式接合方法
KR20070057067A (ko) 압입접합에 있어서의 열처리방법 및 이것에 의한 접합구조
JP4789253B2 (ja) 成形性に優れたアルミニウム合金接合材およびその製造方法
CN114555259A (zh) 铝合金压铸件、压铸件单元及其制造方法
JP3752866B2 (ja) 接合金属部材の接合方法
JP2004114146A (ja) 圧入接合構造及び圧入接合方法
TWI619565B (zh) 機械式接合裝置及機械式接合方法
JP2004360054A (ja) 延性に優れた熱処理型アルミニウム合金接合材
JP5686582B2 (ja) アクスルケースの製造方法
CN112996929B (zh) 局部电阻加热退火工艺
US20220055696A1 (en) Joint structure, joining method, and vehicle member
CN115279529A (zh) 固相点接合方法和固相点接合装置
JP2011251294A (ja) 温間プレス成形用アルミニウム合金テーラードブランク材及びその製造方法
JP7152932B2 (ja) アルミニウム合金部材の製造方法
JP7156541B2 (ja) 接合継手、自動車用部材、及び接合継手の製造方法
JP2012055904A (ja) 液相拡散接合方法及び接合品
WO2023182266A1 (ja) プロジェクション溶接継手の製造方法、プロジェクション溶接継手、及び自動車部品
JP3752833B2 (ja) 金属部材の接合方法
JP4013297B2 (ja) 金属部材の接合方法
JPH11285846A (ja) 金属部材の接合方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination