JP3471421B2 - アルミニウム合金鍛造材の製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金鍛造材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車部品，家電製品
等に使用され、良好な強度及び大きな伸び率を呈するア
ルミニウム合金鍛造材の製造方法に関する。
等に使用され、良好な強度及び大きな伸び率を呈するア
ルミニウム合金鍛造材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金の代表的な鍛造用素材
として、６０６１合金が使用されている。しかし、６０
６１合金は、押出工程を経て鍛造用素材にされることか
ら、コスト高になる。また、押出し材を鍛造することか
ら、製品形状がおのずと単純な形状に限定される。その
ため、形状が複雑な製品を得る場合、鍛造用素材を鋳造
で得る必要が生じる。現在、鋳造によって所定の形状が
付与された素材、すなわち予形材で鍛造が可能な材料と
しては、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等がＪＩＳで掲げられて
いる。しかし、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等のアルミニウム
合金は、６０６１合金に比較し伸び率等の引張り特性が
劣り、形状特性に優れた鍛造製品を得ることができな
い。
として、６０６１合金が使用されている。しかし、６０
６１合金は、押出工程を経て鍛造用素材にされることか
ら、コスト高になる。また、押出し材を鍛造することか
ら、製品形状がおのずと単純な形状に限定される。その
ため、形状が複雑な製品を得る場合、鍛造用素材を鋳造
で得る必要が生じる。現在、鋳造によって所定の形状が
付与された素材、すなわち予形材で鍛造が可能な材料と
しては、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等がＪＩＳで掲げられて
いる。しかし、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等のアルミニウム
合金は、６０６１合金に比較し伸び率等の引張り特性が
劣り、形状特性に優れた鍛造製品を得ることができな
い。
【０００３】ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等のアルミニウム合
金を鋳造することにより得られた鍛造用素材の伸び率を
大きくするため、Ｓｉ含有量を３重量％程度まで少な
く、更にＮａ、Ｓｒ、Ｓｂ等を添加し、共晶Ｓｉを微細
化することが、特開昭５４−１３４０７号公報で紹介さ
れている。共晶Ｓｉの微細化によって、伸び率がある程
度改善される。しかし、依然として６０６１合金の伸び
率には及ばず、鍛造性に問題が残っている。また、得ら
れた鍛造製品の耐力が十分でないことから、所定の構造
強度をだすために厚肉化することを余儀なくされてい
た。その結果、軽量化部品としてのアルミニウム材料の
長所を活用できない現状である。本発明者等は、このよ
うな問題を解消したアルミニウム合金として、Ｐ含有量
を規制し共晶Ｓｉを十分に微細化することにより、鍛造
性を始めとして機械強度等に優れた鍛造用合金を特開平
５−９６３７号公報で紹介した。
金を鋳造することにより得られた鍛造用素材の伸び率を
大きくするため、Ｓｉ含有量を３重量％程度まで少な
く、更にＮａ、Ｓｒ、Ｓｂ等を添加し、共晶Ｓｉを微細
化することが、特開昭５４−１３４０７号公報で紹介さ
れている。共晶Ｓｉの微細化によって、伸び率がある程
度改善される。しかし、依然として６０６１合金の伸び
率には及ばず、鍛造性に問題が残っている。また、得ら
れた鍛造製品の耐力が十分でないことから、所定の構造
強度をだすために厚肉化することを余儀なくされてい
た。その結果、軽量化部品としてのアルミニウム材料の
長所を活用できない現状である。本発明者等は、このよ
うな問題を解消したアルミニウム合金として、Ｐ含有量
を規制し共晶Ｓｉを十分に微細化することにより、鍛造
性を始めとして機械強度等に優れた鍛造用合金を特開平
５−９６３７号公報で紹介した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、鍛造後の最
終製品になるべく近い形状をもつ鋳造品を鋳造する際、
Ｓｉ量が少ない６０６１，６０６３等の展伸用材料で
は、鋳造時の熱間割れ，鋳巣等の欠陥が発生し易い。一
方、Ｓｉ量が多いＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等の鋳造用合金
では、鋳造時に問題が生じないが、鍛造後の強度や靭性
が劣る傾向を示す。本発明は、このような問題を解消す
べく案出されたものであり、鋳造後のＭｇ２Ｓｉ量又は
Ｍｇ２Ｓｉ量以外の過剰Ｓｉ量を調整することにより、
鋳造時に熱間割れが発生せず、且つ鍛造後に強度及び靭
性が向上するアルミニウム合金鍛造材の製造方法を提供
することを目的とする。
終製品になるべく近い形状をもつ鋳造品を鋳造する際、
Ｓｉ量が少ない６０６１，６０６３等の展伸用材料で
は、鋳造時の熱間割れ，鋳巣等の欠陥が発生し易い。一
方、Ｓｉ量が多いＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等の鋳造用合金
では、鋳造時に問題が生じないが、鍛造後の強度や靭性
が劣る傾向を示す。本発明は、このような問題を解消す
べく案出されたものであり、鋳造後のＭｇ２Ｓｉ量又は
Ｍｇ２Ｓｉ量以外の過剰Ｓｉ量を調整することにより、
鋳造時に熱間割れが発生せず、且つ鍛造後に強度及び靭
性が向上するアルミニウム合金鍛造材の製造方法を提供
することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明のアルミニウム合
金鍛造材の製造方法は、その目的を達成するため、Ｓ
ｉ：０．６〜３．０重量％，Ｍｇ：０．２〜２．０重量
％，Ｃｕ：０．３〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％，Ｍ
ｎ：０．１〜０．５重量％，Ｃｒ：０．１〜０．５重量
％及びＦｅ：０．０５〜０．５重量％を含み、残部がＡ
ｌ及び不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で計
算されるＭｇ２Ｓｉ計算値が１．５重量％以上に、或い
は（２）式で計算される過剰Ｓｉ計算値が０．５重量％
以上となるように成分設計されたアルミニウム合金溶湯
を、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造した後、該鋳造
体を直接１０〜５０％の据込み率で鍛造することを特徴
とする。 （１） Ｍｇ２Ｓｉ計算値＝Ｍｇ％（分析値）×（１＋
１／１．７３） （２） 過剰Ｓｉ計算値＝Ｓｉ％（分析値）−Ｍｇ％
（分析値）／１．７３
金鍛造材の製造方法は、その目的を達成するため、Ｓ
ｉ：０．６〜３．０重量％，Ｍｇ：０．２〜２．０重量
％，Ｃｕ：０．３〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％，Ｍ
ｎ：０．１〜０．５重量％，Ｃｒ：０．１〜０．５重量
％及びＦｅ：０．０５〜０．５重量％を含み、残部がＡ
ｌ及び不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で計
算されるＭｇ２Ｓｉ計算値が１．５重量％以上に、或い
は（２）式で計算される過剰Ｓｉ計算値が０．５重量％
以上となるように成分設計されたアルミニウム合金溶湯
を、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造した後、該鋳造
体を直接１０〜５０％の据込み率で鍛造することを特徴
とする。 （１） Ｍｇ２Ｓｉ計算値＝Ｍｇ％（分析値）×（１＋
１／１．７３） （２） 過剰Ｓｉ計算値＝Ｓｉ％（分析値）−Ｍｇ％
（分析値）／１．７３
【０００６】鍛造後にＴ６処理を施すアルミニウム合金
を自動車用部品として使用するとき、引張り強さ３００
Ｎ／ｍｍ２以上，耐力２５０Ｎ／ｍｍ２以上及び伸び１
０％以上の機械的性質が要求される。本発明により得ら
れたアルミニウム合金鍛造材は、この要求に十分応える
特性を呈する。なお、本発明のアルミニウム合金鍛造材
の製造方法では、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造し
た後に直接１０〜５０％の据込み率で鍛造することによ
って所定の機械的性質を付与することができる。そのた
め、製造コスト自体も低減される。
を自動車用部品として使用するとき、引張り強さ３００
Ｎ／ｍｍ２以上，耐力２５０Ｎ／ｍｍ２以上及び伸び１
０％以上の機械的性質が要求される。本発明により得ら
れたアルミニウム合金鍛造材は、この要求に十分応える
特性を呈する。なお、本発明のアルミニウム合金鍛造材
の製造方法では、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造し
た後に直接１０〜５０％の据込み率で鍛造することによ
って所定の機械的性質を付与することができる。そのた
め、製造コスト自体も低減される。
【０００７】
【作用】本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法に
おいては、アルミニウム合金中の鋳造後のＭｇ２Ｓｉ量
又はＭｇ２Ｓｉ量以外の過剰Ｓｉ量を調整することによ
り、鋳造時の熱間割れが防止される。鋳造時に発生した
ミクロポロシティは、据込み率１０〜５０％の鍛造によ
って押し潰される。その結果、鍛造加工性に優れ機械的
性質が向上したアルミニウム合金鍛造材が得られる。
おいては、アルミニウム合金中の鋳造後のＭｇ２Ｓｉ量
又はＭｇ２Ｓｉ量以外の過剰Ｓｉ量を調整することによ
り、鋳造時の熱間割れが防止される。鋳造時に発生した
ミクロポロシティは、据込み率１０〜５０％の鍛造によ
って押し潰される。その結果、鍛造加工性に優れ機械的
性質が向上したアルミニウム合金鍛造材が得られる。
【０００８】以下、合金成分及びその含有量等について
説明する。 Ｓｉ：０．６〜３．０重量％ 本発明の鍛造用アルミニウム合金は、鋳造で得られた予
形材を鍛造することにより、所定形状をもつ製品とされ
る。この予形材を得るために、溶湯の流動性，引け性等
が良く、鋳造割れ等の欠陥が発生しないことが要求され
る。この鋳造性を確保する上から、Ｓｉを含有させるこ
とが必要である。Ｓｉ含有量が０．６重量％未満では、
Ｍｇ2 Ｓｉ化合物以外の過剰Ｓｉが０．５重量％未満と
なるため、鋳造時に割れが発生し易くなる。しかし、多
量のＳｉ含有は、アルミニウム合金の伸びや機械的強度
を低下させる。０．６〜３．０重量％の範囲のＳｉ含有
量で、必要とする伸びや機械的強度が得られると共に、
鋳造性も良好になる。Ｓｉ含有量が３．０重量％を超え
ると、ミクロ組織でも検出されるように粒界に比較的多
量の共晶Ｓｉが晶出し、伸び，機械的強度等を劣化させ
る。逆に、Ｓｉ含有量が０．６重量％未満のときには、
鋳造性が悪化し、鋳造時に割れが発生し易くなる。
説明する。 Ｓｉ：０．６〜３．０重量％ 本発明の鍛造用アルミニウム合金は、鋳造で得られた予
形材を鍛造することにより、所定形状をもつ製品とされ
る。この予形材を得るために、溶湯の流動性，引け性等
が良く、鋳造割れ等の欠陥が発生しないことが要求され
る。この鋳造性を確保する上から、Ｓｉを含有させるこ
とが必要である。Ｓｉ含有量が０．６重量％未満では、
Ｍｇ2 Ｓｉ化合物以外の過剰Ｓｉが０．５重量％未満と
なるため、鋳造時に割れが発生し易くなる。しかし、多
量のＳｉ含有は、アルミニウム合金の伸びや機械的強度
を低下させる。０．６〜３．０重量％の範囲のＳｉ含有
量で、必要とする伸びや機械的強度が得られると共に、
鋳造性も良好になる。Ｓｉ含有量が３．０重量％を超え
ると、ミクロ組織でも検出されるように粒界に比較的多
量の共晶Ｓｉが晶出し、伸び，機械的強度等を劣化させ
る。逆に、Ｓｉ含有量が０．６重量％未満のときには、
鋳造性が悪化し、鋳造時に割れが発生し易くなる。
【０００９】Ｍｇ：０．２〜２．０重量％
Ｓｉと共存して熱処理によりＭｇ2 Ｓｉとして析出し、
引張強さ，耐力等の機械的強度を向上させる。しかし、
Ｍｇ含有量が２．０重量％を越えると，Ｍｇによる強度
改善効果が飽和する。また、０．２重量％未満のＭｇ含
有量では、強度の向上に有効なＭｇ2 Ｓｉとして働くＭ
ｇ分が不足する。 Ｃｕ：０．３〜１．０重量％ 時効処理後にＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等の析
出物となって、アルミニウム合金の強度を上昇させる。
このような効果を得るためには、０．３重量％以上のＣ
ｕ含有量が必要である。また、Ｍｇとの併用添加によっ
て、十分な伸びが確保される。しかし、１．０重量％を
超える多量のＣｕが含まれると、耐糸錆性が劣化する。
引張強さ，耐力等の機械的強度を向上させる。しかし、
Ｍｇ含有量が２．０重量％を越えると，Ｍｇによる強度
改善効果が飽和する。また、０．２重量％未満のＭｇ含
有量では、強度の向上に有効なＭｇ2 Ｓｉとして働くＭ
ｇ分が不足する。 Ｃｕ：０．３〜１．０重量％ 時効処理後にＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等の析
出物となって、アルミニウム合金の強度を上昇させる。
このような効果を得るためには、０．３重量％以上のＣ
ｕ含有量が必要である。また、Ｍｇとの併用添加によっ
て、十分な伸びが確保される。しかし、１．０重量％を
超える多量のＣｕが含まれると、耐糸錆性が劣化する。
【００１０】Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％及びＢ：
０．０００１〜０．０１重量％ アルミニウム合金の鋳造組織は、Ｔｉ及びＢの併用添加
によって微細化される。鋳造組織の微細化に伴い、粒界
に析出する不純物やシュリンケージ等が細かく分散さ
れ、機械的特性が向上する。このような効果を得るため
には、０．０１重量％以上のＴｉ及び０．０００１重量
％以上のＢを含有させることが必要である。しかし、Ｔ
ｉ含有量及びＢ含有量がそれぞれ０．１重量％及び０．
０１重量％を超えると、析出する介在物が多くなり、却
って靭性，強度，伸び等が劣化する。
０．０００１〜０．０１重量％ アルミニウム合金の鋳造組織は、Ｔｉ及びＢの併用添加
によって微細化される。鋳造組織の微細化に伴い、粒界
に析出する不純物やシュリンケージ等が細かく分散さ
れ、機械的特性が向上する。このような効果を得るため
には、０．０１重量％以上のＴｉ及び０．０００１重量
％以上のＢを含有させることが必要である。しかし、Ｔ
ｉ含有量及びＢ含有量がそれぞれ０．１重量％及び０．
０１重量％を超えると、析出する介在物が多くなり、却
って靭性，強度，伸び等が劣化する。
【００１１】Ｍｎ及びＣｒ：０．１〜０．５重量％
加工時にアルミニウム合金が再結晶することを防止する
ために、添加される元素である。再結晶防止を図るため
には、０．１重量％以上のＭｎ及び０．１重量％以上の
Ｃｒを複合して含有させることが必要である。０．１重
量％以上のＭｎ及びＣｒを含有させるとき、熱間加工中
及びその後のＴ6 処理（５２０℃×４時間加熱→水冷→
１６０℃×６時間加熱→放冷）における再結晶が防止さ
れる。しかし、これら元素を多量に添加すると、粗大な
金属間化合物が生成し、材料特性を低下させる。また、
Ｍｎ又はＣｒを単独添加した場合では、鍛造繊維組織の
方向に幅１〜２ｍｍ及び長さ５ｍｍ程度の再結晶粒が発
達する。この再結晶粒は、Ｍｎ及びＣｒを併用添加する
ことにより、幅及び長さ共に１ｍｍ以下に抑えられる。
更に、Ｍｎ及びＣｒの過剰添加は、マトリックスの硬度
が上昇し、却って加工性が低下する。そこで、Ｍｎ含有
量及びＣｒ含有量の上限は、共に０．５重量％に規定し
た。
ために、添加される元素である。再結晶防止を図るため
には、０．１重量％以上のＭｎ及び０．１重量％以上の
Ｃｒを複合して含有させることが必要である。０．１重
量％以上のＭｎ及びＣｒを含有させるとき、熱間加工中
及びその後のＴ6 処理（５２０℃×４時間加熱→水冷→
１６０℃×６時間加熱→放冷）における再結晶が防止さ
れる。しかし、これら元素を多量に添加すると、粗大な
金属間化合物が生成し、材料特性を低下させる。また、
Ｍｎ又はＣｒを単独添加した場合では、鍛造繊維組織の
方向に幅１〜２ｍｍ及び長さ５ｍｍ程度の再結晶粒が発
達する。この再結晶粒は、Ｍｎ及びＣｒを併用添加する
ことにより、幅及び長さ共に１ｍｍ以下に抑えられる。
更に、Ｍｎ及びＣｒの過剰添加は、マトリックスの硬度
が上昇し、却って加工性が低下する。そこで、Ｍｎ含有
量及びＣｒ含有量の上限は、共に０．５重量％に規定し
た。
【００１２】Ｆｅ：０．０５〜０．５重量％
鋳造時にβ−ＡｌＦｅＳｉ系の晶出物を粒界に発生さ
せ、すでに発生している初晶のＡｌ結晶粒を結合させる
作用を呈する。その結果、鋳造割れが防止される。この
ような効果は、０．０５重量％以上のＦｅ含有量で顕著
になる。しかし、０．５重量％を超える多量のＦｅが含
まれると、巨大な晶出物が生成し、機械的性質に悪影響
を与える。 Ｍｇ2 Ｓｉ量：１．５重量％以上 Ｍｇ2 Ｓｉ量は、合金設計の段階で含まれるＭｇ量（分
析値）に（１＋１／１．７３）を乗じる設計値で算出さ
れる。この設計値が１．５重量％以上になると鋳造時に
割れの発生が抑えられるので、設計値１．５重量％以上
を満足するようにＳｉ含有量及びＭｇ含有量が決定され
る。Ｍｇ2 Ｓｉ量が割れ抑制に与える関係は、表１に示
すように本発明者等による多数の実験結果から求められ
たものである。
せ、すでに発生している初晶のＡｌ結晶粒を結合させる
作用を呈する。その結果、鋳造割れが防止される。この
ような効果は、０．０５重量％以上のＦｅ含有量で顕著
になる。しかし、０．５重量％を超える多量のＦｅが含
まれると、巨大な晶出物が生成し、機械的性質に悪影響
を与える。 Ｍｇ2 Ｓｉ量：１．５重量％以上 Ｍｇ2 Ｓｉ量は、合金設計の段階で含まれるＭｇ量（分
析値）に（１＋１／１．７３）を乗じる設計値で算出さ
れる。この設計値が１．５重量％以上になると鋳造時に
割れの発生が抑えられるので、設計値１．５重量％以上
を満足するようにＳｉ含有量及びＭｇ含有量が決定され
る。Ｍｇ2 Ｓｉ量が割れ抑制に与える関係は、表１に示
すように本発明者等による多数の実験結果から求められ
たものである。
【００１３】表１では、リングテスト試料における表面
の割れのトータル長さが１．５ｃｍ以下を合格とした。
リングテスト法では、所定組成の溶湯を７１０℃の保持
し、柄杓で約１００ｇを金型温度１５０℃の金型に注
ぎ、凝固後のリング表面全体に表れる割れの長さを測定
した。金型としては、外径５８ｍｍ及び内径３８ｍｍの
リング状金型を使用し、断面の形状は高さ２０ｍｍ及び
横１０ｍｍの四角形でコーナー部が丸くなっている。こ
のときの溶湯冷却速度は、約１５℃／秒であった。ま
た、表面割れの総長で１．５ｃｍ以下を合格とした。表
１の試料Ｎo.１〜４にみられるように、Ｍｇ2 Ｓｉ量が
設計値１．５重量％以上で割れの発生がなくなってい
る。Ｍｇ2 Ｓｉ量の調整による割れが抑制されること
は、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉ系においてＭｇ2 Ｓｉが共晶とし
て存在していると、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉの共晶溶湯が結晶
粒界に補給されることに起因するものと推察される。
の割れのトータル長さが１．５ｃｍ以下を合格とした。
リングテスト法では、所定組成の溶湯を７１０℃の保持
し、柄杓で約１００ｇを金型温度１５０℃の金型に注
ぎ、凝固後のリング表面全体に表れる割れの長さを測定
した。金型としては、外径５８ｍｍ及び内径３８ｍｍの
リング状金型を使用し、断面の形状は高さ２０ｍｍ及び
横１０ｍｍの四角形でコーナー部が丸くなっている。こ
のときの溶湯冷却速度は、約１５℃／秒であった。ま
た、表面割れの総長で１．５ｃｍ以下を合格とした。表
１の試料Ｎo.１〜４にみられるように、Ｍｇ2 Ｓｉ量が
設計値１．５重量％以上で割れの発生がなくなってい
る。Ｍｇ2 Ｓｉ量の調整による割れが抑制されること
は、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉ系においてＭｇ2 Ｓｉが共晶とし
て存在していると、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉの共晶溶湯が結晶
粒界に補給されることに起因するものと推察される。
【００１４】
【表１】
【００１５】過剰Ｓｉ量：０．５重量％以上
過剰Ｓｉ量が設計計算値で０．５重量％以上になると、
表１のＮo.５，６にみられるように割れが防止される。
過剰Ｓｉによる割れ抑制作用は、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉ−Ｓ
ｉ系において、ＳｉがＡｌ−Ｓｉ系の共晶となり、結晶
粒界にＡｌ−Ｓｉ系共晶溶湯が補給されることに由来す
るものと推察される。すなわち、Ｍｇが全てＭｇ2 Ｓｉ
になっていると推定し、残りの過剰Ｓｉが共晶Ｓｉにな
るものと考えられる。そこで、設計計算値で０．５重量
％以上の過剰Ｓｉ量となるように、Ｓｉ含有量及びＭｇ
含有量を決定する。 鋳造時の溶湯冷却速度：２００℃／秒以下 鋳造割れが生じないためには、共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉ
の存在が重要である。共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉは溶湯の
冷却速度に依存し、冷却速度が遅いほど発生量が多くな
ることから、必要量の共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉを確保す
るため溶湯の冷却速度を２００℃／秒以下にする。
表１のＮo.５，６にみられるように割れが防止される。
過剰Ｓｉによる割れ抑制作用は、Ａｌ−Ｍｇ2 Ｓｉ−Ｓ
ｉ系において、ＳｉがＡｌ−Ｓｉ系の共晶となり、結晶
粒界にＡｌ−Ｓｉ系共晶溶湯が補給されることに由来す
るものと推察される。すなわち、Ｍｇが全てＭｇ2 Ｓｉ
になっていると推定し、残りの過剰Ｓｉが共晶Ｓｉにな
るものと考えられる。そこで、設計計算値で０．５重量
％以上の過剰Ｓｉ量となるように、Ｓｉ含有量及びＭｇ
含有量を決定する。 鋳造時の溶湯冷却速度：２００℃／秒以下 鋳造割れが生じないためには、共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉ
の存在が重要である。共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉは溶湯の
冷却速度に依存し、冷却速度が遅いほど発生量が多くな
ることから、必要量の共晶Ｍｇ2 Ｓｉ又はＳｉを確保す
るため溶湯の冷却速度を２００℃／秒以下にする。
【００１６】鍛造時の据込み率：１０〜５０％
鋳造品に生じているポロシティが据込み率１０％以上の
鍛造によって押し潰され、アルミニウム合金の機械的特
性を改善する。据込み率がポロシティに与える影響を図
１に示す。しかし、５０％を超える据込み率は、ポロシ
ティ圧潰作用を飽和させ、且つ図２に示すように引張り
強さ及び耐力の値が低下する傾向を示し、却って鍛造加
工に要する費用を上昇させる。
鍛造によって押し潰され、アルミニウム合金の機械的特
性を改善する。据込み率がポロシティに与える影響を図
１に示す。しかし、５０％を超える据込み率は、ポロシ
ティ圧潰作用を飽和させ、且つ図２に示すように引張り
強さ及び耐力の値が低下する傾向を示し、却って鍛造加
工に要する費用を上昇させる。
【００１７】
【実施例】表２に示した合金成分の素材をＪＩＳＤ４号
の舟形鋳型を使用して鋳造した。金型を２００℃に予熱
しておいた。このとき、溶湯の冷却速度は約１０℃／秒
であった。得られた素材を４５０℃に加熱し、型温度２
００℃で据込み率４０％の熱間鍛造を施し、Ｔ6 処理
（５２０℃×４時間加熱→水焼入れ→１６０℃×６時間
加熱→空冷）した後、機械的性質を調査した。Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量及び過剰Ｓｉ量の計算値及び鋳造割れの結果を表３
に、鋳造材をＴ6 処理した後の機械的性質を表４に示
す。
の舟形鋳型を使用して鋳造した。金型を２００℃に予熱
しておいた。このとき、溶湯の冷却速度は約１０℃／秒
であった。得られた素材を４５０℃に加熱し、型温度２
００℃で据込み率４０％の熱間鍛造を施し、Ｔ6 処理
（５２０℃×４時間加熱→水焼入れ→１６０℃×６時間
加熱→空冷）した後、機械的性質を調査した。Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量及び過剰Ｓｉ量の計算値及び鋳造割れの結果を表３
に、鋳造材をＴ6 処理した後の機械的性質を表４に示
す。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】表３にみられるように、Ｍｇ2 Ｓｉ量及び
過剰Ｓｉ量が鋳造割れの抑制に効果的であり、それぞれ
１．５重量％以上及び０．５重量％以上になっているの
で、Ｓｉ及びＭｇ以外の元素の添加にも拘らず割れの発
生が見られなかった。鋳造材をＴ6 処理した後の機械的
性質は、表４に示すように、試料Ｎo.１０，１１では何
れも据込み率４０％のときの目標値である引張り強さ３
００Ｎ／ｍｍ2 ，耐力２５０Ｎ／ｍｍ2 以上及び伸び１
０％以上を満足している。試料Ｎo.１０について、据込
み率とポロシティとの関係を調査した。ポロシティ量
は、試験片の比重を測定し、据込み率６０％のときの比
重に対する差で表した。図１から明らかなように、据込
み率１０％でポロシティがほぼつぶれていることが判
る。また、試料Ｎo.１０について据込み率と機械的性質
との関係をしめした図２から、引張り強さ及び耐力は、
据込み率４０〜５０％で飽和していることが判る。
過剰Ｓｉ量が鋳造割れの抑制に効果的であり、それぞれ
１．５重量％以上及び０．５重量％以上になっているの
で、Ｓｉ及びＭｇ以外の元素の添加にも拘らず割れの発
生が見られなかった。鋳造材をＴ6 処理した後の機械的
性質は、表４に示すように、試料Ｎo.１０，１１では何
れも据込み率４０％のときの目標値である引張り強さ３
００Ｎ／ｍｍ2 ，耐力２５０Ｎ／ｍｍ2 以上及び伸び１
０％以上を満足している。試料Ｎo.１０について、据込
み率とポロシティとの関係を調査した。ポロシティ量
は、試験片の比重を測定し、据込み率６０％のときの比
重に対する差で表した。図１から明らかなように、据込
み率１０％でポロシティがほぼつぶれていることが判
る。また、試料Ｎo.１０について据込み率と機械的性質
との関係をしめした図２から、引張り強さ及び耐力は、
据込み率４０〜５０％で飽和していることが判る。
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム合金鍛造材の製造方法は、アルミニウム合金中の
Ｍｇ２Ｓｉ量及び過剰Ｓｉ量を調整することにより、鍛
造後の最終製品に近い形状に鋳造する時に発生し易い熱
間割れを防止し、鍛造後優れたに強度及び靭性を呈す
る。また、鋳造材に含まれているポロシティは、据込み
率１０〜５０％の鍛造によって押し潰され、良好な機械
的特性を持った鍛造製品が得られる。
ニウム合金鍛造材の製造方法は、アルミニウム合金中の
Ｍｇ２Ｓｉ量及び過剰Ｓｉ量を調整することにより、鍛
造後の最終製品に近い形状に鋳造する時に発生し易い熱
間割れを防止し、鍛造後優れたに強度及び靭性を呈す
る。また、鋳造材に含まれているポロシティは、据込み
率１０〜５０％の鍛造によって押し潰され、良好な機械
的特性を持った鍛造製品が得られる。
【図１】 本発明によるアルミニウム合金鍛造時の据込
み率とポロシティとの関係を示したグラフ
み率とポロシティとの関係を示したグラフ
【図２】 同じく据込み率がアルミニウム合金の機械的
特性に与える影響を示したグラフ
特性に与える影響を示したグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 大野 昭自
静岡県庵原郡蒲原町蒲原161番地 株式
会社日軽技研内
(56)参考文献 特開 平５−59477（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−248555（ＪＰ，Ａ)
特開 昭55−154543（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−283337（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 21/00 - 21/18
C22F 1/04 - 1/057
B21J 5/00
B22D 21/04
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．６〜３．０重量％，Ｍｇ：
０．２〜２．０重量％，Ｃｕ：０．３〜１．０重量％，
Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜
０．０１重量％，Ｍｎ：０．１〜０．５重量％，Ｃｒ：
０．１〜０．５重量％及びＦｅ：０．０５〜０．５重量
％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、且
つ下記（１）式で計算されるＭｇ２Ｓｉ計算値が１．５
重量％以上となるように成分設計されたアルミニウム合
金溶湯を、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造した後、
該鋳造体を直接１０〜５０％の据込み率で鍛造すること
を特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。 （１） Ｍｇ２Ｓｉ計算値＝Ｍｇ％（分析値）×（１＋
１／１．７３） - 【請求項２】 Ｓｉ：０．６〜３．０重量％，Ｍｇ：
０．２〜２．０重量％，Ｃｕ：０．３〜１．０重量％，
Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜
０．０１重量％，Ｍｎ：０．１〜０．５重量％，Ｃｒ：
０．１〜０．５重量％及びＦｅ：０．０５〜０．５重量
％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、且
つ下記（２）式で計算される過剰Ｓｉ計算値が０．５重
量％以上となるように成分設計されたアルミニウム合金
溶湯を、鍛造後の最終製品に近い形状に鋳造した後、該
鋳造体を直接１０〜５０％の据込み率で鍛造することを
特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。 （２） 過剰Ｓｉ計算値＝Ｓｉ％（分析値）−Ｍｇ％
（分析値）／１．７３
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|---|---|---|---|
| JP10904594A JP3471421B2 (ja) | 1994-04-25 | 1994-04-25 | アルミニウム合金鍛造材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10904594A JP3471421B2 (ja) | 1994-04-25 | 1994-04-25 | アルミニウム合金鍛造材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH083675A JPH083675A (ja) | 1996-01-09 |
| JP3471421B2 true JP3471421B2 (ja) | 2003-12-02 |
Family
ID=14500216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10904594A Expired - Fee Related JP3471421B2 (ja) | 1994-04-25 | 1994-04-25 | アルミニウム合金鍛造材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3471421B2 (ja) |
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| US7135077B2 (en) | 2000-05-24 | 2006-11-14 | Pechiney Rhenalu | Thick products made of heat-treatable aluminum alloy with improved toughness and process for manufacturing these products |
| AU2003268697A1 (en) * | 2002-10-01 | 2004-04-23 | Asahi Tec Corporation | Aluminum alloy for casting-forging, aluminum cast/forged article, and method for manufacture thereof |
| JP4377901B2 (ja) | 2006-10-05 | 2009-12-02 | 株式会社ゴーシュー | 高強度加工素材の製造方法および製造装置 |
| JP2008117839A (ja) * | 2006-11-01 | 2008-05-22 | Oya Giken:Kk | 磁芯部材およびその製造方法 |
| WO2009059593A2 (de) * | 2007-11-08 | 2009-05-14 | Ksm Castings Gmbh | Ai/si-gusslegierungen |
| US20230167530A1 (en) * | 2020-05-13 | 2023-06-01 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | Aluminum alloy forging material and method for manufacturing same |
-
1994
- 1994-04-25 JP JP10904594A patent/JP3471421B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH083675A (ja) | 1996-01-09 |
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