JP2003136198A - 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 - Google Patents
輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法Info
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- JP2003136198A JP2003136198A JP2001334666A JP2001334666A JP2003136198A JP 2003136198 A JP2003136198 A JP 2003136198A JP 2001334666 A JP2001334666 A JP 2001334666A JP 2001334666 A JP2001334666 A JP 2001334666A JP 2003136198 A JP2003136198 A JP 2003136198A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 工程が簡素で低コスト化が促進され、得られ
る製品が均質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成
型ビレットの製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１
０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗ
ｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％
以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．００
０１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部
が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が
４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔が２００μ
ｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率
５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で
２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入
し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０
％となる温度で保持して半溶融成型する。
る製品が均質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成
型ビレットの製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１
０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗ
ｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％
以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．００
０１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部
が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が
４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔が２００μ
ｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率
５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で
２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入
し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０
％となる温度で保持して半溶融成型する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、輸送機器用として
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】半溶融成型ビレットを用いるチクソキャ
スト法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析やガス巻
き込み、引け巣等の欠陥が少なく、金型寿命が長いなど
の利点があり最近注目されている技術である。これに使
用するビレットの鋳造方法としては、ペネシー・アルマ
ックス方式として知られているビレット段階で初晶α
（Ａｌ）相を球状化するため、半溶融温度域で電磁撹拌
を行う方法（方式Ａ）や、鋳造時に通常添加されている
量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−Ｂを添加し、その後半溶融
温度域まで昇温し、初晶α（Ａｌ）相を球状化させる方
法（方式Ｂ）がある。また、押出・圧延にて歪みを導入
後、方式Ｂのように昇温し球状化させる方法（方式Ｃ）
が広く知られている。
スト法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析やガス巻
き込み、引け巣等の欠陥が少なく、金型寿命が長いなど
の利点があり最近注目されている技術である。これに使
用するビレットの鋳造方法としては、ペネシー・アルマ
ックス方式として知られているビレット段階で初晶α
（Ａｌ）相を球状化するため、半溶融温度域で電磁撹拌
を行う方法（方式Ａ）や、鋳造時に通常添加されている
量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−Ｂを添加し、その後半溶融
温度域まで昇温し、初晶α（Ａｌ）相を球状化させる方
法（方式Ｂ）がある。また、押出・圧延にて歪みを導入
後、方式Ｂのように昇温し球状化させる方法（方式Ｃ）
が広く知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の半溶融製造法の
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ２沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ２沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
【０００４】特許第２９７６０７３号には、改良された
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．
０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．
３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５
ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ
０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含
み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平
均粒径が４０μｍ以下で、しかもデンドライト枝間隔
（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜
５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛
造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型する方法である。
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．
０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．
３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５
ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ
０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含
み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平
均粒径が４０μｍ以下で、しかもデンドライト枝間隔
（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜
５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛
造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型する方法である。
【０００７】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【０００８】また、上記目的を達成するため、本願の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ
％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以
下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下
と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１
〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．００
１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗｔ％
及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも１種
以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶
Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト
枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム
合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度
１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間
型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に
昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半
溶融成型する方法である。
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ
％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以
下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下
と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１
〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．００
１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗｔ％
及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも１種
以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶
Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト
枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム
合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度
１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間
型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に
昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半
溶融成型する方法である。
【０００９】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下本発明で用いるアルミニウム
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
【００１１】Ｃｕ成分は、固溶体硬化によりマトリック
スの強化に寄与するが、４．０ｗｔ％を超えると耐食性
が悪くなるので４．０ｗｔ％以下とした。
スの強化に寄与するが、４．０ｗｔ％を超えると耐食性
が悪くなるので４．０ｗｔ％以下とした。
【００１２】Ｓｉ成分は、鋳造する際の湯流れを良く
し、鋳造割れ・引け巣を改善し、耐摩摩耗性を向上させ
るが、その量が５．０ｗｔ％未満ではそれらの効果が少
なく、一方１０ｗｔ％を超えると伸び・靱性が劣化し冷
間鍛造加工性が悪くなるので５．０〜１０ｗｔ％とし
た。
し、鋳造割れ・引け巣を改善し、耐摩摩耗性を向上させ
るが、その量が５．０ｗｔ％未満ではそれらの効果が少
なく、一方１０ｗｔ％を超えると伸び・靱性が劣化し冷
間鍛造加工性が悪くなるので５．０〜１０ｗｔ％とし
た。
【００１３】Ｍｇ成分は、Ｍｇ２Ｓｉを析出し強度の向
上に寄与するが、０．２ｗｔ％未満ではその効果が少な
く、一方０．７ｗｔ％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出量が
過多となり靱性の低下をまねくので０．２〜０．７ｗｔ
％とした。
上に寄与するが、０．２ｗｔ％未満ではその効果が少な
く、一方０．７ｗｔ％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出量が
過多となり靱性の低下をまねくので０．２〜０．７ｗｔ
％とした。
【００１４】Ｚｎ成分は、耐食性を劣化させるため０．
３５ｗｔ％を上限とした。
３５ｗｔ％を上限とした。
【００１５】Ｆｅ成分は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物と
なり伸び・靱性・耐食性に悪影響を及ぼすが、０．５５
ｗｔ％以下ならば実質的に悪影響が見られない。
なり伸び・靱性・耐食性に悪影響を及ぼすが、０．５５
ｗｔ％以下ならば実質的に悪影響が見られない。
【００１６】Ｍｎ成分は、強度・伸び・靱性を向上させ
るが、０．５ｗｔ％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ
ｎ系化合物の脆い金属間化合物が多くなり、加工性に悪
影響を及ぼすので０．５ｗｔ％を上限とした。
るが、０．５ｗｔ％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ
ｎ系化合物の脆い金属間化合物が多くなり、加工性に悪
影響を及ぼすので０．５ｗｔ％を上限とした。
【００１７】Ｔｉ成分は、鋳塊の組織を微細化し、鋳塊
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が少なく、一方０．５ｗｔ％を超えると、ＴｉＡ
ｌ３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時
の割れを生じるため０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が少なく、一方０．５ｗｔ％を超えると、ＴｉＡ
ｌ３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時
の割れを生じるため０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１８】Ｂ成分もまたＴｉ成分と共に鋳塊の組織を
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
超えると冷間鍛造加工時の割れをまねくので０．０００
１〜０．５ｗｔ％とした。
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
超えると冷間鍛造加工時の割れをまねくので０．０００
１〜０．５ｗｔ％とした。
【００１９】Ｓｒ成分は、共晶Ｓｉを微細化し衝撃値・
伸びを向上させるが、その量が０．００１ｗｔ％未満で
はそれらの効果が少なく、一方０．１０ｗｔ％を超える
と加工性の低下や、ガス・介在物混入の原因となるため
その量を０．００１〜０．１０ｗｔ％とした。
伸びを向上させるが、その量が０．００１ｗｔ％未満で
はそれらの効果が少なく、一方０．１０ｗｔ％を超える
と加工性の低下や、ガス・介在物混入の原因となるため
その量を０．００１〜０．１０ｗｔ％とした。
【００２０】Ｎａ成分は、共晶Ｓｉを微細化し衝撃値・
伸びを向上させるが、その量が０．００３ｗｔ％未満で
はそれらの効果が少なく、一方０．０２ｗｔ％を超える
と流動性や、脱ガス性の低下の原因となるためその量を
０．００３〜０．２ｗｔ％とした。
伸びを向上させるが、その量が０．００３ｗｔ％未満で
はそれらの効果が少なく、一方０．０２ｗｔ％を超える
と流動性や、脱ガス性の低下の原因となるためその量を
０．００３〜０．２ｗｔ％とした。
【００２１】Ｓｂ成分は、同じく共晶Ｓｉを微細化させ
るが、その量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果を発現
させるのに不充分であり、一方０．３ｗｔ％を超えると
靱性が低下するためその量を０．０５〜０．３ｗｔ％と
した。
るが、その量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果を発現
させるのに不充分であり、一方０．３ｗｔ％を超えると
靱性が低下するためその量を０．０５〜０．３ｗｔ％と
した。
【００２２】共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしか
も、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下で
あるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が４０
μｍを超えしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２
００μｍを超えると、半溶融温度域に加熱した際に初晶
α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また均
質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デン
ドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下とした。
も、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下で
あるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が４０
μｍを超えしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２
００μｍを超えると、半溶融温度域に加熱した際に初晶
α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また均
質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デン
ドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下とした。
【００２３】鋳造で得られたビレットを均質化処理する
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕ、
Ｍｇ２Ｓｉ等の晶出物がマトリックスに固溶する。ま
た、均質化処理によって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加
工時の変形抵抗を小さくする。均質化処理温度が４５０
℃未満や１時間に達しない加熱時間では、固溶化が充分
得られず、また、共晶Ｓｉの球状化や、鋳造歪の除去も
不充分である。しかし５５０℃を超える処理温度では、
共晶融解が発生し鍛造時の加工性を損なう。また、１０
時間を越える加熱時間では、加熱時間の長時間に見合っ
た均質化の効果上昇が見られず、加熱エネルギーの損失
となる。このため、均質化処理条件は４５０〜５５０℃
の温度で１〜１０時間加熱とした。
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕ、
Ｍｇ２Ｓｉ等の晶出物がマトリックスに固溶する。ま
た、均質化処理によって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加
工時の変形抵抗を小さくする。均質化処理温度が４５０
℃未満や１時間に達しない加熱時間では、固溶化が充分
得られず、また、共晶Ｓｉの球状化や、鋳造歪の除去も
不充分である。しかし５５０℃を超える処理温度では、
共晶融解が発生し鍛造時の加工性を損なう。また、１０
時間を越える加熱時間では、加熱時間の長時間に見合っ
た均質化の効果上昇が見られず、加熱エネルギーの損失
となる。このため、均質化処理条件は４５０〜５５０℃
の温度で１〜１０時間加熱とした。
【００２４】次に加工歪みの導入は、工程が簡素化で
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を超えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）
で定義した。
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を超えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）
で定義した。
【００２５】加工導入速度は、ビレット鋳塊の結晶粒微
細化と均質化処理を加えることにより大幅にアップでき
る、生産性から言えば、加工導入速度はできるだけ早い
方が好ましい。１１ｍｍ／ｓｅｃ．未満では生産性が劣
り、しかしながら５０ｍｍ／ｓｅｃ．を超えると冷間鍛
造時に割れが生じたり、鍛造デットゾーンが発生し、歪
みが均一に導入されないため１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．
とした。また、冷間型粋鍛造の際のビレット温度は、２
００℃を越えると所定の加工率に対する歪み導入が不充
分となり、半溶融温度に昇温しても初晶α（Ａｌ）相が
粒状組織とならないため２００℃以下とした。
細化と均質化処理を加えることにより大幅にアップでき
る、生産性から言えば、加工導入速度はできるだけ早い
方が好ましい。１１ｍｍ／ｓｅｃ．未満では生産性が劣
り、しかしながら５０ｍｍ／ｓｅｃ．を超えると冷間鍛
造時に割れが生じたり、鍛造デットゾーンが発生し、歪
みが均一に導入されないため１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．
とした。また、冷間型粋鍛造の際のビレット温度は、２
００℃を越えると所定の加工率に対する歪み導入が不充
分となり、半溶融温度に昇温しても初晶α（Ａｌ）相が
粒状組織とならないため２００℃以下とした。
【００２６】その後、ビレットを共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を超えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため、共晶温
度以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とし
た。
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を超えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため、共晶温
度以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とし
た。
【００２７】
【実施例】以下本発明の具体的な実施例を示す。図１は
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
【００２８】Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔ
ｉ、Ｂ及びＳｒをそれぞれ下記表１に示すような組成と
なるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミニウム合
金ビレットを鋳造した。
ｉ、Ｂ及びＳｒをそれぞれ下記表１に示すような組成と
なるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミニウム合
金ビレットを鋳造した。
【００２９】
【表１】
【００３０】上記表１に示すアルミニウム合金ビレット
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
【００３１】
【表２】
【００３２】表２に示した加工歪導入時の成型性は、表
２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型性
が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判定
した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、成
型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α
（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められているものを○
とし、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶
融成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では、初晶α
（Ａｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００
μｍを越えるサイズのものを×と判定した。
２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型性
が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判定
した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、成
型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α
（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められているものを○
とし、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶
融成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では、初晶α
（Ａｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００
μｍを越えるサイズのものを×と判定した。
【００３３】図２は、初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が
○評価の代表例顕微鏡組織写真を示し、図３は、微細均
一化が×評価の代表例顕微鏡組織写真を示している。
○評価の代表例顕微鏡組織写真を示し、図３は、微細均
一化が×評価の代表例顕微鏡組織写真を示している。
【００３４】
【発明の効果】以上述べて来た如く、本発明方法によれ
ば、従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コ
スト化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）
相サイズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）
相の面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動
車部材等の輸送機器用として使用が可能である。
ば、従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コ
スト化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）
相サイズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）
相の面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動
車部材等の輸送機器用として使用が可能である。
【図１】冷間型枠鍛造の模式図である。
【図２】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図３】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が×評価の代表
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
１ 鍛造用金型
２ 鍛造用金型ポンチ
３ アルミニウム合金ビレット
─────────────────────────────────────────────────────
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）
Ｂ２１Ｊ 5/02 Ｂ２１Ｊ 5/02 Ａ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４
６８２ ６８２
６８５ ６８５
６９１ ６９１Ｂ
６９１Ｃ
６９４ ６９４
６９４Ｂ
(72)発明者 村山 康幸
福岡県大牟田市四山町80番地 九州三井ア
ルミニウム 工業株式会社内
(72)発明者 岩下 綱樹
福岡県大牟田市四山町80番地 九州三井ア
ルミニウム 工業株式会社内
Ｆターム(参考） 4E087 AA01 BA04 CA11 CB03 DA02
DB15 DB24 EC01 GA09 HB17
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１
０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗ
ｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％
以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．００
０１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部
が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が
４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔が２００μ
ｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率
５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で
２００℃以下の温度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導
入し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８
０％となる温度で保持して半溶融成型することを特徴と
する輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法。 - 【請求項２】 アルミニウム合金を製造し、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うことを特徴とする請求項１記載の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法。 - 【請求項３】 Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１
０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗ
ｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％
以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．００
０１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．
００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗ
ｔ％及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも
１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、
共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドラ
イト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜
５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛
造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型することを特徴とする輸送機器用アルミニウム合金
の半溶融成型ビレットの製造方法。 - 【請求項４】 アルミニウム合金を製造し、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うことを特徴とする請求項３記載の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334666A JP3676723B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334666A JP3676723B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003136198A true JP2003136198A (ja) | 2003-05-14 |
| JP3676723B2 JP3676723B2 (ja) | 2005-07-27 |
Family
ID=19149765
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001334666A Expired - Fee Related JP3676723B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3676723B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2014780A1 (en) * | 2007-07-06 | 2009-01-14 | Nissan Motor Co., Ltd. | Casting aluminium alloy and internal combustion engine cylinder head |
| JP2011144443A (ja) * | 2010-01-18 | 2011-07-28 | Yasuo Sugiura | セミソリッド鋳造用アルミニウム合金 |
| CN102676862A (zh) * | 2012-05-31 | 2012-09-19 | 无锡格莱德科技有限公司 | 铝合金锭的生产工艺 |
| JP2013204066A (ja) * | 2012-03-27 | 2013-10-07 | Toyota Central R&D Labs Inc | アルミニウム合金部材およびその製造方法 |
| JP2017179418A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | アイシン軽金属株式会社 | 鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳造材の製造方法 |
| CN112760527A (zh) * | 2020-12-22 | 2021-05-07 | 衢州学院 | 一种高压定向凝固材料及其方法 |
-
2001
- 2001-10-31 JP JP2001334666A patent/JP3676723B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2014780A1 (en) * | 2007-07-06 | 2009-01-14 | Nissan Motor Co., Ltd. | Casting aluminium alloy and internal combustion engine cylinder head |
| US8999080B2 (en) | 2007-07-06 | 2015-04-07 | Nissan Motor Co., Ltd. | Casting aluminum alloy and internal combustion engine cylinder head |
| US9828660B2 (en) | 2007-07-06 | 2017-11-28 | Nissan Motor Co., Ltd. | Method for producing an aluminum alloy casting |
| JP2011144443A (ja) * | 2010-01-18 | 2011-07-28 | Yasuo Sugiura | セミソリッド鋳造用アルミニウム合金 |
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| JP2017179418A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | アイシン軽金属株式会社 | 鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳造材の製造方法 |
| CN112760527A (zh) * | 2020-12-22 | 2021-05-07 | 衢州学院 | 一种高压定向凝固材料及其方法 |
| CN112760527B (zh) * | 2020-12-22 | 2021-08-17 | 衢州学院 | 一种高压定向凝固材料及其方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3676723B2 (ja) | 2005-07-27 |
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