JP2002060881A - 鋳造鍛造用アルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方法 - Google Patents
鋳造鍛造用アルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鋳造性及び鍛造性の双方に優れ、機械的強度
及び靭性の良好なアルミニウム合金鋳造鍛造材を得る。 【構成】 この鋳造鍛造用アルミニウム合金は、Ｍｇ：
１．３〜４．０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｆｅ：
０．１〜０．３％及びＭｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％の何れ
か１種又は２種以上含み、更に必要に応じてＣｕ：０．
３〜０．７％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｂ：０．０
０１〜０．０１％の１種又は２種以上を含み、粗大再結
晶がなく平均結晶粒径２００μｍ以下の微細均一な再結
晶組織をもつ。そのため、組織に異方性がなく、強度の
バラツキが少ない。また、水素含有量を０．３０ｃｃ／
１００ｇ以下に規制することにより靭性が向上する。
及び靭性の良好なアルミニウム合金鋳造鍛造材を得る。 【構成】 この鋳造鍛造用アルミニウム合金は、Ｍｇ：
１．３〜４．０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｆｅ：
０．１〜０．３％及びＭｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％の何れ
か１種又は２種以上含み、更に必要に応じてＣｕ：０．
３〜０．７％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｂ：０．０
０１〜０．０１％の１種又は２種以上を含み、粗大再結
晶がなく平均結晶粒径２００μｍ以下の微細均一な再結
晶組織をもつ。そのため、組織に異方性がなく、強度の
バラツキが少ない。また、水素含有量を０．３０ｃｃ／
１００ｇ以下に規制することにより靭性が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に高靱性を要求され
るサスペンションアーム等の自動車用部品として好適な
鋳造鍛造用のアルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方
法に関する。
るサスペンションアーム等の自動車用部品として好適な
鋳造鍛造用のアルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鍛造用アルミニウム合金素材には、水冷
された鋳型中で溶湯を連続凝固させた連鋳棒や連鋳棒か
ら押出加工された丸棒等が一般的に使用されている。し
かし、これらの素材を利用して複雑形状の製品を成形す
る場合、歩留まりが低く、コスト高になる。また、結晶
粒の粗大化に起因した強度低下も生じやすい。そこで、
最近では重力鋳造やダイカスト法等で製造した予成形体
を鍛造成形する鋳造鍛造法が普及してきた。鋳造鍛造法
では、鋳造時に極力最終製品に近い予成形体に鋳造し、
押出工程を経ることなく予成形体を熱間鍛造している。
予成形体を鍛造で成形するためには、鍛造の前工程で健
全な予成形体が得られることが重要であり、鋳造性及び
鍛造性の両方が良好な合金の開発が要求されている。
された鋳型中で溶湯を連続凝固させた連鋳棒や連鋳棒か
ら押出加工された丸棒等が一般的に使用されている。し
かし、これらの素材を利用して複雑形状の製品を成形す
る場合、歩留まりが低く、コスト高になる。また、結晶
粒の粗大化に起因した強度低下も生じやすい。そこで、
最近では重力鋳造やダイカスト法等で製造した予成形体
を鍛造成形する鋳造鍛造法が普及してきた。鋳造鍛造法
では、鋳造時に極力最終製品に近い予成形体に鋳造し、
押出工程を経ることなく予成形体を熱間鍛造している。
予成形体を鍛造で成形するためには、鍛造の前工程で健
全な予成形体が得られることが重要であり、鋳造性及び
鍛造性の両方が良好な合金の開発が要求されている。
【０００３】現在鍛造に使用されているアルミニウム合
金としては、ＪＩＳ Ａ６０６１，Ａ６１５１等のＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金やＪＩＳ Ａ２０１７，Ａ７０７５
等の高強度の展伸材がある。これらの材料は、丸棒等の
単純形状に鋳造するには問題ないが、製品形状に近い複
雑な形状に鋳造しようとすると鋳造時の割れ、流動性不
良等に起因して鋳造欠陥が発生しやすく、目的とする予
成形体が得られない。また、材料内部に欠陥が発生しや
すいため、鋳造鍛造用素材として不向きである。そこ
で、本願出願人等は、鋳造性及び鍛造性に優れたＡ１−
Ｓｉ系アルミニウム合金を特開平１０−１１０２３１号
公報で紹介した。
金としては、ＪＩＳ Ａ６０６１，Ａ６１５１等のＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金やＪＩＳ Ａ２０１７，Ａ７０７５
等の高強度の展伸材がある。これらの材料は、丸棒等の
単純形状に鋳造するには問題ないが、製品形状に近い複
雑な形状に鋳造しようとすると鋳造時の割れ、流動性不
良等に起因して鋳造欠陥が発生しやすく、目的とする予
成形体が得られない。また、材料内部に欠陥が発生しや
すいため、鋳造鍛造用素材として不向きである。そこ
で、本願出願人等は、鋳造性及び鍛造性に優れたＡ１−
Ｓｉ系アルミニウム合金を特開平１０−１１０２３１号
公報で紹介した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一層の軽量化が要求さ
れる自動車用途では、強度，靭性及び耐食性に優れた鋳
造鍛造材が求められるようになってきた。特に重要保安
部品である自動車部品用としては、衝撃に強く、衝突事
故の際に破壊せずに変形することにより衝突エネルギー
を十分に吸収したり、事故後も作動することが要求され
るようになってきた。このような観点からも、より高靭
性のアルミニウム合金が望まれている。本発明は、この
ような要求に応えるべく案出されたものであり、Ａｌ−
Ｍｇ系をベースとしＭｇ，Ｓｉの添加量を最適化して鋳
造性及び鍛造性を両立させ、より高靭性の鋳造鍛造用ア
ルミニウム合金を提供することを目的とする。
れる自動車用途では、強度，靭性及び耐食性に優れた鋳
造鍛造材が求められるようになってきた。特に重要保安
部品である自動車部品用としては、衝撃に強く、衝突事
故の際に破壊せずに変形することにより衝突エネルギー
を十分に吸収したり、事故後も作動することが要求され
るようになってきた。このような観点からも、より高靭
性のアルミニウム合金が望まれている。本発明は、この
ような要求に応えるべく案出されたものであり、Ａｌ−
Ｍｇ系をベースとしＭｇ，Ｓｉの添加量を最適化して鋳
造性及び鍛造性を両立させ、より高靭性の鋳造鍛造用ア
ルミニウム合金を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の鋳造鍛造用アル
ミニウム合金は、Ｍｇ：１．３〜４．０質量％、Ｓｉ：
０．２〜１．０質量％、Ｆｅ：０．１〜０．３質量％及
びＭｎ：０．１〜０．５質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．
５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％の何れか１種
又は２種以上含み、残部が実質的にＡｌの組成をもつこ
とを特徴とする。この鋳造鍛造用アルミニウム合金は、
更にＣｕ：０．３〜０．７質量％、Ｔｉ：０．０１〜
０．２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０１質量％の１種
又は２種以上を含むことができる。
ミニウム合金は、Ｍｇ：１．３〜４．０質量％、Ｓｉ：
０．２〜１．０質量％、Ｆｅ：０．１〜０．３質量％及
びＭｎ：０．１〜０．５質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．
５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％の何れか１種
又は２種以上含み、残部が実質的にＡｌの組成をもつこ
とを特徴とする。この鋳造鍛造用アルミニウム合金は、
更にＣｕ：０．３〜０．７質量％、Ｔｉ：０．０１〜
０．２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０１質量％の１種
又は２種以上を含むことができる。
【０００６】本発明の合金で製造された鋳造鍛造材は、
粗大再結晶がなく平均結晶粒径２００μｍ以下の微細均
一な再結晶組織をもつ。そのため、組織に異方性がな
く、強度のバラツキが少ない。また、水素含有量を０．
３０ｃｃ／１００ｇ以下に規制することにより靭性が向
上する。
粗大再結晶がなく平均結晶粒径２００μｍ以下の微細均
一な再結晶組織をもつ。そのため、組織に異方性がな
く、強度のバラツキが少ない。また、水素含有量を０．
３０ｃｃ／１００ｇ以下に規制することにより靭性が向
上する。
【０００７】このアルミニウム合金鋳造鍛造材は、所定
組成に調製されたアルミニウム合金の溶湯を７２０〜７
６０℃で製品形状に近い形状に鋳込み、冷却速度０．３
℃／秒以上で冷却し、得られた鋳物を４００〜５００℃
に加熱した後、１００〜４５０℃に加熱された金型を用
い、圧縮率３０〜７０％で、鍛造加工を施すことにより
製造される。鍛造後５３０〜５９０℃で溶体化処理した
後、冷却速度１００℃／分以上で２００℃まで冷却し、
２００〜２５０℃で１〜８時間保持処理することによ
り、高い強度が付与される。
組成に調製されたアルミニウム合金の溶湯を７２０〜７
６０℃で製品形状に近い形状に鋳込み、冷却速度０．３
℃／秒以上で冷却し、得られた鋳物を４００〜５００℃
に加熱した後、１００〜４５０℃に加熱された金型を用
い、圧縮率３０〜７０％で、鍛造加工を施すことにより
製造される。鍛造後５３０〜５９０℃で溶体化処理した
後、冷却速度１００℃／分以上で２００℃まで冷却し、
２００〜２５０℃で１〜８時間保持処理することによ
り、高い強度が付与される。
【０００８】
【作用】鋳造鍛造材として知られているＡ１−Ｓｉ系ア
ルミニウムでは、Ｓｉが多量に含まれているため靭性の
向上には限界があった。そこで、本発明者等は、鋳造鍛
造材としては知られていないＡ１−Ｍｇ系アルミニウム
合金をべ一スとし、該Ａ１−Ｍｇ系アルミニウム合金の
鋳造性及び鍛造性を向上させることを検討した。Ａ１−
Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｍｇ含有量が増加すると鋳
造性は向上するものの、鍛造時の変形抵抗値が増加し鍛
造性が悪くなるので、Ｍｇ含有量の上限を４．０質量％
と低く設定した。しかし、Ｍｇ含有量を低く抑えると鋳
造性が問題となってくる（図１ａ）。
ルミニウムでは、Ｓｉが多量に含まれているため靭性の
向上には限界があった。そこで、本発明者等は、鋳造鍛
造材としては知られていないＡ１−Ｍｇ系アルミニウム
合金をべ一スとし、該Ａ１−Ｍｇ系アルミニウム合金の
鋳造性及び鍛造性を向上させることを検討した。Ａ１−
Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｍｇ含有量が増加すると鋳
造性は向上するものの、鍛造時の変形抵抗値が増加し鍛
造性が悪くなるので、Ｍｇ含有量の上限を４．０質量％
と低く設定した。しかし、Ｍｇ含有量を低く抑えると鋳
造性が問題となってくる（図１ａ）。
【０００９】鋳造性に及ぼす各合金元素の影響を調査検
討したところ、本発明が対象とするＡｌ−Ｍｇ系ではＳ
ｉ添加量０．２〜１．０質量％の範囲で鋳造性が向上す
ることが判った（図１ｂ）。この点、従来のアルミニウ
ム合金ではＳｉ含有量が低くなるにつれて鋳造性が悪く
なると考えられていたが、０．２〜１．０質量％の範囲
でＳｉが鋳造性の向上に有効に作用することは本発明を
もって始めてとする知見である。鋳造性は、Ｆｅ，Ｔ
ｉ，Ｂの添加により更に改善される。０．２〜１．０質
量％の範囲でＳｉを添加したＡｌ−Ｍｇ系合金を鋳造鍛
造した後で時効処理すると、Ｍｇ2Ｓｉの析出により機
械的強度も向上する。
討したところ、本発明が対象とするＡｌ−Ｍｇ系ではＳ
ｉ添加量０．２〜１．０質量％の範囲で鋳造性が向上す
ることが判った（図１ｂ）。この点、従来のアルミニウ
ム合金ではＳｉ含有量が低くなるにつれて鋳造性が悪く
なると考えられていたが、０．２〜１．０質量％の範囲
でＳｉが鋳造性の向上に有効に作用することは本発明を
もって始めてとする知見である。鋳造性は、Ｆｅ，Ｔ
ｉ，Ｂの添加により更に改善される。０．２〜１．０質
量％の範囲でＳｉを添加したＡｌ−Ｍｇ系合金を鋳造鍛
造した後で時効処理すると、Ｍｇ2Ｓｉの析出により機
械的強度も向上する。
【００１０】本発明に従ったアルミニウム合金鋳造鍛造
材は、平均結晶粒径が２００μｍ以下の均一微細な再結
晶組織をもっている。この再結晶組織のために、材質に
異方性がなく、安定した特性を呈する鋳造鍛造製品とし
て使用される。因みに、再結晶組織が粗大化している
と、機械的強度が低下するばかりでなく、異方性ががあ
るため靭性も低下する。
材は、平均結晶粒径が２００μｍ以下の均一微細な再結
晶組織をもっている。この再結晶組織のために、材質に
異方性がなく、安定した特性を呈する鋳造鍛造製品とし
て使用される。因みに、再結晶組織が粗大化している
と、機械的強度が低下するばかりでなく、異方性ががあ
るため靭性も低下する。
【００１１】平均結晶粒径２００μｍ以下の微細再結晶
組織は、Ｓｉの添加量を１．０質量％とし、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒの添加と共に鋳造時の冷却速度を０．３℃／秒
以上とし、粗大再結晶組織の核となる晶出物の粗大化を
防止することにより実現される。再結晶粒の粗大化は、
鍛造時の圧縮率を３０％以上として転位等の再結晶核の
生成サイトを鍛造材内部に多数発生させることでも防止
される。なお、本発明で言う「圧縮率」とは、鍛造方向
における鋳物の高さと鍛造材の高さの差を鋳物の高さで
割った値である。また、強度を出すため、鍛造後に溶体
化処理及び時効処理が施される。
組織は、Ｓｉの添加量を１．０質量％とし、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒの添加と共に鋳造時の冷却速度を０．３℃／秒
以上とし、粗大再結晶組織の核となる晶出物の粗大化を
防止することにより実現される。再結晶粒の粗大化は、
鍛造時の圧縮率を３０％以上として転位等の再結晶核の
生成サイトを鍛造材内部に多数発生させることでも防止
される。なお、本発明で言う「圧縮率」とは、鍛造方向
における鋳物の高さと鍛造材の高さの差を鋳物の高さで
割った値である。また、強度を出すため、鍛造後に溶体
化処理及び時効処理が施される。
【００１２】以下、本発明のアルミニウム合金鋳造鍛造
材に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明す
る。 Ｍｇ：１．３〜４．０質量％ 鋳造性を向上させるとともに、時効処理時にＳｉと共に
Ｍｇ2Ｓｉを形成し、引張強度及び耐力の向上に有効な
合金成分である。この効果は、１．３質量％以上のＭｇ
含有量で顕著となる。１．３％未満のＭｇ含有量では、
鋳造性が悪く、複雑な予成形体を形成できない。より複
雑な形状の予成形体を形成する場合は、Ｍｇ含有量を
１．５質量％以上にするのが好ましい。しかし、４．０
質量％より過剰なＭｇが含まれると、鍛造時の変形抵抗
値が大きくなり、鍛造性が劣化する。過剰なＭｇ含有
は、時効処理による強度向上に有効でなく、却って強度
を低下させる原因となるので、Ｍｇ含有量は２．５質量
％以下にするのがさらに好ましい。
材に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明す
る。 Ｍｇ：１．３〜４．０質量％ 鋳造性を向上させるとともに、時効処理時にＳｉと共に
Ｍｇ2Ｓｉを形成し、引張強度及び耐力の向上に有効な
合金成分である。この効果は、１．３質量％以上のＭｇ
含有量で顕著となる。１．３％未満のＭｇ含有量では、
鋳造性が悪く、複雑な予成形体を形成できない。より複
雑な形状の予成形体を形成する場合は、Ｍｇ含有量を
１．５質量％以上にするのが好ましい。しかし、４．０
質量％より過剰なＭｇが含まれると、鍛造時の変形抵抗
値が大きくなり、鍛造性が劣化する。過剰なＭｇ含有
は、時効処理による強度向上に有効でなく、却って強度
を低下させる原因となるので、Ｍｇ含有量は２．５質量
％以下にするのがさらに好ましい。
【００１３】Ｓｉ：０．２〜１．０質量％ 鋳造性を向上させ、時効処理時にＭｇ2Ｓｉとして析出
し、機械的強度を向上させる有効成分である。このよう
な作用は、０．２％以上のＳｉ含有量で顕著になる。し
かし、１．０質量％を超える過剰量のＳｉ含有は、却っ
て鋳造性を劣化させ、更に靭性低下や再結晶組織の核と
なるＭｇ2Ｓｉの粗大化に起因した再結晶組織の粗大化
も生じる。より複雑な予成形体を形成する場合には、Ｓ
ｉ含有量を０．４〜０．９質量％とするのが好ましい。 Ｆｅ：０．１〜０．３質量％ 耐力の向上に有効な合金成分であり、溶湯の鋳型への焼
き付きを防ぐ作用も呈する。Ｆｅの添加効果は、０．１
質量％以上で顕著となる。しかし、０．３質量％を超え
る過剰量のＦｅが含まれると、粗大な化合物が形成さ
れ、耐食性及び靭性が悪化する。
し、機械的強度を向上させる有効成分である。このよう
な作用は、０．２％以上のＳｉ含有量で顕著になる。し
かし、１．０質量％を超える過剰量のＳｉ含有は、却っ
て鋳造性を劣化させ、更に靭性低下や再結晶組織の核と
なるＭｇ2Ｓｉの粗大化に起因した再結晶組織の粗大化
も生じる。より複雑な予成形体を形成する場合には、Ｓ
ｉ含有量を０．４〜０．９質量％とするのが好ましい。 Ｆｅ：０．１〜０．３質量％ 耐力の向上に有効な合金成分であり、溶湯の鋳型への焼
き付きを防ぐ作用も呈する。Ｆｅの添加効果は、０．１
質量％以上で顕著となる。しかし、０．３質量％を超え
る過剰量のＦｅが含まれると、粗大な化合物が形成さ
れ、耐食性及び靭性が悪化する。
【００１４】Ｍｎ：０．１〜０．５質量％ 強度、伸び、耐食性の向上に有効な合金成分であり、Ａ
ｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を針状から粒状に変えて靭性を
向上させる作用も呈する。また、再結晶粒の粗大化防止
にも有効な成分である。このようなＭｎの添加効果は、
０．１％以上（好ましくは０．１５質量％以上）で顕著
になる。しかし、０．５％を超える過剰量のＭｎが含ま
れると、靭性に有害な粗大な化合物が生成しやすくな
る。 Ｃｒ：０．０５〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３質量％ 共に、強度、伸び、耐食性を向上させ、再結晶粒の粗大
化を防ぐ作用を呈する合金成分である。また、Ｍｎとの
併用添加により一層大きな効果が得られる。このような
効果は、Ｃｒ：０．０５％以上，Ｚｒ：０．０５％以上
で顕著となるが、Ｃｒ：０．５％、Ｚｒ：０．３％を超
えると粗大な化合物を形成し、靭性が低下する。
ｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を針状から粒状に変えて靭性を
向上させる作用も呈する。また、再結晶粒の粗大化防止
にも有効な成分である。このようなＭｎの添加効果は、
０．１％以上（好ましくは０．１５質量％以上）で顕著
になる。しかし、０．５％を超える過剰量のＭｎが含ま
れると、靭性に有害な粗大な化合物が生成しやすくな
る。 Ｃｒ：０．０５〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３質量％ 共に、強度、伸び、耐食性を向上させ、再結晶粒の粗大
化を防ぐ作用を呈する合金成分である。また、Ｍｎとの
併用添加により一層大きな効果が得られる。このような
効果は、Ｃｒ：０．０５％以上，Ｚｒ：０．０５％以上
で顕著となるが、Ｃｒ：０．５％、Ｚｒ：０．３％を超
えると粗大な化合物を形成し、靭性が低下する。
【００１５】Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｂ：０．
００１〜０．０１質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳造時に結晶
粒の微細化剤と作用し、鋳造性を向上させる。また、予
成形体の鋳造組織を微細化するため鍛造性も向上させ、
再結晶粒の粗大化を防ぐ効果もある。このような効果
は、Ｔｉ：０．０１％以上，Ｂ：０．００１％以上で顕
著になるが、Ｔｉ：０．２％、Ｂ：０．０１％で飽和す
る。 Ｃｕ：０．３〜０．７質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、強度を向上さ
せる作用を呈する。Ｃｕの添加効果は０．３％以上で顕
著になるが、０．７％を超えると耐食性が劣化する。不
純物としてＺｎを０．５質量％以下におさえるのが好ま
しい。
００１〜０．０１質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳造時に結晶
粒の微細化剤と作用し、鋳造性を向上させる。また、予
成形体の鋳造組織を微細化するため鍛造性も向上させ、
再結晶粒の粗大化を防ぐ効果もある。このような効果
は、Ｔｉ：０．０１％以上，Ｂ：０．００１％以上で顕
著になるが、Ｔｉ：０．２％、Ｂ：０．０１％で飽和す
る。 Ｃｕ：０．３〜０．７質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、強度を向上さ
せる作用を呈する。Ｃｕの添加効果は０．３％以上で顕
著になるが、０．７％を超えると耐食性が劣化する。不
純物としてＺｎを０．５質量％以下におさえるのが好ま
しい。
【００１６】再結晶組織：平均結晶粒径２００μｍ以下
の微細均一な再結晶組織 アルミニウム合金鋳造鍛造材の機械的強度は、再結晶組
織の結晶粒径に応じて変わるが、平均結晶粒径を２００
μｍ以下にすることにより要求特性を満足する機械的強
度が得られる。また、均一微細な再結晶組織とすること
により、異方性がなく品質信頼性の高い鋳造鍛造製品と
なる。これに対し、再結晶粒の平均粒径が２００μｍを
超えると機械的強度が低下し、異方性も大きくなるため
鍛造材の強度が部分的に強度の低い部分ができる。強度
の低い部分は、衝撃が加わった際に応力集中個所とな
り、靭性を低下させる原因となる。
の微細均一な再結晶組織 アルミニウム合金鋳造鍛造材の機械的強度は、再結晶組
織の結晶粒径に応じて変わるが、平均結晶粒径を２００
μｍ以下にすることにより要求特性を満足する機械的強
度が得られる。また、均一微細な再結晶組織とすること
により、異方性がなく品質信頼性の高い鋳造鍛造製品と
なる。これに対し、再結晶粒の平均粒径が２００μｍを
超えると機械的強度が低下し、異方性も大きくなるため
鍛造材の強度が部分的に強度の低い部分ができる。強度
の低い部分は、衝撃が加わった際に応力集中個所とな
り、靭性を低下させる原因となる。
【００１７】水素含有量：０．３０ｃｃ／１００ｇ以下 鋳造鍛造材に含まれる水素の含有量を０．３０ｃｃ／１
００ｇ以下に規制することにより、鍛造時及び熱処理時
にフクレの発生が抑制される。また、水素含有量の規制
により鋳造鍛造材内部に導入される欠陥が少なくなるた
め、機械的強度及び靭性も向上する。水素含有量は、溶
湯中に不活性ガスや塩素ガスを注入することにより低減
できる。
００ｇ以下に規制することにより、鍛造時及び熱処理時
にフクレの発生が抑制される。また、水素含有量の規制
により鋳造鍛造材内部に導入される欠陥が少なくなるた
め、機械的強度及び靭性も向上する。水素含有量は、溶
湯中に不活性ガスや塩素ガスを注入することにより低減
できる。
【００１８】鋳造温度：７２０〜７６０℃ 本発明のアルミニウム合金は、ガス成分の吸蔵を防止す
るため７６０℃以下の温度で鋳造される。しかし、７２
０℃より低い鋳造温度では、鋳造性が悪く、必要形状の
予成形体に成形できない。鋳造方法としては、鋳造時の
空気の巻き込みによるガス含有量の増加を考慮すると重
力鋳造法，溶湯鍛造法が好ましいが、本願出願人等が開
発した真空酸素ダイカスト法（特願平１１−１５４５６
６号公報，特願２０００−３２０８号公報）も採用でき
る。真空酸素ダイカスト法では、鋳型内を真空吸引した
後で酸素等の活性ガスを注入し、次いで溶湯を鋳型内に
注入するため、鋳造時にガスが鋳物に巻き込まれること
が少なく、フクレの発生しない高強度、高靭性の鋳造鍛
造材が得られる。
るため７６０℃以下の温度で鋳造される。しかし、７２
０℃より低い鋳造温度では、鋳造性が悪く、必要形状の
予成形体に成形できない。鋳造方法としては、鋳造時の
空気の巻き込みによるガス含有量の増加を考慮すると重
力鋳造法，溶湯鍛造法が好ましいが、本願出願人等が開
発した真空酸素ダイカスト法（特願平１１−１５４５６
６号公報，特願２０００−３２０８号公報）も採用でき
る。真空酸素ダイカスト法では、鋳型内を真空吸引した
後で酸素等の活性ガスを注入し、次いで溶湯を鋳型内に
注入するため、鋳造時にガスが鋳物に巻き込まれること
が少なく、フクレの発生しない高強度、高靭性の鋳造鍛
造材が得られる。
【００１９】冷却速度０．３℃／秒以上 アルミニウム合金は、鋳造後の冷却過程で強度向上に寄
与しないＭｇ2Ｓｉの晶出を抑制するため０．３℃／秒
以上の冷却速度で冷却される。０．３℃／秒より遅い冷
却速度では、冷却過程でＭｇ2Ｓｉ等の金属間化合物が
粗大化し、鍛造性を悪化させる。粗大化した晶出物は、
鍛造時の予熱や溶体化処理時にも完全には固溶せず、溶
体化処理時に粗大再結晶組織の核となり、強度を低下さ
せる。
与しないＭｇ2Ｓｉの晶出を抑制するため０．３℃／秒
以上の冷却速度で冷却される。０．３℃／秒より遅い冷
却速度では、冷却過程でＭｇ2Ｓｉ等の金属間化合物が
粗大化し、鍛造性を悪化させる。粗大化した晶出物は、
鍛造時の予熱や溶体化処理時にも完全には固溶せず、溶
体化処理時に粗大再結晶組織の核となり、強度を低下さ
せる。
【００２０】鍛造温度：４００〜５００℃、金型温度：
１００〜４５０℃ 予成形体は、熱間鍛造に先だって合金元素を極力固溶さ
せるため、４００〜５００℃に加熱される。鍛造に際し
ては、鍛造金型を材料の大きさ及び加工率との兼ね合い
で１００〜４５０℃に予熱しておき、圧縮率３０〜７０
％で熱間鍛造する。このとき、鍛造上りの材料表面温度
が４００〜５００℃となるように加熱条件を選定する。
このように熱間鍛造を高温条件に設定することにより、
鍛造時の変形抵抗が低下して、鍛造性が良くなり、また
Ｃｒ，Ｍｎ系の化合物を微細均一に分布させることがで
きる。その結果、溶体化処理時の再結晶粒の粗大化が防
止される。
１００〜４５０℃ 予成形体は、熱間鍛造に先だって合金元素を極力固溶さ
せるため、４００〜５００℃に加熱される。鍛造に際し
ては、鍛造金型を材料の大きさ及び加工率との兼ね合い
で１００〜４５０℃に予熱しておき、圧縮率３０〜７０
％で熱間鍛造する。このとき、鍛造上りの材料表面温度
が４００〜５００℃となるように加熱条件を選定する。
このように熱間鍛造を高温条件に設定することにより、
鍛造時の変形抵抗が低下して、鍛造性が良くなり、また
Ｃｒ，Ｍｎ系の化合物を微細均一に分布させることがで
きる。その結果、溶体化処理時の再結晶粒の粗大化が防
止される。
【００２１】圧縮率：３０〜７０％ 熱間鍛造では、予成形体の鋳造欠陥を十分に圧潰するた
め、加工率を３０％以上に設定することが好ましい。３
０％未満の加工率では、鋳造欠陥の圧潰が不充分とな
り、また再結晶核の生成サイトの形成が不十分で結晶粒
粗大化が生じるために十分な機械的性質が得られない。
しかし、７０％を超える加工率では鍛造圧力が増加する
ため、過大なプレス能力が必要となり、金型寿命も低下
する。
め、加工率を３０％以上に設定することが好ましい。３
０％未満の加工率では、鋳造欠陥の圧潰が不充分とな
り、また再結晶核の生成サイトの形成が不十分で結晶粒
粗大化が生じるために十分な機械的性質が得られない。
しかし、７０％を超える加工率では鍛造圧力が増加する
ため、過大なプレス能力が必要となり、金型寿命も低下
する。
【００２２】溶体化処理：５３０〜５９０℃×２〜７時
間保持，冷却速度１００℃／秒以上 時効処理で強度を付与する用途では、鋳造時に晶出した
強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉを固溶させるため、５
３０〜５９０℃で溶体化処理する。晶出しているＭｇ2
Ｓｉは、５３０℃以上，２時間以上の保持処理で十分に
固溶する。しかし、５９０℃を超える高温に加熱すると
バーニングが発生し、強度が低下する。また、長時間加
熱による生産性の低下を防止するため、保持時間を７時
間以内に設定する。溶体化処理されたアルミニウム合金
は、Ｍｇ，Ｓｉの固溶状態を維持するために１００℃／
秒以上の速度で冷却される。１００℃／秒に達しない冷
却速度では、再固溶したＭｇ，Ｓｉが再び強度向上に寄
与しないＭｇ2Ｓｉとして冷却過程で再析出してしま
う。
間保持，冷却速度１００℃／秒以上 時効処理で強度を付与する用途では、鋳造時に晶出した
強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉを固溶させるため、５
３０〜５９０℃で溶体化処理する。晶出しているＭｇ2
Ｓｉは、５３０℃以上，２時間以上の保持処理で十分に
固溶する。しかし、５９０℃を超える高温に加熱すると
バーニングが発生し、強度が低下する。また、長時間加
熱による生産性の低下を防止するため、保持時間を７時
間以内に設定する。溶体化処理されたアルミニウム合金
は、Ｍｇ，Ｓｉの固溶状態を維持するために１００℃／
秒以上の速度で冷却される。１００℃／秒に達しない冷
却速度では、再固溶したＭｇ，Ｓｉが再び強度向上に寄
与しないＭｇ2Ｓｉとして冷却過程で再析出してしま
う。
【００２３】時効処理：１６０〜２５０℃×１〜８時間 Ｍｇ，Ｓｉを固溶させたアルミニウム合金に１６０〜２
５０℃×１〜８時間の時効処理を施すと、Ｍｇ2Ｓｉの
析出により強度が付与される。１６０〜２５０℃×１〜
８時間の条件を外れると、強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉ
の析出量が確保されず、強度及び耐食性が劣ることにも
なる。
５０℃×１〜８時間の時効処理を施すと、Ｍｇ2Ｓｉの
析出により強度が付与される。１６０〜２５０℃×１〜
８時間の条件を外れると、強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉ
の析出量が確保されず、強度及び耐食性が劣ることにも
なる。
【００２４】
【実施例１】表１に示す組成の合金溶湯中にＡｒガスを
注入し、溶湯中の水素含有量を０．３０ｃｃ／１００ｇ
以下にした後、図２（ａ）の形状をもつ予成形体に鋳込
んだ。得られた鋳物を４５０℃に加熱した後、２００℃
に加熱された金型を用い平均圧縮率４０％で図２（ｂ）
に示す形状の鋳造鍛造品に成形した。そして、５７０℃
で２時間の溶体化処理した後、水焼入れし、２２０℃×
４時間の時効処理を施した。
注入し、溶湯中の水素含有量を０．３０ｃｃ／１００ｇ
以下にした後、図２（ａ）の形状をもつ予成形体に鋳込
んだ。得られた鋳物を４５０℃に加熱した後、２００℃
に加熱された金型を用い平均圧縮率４０％で図２（ｂ）
に示す形状の鋳造鍛造品に成形した。そして、５７０℃
で２時間の溶体化処理した後、水焼入れし、２２０℃×
４時間の時効処理を施した。
【００２５】
【００２６】鋳造鍛造品の引張強度，耐力，伸び，腐食
減量（塩水噴霧：２０００時間）及びシャルピー値を測
定すると共に、予成形体からサンプルを採取し変形抵抗
値（試験法：圧縮法、試験温度：４５０℃）を測定し
た。測定結果を表２に示す。また、合金Ｎｏ．４，９，
１０それぞれのマクロ組織写真を図３に示す。表２か
ら、合金Ｎｏ．１〜７（本発明例）の鋳造鍛造材は、合
金Ｎｏ．８〜１６（比較例）に比較して強度，伸び，耐
食性に優れ、なかでもシャルピー値が特に優れているこ
とが判る。また、合金Ｎｏ．４（本発明例）の鋳造鍛造
材は、粗大再結晶組織のない微細均一な再結晶組織にな
っていることが図３から判る。
減量（塩水噴霧：２０００時間）及びシャルピー値を測
定すると共に、予成形体からサンプルを採取し変形抵抗
値（試験法：圧縮法、試験温度：４５０℃）を測定し
た。測定結果を表２に示す。また、合金Ｎｏ．４，９，
１０それぞれのマクロ組織写真を図３に示す。表２か
ら、合金Ｎｏ．１〜７（本発明例）の鋳造鍛造材は、合
金Ｎｏ．８〜１６（比較例）に比較して強度，伸び，耐
食性に優れ、なかでもシャルピー値が特に優れているこ
とが判る。また、合金Ｎｏ．４（本発明例）の鋳造鍛造
材は、粗大再結晶組織のない微細均一な再結晶組織にな
っていることが図３から判る。
【００２７】他方、Ｃｕ含有量の多い合金Ｎｏ．８合金
（比較例）の鍛造鋳造材では、耐食性が表２にみられる
ように劣っている。Ｓｉ含有量の高い合金Ｎｏ．９（比
較例）の鍛造鋳造材では、再結晶組織が粗大化してお
り、低いシャルピー衝撃値を示した。Ｍｎ，Ｃｒ無添加
の合金Ｎｏ．１０（比較例）の鋳造鍛造材も、粗大化し
た再結晶組織になっており、機械的強度が低下してい
た。Ａｌ−Ｓｉ系合金である合金Ｎｏ．１１（比較例）
は、合金Ｎｏ．１〜７（本発明例）と比較するとシャル
ピー衝撃値及び耐食性が著しく低下していた。シャルピ
ー衝撃値及び耐食性の低下は、Ｆｅ含有量の高い合金Ｎ
ｏ．１２（比較例）でもみられた。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ含
有量の高い合金Ｎｏ．１３〜１５（比較例）は、機械的
強度及びシャルピー値が低い値を示した。Ｍｇ含有量の
高い合金Ｎｏ．１６（比較例）は、変形抵抗値が非常に
大きくなっており、鍛造性及び耐食性に劣っていた。
（比較例）の鍛造鋳造材では、耐食性が表２にみられる
ように劣っている。Ｓｉ含有量の高い合金Ｎｏ．９（比
較例）の鍛造鋳造材では、再結晶組織が粗大化してお
り、低いシャルピー衝撃値を示した。Ｍｎ，Ｃｒ無添加
の合金Ｎｏ．１０（比較例）の鋳造鍛造材も、粗大化し
た再結晶組織になっており、機械的強度が低下してい
た。Ａｌ−Ｓｉ系合金である合金Ｎｏ．１１（比較例）
は、合金Ｎｏ．１〜７（本発明例）と比較するとシャル
ピー衝撃値及び耐食性が著しく低下していた。シャルピ
ー衝撃値及び耐食性の低下は、Ｆｅ含有量の高い合金Ｎ
ｏ．１２（比較例）でもみられた。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ含
有量の高い合金Ｎｏ．１３〜１５（比較例）は、機械的
強度及びシャルピー値が低い値を示した。Ｍｇ含有量の
高い合金Ｎｏ．１６（比較例）は、変形抵抗値が非常に
大きくなっており、鍛造性及び耐食性に劣っていた。
【００２８】
【００２９】
【実施例２】表３に示す合金とＪＩＳ Ａ６０６１相当
及びＡ５０５２相当合金の溶湯を重力金型鋳造法でリン
グ（内径６０ｍｍ，外径８０ｍｍ）形状に鋳造し、鋳物
に発生した割れの長さを測定した。表４の測定結果にみ
られるように、Ｓｉ含有量の増加に従って割れ長さが短
くなり、鋳造性が良くなっている。しかし、０．６％を
超えるＳｉ含有量では逆に割れ長さが長くなる傾向がみ
られ、１．０質量％を超えると急激に割れ長さが長くな
り、鋳造性が悪化していることが判る。また、本発明合
金は、ＪＩＳ Ａ６０６１相当及びＡ５０５２相当合金
に比較して鋳造性の良いことが表４から判る。
及びＡ５０５２相当合金の溶湯を重力金型鋳造法でリン
グ（内径６０ｍｍ，外径８０ｍｍ）形状に鋳造し、鋳物
に発生した割れの長さを測定した。表４の測定結果にみ
られるように、Ｓｉ含有量の増加に従って割れ長さが短
くなり、鋳造性が良くなっている。しかし、０．６％を
超えるＳｉ含有量では逆に割れ長さが長くなる傾向がみ
られ、１．０質量％を超えると急激に割れ長さが長くな
り、鋳造性が悪化していることが判る。また、本発明合
金は、ＪＩＳ Ａ６０６１相当及びＡ５０５２相当合金
に比較して鋳造性の良いことが表４から判る。
【００３０】
【００３１】
【００３２】実施例３ Ａｒガス注入による脱ガス処理を施した合金Ｎｏ．４の
溶湯及び脱ガス処理を施していない合金Ｎｏ．４の溶湯
を用意し、それぞれ鋳込み温度７４０℃で重力鋳造方
法，溶湯鍛造，ダイカスト法，真空酸素ダイカスト法で
図２（ａ）の形状に鋳込んだ。得られた予成形体を実験
例１と同じ条件で図２（ｂ）の形状に成形した後、熱処
理を行った。熱処理後の鋳造鍛造品について、ガス含有
量，引張強度，耐力，伸び，シャルピー値を測定した。
表５の測定結果にみられるように、脱ガス処理を施さな
かった鋳造鍛造材は、脱ガス処理した鋳造鍛造材と比較
してガス含有量が高く、機械的強度，伸び，シャルピー
値が低くなっていた。また、通常のダイカスト法で製造
した鋳造鍛造材は、他の鋳造法で製造した鋳造鍛造材よ
りもガス含有量が高く、機械的強度，伸び，シャルピー
値が低くなっていた。
溶湯及び脱ガス処理を施していない合金Ｎｏ．４の溶湯
を用意し、それぞれ鋳込み温度７４０℃で重力鋳造方
法，溶湯鍛造，ダイカスト法，真空酸素ダイカスト法で
図２（ａ）の形状に鋳込んだ。得られた予成形体を実験
例１と同じ条件で図２（ｂ）の形状に成形した後、熱処
理を行った。熱処理後の鋳造鍛造品について、ガス含有
量，引張強度，耐力，伸び，シャルピー値を測定した。
表５の測定結果にみられるように、脱ガス処理を施さな
かった鋳造鍛造材は、脱ガス処理した鋳造鍛造材と比較
してガス含有量が高く、機械的強度，伸び，シャルピー
値が低くなっていた。また、通常のダイカスト法で製造
した鋳造鍛造材は、他の鋳造法で製造した鋳造鍛造材よ
りもガス含有量が高く、機械的強度，伸び，シャルピー
値が低くなっていた。
【００３３】
【００３４】実施例４ 合金Ｎｏ．４の合金を、重力鋳造（冷却速度０．５℃／
秒）で、直径１００ｍｍ，高さ１００ｍｍの円筒状に鋳
込んだ。得られた鋳物を４５０℃に加熱した後、圧縮率
８５，７５，５５，３５，２５％で圧縮鍛造した。得ら
れた鍛造材を実施例１と同じ熱処理を施し、機械的強
度，伸び，シャルピー値を測定した。また鋳物から直径
１４ｍｍ，厚み２１ｍｍのサンプルを採取し荷重−変位
曲線を求めた（試験法：圧縮法、試験温度：４５０
℃）。その結果を表６及び図４に示す。表６から、圧縮
率２５％では鋳造欠陥が十分に潰されておらず、結晶粒
粗大化等に起因して機械的強度、伸び及びシャルピー値
が低くなっていることが判る。また、図４から７０％を
超える圧縮率では試験荷重が著しく高くなっていること
が判る。
秒）で、直径１００ｍｍ，高さ１００ｍｍの円筒状に鋳
込んだ。得られた鋳物を４５０℃に加熱した後、圧縮率
８５，７５，５５，３５，２５％で圧縮鍛造した。得ら
れた鍛造材を実施例１と同じ熱処理を施し、機械的強
度，伸び，シャルピー値を測定した。また鋳物から直径
１４ｍｍ，厚み２１ｍｍのサンプルを採取し荷重−変位
曲線を求めた（試験法：圧縮法、試験温度：４５０
℃）。その結果を表６及び図４に示す。表６から、圧縮
率２５％では鋳造欠陥が十分に潰されておらず、結晶粒
粗大化等に起因して機械的強度、伸び及びシャルピー値
が低くなっていることが判る。また、図４から７０％を
超える圧縮率では試験荷重が著しく高くなっていること
が判る。
【００３５】
【００３６】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム合金鋳造鍛造材は、Ａｌ−Ｍｇ系をベースとし、
Ｍｇ，Ｓｉの添加量を最適化することにより、鋳造性及
び鍛造性を向上させると共に、再結晶組織を微細化する
ことによって機械的強度及び靭性を改善している。この
ようにして得られた鋳造鍛造品は、機械的強度や靭性が
要求される自動車部品を始めとして各種分野で使用され
る。
ニウム合金鋳造鍛造材は、Ａｌ−Ｍｇ系をベースとし、
Ｍｇ，Ｓｉの添加量を最適化することにより、鋳造性及
び鍛造性を向上させると共に、再結晶組織を微細化する
ことによって機械的強度及び靭性を改善している。この
ようにして得られた鋳造鍛造品は、機械的強度や靭性が
要求される自動車部品を始めとして各種分野で使用され
る。
【図１】 Ａｌ−Ｍｇ系合金の鋳造割れ性に及ぼすＭｇ
添加量（ａ）及びＳｉ添加量（ｂ）の影響を表したグラ
フ
添加量（ａ）及びＳｉ添加量（ｂ）の影響を表したグラ
フ
【図２】 実施例１で製造した予成形体（ａ）及び鋳造
鍛造品（ｂ）の形状
鍛造品（ｂ）の形状
【図３】 合金Ｎｏ．４，９，１０の金属組織を示す顕
微鏡写真
微鏡写真
【図４】 鍛造時の圧縮率と荷重との関係を示すグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３１Ａ ６４０ ６４０Ａ ６８１ ６８１ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９３ ６９３Ａ ６９３Ｂ ６９４ ６９４Ａ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｍｇ：１．３〜４．０質量％、Ｓｉ：
０．２〜１．０質量％、Ｆｅ：０．１〜０．３質量％及
びＭｎ：０．１〜０．５質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．
５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％の何れか１種
又は２種以上含み、残部が実質的にＡｌの組成をもつこ
とを特徴とする鋳造鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 更にＣｕ：０．３〜０．７質量％、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｂ：０．００１〜０．０
１質量％の何れか１種又は２種以上を含む請求項１記載
の鋳造鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の合金組成をもち、
平均粒径が２００μｍ以下の微細均一な再結晶組織から
なり、水素ガス含有量が０．３０ｃｃ／１００ｇ以下で
あるアルミニウム合金鋳造鍛造材。 - 【請求項４】 請求項１または２記載の組成をもつアル
ミニウム合金の溶湯を７２０〜７６０℃で製品形状に近
い形状に鋳込み、冷却速度０．３℃／秒以上で冷却し、
得られた鋳物を４００〜５００℃に加熱した後、１００
〜４５０℃に加熱された金型を用い、圧縮率３０〜７０
％で、鍛造加工を施すことを特徴とするアルミニウム合
金鋳造鍛造材の製造方法。 - 【請求項５】 鍛造後５３０〜５９０℃で２〜７時間保
持し、溶体化処理した後、冷却速度１００℃／分以上で
２００℃まで冷却し、１６０〜２５０℃で１〜８時間保
持処理する請求項４記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000250604A JP3687505B2 (ja) | 2000-08-22 | 2000-08-22 | 鋳造鍛造用アルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方法 |
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| JP2000250604A JP3687505B2 (ja) | 2000-08-22 | 2000-08-22 | 鋳造鍛造用アルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方法 |
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|---|---|
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| WO2006057452A1 (en) * | 2004-11-25 | 2006-06-01 | Showa Denko K.K. | Aluminum hot forged article, and method for producing the same |
| WO2011122263A1 (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-06 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| CN110846540A (zh) * | 2018-08-21 | 2020-02-28 | 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司 | 一种耐热合金单丝及其制备方法 |
| CN112442612A (zh) * | 2020-11-26 | 2021-03-05 | 中北大学 | 一种提高铸造铝铜合金流动性能的方法 |
| CN113025856A (zh) * | 2021-03-08 | 2021-06-25 | 上海工程技术大学 | 一种电缆屏蔽用Al-Fe-Mg-Si-Cu系铝合金和制备方法及其应用 |
-
2000
- 2000-08-22 JP JP2000250604A patent/JP3687505B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2011214093A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| CN102812142A (zh) * | 2010-03-31 | 2012-12-05 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金锻造材及其制造方法 |
| CN102812142B (zh) * | 2010-03-31 | 2014-07-16 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金锻造材及其制造方法 |
| US9481920B2 (en) | 2010-03-31 | 2016-11-01 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminium alloy forging and method of manufacture for same |
| CN110846540A (zh) * | 2018-08-21 | 2020-02-28 | 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司 | 一种耐热合金单丝及其制备方法 |
| CN110846540B (zh) * | 2018-08-21 | 2022-06-07 | 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司 | 一种耐热合金单丝及其制备方法 |
| CN112442612A (zh) * | 2020-11-26 | 2021-03-05 | 中北大学 | 一种提高铸造铝铜合金流动性能的方法 |
| CN113025856A (zh) * | 2021-03-08 | 2021-06-25 | 上海工程技术大学 | 一种电缆屏蔽用Al-Fe-Mg-Si-Cu系铝合金和制备方法及其应用 |
| CN113025856B (zh) * | 2021-03-08 | 2022-04-12 | 上海工程技术大学 | 一种电缆屏蔽用Al-Fe-Mg-Si-Cu系铝合金和制备方法及其应用 |
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