JPH0213020B2 - - Google Patents
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- JPH0213020B2 JPH0213020B2 JP56110030A JP11003081A JPH0213020B2 JP H0213020 B2 JPH0213020 B2 JP H0213020B2 JP 56110030 A JP56110030 A JP 56110030A JP 11003081 A JP11003081 A JP 11003081A JP H0213020 B2 JPH0213020 B2 JP H0213020B2
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Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は、鋳造用アルミニウム合金とその使用
方法に係り、特にAl−Cu−Mg系合金にMn、Ｂ
を添加した鋳造用アルミニウム合金と、それを高
温度で長時間溶体化をする鋳造用アルミニウム合
金の使用方法に関するものである。 従来の技術 従来、鋳造用アルミニウム合金の中で、Al−
Cu−Mg系合金は、最も高い強度と靭性を有する
熱処理型合金であるが、鋳造性が非常に悪いた
め、鋳造欠陥として、特に、熱間割れ、収縮巣や
ミクロポロシテイ等が発生して、本合金が保有す
る高い強度と靭性を得ることができない欠点があ
る。 特に、砂型鋳造法のような冷却速度の遅い鋳造
法では、鋳造欠陥として、製品の厚肉部に収縮巣
やミクロポロシテイが発生し、これが原因で強度
と靭性が激減する。 また、金型鋳造法では、砂型鋳造法とは逆に冷
却速度が早いため、収縮巣やミクロポロシテイ
は、発生しにくいが、溶湯の疑固中に金型によつ
て凝固収縮が妨害されるので、製品の肉厚が急激
に変化する場所に鋳造欠陥として熱間割れが発生
する傾向がある。 さらに、Al−Cu−Mg系合金は、他の鋳造用ア
ルミニウム合金に比べて、応力腐食割れに非常に
弱い欠点もある。 また、アルミニウムにマンガン２〜５％、チタ
ン0.1〜0.5％、銅0.5〜５％、およびマグネシウム
0.05〜３％を添加した合金が特公昭48−42764号
公報に、銅5.0〜6.2％、マグネシウム0.2〜0.5％、
カドミニウム0.05〜0.8％、チタン0.01〜0.5％、
ホウ素0.01％以下、マンガン0.7％以下を含有す
るアルミニウム合金が特公昭49−47602号公報に
提案されている。 発明が解決すべき課題 本発明は、上記のような合金に対して、鋳造性
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い
強度と靭性を有する鋳造用アルミニウム合金とそ
の使用方法の提供を、その目的とするものであ
る。 課題を解決するための手段 本発明の特徴は、重量％としてCu4.0〜5.0％、
Mg0.41〜0.8％、Mn0.6〜2.0％、Ti0.1〜0.2％、
B0.001〜0.01％、不純物としてSiおよびFeを0.2
％以下、残部Alの合金組成の鋳造用アルミニウ
ム合金とそれを所定の製品形状に鋳造した後、温
度530〜540℃、時間40〜48時間で溶体化処理する
鋳造用アルミニウム合金の使用方法にある。 実施例 以下、本発明の実施例について述べる。 第１表は、本発明以外の鋳造用アルミニウム合
金資料No.１〜２と、本発明に係る合金組成を有す
る鋳造用アルミニウム合金資料No.５〜10の熱間割
れの比較を示すものである。 即ち、第１表に示す重量％の合金組成の各種ア
ルミニウム合金を黒鉛ルツボを用いて溶解し、そ
の溶湯を温度720〜740℃に保持し、200±20℃に
予熱した割れ試験金型（リング試験片）に鋳込ん
で試験片を採取し、その熱間割れの測定結果を同
表に示した。
方法に係り、特にAl−Cu−Mg系合金にMn、Ｂ
を添加した鋳造用アルミニウム合金と、それを高
温度で長時間溶体化をする鋳造用アルミニウム合
金の使用方法に関するものである。 従来の技術 従来、鋳造用アルミニウム合金の中で、Al−
Cu−Mg系合金は、最も高い強度と靭性を有する
熱処理型合金であるが、鋳造性が非常に悪いた
め、鋳造欠陥として、特に、熱間割れ、収縮巣や
ミクロポロシテイ等が発生して、本合金が保有す
る高い強度と靭性を得ることができない欠点があ
る。 特に、砂型鋳造法のような冷却速度の遅い鋳造
法では、鋳造欠陥として、製品の厚肉部に収縮巣
やミクロポロシテイが発生し、これが原因で強度
と靭性が激減する。 また、金型鋳造法では、砂型鋳造法とは逆に冷
却速度が早いため、収縮巣やミクロポロシテイ
は、発生しにくいが、溶湯の疑固中に金型によつ
て凝固収縮が妨害されるので、製品の肉厚が急激
に変化する場所に鋳造欠陥として熱間割れが発生
する傾向がある。 さらに、Al−Cu−Mg系合金は、他の鋳造用ア
ルミニウム合金に比べて、応力腐食割れに非常に
弱い欠点もある。 また、アルミニウムにマンガン２〜５％、チタ
ン0.1〜0.5％、銅0.5〜５％、およびマグネシウム
0.05〜３％を添加した合金が特公昭48−42764号
公報に、銅5.0〜6.2％、マグネシウム0.2〜0.5％、
カドミニウム0.05〜0.8％、チタン0.01〜0.5％、
ホウ素0.01％以下、マンガン0.7％以下を含有す
るアルミニウム合金が特公昭49−47602号公報に
提案されている。 発明が解決すべき課題 本発明は、上記のような合金に対して、鋳造性
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い
強度と靭性を有する鋳造用アルミニウム合金とそ
の使用方法の提供を、その目的とするものであ
る。 課題を解決するための手段 本発明の特徴は、重量％としてCu4.0〜5.0％、
Mg0.41〜0.8％、Mn0.6〜2.0％、Ti0.1〜0.2％、
B0.001〜0.01％、不純物としてSiおよびFeを0.2
％以下、残部Alの合金組成の鋳造用アルミニウ
ム合金とそれを所定の製品形状に鋳造した後、温
度530〜540℃、時間40〜48時間で溶体化処理する
鋳造用アルミニウム合金の使用方法にある。 実施例 以下、本発明の実施例について述べる。 第１表は、本発明以外の鋳造用アルミニウム合
金資料No.１〜２と、本発明に係る合金組成を有す
る鋳造用アルミニウム合金資料No.５〜10の熱間割
れの比較を示すものである。 即ち、第１表に示す重量％の合金組成の各種ア
ルミニウム合金を黒鉛ルツボを用いて溶解し、そ
の溶湯を温度720〜740℃に保持し、200±20℃に
予熱した割れ試験金型（リング試験片）に鋳込ん
で試験片を採取し、その熱間割れの測定結果を同
表に示した。
【表】
また、第２表は、第１表の合金組成の各種アル
ミニウム合金No.１〜２、５〜10の引張り強さ、伸
びおよび硬さを測定するため、温度300±20℃に
予熱したJIS試験用金型によつて試験片を採取し、
溶体化処理後JIS試験片に加工し、この試験片の
引張り強さ、伸びおよび硬度の測定結果を示した
ものである。この時の溶体化処理条件は、温度
520℃で12時間保持後80℃の温水中で冷却したも
のである。
ミニウム合金No.１〜２、５〜10の引張り強さ、伸
びおよび硬さを測定するため、温度300±20℃に
予熱したJIS試験用金型によつて試験片を採取し、
溶体化処理後JIS試験片に加工し、この試験片の
引張り強さ、伸びおよび硬度の測定結果を示した
ものである。この時の溶体化処理条件は、温度
520℃で12時間保持後80℃の温水中で冷却したも
のである。
【表】
【表】
上記第１表の結果より、本実施例に係るNo.５〜
10の合金組成のアルミニウム合金がNo.１〜２のア
ルミニウム合金より熱間割れに対して優れている
ことがわかる。しかし、第２表に示すように、試
験片No.５〜10の引張り強さは40Kg/mm2未満、伸び
は20（％）未満であり、No.１〜２に比較し変化が
少ない。 これは、鋳物欠陥として収縮巣やミクロポロシ
テイが存在するからである。しかるに、これらの
収縮巣やミクロポロシテイを除去することは困難
であるが、多角形状の収縮巣やミクロポロシテイ
を球状化すれば、強度と靭性が相当改善されるこ
とが考えられるものであり、球状化することは可
能である。 そこで、溶体化処理によつて収縮巣やミクロポ
ロシテイの球状化を図つた。この時の溶体化条件
は、温度535℃で48時間保持後、温度80℃の温水
で冷却した。 第３表は、上記処理を施こした第１表表示の試
験片No.１〜２及びNo.５、９〜10のアルミニウム合
金についての引張り強さ、伸びおよび硬さの測定
結果である。
10の合金組成のアルミニウム合金がNo.１〜２のア
ルミニウム合金より熱間割れに対して優れている
ことがわかる。しかし、第２表に示すように、試
験片No.５〜10の引張り強さは40Kg/mm2未満、伸び
は20（％）未満であり、No.１〜２に比較し変化が
少ない。 これは、鋳物欠陥として収縮巣やミクロポロシ
テイが存在するからである。しかるに、これらの
収縮巣やミクロポロシテイを除去することは困難
であるが、多角形状の収縮巣やミクロポロシテイ
を球状化すれば、強度と靭性が相当改善されるこ
とが考えられるものであり、球状化することは可
能である。 そこで、溶体化処理によつて収縮巣やミクロポ
ロシテイの球状化を図つた。この時の溶体化条件
は、温度535℃で48時間保持後、温度80℃の温水
で冷却した。 第３表は、上記処理を施こした第１表表示の試
験片No.１〜２及びNo.５、９〜10のアルミニウム合
金についての引張り強さ、伸びおよび硬さの測定
結果である。
【表】
上記第３表と第２表の測定結果を比較すると、
引張り強さは40Kg/mm2以上、伸びは、No.１以外は
20％以上であることから、強度と靭性が相当改善
されていることがわかる。 この理由は、溶体化温度がこれらのアルミニウ
ム合金の最終凝固温度540℃に非常に近く、かつ、
溶体化時間が非常に長いため、原子の拡散が容易
であり、収縮巣やミクロポロシテイの球状化が促
進されたものと考えられる。 次に、他の実施例について説明する。 車輌の強度部品であるデイスクブレーキキヤリ
バーは、従来鉄鋳物であるが、自動車の軽量化に
伴つて軽量化を図るため、鉄鋳物からアルミ鋳物
へ変わりつつあるが、デイスクブレーキキヤリバ
ーは、強度部品であることから一般のアルミニウ
ム合金では、強度と靭性の面で難しく使用されて
いない。 そこで、本発明に係るアルミニウム合金を使用
してデイスクブレーキキヤリバーを金型鋳造法で
作り、本製品から切出した試験片の強度を測定し
た。 第１図は、その測定結果を示すものである。図
で、Ａは、第１表に示したNo.１の合金組成のもの
であり、Ｂは、No.５の合金組成のもので、溶体化
処理条件を温度535℃で48時間とした。この図か
らＢの方がＡの方より引張り強さおよび伸び、す
なわち、強度と靭性共に優れていることが明かで
ある。 また、Al−Cu−Mg系合金は、耐応力腐食割れ
に弱いことがわかつている。 第２図は、アルミニウム合金の耐応力腐食割れ
の測定結果を示すものである。 図で、曲線Ｃは、第１表の試験片No.１の合金組
成で、Ｄは、No.５の合金組成であり、溶体化処理
条件を温度535℃で48時間とした。この図から明
らかに曲線Ｄの方が耐応力腐食割れに優れてい
る。 これは、合金元素としてのMnが結晶粒界の耐
食性の強化に寄与しているためと考えられるもの
である。 以上説明したように、Al−Cu−Mg系合金に重
量％でMn0.6〜2.0％、B0.001〜0.01％を添加する
ことにより熱間割れを除去することができるもの
である。 また、Al−Cu−Mg系合金に重量％でMn0.6〜
2.0％、B0.001〜0.01％を添加した後、温度535℃
で48時間の溶体化処理することによつて、引張り
強さ40Kg/mm2以上、伸び20％以上の強度と靭性を
得ることができるものである。 そして、Mnを重量％0.6〜2.0％添加すること
により、耐応力腐食割れ性が改善されるものであ
る。さらに、Mgを0.41〜0.8％としたことによ
り、合金自体の耐力向上にもなるものである。 発明の効果 以上述べたように本発明は、総合して、鋳造性
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い
強度と靭性を有する鋳造用アルミニウム合金を所
期できるものであつて、実用的効果に優れた発明
ということができる。 本発明において、Cuが4.0％より少ないと鋳造
性が悪くなり、湯流れの低下、収縮巣が大きくな
ると共に熱処理後のCuの固溶量が少くなるため、
引張り強さ、耐力、硬さが低下する。 Cuが5.0％を越えるとAl−CuAl2の共晶が結晶
粒界に晶出するため靭性が低下する。 Mgが0.41％よりも少ないとCuと同様に熱処理
後のMgの固溶量が少くなるため、引張り強さ、
耐力、硬さが低下する。 Mgが0.8％を越えると熱処理後の靭性が低下す
る。 Mnが0.6％より少ないと鋳造時の熱間割れ及び
応力腐食割れに対する改善効果が少くなる。 Mnが2.0％を越えると、結晶粒界に粗大なMn
化合を晶出するため、引張り強さ、耐力、伸びが
共に低下する。 Tiが0.1％より少ないと、ミクロ組織や中の初
晶α相の微細化及びマクロ組織の微細化に役立た
ない。 Tiが0.2％を越えると、Ti化合物の発生のた
め、機械的性質の低下を招く。 Ｂが0.001％より少ないと、Tiと同様にミクロ
組織の中の初晶α相の微細化及びマクロ組織の微
細化に役立たない。 Ｂが0.01％を越える場合については、Ｂの量の
多いことによる効果に変化はない。 SiとFeとは不純物であり、これらが0.2％を越
えると靭性の低下を招く。
引張り強さは40Kg/mm2以上、伸びは、No.１以外は
20％以上であることから、強度と靭性が相当改善
されていることがわかる。 この理由は、溶体化温度がこれらのアルミニウ
ム合金の最終凝固温度540℃に非常に近く、かつ、
溶体化時間が非常に長いため、原子の拡散が容易
であり、収縮巣やミクロポロシテイの球状化が促
進されたものと考えられる。 次に、他の実施例について説明する。 車輌の強度部品であるデイスクブレーキキヤリ
バーは、従来鉄鋳物であるが、自動車の軽量化に
伴つて軽量化を図るため、鉄鋳物からアルミ鋳物
へ変わりつつあるが、デイスクブレーキキヤリバ
ーは、強度部品であることから一般のアルミニウ
ム合金では、強度と靭性の面で難しく使用されて
いない。 そこで、本発明に係るアルミニウム合金を使用
してデイスクブレーキキヤリバーを金型鋳造法で
作り、本製品から切出した試験片の強度を測定し
た。 第１図は、その測定結果を示すものである。図
で、Ａは、第１表に示したNo.１の合金組成のもの
であり、Ｂは、No.５の合金組成のもので、溶体化
処理条件を温度535℃で48時間とした。この図か
らＢの方がＡの方より引張り強さおよび伸び、す
なわち、強度と靭性共に優れていることが明かで
ある。 また、Al−Cu−Mg系合金は、耐応力腐食割れ
に弱いことがわかつている。 第２図は、アルミニウム合金の耐応力腐食割れ
の測定結果を示すものである。 図で、曲線Ｃは、第１表の試験片No.１の合金組
成で、Ｄは、No.５の合金組成であり、溶体化処理
条件を温度535℃で48時間とした。この図から明
らかに曲線Ｄの方が耐応力腐食割れに優れてい
る。 これは、合金元素としてのMnが結晶粒界の耐
食性の強化に寄与しているためと考えられるもの
である。 以上説明したように、Al−Cu−Mg系合金に重
量％でMn0.6〜2.0％、B0.001〜0.01％を添加する
ことにより熱間割れを除去することができるもの
である。 また、Al−Cu−Mg系合金に重量％でMn0.6〜
2.0％、B0.001〜0.01％を添加した後、温度535℃
で48時間の溶体化処理することによつて、引張り
強さ40Kg/mm2以上、伸び20％以上の強度と靭性を
得ることができるものである。 そして、Mnを重量％0.6〜2.0％添加すること
により、耐応力腐食割れ性が改善されるものであ
る。さらに、Mgを0.41〜0.8％としたことによ
り、合金自体の耐力向上にもなるものである。 発明の効果 以上述べたように本発明は、総合して、鋳造性
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い
強度と靭性を有する鋳造用アルミニウム合金を所
期できるものであつて、実用的効果に優れた発明
ということができる。 本発明において、Cuが4.0％より少ないと鋳造
性が悪くなり、湯流れの低下、収縮巣が大きくな
ると共に熱処理後のCuの固溶量が少くなるため、
引張り強さ、耐力、硬さが低下する。 Cuが5.0％を越えるとAl−CuAl2の共晶が結晶
粒界に晶出するため靭性が低下する。 Mgが0.41％よりも少ないとCuと同様に熱処理
後のMgの固溶量が少くなるため、引張り強さ、
耐力、硬さが低下する。 Mgが0.8％を越えると熱処理後の靭性が低下す
る。 Mnが0.6％より少ないと鋳造時の熱間割れ及び
応力腐食割れに対する改善効果が少くなる。 Mnが2.0％を越えると、結晶粒界に粗大なMn
化合を晶出するため、引張り強さ、耐力、伸びが
共に低下する。 Tiが0.1％より少ないと、ミクロ組織や中の初
晶α相の微細化及びマクロ組織の微細化に役立た
ない。 Tiが0.2％を越えると、Ti化合物の発生のた
め、機械的性質の低下を招く。 Ｂが0.001％より少ないと、Tiと同様にミクロ
組織の中の初晶α相の微細化及びマクロ組織の微
細化に役立たない。 Ｂが0.01％を越える場合については、Ｂの量の
多いことによる効果に変化はない。 SiとFeとは不純物であり、これらが0.2％を越
えると靭性の低下を招く。
第１図は、本発明の一実施例に係るアルミニウ
ム合金と従来のアルミニウム合金との引張り強さ
と延びの特性曲線図、第２図は、応力と亀裂発生
時間の特性曲線図である。
ム合金と従来のアルミニウム合金との引張り強さ
と延びの特性曲線図、第２図は、応力と亀裂発生
時間の特性曲線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％としてCu4.0〜5.0％、Mg0.41〜0.8％、
Mn0.6〜2.0％、Ti0.1〜0.2％、B0.001〜0.01％、
不純物としてSiおよびFe0.2％以下、残部Alの合
金組成からなることを特徴とする鋳造用アルルミ
ニウム合金。 ２ 重量％としてCu4.0〜5.0％、Mg0.41〜0.8％、
Mn0.6〜2.0％、Ti0.1〜0.2％、B0.001〜0.01％、
不純物としてSiおよびFe0.2％以下、残部Alの合
金組成からなる鋳造用アルミニウム合金を所定の
製品形状に鋳造した後、温度530〜540℃、時間40
〜48時間で溶体化することを特徴とする鋳造用ア
ルミニウム合金の使用方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11003081A JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11003081A JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5811760A JPS5811760A (ja) | 1983-01-22 |
| JPH0213020B2 true JPH0213020B2 (ja) | 1990-04-03 |
Family
ID=14525325
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11003081A Granted JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5811760A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0613314A (ja) * | 1992-06-24 | 1994-01-21 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 半導体エピタキシャル成長方法 |
| JP4958292B2 (ja) * | 2007-07-19 | 2012-06-20 | 日立金属株式会社 | アルミニウムダイカスト合金、この合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法 |
| JP6122932B2 (ja) * | 2014-11-13 | 2017-04-26 | 有限会社ベルモデル | 高靭性アルミニウム合金鋳物 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4842764A (ja) * | 1971-09-29 | 1973-06-21 | ||
| JPS4947602A (ja) * | 1972-05-15 | 1974-05-08 |
-
1981
- 1981-07-16 JP JP11003081A patent/JPS5811760A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4842764A (ja) * | 1971-09-29 | 1973-06-21 | ||
| JPS4947602A (ja) * | 1972-05-15 | 1974-05-08 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5811760A (ja) | 1983-01-22 |
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