JP3479204B2 - 非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法 - Google Patents
非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、鋳放しのままで高靭
性，高耐食性を示す非熱処理用アルミニウム合金鋳物及
びその製造方法に関する。
性，高耐食性を示す非熱処理用アルミニウム合金鋳物及
びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車のホイールを初めとする足廻り部
品や、高靭性，高耐食性が要求されるアルミ製鋳物部品
には、ＡＣ４ＣＨ合金等が使用されている。この種の合
金材料は、鋳造後、５００℃前後の加熱と水冷による溶
体化処理と１６０℃前後での加熱による時効処理を施
す、いわゆるＴ６処理により、１０％以上の伸び及び２
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐力が付与される。たとえば、
特開昭６３−１６２８３２号公報では、Ｓｂ添加で共晶
Ｓｉを微細化し、Ｆｅの針状晶の成長をＢｅ添加で抑制
し、Ｃｕ，Ｍｇ等によって強度を改善したアルミニウム
合金をＴ６処理することにより耐力２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上，伸び１０％以上の機械的性質を付与している。
品や、高靭性，高耐食性が要求されるアルミ製鋳物部品
には、ＡＣ４ＣＨ合金等が使用されている。この種の合
金材料は、鋳造後、５００℃前後の加熱と水冷による溶
体化処理と１６０℃前後での加熱による時効処理を施
す、いわゆるＴ６処理により、１０％以上の伸び及び２
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐力が付与される。たとえば、
特開昭６３−１６２８３２号公報では、Ｓｂ添加で共晶
Ｓｉを微細化し、Ｆｅの針状晶の成長をＢｅ添加で抑制
し、Ｃｕ，Ｍｇ等によって強度を改善したアルミニウム
合金をＴ６処理することにより耐力２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上，伸び１０％以上の機械的性質を付与している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来のＡＣ４ＣＨ合金
では、鋳放しのままでは伸びが７％程度，耐力が９ｋｇ
ｆ／ｍｍ2程度に止まっている。そのため、溶体化処
理，時効処理によって機械的性質を改善することが要求
される。しかし、溶体化処理及び時効処理は、専用の加
熱設備を必要とし、製造コストを上昇させる原因とな
る。そこで、鋳放しのままで優れた機械的性質を示す合
金材料が求められている。本発明は、このような要求を
満足すべく案出されたものであり、各種合金成分の含有
量を相関的に調整することにより、鋳放しのままでホイ
ール，足回り部品等として十分利用できる１１％以上の
伸び及び１０．５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の耐力を呈する非
熱処理用アルミニウム合金鋳物を得ることを目的とす
る。
では、鋳放しのままでは伸びが７％程度，耐力が９ｋｇ
ｆ／ｍｍ2程度に止まっている。そのため、溶体化処
理，時効処理によって機械的性質を改善することが要求
される。しかし、溶体化処理及び時効処理は、専用の加
熱設備を必要とし、製造コストを上昇させる原因とな
る。そこで、鋳放しのままで優れた機械的性質を示す合
金材料が求められている。本発明は、このような要求を
満足すべく案出されたものであり、各種合金成分の含有
量を相関的に調整することにより、鋳放しのままでホイ
ール，足回り部品等として十分利用できる１１％以上の
伸び及び１０．５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の耐力を呈する非
熱処理用アルミニウム合金鋳物を得ることを目的とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の非熱処理用アル
ミニウム合金鋳物は、その目的を達成するため、Ｓｉ：
４〜８重量％，Ｃｕ：０．４〜１．０重量％（但し、
０．５重量％以下を除く），Ｍｇ：０．２〜０．４重量
％，Ｆｅ：０．０５〜０．３重量％，Ｓｒ：０．００２
〜０．０２重量％，Ｚｒ：０．０００５〜０．１重量％
を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ＋２．
５Ｍｇ≧１．２５重量％の条件を満足し、不純物として
Ｃａ≦０．０１重量％，Ｐ≦０．００２重量％，Ｓｂ≦
０．００５重量％に規制されており、α−Ａｌ晶のデン
ドライトアームスペーシングの平均値が５０μｍ以下，
共晶Ｓｉの平均長さが１０μｍ以下であることを特徴と
する。このアルミニウム合金鋳物は、Ｚｒに加えてＴ
ｉ：０．０１〜０．２５重量％，及びＢ：０．０００１
〜０．００１重量％を含むことができる。この非熱処理
用アルミニウム合金鋳物は、成分・組成が調製されたア
ルミニウム合金を溶製した後、金型鋳造，低圧鋳造又は
ダイカスト鋳造し、冷却速度１℃／秒以上で冷却するこ
とにより製造される。
ミニウム合金鋳物は、その目的を達成するため、Ｓｉ：
４〜８重量％，Ｃｕ：０．４〜１．０重量％（但し、
０．５重量％以下を除く），Ｍｇ：０．２〜０．４重量
％，Ｆｅ：０．０５〜０．３重量％，Ｓｒ：０．００２
〜０．０２重量％，Ｚｒ：０．０００５〜０．１重量％
を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ＋２．
５Ｍｇ≧１．２５重量％の条件を満足し、不純物として
Ｃａ≦０．０１重量％，Ｐ≦０．００２重量％，Ｓｂ≦
０．００５重量％に規制されており、α−Ａｌ晶のデン
ドライトアームスペーシングの平均値が５０μｍ以下，
共晶Ｓｉの平均長さが１０μｍ以下であることを特徴と
する。このアルミニウム合金鋳物は、Ｚｒに加えてＴ
ｉ：０．０１〜０．２５重量％，及びＢ：０．０００１
〜０．００１重量％を含むことができる。この非熱処理
用アルミニウム合金鋳物は、成分・組成が調製されたア
ルミニウム合金を溶製した後、金型鋳造，低圧鋳造又は
ダイカスト鋳造し、冷却速度１℃／秒以上で冷却するこ
とにより製造される。
【０００５】
【作用】本発明の非熱処理用アルミニウム合金鋳物で
は、Ｓｂに替えてＳｒを微細化剤として使用することに
より共晶Ｓｉを応力集中のない丸みを付けた粒子に微細
化すると共に、微細化能が比較的小さなＺｒを複合添加
することにより、共晶Ｓｉが結晶粒界へ集中することを
防いでいる。また、冷却速度を速くしてデンドライトア
ームスペーシングを規制し、更に特性の改善を図ってい
る。また、Ｃｕ，Ｍｇの含有量を相関的に調整すること
により、耐力及び伸びを確保している。その結果、鋳放
し状態のままで良好な耐力及び伸びを示すアルミニウム
合金鋳物が得られ、コストのかかる熱処理を省略するこ
とが可能となる。
は、Ｓｂに替えてＳｒを微細化剤として使用することに
より共晶Ｓｉを応力集中のない丸みを付けた粒子に微細
化すると共に、微細化能が比較的小さなＺｒを複合添加
することにより、共晶Ｓｉが結晶粒界へ集中することを
防いでいる。また、冷却速度を速くしてデンドライトア
ームスペーシングを規制し、更に特性の改善を図ってい
る。また、Ｃｕ，Ｍｇの含有量を相関的に調整すること
により、耐力及び伸びを確保している。その結果、鋳放
し状態のままで良好な耐力及び伸びを示すアルミニウム
合金鋳物が得られ、コストのかかる熱処理を省略するこ
とが可能となる。
【０００６】以下、本発明で規定した合金成分，含有量
等を説明する。 Ｓｉ：４〜８重量％ 強度，鋳造性及び切削性を改善する作用を呈する合金成
分であり、４重量％以上でＳｉの添加効果が顕著にな
る。Ｓｉ含有量が４重量％に満たないと、鋳造割れ，流
動性不足，切削性不良等が発生し易くなる。しかし、８
重量％を超える過剰のＳｉが含まれると、伸び，衝撃値
等の機械的性質が低下する。 Ｃｕ：０．４〜１．０重量％ 引張強さ，耐力の向上に有効な合金成分であり、０．４
重量％以上でＣｕの添加効果が顕著になる。しかし、
１．０重量％を超える多量のＣｕを添加すると、耐食性
が悪化し、伸び，衝撃値の低下を招く。
等を説明する。 Ｓｉ：４〜８重量％ 強度，鋳造性及び切削性を改善する作用を呈する合金成
分であり、４重量％以上でＳｉの添加効果が顕著にな
る。Ｓｉ含有量が４重量％に満たないと、鋳造割れ，流
動性不足，切削性不良等が発生し易くなる。しかし、８
重量％を超える過剰のＳｉが含まれると、伸び，衝撃値
等の機械的性質が低下する。 Ｃｕ：０．４〜１．０重量％ 引張強さ，耐力の向上に有効な合金成分であり、０．４
重量％以上でＣｕの添加効果が顕著になる。しかし、
１．０重量％を超える多量のＣｕを添加すると、耐食性
が悪化し、伸び，衝撃値の低下を招く。
【０００７】Ｍｇ：０．２〜０．４重量％
引張強さ，耐力の向上に有効な合金成分であり、０．２
重量％以上でＭｇの添加効果が顕著になる。しかし、
０．４重量％を超える多量のＭｇを添加すると、伸び，
衝撃値が低下する傾向がみられる。Ｍｇは、Ｃｕと共に
添加量の増加に従って耐力を向上させる作用を呈する。
しかし、多量のＭｇ及びＣｕが含まれると、伸びが低下
する傾向がみられる。本発明者等の調査・研究によると
き、鋳放し状態で１１％以上の伸び及び１０．５ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の耐力を得るためには、図１に示すように
Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧１．２５重量％の条件を満足させる
必要があることを見い出した。 Ｆｅ：０．０５〜０．３重量％ ダイカスト鋳造では、金型に対する焼付きを防止する作
用を呈する合金成分である。Ｆｅ含有量が０．０５重量
％に満たないと、金型への焼付きが発生し易くなる。ま
た、Ｆｅ含有量を過度に規制することは、Ｆｅ分の少な
い地金を必要とし、原料コストを上昇させる原因にもな
る。他方、０．３重量％を超えるＦｅ含有量では、粗大
な金属間化合物が生成し易くなり、伸び，衝撃値の低下
を招く。
重量％以上でＭｇの添加効果が顕著になる。しかし、
０．４重量％を超える多量のＭｇを添加すると、伸び，
衝撃値が低下する傾向がみられる。Ｍｇは、Ｃｕと共に
添加量の増加に従って耐力を向上させる作用を呈する。
しかし、多量のＭｇ及びＣｕが含まれると、伸びが低下
する傾向がみられる。本発明者等の調査・研究によると
き、鋳放し状態で１１％以上の伸び及び１０．５ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の耐力を得るためには、図１に示すように
Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧１．２５重量％の条件を満足させる
必要があることを見い出した。 Ｆｅ：０．０５〜０．３重量％ ダイカスト鋳造では、金型に対する焼付きを防止する作
用を呈する合金成分である。Ｆｅ含有量が０．０５重量
％に満たないと、金型への焼付きが発生し易くなる。ま
た、Ｆｅ含有量を過度に規制することは、Ｆｅ分の少な
い地金を必要とし、原料コストを上昇させる原因にもな
る。他方、０．３重量％を超えるＦｅ含有量では、粗大
な金属間化合物が生成し易くなり、伸び，衝撃値の低下
を招く。
【０００８】Ｓｒ：０．００２〜０．０２重量％
共晶Ｓｉを微細化し、鋳放しのままでの伸びの向上に有
効な合金成分である。このような効果は、０．００２重
量％以上のＳｒ添加で顕著になる。しかし、０．０２重
量％を超える過剰のＳｒが添加されると、Ａｌ−Ｓｒ系
化合物が晶出し、また鋳造欠陥が発生し易くなり、機械
的性質の低下を招く。Ｓｒが共晶Ｓｉの微細化に及ぼす
作用は、Ｓｂと異なり、鋳放しのままで共晶Ｓｉを微細
化すると共に丸みを帯びた形態にする。そのため、鋳放
しのままで、応力の集中による伸びの低下がない材料が
得られる。この点、Ｓｂによる微細化では、鋳造材に分
散している共晶Ｓｉは、サイズが比較的粗く、応力集中
し易い角張った形態になっている。そのため、高温の溶
体化処理（たとえば５００℃×４時間）で共晶Ｓｉに丸
みを帯びさせないと、応力の集中が起こり、伸びが確保
できない。すなわち、Ｓｂによる共晶Ｓｉの微細化では
高温の溶体化処理が必要となるが、Ｓｒで共晶Ｓｉを微
細化する本発明では、丸みを帯びた共晶Ｓｉが形成され
るため溶体化処理を省略でき、鋳放しのままで伸びが確
保される。
効な合金成分である。このような効果は、０．００２重
量％以上のＳｒ添加で顕著になる。しかし、０．０２重
量％を超える過剰のＳｒが添加されると、Ａｌ−Ｓｒ系
化合物が晶出し、また鋳造欠陥が発生し易くなり、機械
的性質の低下を招く。Ｓｒが共晶Ｓｉの微細化に及ぼす
作用は、Ｓｂと異なり、鋳放しのままで共晶Ｓｉを微細
化すると共に丸みを帯びた形態にする。そのため、鋳放
しのままで、応力の集中による伸びの低下がない材料が
得られる。この点、Ｓｂによる微細化では、鋳造材に分
散している共晶Ｓｉは、サイズが比較的粗く、応力集中
し易い角張った形態になっている。そのため、高温の溶
体化処理（たとえば５００℃×４時間）で共晶Ｓｉに丸
みを帯びさせないと、応力の集中が起こり、伸びが確保
できない。すなわち、Ｓｂによる共晶Ｓｉの微細化では
高温の溶体化処理が必要となるが、Ｓｒで共晶Ｓｉを微
細化する本発明では、丸みを帯びた共晶Ｓｉが形成され
るため溶体化処理を省略でき、鋳放しのままで伸びが確
保される。
【０００９】Ｚｒ：０．０００５〜０．１重量％
Ｔｉ：０．０１〜０．２５重量％
Ｂ：０．０００１〜０．００１重量％
Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂは、鋳造時のα−アルミニウム結晶粒を
微細化する上で有効な合金成分である。Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ
を添加しないと、α晶が５ｍｍ程度の大きな結晶サイズ
に成長する。しかし、過度に微細化すると、α晶がデン
ドライト１個分位の大きさ近くになり、共晶Ｓｉが結晶
粒界に集中し過ぎる。共晶Ｓｉが密に集中した部分は、
大きな面積をもつことから欠陥部となり易く、伸びを低
下させる原因になる。このようなことから、微細化の度
合いは、α晶内にデンドライト形状が残る程度に調整さ
れる。その結果、共晶Ｓｉが鋳造組織全体に細かく分散
され、安定した均一な組織が得られる。本発明では、制
御された微細化の度合いを得るために微細化能が低いＺ
ｒを添加し、α晶が過度に微細化されることを抑えてい
る。また、Ｔｉ＋Ｂを添加する場合でも、添加量を低く
設定することにより過度の微細化を抑えている。Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｂの添加量は、このような過度の微細化を避ける
ため、上限が０．１重量％，０．２５重量％，０．００
１重量％にそれぞれ規定される。上限を超えてＺｒ，Ｔ
ｉ，Ｂを添加すると、大きなＺｒＡｌ3，ＴｉＡｌ3，Ｔ
ｉＢ2等が晶出し、伸びを低下させる。また、０．００
０５重量％に満たないＺｒ，０．０１重量％に満たない
Ｔｉ，０．０００１重量％に満たないＢを添加しても、
微細化による効果が得られない。
微細化する上で有効な合金成分である。Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ
を添加しないと、α晶が５ｍｍ程度の大きな結晶サイズ
に成長する。しかし、過度に微細化すると、α晶がデン
ドライト１個分位の大きさ近くになり、共晶Ｓｉが結晶
粒界に集中し過ぎる。共晶Ｓｉが密に集中した部分は、
大きな面積をもつことから欠陥部となり易く、伸びを低
下させる原因になる。このようなことから、微細化の度
合いは、α晶内にデンドライト形状が残る程度に調整さ
れる。その結果、共晶Ｓｉが鋳造組織全体に細かく分散
され、安定した均一な組織が得られる。本発明では、制
御された微細化の度合いを得るために微細化能が低いＺ
ｒを添加し、α晶が過度に微細化されることを抑えてい
る。また、Ｔｉ＋Ｂを添加する場合でも、添加量を低く
設定することにより過度の微細化を抑えている。Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｂの添加量は、このような過度の微細化を避ける
ため、上限が０．１重量％，０．２５重量％，０．００
１重量％にそれぞれ規定される。上限を超えてＺｒ，Ｔ
ｉ，Ｂを添加すると、大きなＺｒＡｌ3，ＴｉＡｌ3，Ｔ
ｉＢ2等が晶出し、伸びを低下させる。また、０．００
０５重量％に満たないＺｒ，０．０１重量％に満たない
Ｔｉ，０．０００１重量％に満たないＢを添加しても、
微細化による効果が得られない。
【００１０】Ｃａ≦０．０１重量％
共晶組織を不安定にし、湯流れを劣化させる有害成分で
ある。Ｃａに起因する悪影響は、Ｃａ含有量を０．０１
重量％以下に規制することにより、実質的に抑えられ
る。 Ｐ≦０．００２重量％ 共晶組織を粗くする有害成分である。本発明において
は、Ｐ含有量の上限を０．００２重量％と規制すること
により、Ｐ起因の影響をなくしている。 Ｓｂ≦０．００５重量％ Ｓｂは共晶Ｓｉを角張らせる作用を呈し、応力中集中を
起こし、伸びを低下させる原因となる。本発明に従った
アルミニウム合金鋳物は、高温の溶体化処理を本質的に
必要とせず高い伸び及び耐力を得ることを狙っているの
で、共晶Ｓｉを角張った微細粒にするＳｂの作用を抑え
ている。すなわち、Ｓｂを不純物として扱い、Ｓｂ含有
量の上限を０．００５重量％に規制している。
ある。Ｃａに起因する悪影響は、Ｃａ含有量を０．０１
重量％以下に規制することにより、実質的に抑えられ
る。 Ｐ≦０．００２重量％ 共晶組織を粗くする有害成分である。本発明において
は、Ｐ含有量の上限を０．００２重量％と規制すること
により、Ｐ起因の影響をなくしている。 Ｓｂ≦０．００５重量％ Ｓｂは共晶Ｓｉを角張らせる作用を呈し、応力中集中を
起こし、伸びを低下させる原因となる。本発明に従った
アルミニウム合金鋳物は、高温の溶体化処理を本質的に
必要とせず高い伸び及び耐力を得ることを狙っているの
で、共晶Ｓｉを角張った微細粒にするＳｂの作用を抑え
ている。すなわち、Ｓｂを不純物として扱い、Ｓｂ含有
量の上限を０．００５重量％に規制している。
【００１１】α晶のデンドライトアームスペーシング：
平均５０μｍ以下 α晶のデンドライトアームスペーシングの大きさは、鋳
造時における溶湯の冷却速度に影響される。デンドライ
トアームスペーシングの平均値が５０μｍを超える大き
さにα晶が成長すると、組織が不均一化し、鋳放しのま
まの状態での機械的性質が低下し、品質安定性に欠け
る。 共晶Ｓｉの平均長さ：１０μｍ以下 共晶Ｓｉの長さは、主に微細化剤として使用するＳｒの
添加量に応じて定まる。伸びを低下させる応力集中を抑
制するためには、共晶Ｓｉの平均長さを１０μｍ以下に
することが必要である。平均長さが１０μｍを超える共
晶Ｓｉでは、大きな共晶Ｓｉに応力が集中し易くなり、
伸びを低下させる。なお、Ｎａの添加でも、Ｓｒと同様
の効果が得られることは周知の通りであるが、安全，管
理等の面で好ましくない。
平均５０μｍ以下 α晶のデンドライトアームスペーシングの大きさは、鋳
造時における溶湯の冷却速度に影響される。デンドライ
トアームスペーシングの平均値が５０μｍを超える大き
さにα晶が成長すると、組織が不均一化し、鋳放しのま
まの状態での機械的性質が低下し、品質安定性に欠け
る。 共晶Ｓｉの平均長さ：１０μｍ以下 共晶Ｓｉの長さは、主に微細化剤として使用するＳｒの
添加量に応じて定まる。伸びを低下させる応力集中を抑
制するためには、共晶Ｓｉの平均長さを１０μｍ以下に
することが必要である。平均長さが１０μｍを超える共
晶Ｓｉでは、大きな共晶Ｓｉに応力が集中し易くなり、
伸びを低下させる。なお、Ｎａの添加でも、Ｓｒと同様
の効果が得られることは周知の通りであるが、安全，管
理等の面で好ましくない。
【００１２】鋳造後の冷却速度：１℃／秒以上
本発明で規定した成分系では、凝固時の溶湯冷却速度を
１℃／秒以上にすることにより、α晶のデンドライトア
ームスペーシングの大きさを平均５０μｍ以下にするこ
とができる。このような冷却速度は、金型重力鋳造法，
低圧鋳造法，ダイカスト鋳造法等によって得られる。砂
型鋳造では、緩冷却すぎてデンドライトアームスペーシ
ングの平均値が５０μｍを超える大きさにα晶が成長
し、鋳放しままの状態における機械的性質が低下する。
得られたアルミニウム合金鋳物は、鋳放しままの状態で
１１％以上の伸び及び１０．５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐
力を呈することから、自動車用ホイール，サスペンショ
ン部品等の製品として使用可能である。すなわち、溶体
化処理や時効処理を必要とせずに必要な機械的性質が得
られるので、安価なコストで製品が提供される。
１℃／秒以上にすることにより、α晶のデンドライトア
ームスペーシングの大きさを平均５０μｍ以下にするこ
とができる。このような冷却速度は、金型重力鋳造法，
低圧鋳造法，ダイカスト鋳造法等によって得られる。砂
型鋳造では、緩冷却すぎてデンドライトアームスペーシ
ングの平均値が５０μｍを超える大きさにα晶が成長
し、鋳放しままの状態における機械的性質が低下する。
得られたアルミニウム合金鋳物は、鋳放しままの状態で
１１％以上の伸び及び１０．５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐
力を呈することから、自動車用ホイール，サスペンショ
ン部品等の製品として使用可能である。すなわち、溶体
化処理や時効処理を必要とせずに必要な機械的性質が得
られるので、安価なコストで製品が提供される。
【００１３】
【００１４】
【実施例】表１及び表２の成分・組成に調整したアルミ
ニウム合金を溶製し、試験番号１〜１８では金型を用い
て鋳造した。このときの冷却速度は何れも約２．３℃／
秒であり、デンドライトアームスペーシングの平均的な
大きさが約３５μｍ，共晶Ｓｉの平均長さが約７μｍで
あった。また、試験番号１９〜２４では、表３に示すよ
うに各種鋳造法で鋳造し、デンドライトアームスペーシ
ングの平均値及び共晶Ｓｉの平均長さが異なる鋳造組織
を得た。
ニウム合金を溶製し、試験番号１〜１８では金型を用い
て鋳造した。このときの冷却速度は何れも約２．３℃／
秒であり、デンドライトアームスペーシングの平均的な
大きさが約３５μｍ，共晶Ｓｉの平均長さが約７μｍで
あった。また、試験番号１９〜２４では、表３に示すよ
うに各種鋳造法で鋳造し、デンドライトアームスペーシ
ングの平均値及び共晶Ｓｉの平均長さが異なる鋳造組織
を得た。
【００１５】
【００１６】
【００１７】
【００１８】 得られた各鋳造材の機械的性質を調査し
た。調査結果を表４に示す。
た。調査結果を表４に示す。
【００１９】
【００２０】 表４にみられるように、本発明に従った
鋳物は、何れも鋳放し状態で１０．５ｋｇ／ｍｍ２以上
の耐力及び１１％以上の伸びを示しており、十分使用に
耐えることが判る。これに対し、試験番号７，１０では
Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧１．２５を満足していないことか
ら、試験番号８ではＭｇ含有量が少な過ぎることから、
試験番号９ではＣｕ含有量が少な過ぎることから、何れ
も耐力が不足していた。試験番号１１，１２ではＭｇ含
有量が多すぎることから、試験番号１４ではＳｉ含有量
が多すぎることから、試験番号１６では微細化剤がなく
α−Ａｌ晶が約５ｍｍと大きく成長したことから、試験
番号１７では粒径５〜１０μｍと大きなＴｉ−Ｂ系化合
物が生成したことから、試験番号１８ではＺｒが過大で
長さ５〜１０μｍの大きなＡｌ−Ｚｒ系化合物が生成し
たことから、試験番号１９ではＳｒ添加による微細化が
なく長さ約２０μｍの共晶Ｓｉが生成したことから、試
験番号２０では大きなＡｌ−Ｓｒ系化合物が生成したこ
とから、試験番号２１ではＦｅが過剰で長さ１０〜２０
μｍの大きなＡｌ−Ｆｅ系化合物が生成したことから、
試験番号２２では緩冷却の砂型鋳造のためデンドライト
アームスペーシングが約８０μｍとなったことから、何
れも小さい伸びを示した。以上の通り、本発明のアルミ
ニウム合金が鋳放し状態でも十分な耐力及び伸びを示す
こと及び熱処理によるコストが嵩むことを考慮すると、
車両用ホイールや足廻り部品等の通常の用途では熱処理
を施す必要はないことが判る。
鋳物は、何れも鋳放し状態で１０．５ｋｇ／ｍｍ２以上
の耐力及び１１％以上の伸びを示しており、十分使用に
耐えることが判る。これに対し、試験番号７，１０では
Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧１．２５を満足していないことか
ら、試験番号８ではＭｇ含有量が少な過ぎることから、
試験番号９ではＣｕ含有量が少な過ぎることから、何れ
も耐力が不足していた。試験番号１１，１２ではＭｇ含
有量が多すぎることから、試験番号１４ではＳｉ含有量
が多すぎることから、試験番号１６では微細化剤がなく
α−Ａｌ晶が約５ｍｍと大きく成長したことから、試験
番号１７では粒径５〜１０μｍと大きなＴｉ−Ｂ系化合
物が生成したことから、試験番号１８ではＺｒが過大で
長さ５〜１０μｍの大きなＡｌ−Ｚｒ系化合物が生成し
たことから、試験番号１９ではＳｒ添加による微細化が
なく長さ約２０μｍの共晶Ｓｉが生成したことから、試
験番号２０では大きなＡｌ−Ｓｒ系化合物が生成したこ
とから、試験番号２１ではＦｅが過剰で長さ１０〜２０
μｍの大きなＡｌ−Ｆｅ系化合物が生成したことから、
試験番号２２では緩冷却の砂型鋳造のためデンドライト
アームスペーシングが約８０μｍとなったことから、何
れも小さい伸びを示した。以上の通り、本発明のアルミ
ニウム合金が鋳放し状態でも十分な耐力及び伸びを示す
こと及び熱処理によるコストが嵩むことを考慮すると、
車両用ホイールや足廻り部品等の通常の用途では熱処理
を施す必要はないことが判る。
【００２１】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の非熱処
理用アルミニウム合金鋳物においては、Ｓｒを微細化剤
として使用することにより共晶Ｓｉを丸みを付けた粒子
に微細化すると共に、Ｃｕ，Ｍｇを初めとする合金成分
の含有量を相関的に調整し、共晶Ｓｉが結晶粒界に集中
しすぎないようにデンドライトアームスペーシングを規
制することにより、鋳放し状態で高い耐力及び伸びを呈
する材料としている。そのため、コストが嵩む熱処理を
必要とすることなく、車両用ホイールや足廻り部品とし
て使用される材料が提供される。
理用アルミニウム合金鋳物においては、Ｓｒを微細化剤
として使用することにより共晶Ｓｉを丸みを付けた粒子
に微細化すると共に、Ｃｕ，Ｍｇを初めとする合金成分
の含有量を相関的に調整し、共晶Ｓｉが結晶粒界に集中
しすぎないようにデンドライトアームスペーシングを規
制することにより、鋳放し状態で高い耐力及び伸びを呈
する材料としている。そのため、コストが嵩む熱処理を
必要とすることなく、車両用ホイールや足廻り部品とし
て使用される材料が提供される。
【図１】 耐力１０．５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上及び伸び１
１％以上となるＣｕ含有量及びＭｇ含有量の範囲を表し
たグラフ
１％以上となるＣｕ含有量及びＭｇ含有量の範囲を表し
たグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 倉増 幸雄
静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号
日本軽金属株式会社 グループ技術セ
ンター内
(72)発明者 堀川 宏
静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号
日本軽金属株式会社 グループ技術セ
ンター内
(72)発明者 武井 紀人
静岡県浜松市葵町318番地 エンケイ株
式会社内
(56)参考文献 特開 平９−272942（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−109537（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−5148（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−268530（ＪＰ，Ａ)
特開 昭52−148412（ＪＰ，Ａ)
特開 昭50−137316（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 21/00 - 21/18
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ：４〜８重量％，Ｃｕ：０．４〜
１．０重量％（但し、０．５重量％以下を除く），Ｍ
ｇ：０．２〜０．４重量％，Ｆｅ：０．０５〜０．３重
量％，Ｓｒ：０．００２〜０．０２重量％，Ｚｒ：０．
０００５〜０．１重量％を含み、残部が実質的にＡｌの
組成をもち、Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧１．２５重量％の条件
を満足し、不純物としてＣａ≦０．０１重量％，Ｐ≦
０．００２重量％，Ｓｂ≦０．００５重量％に規制され
ており、α−Ａｌ晶のデンドライトアームスペーシング
の平均値が５０μｍ以下，共晶Ｓｉの平均長さが１０μ
ｍ以下であることを特徴とする非熱処理用アルミニウム
合金鋳物。 - 【請求項２】 Ｓｉ：４〜８重量％，Ｃｕ：０．４〜
１．０重量％（但し、０．５重量％以下を除く），Ｍ
ｇ：０．２〜０．４重量％，Ｆｅ：０．０５〜０．３重
量％，Ｓｒ：０．００２〜０．０２重量％，Ｚｒ：０．
０００５〜０．１重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．２５重
量％，Ｂ：０．０００１〜０．００１重量％を含み、残
部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ＋２．５Ｍｇ≧
１．２５重量％の条件を満足し、不純物としてＣａ≦
０．０１重量％，Ｐ≦０．００２重量％，Ｓｂ≦０．０
０５重量％に規制されており、α−Ａｌ晶のデンドライ
トアームスペーシングの平均値が５０μｍ以下，共晶Ｓ
ｉの平均長さが１０μｍ以下であることを特徴とする非
熱処理用アルミニウム合金鋳物。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の組成をもつアル
ミニウム合金を金型鋳造，低圧鋳造又はダイカスト鋳造
し、冷却速度１℃／秒以上で冷却することを特徴とする
非熱処理用アルミニウム合金鋳物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16564597A JP3479204B2 (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16564597A JP3479204B2 (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112673A JPH1112673A (ja) | 1999-01-19 |
| JP3479204B2 true JP3479204B2 (ja) | 2003-12-15 |
Family
ID=15816307
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16564597A Expired - Fee Related JP3479204B2 (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3479204B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102888541A (zh) * | 2012-10-30 | 2013-01-23 | 季华 | 一种铝钛合金的制备方法 |
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| US20080041499A1 (en) * | 2006-08-16 | 2008-02-21 | Alotech Ltd. Llc | Solidification microstructure of aggregate molded shaped castings |
| JP5300118B2 (ja) | 2007-07-06 | 2013-09-25 | 日産自動車株式会社 | アルミニウム合金鋳物の製造方法 |
| JP2009101410A (ja) * | 2007-10-26 | 2009-05-14 | Hitachi Ltd | アルミダイカスト材の改質方法 |
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| CN104195383B (zh) * | 2014-09-05 | 2016-01-06 | 天津立中合金集团有限公司 | 高端汽车全铝发动机用亚共晶铝硅合金材料及其制备方法 |
| CN105369086A (zh) * | 2015-12-23 | 2016-03-02 | 常熟市虹桥铸钢有限公司 | 一种合金汽车轮毂低压铸造工艺 |
| CN111108224A (zh) * | 2017-09-20 | 2020-05-05 | 爱信轻金属株式会社 | 压铸铸造用铝合金及使用其的功能性部件 |
| WO2019101316A1 (en) * | 2017-11-23 | 2019-05-31 | Norsk Hydro Asa | Al-si-mg-zr-sr alloy with particle-free grain refinement and improved heat conductivity |
-
1997
- 1997-06-23 JP JP16564597A patent/JP3479204B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102888541A (zh) * | 2012-10-30 | 2013-01-23 | 季华 | 一种铝钛合金的制备方法 |
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|---|---|
| JPH1112673A (ja) | 1999-01-19 |
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