JPH059638A - 高強度、高靭性アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度、高靭性アルミニウム合金およびその製造方法Info
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- JPH059638A JPH059638A JP18332991A JP18332991A JPH059638A JP H059638 A JPH059638 A JP H059638A JP 18332991 A JP18332991 A JP 18332991A JP 18332991 A JP18332991 A JP 18332991A JP H059638 A JPH059638 A JP H059638A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】熱処理をしない鋳造のままで高い強度と靱性を
兼備したアルミニウム合金およびその製造方法を提供す
ること。 【構成】重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ： 2.5〜７
％、Ｚｎ１〜５％と、少なくともＴｉ：0.15〜 0.5％、
Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一種を
含み、残部がＡｌと不可避物質からなり、アルミニウム
母材中に２０μｍ以下のＭｎ化合物が均一に分散してい
る高強度、高靱性のアルミニウム合金および上記組成の
原料を溶解し、該溶湯を１℃／sec.以上の冷却速度で凝
固することを特徴とするアルミニウム合金の製造方法。
兼備したアルミニウム合金およびその製造方法を提供す
ること。 【構成】重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ： 2.5〜７
％、Ｚｎ１〜５％と、少なくともＴｉ：0.15〜 0.5％、
Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一種を
含み、残部がＡｌと不可避物質からなり、アルミニウム
母材中に２０μｍ以下のＭｎ化合物が均一に分散してい
る高強度、高靱性のアルミニウム合金および上記組成の
原料を溶解し、該溶湯を１℃／sec.以上の冷却速度で凝
固することを特徴とするアルミニウム合金の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度で靭性に優れた
非熱処理型のアルミニウム合金およびその製造方法に関
し、さらに詳しくは、熱処理をしない鋳放しのままで使
用に耐える、Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｚｎ系からなる
高強度・高靭性アルミニウム合金およびその製造方法に
関する。
非熱処理型のアルミニウム合金およびその製造方法に関
し、さらに詳しくは、熱処理をしない鋳放しのままで使
用に耐える、Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｚｎ系からなる
高強度・高靭性アルミニウム合金およびその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】構造用として用いられるアルミニウム合
金部材、特にアルミニウム合金の鋳造材は、軽量化や製
品の性能向上のために、高品質化が望まれている。自動
車の足廻り部品などの重要保安部品にアルミニウム合金
を使用するには、引張強さ、耐力と伸びを兼備した、す
なわち高強度・高靭性な材料であることが要求される。
また、これらの部品は過酷な腐食環境下にさらされるこ
とから、耐食性や応力腐食割れ性にも優れる必要があ
る。さらに、生産性を高めるとともに、コストを低く押
さえるため、長時間を要する熱処理を施さなくても良い
材料であることが望ましい。
金部材、特にアルミニウム合金の鋳造材は、軽量化や製
品の性能向上のために、高品質化が望まれている。自動
車の足廻り部品などの重要保安部品にアルミニウム合金
を使用するには、引張強さ、耐力と伸びを兼備した、す
なわち高強度・高靭性な材料であることが要求される。
また、これらの部品は過酷な腐食環境下にさらされるこ
とから、耐食性や応力腐食割れ性にも優れる必要があ
る。さらに、生産性を高めるとともに、コストを低く押
さえるため、長時間を要する熱処理を施さなくても良い
材料であることが望ましい。
【０００３】従来、鋳造用に用いられるアルミニウム合
金は、鋳造性のよいアルミニウム−珪素（Ａｌ−Ｓｉ）
系が大半を占めていたが、脆弱な共晶けい素が多量に晶
出するため、強度、特に靭性が低く、高品質化の要望に
沿うには限界があった。一方、ＪＩＳに定められるＡＣ
７Ａ及びＡＣ７ＢのようなＡｌ−Ｍｇ系の合金では、靭
性は高いものの、鋳造性が悪く、強度も十分ではない。
金は、鋳造性のよいアルミニウム−珪素（Ａｌ−Ｓｉ）
系が大半を占めていたが、脆弱な共晶けい素が多量に晶
出するため、強度、特に靭性が低く、高品質化の要望に
沿うには限界があった。一方、ＪＩＳに定められるＡＣ
７Ａ及びＡＣ７ＢのようなＡｌ−Ｍｇ系の合金では、靭
性は高いものの、鋳造性が悪く、強度も十分ではない。
【０００４】そこで、強度や鋳造性の向上を図るため、
加工用アルミニウム合金のなかで最高強度を有するＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系に着目し、高圧鋳造法によって鋳造上の
問題点を克服しようとした試みがなされている（特公昭
５１−９６０２、特開昭６１−２２７１４３）。しか
し、いずれもＺｎ含有量が高く、鋳造割れが発生し易
く、また、耐食性や応力腐食割れ性が低下するため、複
雑形状を有し、しかも過酷な腐食条件下にさらされる自
動車用の足廻り部品に、該合金を適用するには性能的に
満足のできる状態ではなかった。
加工用アルミニウム合金のなかで最高強度を有するＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系に着目し、高圧鋳造法によって鋳造上の
問題点を克服しようとした試みがなされている（特公昭
５１−９６０２、特開昭６１−２２７１４３）。しか
し、いずれもＺｎ含有量が高く、鋳造割れが発生し易
く、また、耐食性や応力腐食割れ性が低下するため、複
雑形状を有し、しかも過酷な腐食条件下にさらされる自
動車用の足廻り部品に、該合金を適用するには性能的に
満足のできる状態ではなかった。
【０００５】さらに、耐食性や応力腐食割れ性の良好な
Ａｌ−Ｍｇ系に着目して、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍ
ｎ、Ｃｒなどの添加量を特定することによって、これら
の性質を害することなく、強度や鋳造性を改善する試み
もなされている（特開昭６１−１３６６５２、特開昭６
２−１７１４７）。しかし、これらの例では引張強度が
高々３０kg／mm2 であり、いま対象としている足廻り部
品に適用するには不十分である。また、特開昭６１−１
７０５３８では、引張強度が約３７Kg／mm2 とまずまず
のアルミニウム合金を開示しているが、熱処理が必要で
あって、生産性に問題がある。
Ａｌ−Ｍｇ系に着目して、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍ
ｎ、Ｃｒなどの添加量を特定することによって、これら
の性質を害することなく、強度や鋳造性を改善する試み
もなされている（特開昭６１−１３６６５２、特開昭６
２−１７１４７）。しかし、これらの例では引張強度が
高々３０kg／mm2 であり、いま対象としている足廻り部
品に適用するには不十分である。また、特開昭６１−１
７０５３８では、引張強度が約３７Kg／mm2 とまずまず
のアルミニウム合金を開示しているが、熱処理が必要で
あって、生産性に問題がある。
【０００６】このように、熱処理をしない鋳造のまま
で、十分な強度と靭性を兼ね備えているだけでなく、さ
らに耐食性や応力腐食割れ性の良好な合金およびその製
造方法は未だ見出されていない。
で、十分な強度と靭性を兼ね備えているだけでなく、さ
らに耐食性や応力腐食割れ性の良好な合金およびその製
造方法は未だ見出されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、熱処
理をしない鋳造のままで高い強度と靭性を兼備したアル
ミニウム合金およびその製造方法を提供することにあ
る。
理をしない鋳造のままで高い強度と靭性を兼備したアル
ミニウム合金およびその製造方法を提供することにあ
る。
【０００８】本発明者らは、上述の従来技術の問題に関
し、以下のことに着目して解決しようとした。すなわ
ち、アルミニウムと遷移金属であるＭｎとで形成される
化合物を分散させることによる強化に着眼し、Ａｌ−Ｍ
ｎ合金にＴｉ、Ｚｒ、又はＢを添加することによって、
Ａｌ−Ｍｎ化合物が細かく均一に晶出することを見出
し、強度の向上に有効であるという知見を得た。さら
に、この系において、固溶および自然時効による析出に
よって強化する作用のあるＭｇ、Ｚｎを添加し、しかも
冷却速度の早い鋳造法を用いることによって、これらの
元素を過飽和に強制固溶させることにより、高い強度と
靭性を兼備したアルミニウム合金を実現するに至った。
し、以下のことに着目して解決しようとした。すなわ
ち、アルミニウムと遷移金属であるＭｎとで形成される
化合物を分散させることによる強化に着眼し、Ａｌ−Ｍ
ｎ合金にＴｉ、Ｚｒ、又はＢを添加することによって、
Ａｌ−Ｍｎ化合物が細かく均一に晶出することを見出
し、強度の向上に有効であるという知見を得た。さら
に、この系において、固溶および自然時効による析出に
よって強化する作用のあるＭｇ、Ｚｎを添加し、しかも
冷却速度の早い鋳造法を用いることによって、これらの
元素を過飽和に強制固溶させることにより、高い強度と
靭性を兼備したアルミニウム合金を実現するに至った。
【０００９】
（第１発明の構成）第１発明（請求項１に記載の発明）
の構成は、重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ 2.5〜７
％、Ｚｎ：１〜５％と少なくともＴｉ：0.15〜 0.5％、
Ｚｒ：0.15〜0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一種を
含み、残部がアルミニウムと不可避物質からなり、アル
ミニウム母材中に２０μｍ以下のＭｎ化合物が均一に分
散していることを特徴とする高強度、高靭性アルミニウ
ム合金である。
の構成は、重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ 2.5〜７
％、Ｚｎ：１〜５％と少なくともＴｉ：0.15〜 0.5％、
Ｚｒ：0.15〜0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一種を
含み、残部がアルミニウムと不可避物質からなり、アル
ミニウム母材中に２０μｍ以下のＭｎ化合物が均一に分
散していることを特徴とする高強度、高靭性アルミニウ
ム合金である。
【００１０】（第２発明の構成）第２発明（請求項２に
記載の発明）は、重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ 2.5
〜７％、Ｚｎ：１〜５％と少なくともＴｉ：0.15〜 0.5
％、Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一
種を含み、残部が実質的にアルミニウムとなるように原
料を溶解し、前記原料の溶湯を１℃／sec.以上の冷却速
度で凝固させることを特徴とする高強度、高靭性アルミ
ニウム合金の製造方法である。
記載の発明）は、重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ 2.5
〜７％、Ｚｎ：１〜５％と少なくともＴｉ：0.15〜 0.5
％、Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一
種を含み、残部が実質的にアルミニウムとなるように原
料を溶解し、前記原料の溶湯を１℃／sec.以上の冷却速
度で凝固させることを特徴とする高強度、高靭性アルミ
ニウム合金の製造方法である。
【００１１】
（第１発明の作用）本第１発明の高強度、高靭性アルミ
ニウム合金が前記優れた効果を発揮する機構は、未だ必
ずしも明らかではないが、次のように考えられる。該ア
ルミニウムの合金中に添加するＭｎはＡｌ中に固溶して
アルミニウム合金の強度を向上させる。また、アルミニ
ウム合金の耐食性を向上させる効果を有する。アルミニ
ウム中における含有量が 0.5重量％未満では十分な強度
が得られない。しかし、２重量％以上となると、工業的
な製造手法で得られる範囲の冷却速度では、初晶として
粗大なＡｌ6 ＭｎやＡｌ4 Ｍｎが晶出し、著しく強度が
低下する。
ニウム合金が前記優れた効果を発揮する機構は、未だ必
ずしも明らかではないが、次のように考えられる。該ア
ルミニウムの合金中に添加するＭｎはＡｌ中に固溶して
アルミニウム合金の強度を向上させる。また、アルミニ
ウム合金の耐食性を向上させる効果を有する。アルミニ
ウム中における含有量が 0.5重量％未満では十分な強度
が得られない。しかし、２重量％以上となると、工業的
な製造手法で得られる範囲の冷却速度では、初晶として
粗大なＡｌ6 ＭｎやＡｌ4 Ｍｎが晶出し、著しく強度が
低下する。
【００１２】また、Ｔｉでは結晶粒を微細化するだけで
なく、Ａｌ6 Ｍｎ化合物を粒子径２０μｍ以下と、細か
く丸い形状で、かつ均一に晶出させ強度、靱性を高め
る。アルミニウムに対する添加量が0.15重量％未満で
は、前記効果が得られないばかりか、逆に強度、靱性が
低下するという悪影響がでてしまい 0.5重量％を越える
と、溶解・鋳造温度を1,000 ℃まで高めても、初晶とし
て粗大な針状のＡｌ3 Ｔｉが晶出して、著しく強度が低
下する。ＺｒもＢも同様の効果を有する。Ｚｒでは0.15
％、Ｂでは0.01％よりも含有量が少ないと、効果が得ら
れない。また、Ｚｒでは 0.5％を越えると粗大なＡｌ3
Ｚｒ粒子が、Ｂでは 0.1％を越えると粗大なＡｌＢ2 粒
子が晶出し、強度、伸びが著しく低下する。
なく、Ａｌ6 Ｍｎ化合物を粒子径２０μｍ以下と、細か
く丸い形状で、かつ均一に晶出させ強度、靱性を高め
る。アルミニウムに対する添加量が0.15重量％未満で
は、前記効果が得られないばかりか、逆に強度、靱性が
低下するという悪影響がでてしまい 0.5重量％を越える
と、溶解・鋳造温度を1,000 ℃まで高めても、初晶とし
て粗大な針状のＡｌ3 Ｔｉが晶出して、著しく強度が低
下する。ＺｒもＢも同様の効果を有する。Ｚｒでは0.15
％、Ｂでは0.01％よりも含有量が少ないと、効果が得ら
れない。また、Ｚｒでは 0.5％を越えると粗大なＡｌ3
Ｚｒ粒子が、Ｂでは 0.1％を越えると粗大なＡｌＢ2 粒
子が晶出し、強度、伸びが著しく低下する。
【００１３】また、ＭｇはＡｌ中に固溶するとともに、
一部がＡｌ、Ｚｎとともに析出して、強度を向上させ
る。アルミニウムに対する添加量が 2.5重量％未満では
十分な強度が得られず、７重量％を越えると工業的な鋳
造方法で得られる範囲の冷却速度では化合物相が晶出し
脆化してしまう。
一部がＡｌ、Ｚｎとともに析出して、強度を向上させ
る。アルミニウムに対する添加量が 2.5重量％未満では
十分な強度が得られず、７重量％を越えると工業的な鋳
造方法で得られる範囲の冷却速度では化合物相が晶出し
脆化してしまう。
【００１４】また、ＺｎはＡｌ中に固溶するとともに、
一部がＡｌ、Ｍｇとともに析出して強度を上昇させる。
アルミニウムに対する添加量が１重量％未満では、十分
な強度が得られず、５重量％を越えると、工業的な鋳造
手法で得られる範囲の冷却速度では化合物層が晶出して
脆化するだけでなく、耐食性や耐応力腐食割れ性が低下
する。
一部がＡｌ、Ｍｇとともに析出して強度を上昇させる。
アルミニウムに対する添加量が１重量％未満では、十分
な強度が得られず、５重量％を越えると、工業的な鋳造
手法で得られる範囲の冷却速度では化合物層が晶出して
脆化するだけでなく、耐食性や耐応力腐食割れ性が低下
する。
【００１５】本第１発明のアルミニウム合金は、このよ
うな作用を有するＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎをアルミニウムに対
し、重量％でＭｎは 0.5〜２％、Ｍｇは2.5 〜７％、Ｚ
ｎは１〜５％添加し、かつ、少なくともＴｉ、Ｚｒ、Ｂ
の一種をそれぞれアルミニウムに対し、重量％でＴｉは
0.15〜 0.5％、Ｚｒは0.15〜 0.5％、Ｂは0.01〜 0.1％
添加し、高強度、高靭性を達成するものである。
うな作用を有するＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎをアルミニウムに対
し、重量％でＭｎは 0.5〜２％、Ｍｇは2.5 〜７％、Ｚ
ｎは１〜５％添加し、かつ、少なくともＴｉ、Ｚｒ、Ｂ
の一種をそれぞれアルミニウムに対し、重量％でＴｉは
0.15〜 0.5％、Ｚｒは0.15〜 0.5％、Ｂは0.01〜 0.1％
添加し、高強度、高靭性を達成するものである。
【００１６】（第２発明の作用）本第２発明のアルミニ
ウム合金の製造方法は、鋳造の際の冷却速度を１℃／se
c.以上とすることを特徴とする。これにより、アルミニ
ウム中へＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎを過飽和に固溶させることが
できる。例えば、Ｍｎでは、ＭｇやＺｎと共存した時の
平衡固溶量は１重量％未満であるが、冷却速度を１℃／
sec.以上とすることによって１重量％以上固溶させるこ
とが可能となり、強度の向上に寄与する。さらにＭｇ、
Ｚｒ等の過飽和に固溶した元素の一部が鋳放し後アルミ
ニウム合金を放置した時の自然時効によって析出し、靱
性を低下させずに強度、靭性を向上し得るのである。
ウム合金の製造方法は、鋳造の際の冷却速度を１℃／se
c.以上とすることを特徴とする。これにより、アルミニ
ウム中へＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎを過飽和に固溶させることが
できる。例えば、Ｍｎでは、ＭｇやＺｎと共存した時の
平衡固溶量は１重量％未満であるが、冷却速度を１℃／
sec.以上とすることによって１重量％以上固溶させるこ
とが可能となり、強度の向上に寄与する。さらにＭｇ、
Ｚｒ等の過飽和に固溶した元素の一部が鋳放し後アルミ
ニウム合金を放置した時の自然時効によって析出し、靱
性を低下させずに強度、靭性を向上し得るのである。
【００１７】
〔発明の効果〕
（第１発明の効果）本第１発明のアルミニウム合金はＴ
ｉとＭｎを共存させたので、Ｍｎ化合物を丸い形状の２
０μｍ以下の微細な粒子としてアルミニウム母材中に均
一に分散させることができ、靭性を損なわずに強度を向
上させることができる。そして、Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉ系の
合金では強度が不十分なため、さらに、アルミニウムに
よく固溶するＭｇとＺｎを含有させることにより、高強
度で高靭性を実現したものである。
ｉとＭｎを共存させたので、Ｍｎ化合物を丸い形状の２
０μｍ以下の微細な粒子としてアルミニウム母材中に均
一に分散させることができ、靭性を損なわずに強度を向
上させることができる。そして、Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉ系の
合金では強度が不十分なため、さらに、アルミニウムに
よく固溶するＭｇとＺｎを含有させることにより、高強
度で高靭性を実現したものである。
【００１８】（第２発明の効果）本第２発明の高強度、
高靭性アルミニウム合金の製造方法によれば、凝固時の
冷却速度を速くすることができ、強化元素のＭｎ、Ｍ
ｇ、Ｚｎを過飽和に強制固溶させることができるため、
熱処理を行わずに鋳放しのままで高い強度と靭性を得る
ことができる。
高靭性アルミニウム合金の製造方法によれば、凝固時の
冷却速度を速くすることができ、強化元素のＭｎ、Ｍ
ｇ、Ｚｎを過飽和に強制固溶させることができるため、
熱処理を行わずに鋳放しのままで高い強度と靭性を得る
ことができる。
【００１９】
（第１発明の具体例）上記第１発明をさらに具体化した
具体例について説明する。
具体例について説明する。
【００２０】アルミニウム合金に対するＭｎの添加量を
1.2 〜1.7重量％とすると、引張強さが４０kg／mm2 以
上、耐力が２０kg／mm2 以上、伸びが２０％以上の高強
度、高靭性のアルミニウム合金を得ることができる。
1.2 〜1.7重量％とすると、引張強さが４０kg／mm2 以
上、耐力が２０kg／mm2 以上、伸びが２０％以上の高強
度、高靭性のアルミニウム合金を得ることができる。
【００２１】（第２発明の具体例）次に、上記第２発明
をさらに具体化した具体例について説明する。
をさらに具体化した具体例について説明する。
【００２２】凝固時に１℃／sec.以上の冷却速度を実現
するための鋳造法としては、通常高圧鋳造法を用いる。
高圧鋳造法は溶解炉で溶解したアルミニウム合金を金型
内に注湯後、キャビティ内に供給後、直ちに、該溶湯表
面にピストン等の加圧手段によって 200〜2,000 kg／mm
2の圧力を加えながら凝固させる。
するための鋳造法としては、通常高圧鋳造法を用いる。
高圧鋳造法は溶解炉で溶解したアルミニウム合金を金型
内に注湯後、キャビティ内に供給後、直ちに、該溶湯表
面にピストン等の加圧手段によって 200〜2,000 kg／mm
2の圧力を加えながら凝固させる。
【００２３】本高圧鋳造法によれば、溶湯が温度の低い
金型表面に直接接するため、急冷凝固される効果ととも
に、その際に溶湯に加えられる圧力の効果によって強化
元素であるＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎ等を強制的にアルミニウム
中に固溶させることができる。また、Direct Chill
（Ｄ．Ｃ）鋳造法、ダイカスト法を用いてもよい。
金型表面に直接接するため、急冷凝固される効果ととも
に、その際に溶湯に加えられる圧力の効果によって強化
元素であるＭｎ、Ｍｇ、Ｚｎ等を強制的にアルミニウム
中に固溶させることができる。また、Direct Chill
（Ｄ．Ｃ）鋳造法、ダイカスト法を用いてもよい。
【００２４】（実施例）表１に示したアルミニウム合金
を高周波誘導炉を用いて1,000 ℃で完全に溶解した後、
大気中で８５０℃まで自然冷却した後、150 ℃に予熱し
た３５×４０×２００mmの金型に鋳込み、圧力 900kg／
mm2 で高圧鋳造した。冷却速度は７〜８℃／sec.であ
る。この鋳物からＪＩＳ４号Ａ引張試験片を切り出し
た。引張試験には、島津製オートグラフを用い、クロス
ヘッド速度２mm／min.で各組成の合金につき４本づつ試
験した。
を高周波誘導炉を用いて1,000 ℃で完全に溶解した後、
大気中で８５０℃まで自然冷却した後、150 ℃に予熱し
た３５×４０×２００mmの金型に鋳込み、圧力 900kg／
mm2 で高圧鋳造した。冷却速度は７〜８℃／sec.であ
る。この鋳物からＪＩＳ４号Ａ引張試験片を切り出し
た。引張試験には、島津製オートグラフを用い、クロス
ヘッド速度２mm／min.で各組成の合金につき４本づつ試
験した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】また、得られたアルミニウム合金の内部の
金属組織を光学顕微鏡によって調べた。得られた結果を
表２に示す。
金属組織を光学顕微鏡によって調べた。得られた結果を
表２に示す。
【００２８】本実施例試料 No.１〜９は、引張強さが35
kg／mm2 以上、耐力が20kg／mm2 以上、伸びが１０％以
上と高く、高い強度と靭性を具備していることが分る。
また、同一合金の試験片間のばらつきは、引張強さでは
± 1.5kg／mm2 以下、耐力では± 0.5kg／mm2 以下、伸
びでは±３％以下と小さく、性質が安定していた。試料
No.７の合金の金属組織を図１に示す。粒子径が約１０
μｍ以下の微細なＡｌ−Ｍｎ化合物が均一にしかも密に
分散しており、高い強度と靭性が安定してえられたもの
と考えられる。
kg／mm2 以上、耐力が20kg／mm2 以上、伸びが１０％以
上と高く、高い強度と靭性を具備していることが分る。
また、同一合金の試験片間のばらつきは、引張強さでは
± 1.5kg／mm2 以下、耐力では± 0.5kg／mm2 以下、伸
びでは±３％以下と小さく、性質が安定していた。試料
No.７の合金の金属組織を図１に示す。粒子径が約１０
μｍ以下の微細なＡｌ−Ｍｎ化合物が均一にしかも密に
分散しており、高い強度と靭性が安定してえられたもの
と考えられる。
【００２９】これに対して、比較例である試料 No.１０
ではＺｎ量が、試料 No.１２ではＭｇ量が、試料 No.１
４ではＭｎ量がそれぞれ低いので、本実施例の合金のよ
うに引張強さ、耐力、伸び三者ともに優れているものは
ない。また、試料 No.１１はＺｎ量が高すぎるため、引
張強さと耐力は高いが、伸びが約７％しかなくて靭性に
劣っている。伸びが低いのは、図２に示すように、粒子
径が２０μｍを越える灰色の粗大な角板状化合物が晶出
してしまったためと考えられる。試料 No.１３はＭｇ量
が高すぎるため、耐力は25kg／mm2 と高いが、引張強さ
や伸びが低い。この試料の金属組織にも、図３に示すよ
うに粒子径が約２０μｍを越える灰色の粗大な角板状化
合物と白色の片状化合物とが晶出しているのが見られ
た。さらに、試料 No.１５はＭｎ量が高すぎるため引張
強さ、伸びが低い。比較例である試料 No.１６は、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｂのいずれも含まない場合であり、Ｍｎ、Ｍ
ｇ、Ｚｎが同じ組成で、かつＴｉ、Ｚｒ、Ｂのいずれか
を含んだ本実施例試料 No.７、８、９に比べて引張強
さ、伸びが低い。また、この試料 No.１６は、引張強さ
では±４kg／mm2 、伸びでは±７％とばらつきが大き
く、安定した性質が得られないため、信頼性に欠ける。
ではＺｎ量が、試料 No.１２ではＭｇ量が、試料 No.１
４ではＭｎ量がそれぞれ低いので、本実施例の合金のよ
うに引張強さ、耐力、伸び三者ともに優れているものは
ない。また、試料 No.１１はＺｎ量が高すぎるため、引
張強さと耐力は高いが、伸びが約７％しかなくて靭性に
劣っている。伸びが低いのは、図２に示すように、粒子
径が２０μｍを越える灰色の粗大な角板状化合物が晶出
してしまったためと考えられる。試料 No.１３はＭｇ量
が高すぎるため、耐力は25kg／mm2 と高いが、引張強さ
や伸びが低い。この試料の金属組織にも、図３に示すよ
うに粒子径が約２０μｍを越える灰色の粗大な角板状化
合物と白色の片状化合物とが晶出しているのが見られ
た。さらに、試料 No.１５はＭｎ量が高すぎるため引張
強さ、伸びが低い。比較例である試料 No.１６は、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｂのいずれも含まない場合であり、Ｍｎ、Ｍ
ｇ、Ｚｎが同じ組成で、かつＴｉ、Ｚｒ、Ｂのいずれか
を含んだ本実施例試料 No.７、８、９に比べて引張強
さ、伸びが低い。また、この試料 No.１６は、引張強さ
では±４kg／mm2 、伸びでは±７％とばらつきが大き
く、安定した性質が得られないため、信頼性に欠ける。
【００３０】
【図１】実施例試料 No.７で得られたアルミニウム合金
の金属組織を示す図である。
の金属組織を示す図である。
【図２】比較例試料 No.１１で得られたアルミニウム合
金の金属組織を示す図である。
金の金属組織を示す図である。
【図３】比較例試料 No.１３で得られたアルミニウム合
金の金属組織を示す図である。
金の金属組織を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＭｎ： 0.5〜２％、Ｍｇ 2.5〜
７％、Ｚｎ：１〜５％と、少なくともＴｉ：0.15〜 0.5
％、Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一
種を含み、残部がアルミニウムと不可避物質からなり、
アルミニウム母材中に２０μｍ以下のＭｎ化合物が均一
に分散していることを特徴とする高強度、高靭性アルミ
ニウム合金。 - 【請求項２】 重量％でＭｎ： 0.5〜 2％、Ｍｇ 2.5〜
７％、Ｚｎ：１〜５％と、少なくともＴｉ：0.15〜 0.5
％、Ｚｒ：0.15〜 0.5％、Ｂ：0.01〜 0.1％のうちの一
種を含み、残部が実質的にアルミニウムとなるように原
料を溶解し、前記原料の溶湯を１℃／sec.以上の冷却速
度で凝固させることを特徴とする高強度、高靭性アルミ
ニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18332991A JPH059638A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 高強度、高靭性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18332991A JPH059638A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 高強度、高靭性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059638A true JPH059638A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=16133810
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18332991A Pending JPH059638A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 高強度、高靭性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059638A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6689328B1 (en) | 1997-05-09 | 2004-02-10 | Nippon Steel Corporation | Metal honeycomb body for exhaust gas purification catalyst and method for producing the same |
-
1991
- 1991-06-27 JP JP18332991A patent/JPH059638A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6689328B1 (en) | 1997-05-09 | 2004-02-10 | Nippon Steel Corporation | Metal honeycomb body for exhaust gas purification catalyst and method for producing the same |
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