JP2002294383A - 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金塑性加工品の製造方法およびアルミニウム合金塑性加工品 - Google Patents
塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金塑性加工品の製造方法およびアルミニウム合金塑性加工品Info
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- JP2002294383A JP2002294383A JP2001102207A JP2001102207A JP2002294383A JP 2002294383 A JP2002294383 A JP 2002294383A JP 2001102207 A JP2001102207 A JP 2001102207A JP 2001102207 A JP2001102207 A JP 2001102207A JP 2002294383 A JP2002294383 A JP 2002294383A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度が向上し、再結晶粒の発生しにくい塑性
加工用アルミニウム合金鋳塊を提供する。 【解決手段】 Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓ
ｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％
〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ
％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．
５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ
％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、
晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アー
ム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以
下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊であ
る。
加工用アルミニウム合金鋳塊を提供する。 【解決手段】 Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓ
ｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％
〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ
％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．
５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ
％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、
晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アー
ム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以
下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊であ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、Ａｌ（アルミニ
ウム）−Ｍｇ（マグネシウム）−Ｓｉ（ケイ素）系の塑
性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の製造方法、塑性加工用アルミニウム合金鋳
塊を用いて製品を塑性加工するアルミニウム合金塑性加
工品の製造方法、および、アルミニウム合金塑性加工品
に関するものである。
ウム）−Ｍｇ（マグネシウム）−Ｓｉ（ケイ素）系の塑
性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の製造方法、塑性加工用アルミニウム合金鋳
塊を用いて製品を塑性加工するアルミニウム合金塑性加
工品の製造方法、および、アルミニウム合金塑性加工品
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車部品、例えばサスペンション部品
は、専ら鉄系材料が使用されていたが、軽量化を主目的
としてアルミニウム材料またはアルミニウム合金材料に
置き換えることが多くなってきた。これら自動車部品で
は、優れた耐食性、高強度および優れた加工性が要求さ
れることから、アルミニウム合金材料としてＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金、特に、Ａ６０６１が多用されている。そ
して、このような自動車部品は、強度の向上を図るた
め、アルミニウム合金材料を加工用素材として用いて塑
性加工の１つである鍛造加工で製造される。
は、専ら鉄系材料が使用されていたが、軽量化を主目的
としてアルミニウム材料またはアルミニウム合金材料に
置き換えることが多くなってきた。これら自動車部品で
は、優れた耐食性、高強度および優れた加工性が要求さ
れることから、アルミニウム合金材料としてＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金、特に、Ａ６０６１が多用されている。そ
して、このような自動車部品は、強度の向上を図るた
め、アルミニウム合金材料を加工用素材として用いて塑
性加工の１つである鍛造加工で製造される。
【０００３】また、最近では、コストダウンを図る必要
があるため、押出をせずに鋳造部材をそのまま素材とし
て鍛造した後、Ｔ６処理して得られたサスペンション部
品が実用化され始めており、さらに軽量化を目的にとし
て、従来のＡ６０６１に代わる高強度合金の開発が進め
られている（例えば特開平５−５９４７７号公報、特開
平５−２４７５７４号公報、特開平６−２５６８８０号
公報に開示されている。）。
があるため、押出をせずに鋳造部材をそのまま素材とし
て鍛造した後、Ｔ６処理して得られたサスペンション部
品が実用化され始めており、さらに軽量化を目的にとし
て、従来のＡ６０６１に代わる高強度合金の開発が進め
られている（例えば特開平５−５９４７７号公報、特開
平５−２４７５７４号公報、特開平６−２５６８８０号
公報に開示されている。）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらＡ６０６１およ
びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の高強度合金は、鍛造および
熱処理工程において加工組織が再結晶し、粗大結晶粒が
発生することにより、十分な高強度を得ることができな
いという問題があった。そのため、粗大再結晶粒防止の
ため、Ｚｒ（ジルコニウム）を添加して再結晶を防止し
ている例が多い（例えば特開平５−５９４７７号公報、
特開平５−２４７５７４号公報に開示されている。）。
びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の高強度合金は、鍛造および
熱処理工程において加工組織が再結晶し、粗大結晶粒が
発生することにより、十分な高強度を得ることができな
いという問題があった。そのため、粗大再結晶粒防止の
ため、Ｚｒ（ジルコニウム）を添加して再結晶を防止し
ている例が多い（例えば特開平５−５９４７７号公報、
特開平５−２４７５７４号公報に開示されている。）。
【０００５】しかしながら、Ｚｒの添加は、再結晶防止
に効果があるものの、次のような問題を有している。 （１）Ｚｒの添加により、Ａｌ−Ｔｉ（チタン）−Ｂ
（ホウ素）系合金の結晶粒微細化効果が弱められ、鋳塊
自体の結晶粒が粗くなり、逆に塑性加工後の加工品の強
度低下をきたすことが多くなる。 （２）鋳塊自体の結晶粒微細化効果が弱められるため、
鋳塊割れが発生し易くなり、内部欠陥が増加し、歩留ま
りが悪化する。 （３）ＺｒはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系合金と化合物を形成し、
合金溶湯を貯留する炉の底に化合物が堆積し、炉を汚染
するとともに、製造した鋳塊においてもこれら化合物が
鋳塊中に粗大に晶出し、強度を低下させる。 このため、Ｚｒの添加は効果があるものの、強度の安定
性を維持するのが難しく、製品の品質が不安定となり、
材料コストの上昇を招いていた。
に効果があるものの、次のような問題を有している。 （１）Ｚｒの添加により、Ａｌ−Ｔｉ（チタン）−Ｂ
（ホウ素）系合金の結晶粒微細化効果が弱められ、鋳塊
自体の結晶粒が粗くなり、逆に塑性加工後の加工品の強
度低下をきたすことが多くなる。 （２）鋳塊自体の結晶粒微細化効果が弱められるため、
鋳塊割れが発生し易くなり、内部欠陥が増加し、歩留ま
りが悪化する。 （３）ＺｒはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系合金と化合物を形成し、
合金溶湯を貯留する炉の底に化合物が堆積し、炉を汚染
するとともに、製造した鋳塊においてもこれら化合物が
鋳塊中に粗大に晶出し、強度を低下させる。 このため、Ｚｒの添加は効果があるものの、強度の安定
性を維持するのが難しく、製品の品質が不安定となり、
材料コストの上昇を招いていた。
【０００６】この発明は、上記したような不都合を解消
するためになされたもので、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｓ
ｉ（ケイ素）、Ｃｕ（銅）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ
（クロム）などの合金元素の含有量を調整し、かつ、晶
出物の平均粒径、鋳塊組織のデンドライト二次アーム間
隔（Dendrite Arm Space：以下、ＤＡＳと記す。）、結
晶粒径を調整することにより、強度が向上し、再結晶粒
の発生しにくい塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性
加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、およびアルミ
ニウム合金塑性加工品の製造方法を提供するものであ
る。
するためになされたもので、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｓ
ｉ（ケイ素）、Ｃｕ（銅）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ
（クロム）などの合金元素の含有量を調整し、かつ、晶
出物の平均粒径、鋳塊組織のデンドライト二次アーム間
隔（Dendrite Arm Space：以下、ＤＡＳと記す。）、結
晶粒径を調整することにより、強度が向上し、再結晶粒
の発生しにくい塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性
加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、およびアルミ
ニウム合金塑性加工品の製造方法を提供するものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明にかかる塑性加
工用アルミニウム合金鋳塊は、Ｍｇ（マグネシウム）を
０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ（ケイ素）を０．７
ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ（銅）を０．３ｗｔ％〜
０．６ｗｔ％、Ｍｎ（マンガン）を０．１４ｗｔ％〜
０．３ｗｔ％、Ｃｒ（クロム）を０．１４ｗｔ％〜０．
３ｗｔ％、Ｆｅ（鉄）を０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ（チタ
ン）を０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂ（ホウ素）
を０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、晶出物
の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０μｍ以下、か
つ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有するものであ
る。また、この発明にかかる、上記した塑性加工用アル
ミニウム合金鋳塊を連続鋳造する塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の製造方法は、鋳造温度を（７５０±５０）
℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として鋳
造する方法である。なお、鋳造後に均質化処理を施さな
いのが望ましい。さらに、この発明にかかるアルミニウ
ム合金塑性加工品の製造方法は、上記した塑性加工用ア
ルミニウム合金鋳塊を用い、塑性加工用アルミニウム合
金鋳塊に塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率
（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱する方法である。な
お、塑性加工後に５２０℃〜５５０℃で溶体化処理を施
すのが望ましい。また、この発明にかかるアルミニウム
合金塑性加工品は、上記した製造方法で製造したもので
ある。なお、この明細書中におけるｗｔ％は、重量％を
意味し、ＳＩ単位系の質量％と等価である。したがっ
て、例えば０．７ｗｔ％は、０．７重量％または０．７
質量％のことである。
工用アルミニウム合金鋳塊は、Ｍｇ（マグネシウム）を
０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ（ケイ素）を０．７
ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ（銅）を０．３ｗｔ％〜
０．６ｗｔ％、Ｍｎ（マンガン）を０．１４ｗｔ％〜
０．３ｗｔ％、Ｃｒ（クロム）を０．１４ｗｔ％〜０．
３ｗｔ％、Ｆｅ（鉄）を０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ（チタ
ン）を０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂ（ホウ素）
を０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、晶出物
の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０μｍ以下、か
つ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有するものであ
る。また、この発明にかかる、上記した塑性加工用アル
ミニウム合金鋳塊を連続鋳造する塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の製造方法は、鋳造温度を（７５０±５０）
℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として鋳
造する方法である。なお、鋳造後に均質化処理を施さな
いのが望ましい。さらに、この発明にかかるアルミニウ
ム合金塑性加工品の製造方法は、上記した塑性加工用ア
ルミニウム合金鋳塊を用い、塑性加工用アルミニウム合
金鋳塊に塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率
（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱する方法である。な
お、塑性加工後に５２０℃〜５５０℃で溶体化処理を施
すのが望ましい。また、この発明にかかるアルミニウム
合金塑性加工品は、上記した製造方法で製造したもので
ある。なお、この明細書中におけるｗｔ％は、重量％を
意味し、ＳＩ単位系の質量％と等価である。したがっ
て、例えば０．７ｗｔ％は、０．７重量％または０．７
質量％のことである。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、この発明について説明す
る。Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成
し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｓｉの含有量が
０．７ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が少なく
なる。一方、１．０ｗｔ％を越えると、Ｓｉの粒界析出
が多くなり、粒界脆化が生じ易く、鋳塊の鍛造加工性
（塑性加工性）、および最終製品の靭性を低下させるの
みならず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越え
ることになる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．７ｗ
ｔ％〜１．０ｗｔ％の範囲にする必要がある。なお、Ｓ
ｉは、後述するＭｇの量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する
量を越えて過剰に添加することにより、時効処理後の最
終製品の強度をさらに高める。
る。Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成
し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｓｉの含有量が
０．７ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が少なく
なる。一方、１．０ｗｔ％を越えると、Ｓｉの粒界析出
が多くなり、粒界脆化が生じ易く、鋳塊の鍛造加工性
（塑性加工性）、および最終製品の靭性を低下させるの
みならず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越え
ることになる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．７ｗ
ｔ％〜１．０ｗｔ％の範囲にする必要がある。なお、Ｓ
ｉは、後述するＭｇの量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する
量を越えて過剰に添加することにより、時効処理後の最
終製品の強度をさらに高める。
【０００９】Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出
物を形成し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｍｇの含
有量が０．８ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が
少なくなる。一方、１．２ｗｔ％を越えると、鋳塊の鍛
造加工性、および最終製品の靭性を低下させるのみなら
ず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越えること
になる。したがって、Ｍｇの含有量は、０．８ｗｔ％〜
１．２ｗｔ％の範囲にする必要がある。
物を形成し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｍｇの含
有量が０．８ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が
少なくなる。一方、１．２ｗｔ％を越えると、鋳塊の鍛
造加工性、および最終製品の靭性を低下させるのみなら
ず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越えること
になる。したがって、Ｍｇの含有量は、０．８ｗｔ％〜
１．２ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１０】Ｃｕは、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物の見かけの過
飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させること
により、最終製品の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕ
の含有量が０．３ｗｔ％よりも少ないと、上記した効果
も少なくなる。一方、０．６ｗｔ％を越えると、鋳塊の
鍛造加工性、および最終製品の靭性を低下させ、さらに
耐食性を劣化させる。したがって、Ｃｕの含有量は、
０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％の範囲にする必要がある。
飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させること
により、最終製品の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕ
の含有量が０．３ｗｔ％よりも少ないと、上記した効果
も少なくなる。一方、０．６ｗｔ％を越えると、鋳塊の
鍛造加工性、および最終製品の靭性を低下させ、さらに
耐食性を劣化させる。したがって、Ｃｕの含有量は、
０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１１】ＭｎはＡｌＭｎＳｉ相として晶出し、晶出
しないＭｎは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶
を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最
終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされ
る。Ｍｎの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記し
た効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、
巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たさ
れなくなる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１４ｗ
ｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
しないＭｎは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶
を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最
終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされ
る。Ｍｎの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記し
た効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、
巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たさ
れなくなる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１４ｗ
ｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１２】ＣｒもＡｌＣｒＳｉ相として晶出し、晶出
しないＣｒは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶
を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最
終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされ
る。Ｃｒの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記し
た効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、
巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たさ
れなくなる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．１４ｗ
ｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
しないＣｒは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶
を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最
終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされ
る。Ｃｒの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記し
た効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、
巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たさ
れなくなる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．１４ｗ
ｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１３】Ｆｅは、合金中でＡｌ、Ｓｉと結合して晶
出するとともに、結晶粒粗大化を防止し、焼き入れ感受
性を減少させ、また、強度と靭性とを向上させ、耐食性
をも向上させる。Ｆｅ含有量が０．５ｗｔ％を越える
と、上記した効果が得られなくなる。したがって、Ｆｅ
の含有量は、０．５ｗｔ％以下にする必要がある。
出するとともに、結晶粒粗大化を防止し、焼き入れ感受
性を減少させ、また、強度と靭性とを向上させ、耐食性
をも向上させる。Ｆｅ含有量が０．５ｗｔ％を越える
と、上記した効果が得られなくなる。したがって、Ｆｅ
の含有量は、０．５ｗｔ％以下にする必要がある。
【００１４】Ｔｉは、結晶粒の微細化を図る上で有効な
合金元素であり、かつ、連続鋳造棒に鋳塊割れなどが発
生するのを防止する。さらに、この発明の鋳塊は押出な
どの加工を行わずに鍛造加工を施すため、鋳塊の結晶粒
径を３００μｍ以下に調整するのに、このＴｉが重要な
役割を果たす。Ｔｉの含有量が０．０１ｗｔ％よりも少
ないと、微細化効果が得られず、一方、０．１５％を越
えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、靭性を劣化させ
る。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０１ｗｔ％〜
０．１５ｗｔ％の範囲にする必要がある。
合金元素であり、かつ、連続鋳造棒に鋳塊割れなどが発
生するのを防止する。さらに、この発明の鋳塊は押出な
どの加工を行わずに鍛造加工を施すため、鋳塊の結晶粒
径を３００μｍ以下に調整するのに、このＴｉが重要な
役割を果たす。Ｔｉの含有量が０．０１ｗｔ％よりも少
ないと、微細化効果が得られず、一方、０．１５％を越
えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、靭性を劣化させ
る。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０１ｗｔ％〜
０．１５ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１５】ＢもＴｉと同様に、結晶粒微細化に有効な
元素であり、０．０００１ｗｔ％よりも少ないと、その
効果が得られず、一方、０．０３ｗｔ％を越えると、靭
性を劣化させる。したがって、Ｂの含有量は、０．００
０１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
元素であり、０．０００１ｗｔ％よりも少ないと、その
効果が得られず、一方、０．０３ｗｔ％を越えると、靭
性を劣化させる。したがって、Ｂの含有量は、０．００
０１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％の範囲にする必要がある。
【００１６】次に、連続鋳造した塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の組織について説明する。まず、晶出物の大
きさである。この発明でいう晶出物は、ＡｌＭｎＳｉ
相、Ｍｇ2Ｓｉ相、Ｆｅ、Ｃｒ、金属間化合物などを含
む二次相が結晶粒界に粒状または片状に晶出したもので
ある。そして、晶出物の平均粒径は、８μｍ以下にする
必要があり、より好ましくは７μｍ以下に、さらに好ま
しくは６．８μｍ以下にするのが望ましい。晶出物の平
均粒径が８μｍ以下であれば、鍛造加工性が良好であ
り、かつ、均質化処理を施さずに熱間鍛造加工をする場
合にも、鍛造加工性に影響を与えることがなくなる。Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系であるこの発明の合金において、熱間
で鍛造加工を施す場合、鍛造加工性に最も影響を与える
ものは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移金属の晶出物の大
きさや、晶出したＭｇ2ＳｉがＴ６処理時に十分固溶で
きる大きさで均一に分散しているかである、と考えられ
る。なお、晶出物の大きさの測定は、顕微鏡を有した画
像解析装置（ルーゼックス）でミクロ組織を同定し、個
々の晶出の断面積を円に換算したときの直径を粒径とし
た。
ム合金鋳塊の組織について説明する。まず、晶出物の大
きさである。この発明でいう晶出物は、ＡｌＭｎＳｉ
相、Ｍｇ2Ｓｉ相、Ｆｅ、Ｃｒ、金属間化合物などを含
む二次相が結晶粒界に粒状または片状に晶出したもので
ある。そして、晶出物の平均粒径は、８μｍ以下にする
必要があり、より好ましくは７μｍ以下に、さらに好ま
しくは６．８μｍ以下にするのが望ましい。晶出物の平
均粒径が８μｍ以下であれば、鍛造加工性が良好であ
り、かつ、均質化処理を施さずに熱間鍛造加工をする場
合にも、鍛造加工性に影響を与えることがなくなる。Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系であるこの発明の合金において、熱間
で鍛造加工を施す場合、鍛造加工性に最も影響を与える
ものは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移金属の晶出物の大
きさや、晶出したＭｇ2ＳｉがＴ６処理時に十分固溶で
きる大きさで均一に分散しているかである、と考えられ
る。なお、晶出物の大きさの測定は、顕微鏡を有した画
像解析装置（ルーゼックス）でミクロ組織を同定し、個
々の晶出の断面積を円に換算したときの直径を粒径とし
た。
【００１７】次に、ＤＡＳ（Dendrite Arm Space）の大
きさである。連続鋳造材のＤＡＳが４０μmを越える
と、強度が低下して所望した高強度が得られないので、
ＤＡＳを４０μm以下にする必要があり、より好ましく
は２０μｍ以下にするのがよい。なお、ＤＡＳの測定
は、軽金属学会発行の『軽金属（１９８８年）、ｖｏ
ｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載の、『デンドライ
トアームスペーシング測定手順』にしたがって行った。
きさである。連続鋳造材のＤＡＳが４０μmを越える
と、強度が低下して所望した高強度が得られないので、
ＤＡＳを４０μm以下にする必要があり、より好ましく
は２０μｍ以下にするのがよい。なお、ＤＡＳの測定
は、軽金属学会発行の『軽金属（１９８８年）、ｖｏ
ｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載の、『デンドライ
トアームスペーシング測定手順』にしたがって行った。
【００１８】そして、結晶粒径の大きさである。結晶粒
径の大きさは、鍛造加工された製品の強度に大きく影響
する。すなわち、押出材や、圧延材などに認められる塑
性加工の歪み導入によって得られる微細再結晶粒と異な
り、連続鋳造の鋳造段階で得られた微細な結晶粒は組織
内で歪みそのものが少なく、熱間鍛造加工を施しても粗
大な再結晶が発生しにくい。しかしながら、元の鋳塊組
織の結晶粒径が大きいと、例えば３００μｍを越える
と、強度の向上が認められない。したがって、結晶粒径
は、３００μｍ以下にする必要があり、より好ましくは
２５０μｍ以下にするのがよい。なお、結晶粒径の測定
は、光学顕微鏡写真上で切片法によって求めた。
径の大きさは、鍛造加工された製品の強度に大きく影響
する。すなわち、押出材や、圧延材などに認められる塑
性加工の歪み導入によって得られる微細再結晶粒と異な
り、連続鋳造の鋳造段階で得られた微細な結晶粒は組織
内で歪みそのものが少なく、熱間鍛造加工を施しても粗
大な再結晶が発生しにくい。しかしながら、元の鋳塊組
織の結晶粒径が大きいと、例えば３００μｍを越える
と、強度の向上が認められない。したがって、結晶粒径
は、３００μｍ以下にする必要があり、より好ましくは
２５０μｍ以下にするのがよい。なお、結晶粒径の測定
は、光学顕微鏡写真上で切片法によって求めた。
【００１９】図１はこの発明の塑性加工用アルミニウム
合金鋳塊を製造する製造装置の一例である半連続鋳造装
置を示す説明図である。図１において、１１は溶湯受槽
を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるもので
あり、溶湯Ｍを流出させる流出口１２が下側に設けられ
ている。２１は鋳型を示し、溶湯受槽１１の下側に気密
状態で取り付けられ、流出口１２に同軸で連通する、鋳
塊Ｉを鋳造する円筒状内周面２２が設けられている。
合金鋳塊を製造する製造装置の一例である半連続鋳造装
置を示す説明図である。図１において、１１は溶湯受槽
を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるもので
あり、溶湯Ｍを流出させる流出口１２が下側に設けられ
ている。２１は鋳型を示し、溶湯受槽１１の下側に気密
状態で取り付けられ、流出口１２に同軸で連通する、鋳
塊Ｉを鋳造する円筒状内周面２２が設けられている。
【００２０】３１は冷却媒体流路を示し、鋳型２１内に
周回させて設けられた環状流路部分３１ａと、この環状
流路部分３１ａを鋳型２１の外側へ連通させる導入部分
３１ｂとで構成され、鋳型２１を冷却するための冷却媒
体として水Ｗが供給される。３２は噴出孔を示し、鋳塊
Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての
水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分３
１ａに連通させて、鋳型２１に複数、または周回させて
設けられている。
周回させて設けられた環状流路部分３１ａと、この環状
流路部分３１ａを鋳型２１の外側へ連通させる導入部分
３１ｂとで構成され、鋳型２１を冷却するための冷却媒
体として水Ｗが供給される。３２は噴出孔を示し、鋳塊
Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての
水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分３
１ａに連通させて、鋳型２１に複数、または周回させて
設けられている。
【００２１】３３は気体流路を示し、円筒状内周面２２
の溶湯受槽１１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供
給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状
流路部分３３ａと、この環状流路部分３３ａを外側へ連
通させる導入部分３３ｂとで構成されている。３４は潤
滑油流路を示し、円筒状内周面２２へ潤滑油Ｏを供給で
きるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路
部分３４ａと、この環状流路部分３４ａを外側へ連通さ
せる導入部分３４ｂとで構成されている。
の溶湯受槽１１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供
給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状
流路部分３３ａと、この環状流路部分３３ａを外側へ連
通させる導入部分３３ｂとで構成されている。３４は潤
滑油流路を示し、円筒状内周面２２へ潤滑油Ｏを供給で
きるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路
部分３４ａと、この環状流路部分３４ａを外側へ連通さ
せる導入部分３４ｂとで構成されている。
【００２２】次に、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の
鋳造について説明する。まず、図示を省略した溶解炉で
地金、母合金、金属シリコン、銅塊などを混合して溶解
させた後、保持炉で脱滓のためのフラックス処理を行
う。そして、インライン脱ガス装置で溶湯中のガス（特
に水素ガス）を減少させ、さらに、フラックス処理で除
去できない微細な非金属介在物を除去した後、Ｔｉおよ
びＢを添加する。
鋳造について説明する。まず、図示を省略した溶解炉で
地金、母合金、金属シリコン、銅塊などを混合して溶解
させた後、保持炉で脱滓のためのフラックス処理を行
う。そして、インライン脱ガス装置で溶湯中のガス（特
に水素ガス）を減少させ、さらに、フラックス処理で除
去できない微細な非金属介在物を除去した後、Ｔｉおよ
びＢを添加する。
【００２３】このようにして所望の組成に調整された溶
湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５
０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内
へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水
Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出され
る水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒
以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有す
る鋳塊Ｉとなる。
湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５
０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内
へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水
Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出され
る水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒
以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有す
る鋳塊Ｉとなる。
【００２４】このようにして凝固した鋳塊Ｉは、この鋳
塊Ｉを支える、図示を省略した底板を一定の速度、すな
わち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕で下降させ
ることにより、下方へ連続的に引き抜かれる。そして、
鋳塊Ｉの長さが一定の長さに達すると、鋳造は中断さ
れ、鋳塊Ｉは上方へ引き抜かれる。以後は、同様にして
順次鋳塊Ｉを鋳造する。
塊Ｉを支える、図示を省略した底板を一定の速度、すな
わち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕で下降させ
ることにより、下方へ連続的に引き抜かれる。そして、
鋳塊Ｉの長さが一定の長さに達すると、鋳造は中断さ
れ、鋳塊Ｉは上方へ引き抜かれる。以後は、同様にして
順次鋳塊Ｉを鋳造する。
【００２５】なお、鋳造の際に気体流路３３へ供給され
る空気Ａは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、
鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。そし
て、余分な空気Ａは、鋳型２１と鋳塊Ｉとの間を下側へ
流れる。また、潤滑油流路３４へ供給される潤滑油Ｏ
は、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、溶湯Ｍの
円筒状内周面２２への焼き付きを防止し、気化して鋳型
２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。この空気Ａ
と潤滑油Ｏとにより、健全な鋳肌をもつ鋳塊Ｉが得られ
る。
る空気Ａは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、
鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。そし
て、余分な空気Ａは、鋳型２１と鋳塊Ｉとの間を下側へ
流れる。また、潤滑油流路３４へ供給される潤滑油Ｏ
は、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、溶湯Ｍの
円筒状内周面２２への焼き付きを防止し、気化して鋳型
２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。この空気Ａ
と潤滑油Ｏとにより、健全な鋳肌をもつ鋳塊Ｉが得られ
る。
【００２６】上記した鋳造温度が７５０℃で未満では、
鋳造前の溶湯の温度が低く、凝固時の温度勾配がなだら
かになり、高温に保持された溶湯中で粗大化した結晶粒
がそのまま鋳造されるため、鋳塊の一部に粗大な結晶粒
が存在する浮遊晶が発生する。これに対し、鋳造温度が
８００℃を越えると、凝固時の温度勾配が急になり、微
細化材の効果が低下するため、通常の粒状晶に比べて羽
毛状晶の結晶粒径が大きくなり、強度および延性が低下
する。したがって、鋳造温度は、（７５０±５０）℃と
するのが好ましいが、より好ましくは（７５０±２０）
℃とし、さらに好ましくは７５０℃とするのがよい。
鋳造前の溶湯の温度が低く、凝固時の温度勾配がなだら
かになり、高温に保持された溶湯中で粗大化した結晶粒
がそのまま鋳造されるため、鋳塊の一部に粗大な結晶粒
が存在する浮遊晶が発生する。これに対し、鋳造温度が
８００℃を越えると、凝固時の温度勾配が急になり、微
細化材の効果が低下するため、通常の粒状晶に比べて羽
毛状晶の結晶粒径が大きくなり、強度および延性が低下
する。したがって、鋳造温度は、（７５０±５０）℃と
するのが好ましいが、より好ましくは（７５０±２０）
℃とし、さらに好ましくは７５０℃とするのがよい。
【００２７】また、鋳造速度が１９０ｍｍ／分未満で
は、冷却速度が遅くなるため、結晶粒径が大きくなる。
これに対し、鋳造速度が２９０ｍｍ／分を越えると、中
心部の凝固時期と外周部の凝固時期との大きくなるた
め、鋳塊内の残留熱応力の発生が多くなって鋳塊割れが
発生し、鋳塊が製造できなくなる。したがって、鋳造速
度は、（２４０±３０）ｍｍ／分とするのが好ましい
が、より好ましくは（２４０±１０）ｍｍ／分とし、さ
らに好ましくは２４０ｍｍ／分とするのがよい。
は、冷却速度が遅くなるため、結晶粒径が大きくなる。
これに対し、鋳造速度が２９０ｍｍ／分を越えると、中
心部の凝固時期と外周部の凝固時期との大きくなるた
め、鋳塊内の残留熱応力の発生が多くなって鋳塊割れが
発生し、鋳塊が製造できなくなる。したがって、鋳造速
度は、（２４０±３０）ｍｍ／分とするのが好ましい
が、より好ましくは（２４０±１０）ｍｍ／分とし、さ
らに好ましくは２４０ｍｍ／分とするのがよい。
【００２８】この連続鋳造した合金鋳塊を熱間鍛造する
場合、鍛造加工率と、このアルミニウム合金鋳塊の加熱
温度とを制御することにより、粗大再結晶の発生をより
抑制し、強度を一層向上させることができる。すなわ
ち、加熱温度を、〔４３０℃＋塑性加工率（鍛造加工
率）（％）〕℃以上５５０℃以下の範囲に制御する。こ
こで、塑性加工率（鍛造加工率）について説明すると、
例えば据込加工のような場合は〔（変形した高さ）÷
（初期高さ）×１００〕（％）であり、また、押出加工
のような場合は、〔（変形を受ける断面積）÷（初期断
面積）×１００〕（％）である。
場合、鍛造加工率と、このアルミニウム合金鋳塊の加熱
温度とを制御することにより、粗大再結晶の発生をより
抑制し、強度を一層向上させることができる。すなわ
ち、加熱温度を、〔４３０℃＋塑性加工率（鍛造加工
率）（％）〕℃以上５５０℃以下の範囲に制御する。こ
こで、塑性加工率（鍛造加工率）について説明すると、
例えば据込加工のような場合は〔（変形した高さ）÷
（初期高さ）×１００〕（％）であり、また、押出加工
のような場合は、〔（変形を受ける断面積）÷（初期断
面積）×１００〕（％）である。
【００２９】塑性加工率（鍛造加工率）が５０（％）を
越えるような大きな加工を合金鋳塊に加えると、加工中
に導入される歪みが大きく、鋳塊の微細結晶であっても
溶体化処理時に結晶成長のための大きなエネルギーとな
り、粗大再結晶が発生し易くなる。しかし、加熱温度を
上げることにより、熱間加工中に導入された歪みが減少
するため、溶体化処理時の再結晶成長のエネルギーが小
さくなる。しかしながら、加熱温度が５５０℃を越える
と、バーニングの発生により、健全な製品ができなくな
る。
越えるような大きな加工を合金鋳塊に加えると、加工中
に導入される歪みが大きく、鋳塊の微細結晶であっても
溶体化処理時に結晶成長のための大きなエネルギーとな
り、粗大再結晶が発生し易くなる。しかし、加熱温度を
上げることにより、熱間加工中に導入された歪みが減少
するため、溶体化処理時の再結晶成長のエネルギーが小
さくなる。しかしながら、加熱温度が５５０℃を越える
と、バーニングの発生により、健全な製品ができなくな
る。
【００３０】したがって、塑性加工率が５０（％）の鍛
造加工を施す場合、４８０℃（４３０℃＋５０℃）以上
５５０℃以下の加熱温度で熱間鍛造する必要がある。な
お、製品が部分的に塑性加工率が大きい場合も、その鍛
造加工率の最も大きい部分に合わせて加熱温度を設定す
ることにより、全体的に健全な製品が得られる。また、
荒地工程、仕上げ工程などの複数の工程に分けて鍛造す
る場合も、特に、高い塑性加工率を有する工程では、こ
の加熱温度で熱間鍛造することが健全な製品を得るため
に大切である。
造加工を施す場合、４８０℃（４３０℃＋５０℃）以上
５５０℃以下の加熱温度で熱間鍛造する必要がある。な
お、製品が部分的に塑性加工率が大きい場合も、その鍛
造加工率の最も大きい部分に合わせて加熱温度を設定す
ることにより、全体的に健全な製品が得られる。また、
荒地工程、仕上げ工程などの複数の工程に分けて鍛造す
る場合も、特に、高い塑性加工率を有する工程では、こ
の加熱温度で熱間鍛造することが健全な製品を得るため
に大切である。
【００３１】次に、この発明の実施例について説明す
る。
る。
【００３２】
【表１】
【００３３】表１に示す実施例１〜実施例１０と、比較
例１〜比較例５および実施例８とは、組成および組織を
評価するものである。そして、実施例１〜実施例１０
と、比較例６とは、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）の効果を評価
するものである。また、実施例１〜実施例１０と、比較
例７とは、冷却速度（鋳造速度）を比較するものであ
る。
例１〜比較例５および実施例８とは、組成および組織を
評価するものである。そして、実施例１〜実施例１０
と、比較例６とは、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）の効果を評価
するものである。また、実施例１〜実施例１０と、比較
例７とは、冷却速度（鋳造速度）を比較するものであ
る。
【００３４】各組成となるように配合して各実施例およ
び各比較例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を
連続鋳造法で製造した。なお、鋳造温度は、各実施例お
よび各比較例とも、（７５０±５０）℃であった。ま
た、冷却速度は、比較例７が１℃／分〜９℃／分で、比
較例７以外が１０℃／分〜１５℃／分であった。さら
に、鋳造速度は、比較例７が９０ｍｍ／分〜１９０ｍｍ
未満／分で、比較例７以外が１９０ｍｍ／分〜２９０ｍ
ｍ／分であった。
び各比較例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を
連続鋳造法で製造した。なお、鋳造温度は、各実施例お
よび各比較例とも、（７５０±５０）℃であった。ま
た、冷却速度は、比較例７が１℃／分〜９℃／分で、比
較例７以外が１０℃／分〜１５℃／分であった。さら
に、鋳造速度は、比較例７が９０ｍｍ／分〜１９０ｍｍ
未満／分で、比較例７以外が１９０ｍｍ／分〜２９０ｍ
ｍ／分であった。
【００３５】上記のようにして鋳造した各実施例および
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、
各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。その後、各
試料を、５３０℃で３時間保持した後、７０℃の温水中
に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放
置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐
力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、
各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。その後、各
試料を、５３０℃で３時間保持した後、７０℃の温水中
に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放
置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐
力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。
【００３６】実施例１〜実施例１０は、組成、組織など
がともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．
２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、
比較例１〜比較例５および比較例８は、組成、組織の少
なくとも１つがこの発明の範囲外であるため、引張強
度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。そして、
比較例６は、通常、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）を投入してか
ら３０分以内に鋳造するところ、微細化材を投入してか
ら２時間後に鋳造したため、微細化材の効果が現れず、
結晶粒径がこの発明の範囲外となり、引張強度、０．２
％耐力、伸びにおいて劣っている。また、比較例７は、
この発明の鋳造速度よりも遅く、晶出物平均粒径および
ＤＡＳがこの発明の範囲外であるため、引張強度、０．
２％耐力、伸びにおいて劣っている。
がともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．
２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、
比較例１〜比較例５および比較例８は、組成、組織の少
なくとも１つがこの発明の範囲外であるため、引張強
度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。そして、
比較例６は、通常、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）を投入してか
ら３０分以内に鋳造するところ、微細化材を投入してか
ら２時間後に鋳造したため、微細化材の効果が現れず、
結晶粒径がこの発明の範囲外となり、引張強度、０．２
％耐力、伸びにおいて劣っている。また、比較例７は、
この発明の鋳造速度よりも遅く、晶出物平均粒径および
ＤＡＳがこの発明の範囲外であるため、引張強度、０．
２％耐力、伸びにおいて劣っている。
【００３７】このように、組成、組織などをこの発明の
範囲内にすることにより、鍛造加工性に優れた鋳造合金
を得ることができる。したがって、高強度、高靱性、時
効硬化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車
用のサスペンションなどに好適な材料となるとともに、
その部品を得ることができる。
範囲内にすることにより、鍛造加工性に優れた鋳造合金
を得ることができる。したがって、高強度、高靱性、時
効硬化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車
用のサスペンションなどに好適な材料となるとともに、
その部品を得ることができる。
【００３８】
【表２】
【００３９】表２に示す実施例１および実施例１１〜実
施例１７は、均質化処理を評価するものである。各組成
となるように配合して各実施例の、直径が４インチまた
は８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実
施例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速度
は１０℃／分〜１５℃／分で、鋳造速度は１９０ｍｍ／
分〜２９０ｍｍ／分であった。
施例１７は、均質化処理を評価するものである。各組成
となるように配合して各実施例の、直径が４インチまた
は８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実
施例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速度
は１０℃／分〜１５℃／分で、鋳造速度は１９０ｍｍ／
分〜２９０ｍｍ／分であった。
【００４０】上記のようにして鋳造した各実施例の鋳塊
の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０
ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行
い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結
晶粒径（μｍ）を測定した。そして、実施例１１〜実施
例１４の試料に対して均質化処理を行わず、実施例１お
よび実施例１５〜実施例１７の試料に対して４７０℃で
６時間の均質化処理を行った。
の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０
ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行
い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結
晶粒径（μｍ）を測定した。そして、実施例１１〜実施
例１４の試料に対して均質化処理を行わず、実施例１お
よび実施例１５〜実施例１７の試料に対して４７０℃で
６時間の均質化処理を行った。
【００４１】次に、実施例１、実施例１１、実施例１２
および実施例１５の試料を５２０℃に加熱した後、実施
例１２および実施例１５の試料に対して鍛造加工率７５
％となるように鍛伸加工を行い、実施例１および実施例
１１の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸
加工を行った。また、実施例１３および実施例１６の試
料を４８０℃に加熱した後、実施例１３および実施例１
６の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加
工を行った。
および実施例１５の試料を５２０℃に加熱した後、実施
例１２および実施例１５の試料に対して鍛造加工率７５
％となるように鍛伸加工を行い、実施例１および実施例
１１の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸
加工を行った。また、実施例１３および実施例１６の試
料を４８０℃に加熱した後、実施例１３および実施例１
６の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加
工を行った。
【００４２】また、実施例１４および実施例１７の試料
を４６０℃に加熱した後、実施例１４および実施例１７
の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工
を行った。その後、各試料を、５３０℃で３時間保持し
た後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間
保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度
（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）
を測定した。
を４６０℃に加熱した後、実施例１４および実施例１７
の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工
を行った。その後、各試料を、５３０℃で３時間保持し
た後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間
保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度
（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）
を測定した。
【００４３】実施例１および実施例１５〜実施例１７
は、均質化処理を行ってはいるものの、組成、組織など
がともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．
２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、
実施例１１〜実施例１４は、均質化処理を省略した上、
組成、組織などがともにこの発明の範囲内であるため、
引張強度、０．２％耐力および伸びにおいてより優れて
いる。
は、均質化処理を行ってはいるものの、組成、組織など
がともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．
２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、
実施例１１〜実施例１４は、均質化処理を省略した上、
組成、組織などがともにこの発明の範囲内であるため、
引張強度、０．２％耐力および伸びにおいてより優れて
いる。
【００４４】このように、均質化処理を施さないもの
が、均質化処理を施したものに対して引張強度、０．２
％耐力および伸びにおいてより優れているので、均質化
処理工程が不要となり、その設備が不要になるととも
に、消費エネルギーが少なくなることにより、生産性が
向上する。
が、均質化処理を施したものに対して引張強度、０．２
％耐力および伸びにおいてより優れているので、均質化
処理工程が不要となり、その設備が不要になるととも
に、消費エネルギーが少なくなることにより、生産性が
向上する。
【００４５】
【表３】
【００４６】表３に示す実施例１５〜実施例１９と、比
較例９〜比較例１２とは、鍛造加工率（塑性加工率）に
対する鍛造加熱温度を評価するものである。各組成とな
るように配合して各実施例および各比較例の、直径が４
インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。
なお、各実施例および各比較例とも、鋳造温度は（７５
０±５０）℃で、冷却速度は１０℃／分〜１５℃／分
で、鋳造速度は１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であっ
た。
較例９〜比較例１２とは、鍛造加工率（塑性加工率）に
対する鍛造加熱温度を評価するものである。各組成とな
るように配合して各実施例および各比較例の、直径が４
インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。
なお、各実施例および各比較例とも、鋳造温度は（７５
０±５０）℃で、冷却速度は１０℃／分〜１５℃／分
で、鋳造速度は１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であっ
た。
【００４７】上記のようにして鋳造した各実施例および
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行っ
た。
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行っ
た。
【００４８】その後、実施例１５、実施例１８および実
施例１９の試料を５２０℃に加熱した後、実施例１５の
試料に対して鍛造加工率７５％となるように鍛伸加工を
行い、実施例１８の試料に対して鍛造加工率５０％とな
るように鍛伸加工を行い、実施例１９の試料に対して鍛
造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。また、
実施例１６および比較例９の試料を４８０℃に加熱した
後、比較例９の試料に対して鍛造加工率７５％となるよ
うに鍛伸加工を行い、実施例１６の試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。また、比較
例１０の試料を４７０℃に加熱した後、比較例１０の試
料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行
った。さらに、実施例１７の試料を４６０℃に加熱した
後、実施例１７の試料に対して鍛造加工率３０％となる
ように鍛伸加工を行った。また、比較例１１および比較
例１２の試料を４３５℃に加熱した後、比較例１１の試
料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行
い、比較例１２の試料に対して鍛造加工率３０％となる
ように鍛伸加工を行った。
施例１９の試料を５２０℃に加熱した後、実施例１５の
試料に対して鍛造加工率７５％となるように鍛伸加工を
行い、実施例１８の試料に対して鍛造加工率５０％とな
るように鍛伸加工を行い、実施例１９の試料に対して鍛
造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。また、
実施例１６および比較例９の試料を４８０℃に加熱した
後、比較例９の試料に対して鍛造加工率７５％となるよ
うに鍛伸加工を行い、実施例１６の試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。また、比較
例１０の試料を４７０℃に加熱した後、比較例１０の試
料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行
った。さらに、実施例１７の試料を４６０℃に加熱した
後、実施例１７の試料に対して鍛造加工率３０％となる
ように鍛伸加工を行った。また、比較例１１および比較
例１２の試料を４３５℃に加熱した後、比較例１１の試
料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行
い、比較例１２の試料に対して鍛造加工率３０％となる
ように鍛伸加工を行った。
【００４９】その後、各試料を、５３０℃で３時間保持
した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時
間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度
（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）
を測定した。
した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時
間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度
（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）
を測定した。
【００５０】実施例１５〜実施例１９は、組成、組織、
鍛造加工率に対する鍛造加熱温度などがともにこの発明
の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸
びにおいて優れている。これに対し、比較例９〜比較例
１２は、鍛造加工率に対する鍛造加熱温度が、この発明
の〔４３０℃＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下
の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びに
おいて劣っている。
鍛造加工率に対する鍛造加熱温度などがともにこの発明
の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸
びにおいて優れている。これに対し、比較例９〜比較例
１２は、鍛造加工率に対する鍛造加熱温度が、この発明
の〔４３０℃＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下
の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びに
おいて劣っている。
【００５１】
【表４】
【００５２】表４に示す実施例２０および実施例２１
と、比較例１３および比較例１４とは、溶体化処理を評
価するものである。各組成となるように配合して各実施
例および各比較例の、直径が４インチまたは８インチの
鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実施例および各
比較例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速
度は１０℃／分〜１５℃／分で、鋳造速度は１９０ｍｍ
／分〜２９０ｍｍ／分であった。
と、比較例１３および比較例１４とは、溶体化処理を評
価するものである。各組成となるように配合して各実施
例および各比較例の、直径が４インチまたは８インチの
鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実施例および各
比較例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速
度は１０℃／分〜１５℃／分で、鋳造速度は１９０ｍｍ
／分〜２９０ｍｍ／分であった。
【００５３】上記のようにして鋳造した各実施例および
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、
各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。
各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所
から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取し
て組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ
（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、
各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、
各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加
工率５０％となるように鍛伸加工を行った。
【００５４】その後、比較例１３の試料を５１５℃で、
実施例２０の試料を５２５℃で、実施例２１の試料を５
４５℃で、また、比較例１４の試料を５５５℃で３時間
保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で
６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張
強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び
（％）を測定した。
実施例２０の試料を５２５℃で、実施例２１の試料を５
４５℃で、また、比較例１４の試料を５５５℃で３時間
保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で
６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張
強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び
（％）を測定した。
【００５５】実施例２０および実施例２１は、組成、組
織、溶体化温度などがともにこの発明の範囲内であるた
め、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れて
いる。これに対し、比較例１３および比較例１４は、溶
体化温度がこの発明の範囲外であるため、引張強度、
０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。
織、溶体化温度などがともにこの発明の範囲内であるた
め、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れて
いる。これに対し、比較例１３および比較例１４は、溶
体化温度がこの発明の範囲外であるため、引張強度、
０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。
【００５６】図２はこの発明の塑性加工用アルミニウム
合金鋳塊を製造する製造装置の他の例である水平続鋳造
装置を示す説明図である。図２において、４１は溶湯受
槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるもの
であり、溶湯Ｍを流出させる流出口４２が下側側面に設
けられている。５１は耐火物製板体を示し、溶湯受槽４
１の、流出口４２が設けられた外側に気密状態で取り付
けられ、流出口４２に同軸で連通する流出口５２が設け
られている。６１は鋳型を示し、耐火物製板体５１に気
密状態で取り付けられ、流出口５２に同軸で連通する、
鋳塊Ｉを鋳造する円筒状内周面６２が設けられている。
合金鋳塊を製造する製造装置の他の例である水平続鋳造
装置を示す説明図である。図２において、４１は溶湯受
槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるもの
であり、溶湯Ｍを流出させる流出口４２が下側側面に設
けられている。５１は耐火物製板体を示し、溶湯受槽４
１の、流出口４２が設けられた外側に気密状態で取り付
けられ、流出口４２に同軸で連通する流出口５２が設け
られている。６１は鋳型を示し、耐火物製板体５１に気
密状態で取り付けられ、流出口５２に同軸で連通する、
鋳塊Ｉを鋳造する円筒状内周面６２が設けられている。
【００５７】７１は冷却媒体流路を示し、鋳型６１内に
周回させて設けられた環状流路部分７１ａと、この環状
流路部分７１ａを鋳型６１の外側へ連通させる導入部分
７１ｂとで構成され、鋳型６１を冷却するための冷却媒
体として水Ｗが供給される。７２は噴出孔を示し、鋳塊
Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての
水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分７
１ａに連通させて、鋳型６１に複数、または周回させて
設けられている。
周回させて設けられた環状流路部分７１ａと、この環状
流路部分７１ａを鋳型６１の外側へ連通させる導入部分
７１ｂとで構成され、鋳型６１を冷却するための冷却媒
体として水Ｗが供給される。７２は噴出孔を示し、鋳塊
Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての
水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分７
１ａに連通させて、鋳型６１に複数、または周回させて
設けられている。
【００５８】７３は気体流路を示し、円筒状内周面６２
の溶湯受槽４１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供
給できるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状
流路部分７３ａと、この環状流路部分７３ａを外側へ連
通させる導入部分７３ｂとで構成されている。７４は潤
滑油流路を示し、円筒状内周面６２へ潤滑油Ｏを供給で
きるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状流路
部分７４ａと、この環状流路部分７４ａを外側へ連通さ
せる導入部分７４ｂとで構成されている。
の溶湯受槽４１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供
給できるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状
流路部分７３ａと、この環状流路部分７３ａを外側へ連
通させる導入部分７３ｂとで構成されている。７４は潤
滑油流路を示し、円筒状内周面６２へ潤滑油Ｏを供給で
きるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状流路
部分７４ａと、この環状流路部分７４ａを外側へ連通さ
せる導入部分７４ｂとで構成されている。
【００５９】図２に示す水平続鋳造装置において、所望
の組成に調整された溶湯Ｍが溶湯受槽４１に供給される
と、鋳造温度を（７５０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出
口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流
路３１へ供給される水Ｗによって一次冷却された後、噴
出孔３２から噴出される水Ｗによって二次冷却されるこ
とにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましく
は２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、上記
したような組織を有する鋳塊Ｉとなる。
の組成に調整された溶湯Ｍが溶湯受槽４１に供給される
と、鋳造温度を（７５０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出
口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流
路３１へ供給される水Ｗによって一次冷却された後、噴
出孔３２から噴出される水Ｗによって二次冷却されるこ
とにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましく
は２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、上記
したような組織を有する鋳塊Ｉとなる。
【００６０】このようにして所望の組成に調整された溶
湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５
０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内
へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水
Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出され
る水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒
以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有す
る鋳塊Ｉとなる。
湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５
０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内
へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水
Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出され
る水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒
以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有す
る鋳塊Ｉとなる。
【００６１】このようにして凝固した鋳塊Ｉは、一定の
速度、すなわち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕
で連続的に引き抜かれて順次所定長に切断される。な
お、空気Ａ、潤滑油Ｏの機能は、先の説明と同じなの
で、説明を省略する。
速度、すなわち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕
で連続的に引き抜かれて順次所定長に切断される。な
お、空気Ａ、潤滑油Ｏの機能は、先の説明と同じなの
で、説明を省略する。
【００６２】上記した実施形態の塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊を利用する例として、自動車のシャーシ部品
では、アッパアーム、ロアーアーム、ナックル、ホイー
ル、ダンパ、サブフレームなどが挙げられる。また、自
動車のエンジン廻り部品では、エンジンマウントブラケ
ット、高圧燃料噴射ポンプボディなどが挙げられる。さ
らに、自転車部品は、ギヤクランクなどが挙げられる。
また、オートバイ用部品では、クッションアーム、ブラ
ケット、フォークボトムブリッジなどが挙げられる。な
お、これらは一例であり、この発明の鋳塊の特性を利用
できる部品であれば、他の部品などにも適用できること
はいうまでもない。
ム合金鋳塊を利用する例として、自動車のシャーシ部品
では、アッパアーム、ロアーアーム、ナックル、ホイー
ル、ダンパ、サブフレームなどが挙げられる。また、自
動車のエンジン廻り部品では、エンジンマウントブラケ
ット、高圧燃料噴射ポンプボディなどが挙げられる。さ
らに、自転車部品は、ギヤクランクなどが挙げられる。
また、オートバイ用部品では、クッションアーム、ブラ
ケット、フォークボトムブリッジなどが挙げられる。な
お、これらは一例であり、この発明の鋳塊の特性を利用
できる部品であれば、他の部品などにも適用できること
はいうまでもない。
【００６３】
【発明の効果】以上のように、この発明の塑性加工用ア
ルミニウム合金鋳塊によれば、微細化材〔Ｔｉ（チタ
ン）およびＢ（ホウ素）〕を添加して結晶粒径を３００
μｍ以下にしたので、鍛造加工性に優れた鋳造合金を得
ることができる。したがって、高強度、高靱性、時効硬
化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車用の
サスペンションなどに好適な材料となるとともに、その
部品を得ることができる。
ルミニウム合金鋳塊によれば、微細化材〔Ｔｉ（チタ
ン）およびＢ（ホウ素）〕を添加して結晶粒径を３００
μｍ以下にしたので、鍛造加工性に優れた鋳造合金を得
ることができる。したがって、高強度、高靱性、時効硬
化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車用の
サスペンションなどに好適な材料となるとともに、その
部品を得ることができる。
【００６４】また、この発明の塑性加工用アルミニウム
合金鋳塊の製造方法によれば、鋳造温度を（７５０±５
０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分とし
たので、晶出物の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０
μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有
する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を鋳造することが
できる。そして、鋳造後に均質化処理を施さなくても機
械的強度に優れているので、均質化処理工程が不要とな
り、その設備が不要になるとともに、消費エネルギーが
少なくなることにより、生産性が向上する。
合金鋳塊の製造方法によれば、鋳造温度を（７５０±５
０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分とし
たので、晶出物の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０
μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有
する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を鋳造することが
できる。そして、鋳造後に均質化処理を施さなくても機
械的強度に優れているので、均質化処理工程が不要とな
り、その設備が不要になるとともに、消費エネルギーが
少なくなることにより、生産性が向上する。
【００６５】また、この発明のアルミニウム合金塑性加
工品の製造方法によれば、塑性加工用アルミニウム合金
鋳塊に塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率
（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱するので、熱間加工
中に導入された歪みが減少するため、溶体化処理時の再
結晶成長のエネルギーが小さくなり、健全な製品を得る
ことができる。そして、５２０℃〜５５０℃で溶体化処
理を施すので、時効硬化を著しく促進させ、時効処理後
の強度をさらに高めることができる。さらに、この発明
のアルミニウム合金塑性加工品は、機械的強度に優れた
ものとなる。
工品の製造方法によれば、塑性加工用アルミニウム合金
鋳塊に塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率
（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱するので、熱間加工
中に導入された歪みが減少するため、溶体化処理時の再
結晶成長のエネルギーが小さくなり、健全な製品を得る
ことができる。そして、５２０℃〜５５０℃で溶体化処
理を施すので、時効硬化を著しく促進させ、時効処理後
の強度をさらに高めることができる。さらに、この発明
のアルミニウム合金塑性加工品は、機械的強度に優れた
ものとなる。
【図１】この発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を
製造する製造装置の一例である半連続鋳造装置を示す説
明図である。
製造する製造装置の一例である半連続鋳造装置を示す説
明図である。
【図２】この発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を
製造する製造装置の他の例である水平続鋳造装置を示す
説明図である。
製造する製造装置の他の例である水平続鋳造装置を示す
説明図である。
１１，４１ 溶湯受槽 １２，４２ 流出口 ２１，６１ 鋳型 ２２，６２ 円筒状内周面 ３１，７１ 冷却媒体流路 ３１ａ，７１ａ 環状流路部分 ３１ｂ，７１ｂ 導入部分 ３２，７２ 噴出孔 ３３，７３ 気体流路 ３３ａ，７３ａ 環状流路部分 ３３ｂ，７３ｂ 導入部分 ３４，７７ 潤滑油流路 ３４ａ，７３ａ 環状流路部分 ３４ｂ，７４ｂ 導入部分 ５１ 耐火物製板体 ５２ 流出口 Ｍ 溶湯 Ａ 空気 Ｏ 潤滑油 Ｗ 水 Ｉ 鋳塊
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｂ２２Ｄ 11/22 Ｂ２２Ｄ 11/22 Ｚ Ｃ２２Ｃ 21/06 Ｃ２２Ｃ 21/06 Ｃ２２Ｆ 1/05 Ｃ２２Ｆ 1/05 // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ 1/00 ６０４ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ａ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ (72)発明者 岡本 康夫 福島県喜多方市字長内7840 株式会社ショ ウティック内 Ｆターム(参考） 4E004 MC30 NB04 NC08 4E087 AA00 BA04 BA24 CB11 HA82
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓ
ｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％
〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ
％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．
５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ
％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、
晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アー
ム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以
下の組織を有する、ことを特徴とする塑性加工用アルミ
ニウム合金鋳塊。 - 【請求項２】 請求項１に記載の塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊を連続鋳造する塑性加工用アルミニウム合金
鋳塊の製造方法であって、 鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４
０±５０）ｍｍ／分として鋳造する、 ことを特徴とする塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製
造方法。 - 【請求項３】 請求項２に記載の塑性加工用アルミニウ
ム合金鋳塊の製造方法において、 鋳造後に均質化処理を施さない、 ことを特徴とする塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製
造方法。 - 【請求項４】 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に塑性
加工を施して加工品を製造するアルミニウム合金塑性加
工品の製造方法において、 請求項１に記載の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、ま
たは、請求項２若しくは請求項３に記載の塑性加工用ア
ルミニウム合金鋳塊を塑性加工用アルミニウム合金鋳塊
として用い、 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施すと
き、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下
で加熱する、 ことを特徴とするアルミニウム合金塑性加工品の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項４に記載のアルミニウム合金鍛造
品の製造方法において、 塑性加工は、鍛造加工である、 ことを特徴とするアルミニウム合金塑性加工品の製造方
法。 - 【請求項６】 請求項４または請求項５に記載のアルミ
ニウム合金塑性加工品の製造方法において、 ５２０℃〜５５０℃で溶体化処理を施す、 ことを特徴とするアルミニウム合金塑性加工品の製造方
法。 - 【請求項７】 請求項４から請求項６のいずれか１項に
記載の製造方法で製造されたアルミニウム合金塑性加工
品。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001102207A JP4768925B2 (ja) | 2001-03-30 | 2001-03-30 | 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金塑性加工品の製造方法およびアルミニウム合金塑性加工品 |
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|---|---|---|---|
| JP2001102207A JP4768925B2 (ja) | 2001-03-30 | 2001-03-30 | 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金塑性加工品の製造方法およびアルミニウム合金塑性加工品 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002294383A true JP2002294383A (ja) | 2002-10-09 |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2006150448A (ja) * | 2004-10-25 | 2006-06-15 | Showa Denko Kk | 水平連続鋳造装置、水平連続鋳造方法およびアルミニウム合金鋳造棒 |
| JP2006150447A (ja) * | 2004-10-25 | 2006-06-15 | Showa Denko Kk | 水平連続鋳造装置、水平連続鋳造方法およびアルミニウム合金鋳造棒 |
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| WO2008016169A1 (fr) | 2006-08-01 | 2008-02-07 | Showa Denko K.K. | Procédé de production de pièces forgées en alliage d'aluminium, pièces forgées en alliage d'aluminium et système de production |
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| JP2010174337A (ja) * | 2009-01-30 | 2010-08-12 | Honda Motor Co Ltd | 鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレット |
| WO2011046196A1 (ja) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | 昭和電工株式会社 | ブレーキピストンの製造方法 |
| JP2013221161A (ja) * | 2012-04-13 | 2013-10-28 | Showa Denko Kk | アルミニウム合金材 |
| JP2013227652A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-11-07 | Kobe Steel Ltd | 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| JP2014065960A (ja) * | 2012-09-27 | 2014-04-17 | Honda Motor Co Ltd | 車両用アルミ合金、および、自動二輪車用ホイール |
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