JPH07109536A - 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 - Google Patents
鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理Info
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- JPH07109536A JPH07109536A JP5254358A JP25435893A JPH07109536A JP H07109536 A JPH07109536 A JP H07109536A JP 5254358 A JP5254358 A JP 5254358A JP 25435893 A JP25435893 A JP 25435893A JP H07109536 A JPH07109536 A JP H07109536A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
- C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
- B22D21/002—Castings of light metals
- B22D21/007—Castings of light metals with low melting point, e.g. Al 659 degrees C, Mg 650 degrees C
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 良好な鋳造性を確保しつつ、機械的特性に優
れた鍛造用アルミニウム合金を得る。 【構成】 Ｓｉ：２．０〜３．３％，Ｍｇ：０．２〜
０．６％，Ｔｉ：０．０１〜０．１％，Ｂ：０．０００
１〜０．０１％，Ｆｅ：０．０１５％以下で、更にＮ
ａ：０．００１〜０．０１％，Ｓｒ：０．００１〜０．
０５％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５％及びＣａ：０．０
００５〜０．０１％のうちの何れか１種又は２種以上を
含有し、Ｐ／Ｃａの重量比が１．０以下の条件でＰ含有
量を０．００１％以下に規制し、残部がＡｌからなる組
成を持ち、鋳造組織に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平均
長さで２０μｍ以下の鋳造用アルミニウム合金である。 【効果】 僅かな据込み率で中実度が高い鍛造製品を得
ることができ、伸び率，引張り強さ等の機械的強度も良
好である。
れた鍛造用アルミニウム合金を得る。 【構成】 Ｓｉ：２．０〜３．３％，Ｍｇ：０．２〜
０．６％，Ｔｉ：０．０１〜０．１％，Ｂ：０．０００
１〜０．０１％，Ｆｅ：０．０１５％以下で、更にＮ
ａ：０．００１〜０．０１％，Ｓｒ：０．００１〜０．
０５％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５％及びＣａ：０．０
００５〜０．０１％のうちの何れか１種又は２種以上を
含有し、Ｐ／Ｃａの重量比が１．０以下の条件でＰ含有
量を０．００１％以下に規制し、残部がＡｌからなる組
成を持ち、鋳造組織に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平均
長さで２０μｍ以下の鋳造用アルミニウム合金である。 【効果】 僅かな据込み率で中実度が高い鍛造製品を得
ることができ、伸び率，引張り強さ等の機械的強度も良
好である。
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、鍛造後にＴ6 処理を施した状態で３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の引張り強さ及び１５％以上の伸びを
呈する鍛造用アルミニウム合金に関する。
等に使用され、鍛造後にＴ6 処理を施した状態で３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の引張り強さ及び１５％以上の伸びを
呈する鍛造用アルミニウム合金に関する。
【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、押出し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の
で、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。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、押出し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の
で、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。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】
【発明が解決しようとする課題】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５４−１３４
０７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、この点に関し、共晶Ｓｉの微細化により性質
改善したアルミニウム合金を特開平５−９６３７号公報
で紹介した。本発明は、この先願を更に改良したもので
あり、Ｆｅ含有量，Ｐ／Ｃａ比等を規制し共晶Ｓｉを十
分に微細化することにより、鍛造性を始めとして引張り
強さ，伸び等に優れたアルミニウム合金を提供すること
を目的とする。
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５４−１３４
０７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、この点に関し、共晶Ｓｉの微細化により性質
改善したアルミニウム合金を特開平５−９６３７号公報
で紹介した。本発明は、この先願を更に改良したもので
あり、Ｆｅ含有量，Ｐ／Ｃａ比等を規制し共晶Ｓｉを十
分に微細化することにより、鍛造性を始めとして引張り
強さ，伸び等に優れたアルミニウム合金を提供すること
を目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の鍛造用アルミニ
ウム合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：２．０〜
３．３重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％，Ｔｉ：
０．０１〜０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１
重量％，Ｆｅ：０．１５重量％以下で、更にＮａ：０．
００１〜０．０１重量％，Ｓｒ：０．００１〜０．０５
重量％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％及びＣａ：
０．０００５〜０．０１重量％のうち何れか１種又は２
種以上を含有し、Ｐ／Ｃａの重量比が１．０以下の条件
でＰ含有量を０．００１重量％以下に規制し、残部がＡ
ｌからなり、鋳造組織に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平
均長さで２０μｍ以下であることを特徴とする。
ウム合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：２．０〜
３．３重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％，Ｔｉ：
０．０１〜０．１重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１
重量％，Ｆｅ：０．１５重量％以下で、更にＮａ：０．
００１〜０．０１重量％，Ｓｒ：０．００１〜０．０５
重量％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％及びＣａ：
０．０００５〜０．０１重量％のうち何れか１種又は２
種以上を含有し、Ｐ／Ｃａの重量比が１．０以下の条件
でＰ含有量を０．００１重量％以下に規制し、残部がＡ
ｌからなり、鋳造組織に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平
均長さで２０μｍ以下であることを特徴とする。
【０００５】本発明の鍛造用アルミニウム合金は、更に
Ｃｕ：０．２〜０．５重量％，Ｚｒ：０．０１〜０．２
重量％，Ｍｎ：０．０２〜０．５重量％及びＣｒ：０．
０１〜０．３重量％のうちの何れか１種又は２種以上を
含有することもできる。所定の組成に調製されたアルミ
ニウム合金溶湯は、デンドライトアームスペーシングが
６０μｍ以下となるように、冷却速度０．５℃／秒以上
で凝固させながら鋳造される。得られた鋳塊は、４５０
℃以上の温度での昇温速度が５０℃／時間以下となる加
熱条件で５００〜５５０℃の温度領域に加熱し、該温度
領域に１〜２４時間保持する均質化熱処理が施される。
このようにして得た鍛造用素材は、鍛造後に５４０〜５
５０℃に０．５〜２時間加熱し、水冷し、６時間以内に
１４０〜１８０℃に２〜２０時間加熱する戻し処理を施
し、次いで室温まで空冷する熱処理が施される。
Ｃｕ：０．２〜０．５重量％，Ｚｒ：０．０１〜０．２
重量％，Ｍｎ：０．０２〜０．５重量％及びＣｒ：０．
０１〜０．３重量％のうちの何れか１種又は２種以上を
含有することもできる。所定の組成に調製されたアルミ
ニウム合金溶湯は、デンドライトアームスペーシングが
６０μｍ以下となるように、冷却速度０．５℃／秒以上
で凝固させながら鋳造される。得られた鋳塊は、４５０
℃以上の温度での昇温速度が５０℃／時間以下となる加
熱条件で５００〜５５０℃の温度領域に加熱し、該温度
領域に１〜２４時間保持する均質化熱処理が施される。
このようにして得た鍛造用素材は、鍛造後に５４０〜５
５０℃に０．５〜２時間加熱し、水冷し、６時間以内に
１４０〜１８０℃に２〜２０時間加熱する戻し処理を施
し、次いで室温まで空冷する熱処理が施される。
【０００６】
【作用】本発明の鍛造用アルミニウム合金においては、
鋳造性を確保すると共に、高靭性化及び伸びを向上させ
るため、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等の従来のアルミニウム
合金に比較してＳｉ含有量を低めに設定している。共晶
Ｓｉの微細化を図るため、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等を
添加すると共に、微細化阻害元素であるＰ含有量を規制
している。共晶Ｓｉの微細化は、特にＣａに関してはＰ
／Ｃａの重量比が１．０以下の条件下でＣａを合金元素
として含有させることによって更に促進される。また、
十分な伸びを確保できる範囲内でＭｇを増量することに
より、耐力の向上を図っている。この条件が満された予
形材を鍛造すると、据込み率（圧下率）で２０％程度の
僅かな塑性加工により、６０６１合金に匹敵する靭性を
得ることが可能となる。
鋳造性を確保すると共に、高靭性化及び伸びを向上させ
るため、ＡＣ４Ｃ，ＡＣ４ＣＨ等の従来のアルミニウム
合金に比較してＳｉ含有量を低めに設定している。共晶
Ｓｉの微細化を図るため、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等を
添加すると共に、微細化阻害元素であるＰ含有量を規制
している。共晶Ｓｉの微細化は、特にＣａに関してはＰ
／Ｃａの重量比が１．０以下の条件下でＣａを合金元素
として含有させることによって更に促進される。また、
十分な伸びを確保できる範囲内でＭｇを増量することに
より、耐力の向上を図っている。この条件が満された予
形材を鍛造すると、据込み率（圧下率）で２０％程度の
僅かな塑性加工により、６０６１合金に匹敵する靭性を
得ることが可能となる。
【０００７】以下、本発明で特定した合金成分，その含
有量等に関する条件を説明する。 Ｓｉ：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。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。この
点から、本発明においては、Ｓｉ含有量を２．０〜３．
３重量％の範囲に設定した。この範囲のＳｉ含有量は、
必要とする伸びや機械的強度を得ると共に、鋳造性も良
好にする。Ｓｉ含有量が３．３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Ｓ
ｉが晶出し、伸び，機械的強度等が劣化する。逆に、Ｓ
ｉ含有量が２．０重量％未満では、鋳造性が悪くなる。
特に、Ｓｉ含有量１〜２重量％未満の範囲では、流動性
が最も悪く、鋳造割れ等の欠陥が発生し易い。
有量等に関する条件を説明する。 Ｓｉ：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。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。この
点から、本発明においては、Ｓｉ含有量を２．０〜３．
３重量％の範囲に設定した。この範囲のＳｉ含有量は、
必要とする伸びや機械的強度を得ると共に、鋳造性も良
好にする。Ｓｉ含有量が３．３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Ｓ
ｉが晶出し、伸び，機械的強度等が劣化する。逆に、Ｓ
ｉ含有量が２．０重量％未満では、鋳造性が悪くなる。
特に、Ｓｉ含有量１〜２重量％未満の範囲では、流動性
が最も悪く、鋳造割れ等の欠陥が発生し易い。
【０００８】Ｍｇ：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０．６重量％を越える
と，伸び，衝撃値等が大きく低下する。また、６０６１
合金の性能に近づけるためには、Ｓｉ含有量の低下によ
って伸びを増大させた分、Ｍｇ含有量を可能な限り増量
して強度向上を図る。このようなＭｇの効果を発現させ
るため、０．２重量％以上のＭｇ含有が必要である。 Ｔｉ，Ｂ：アルミニウム合金の鋳造組織は、Ｔｉ及びＢ
の併用添加により微細化される。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、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、
Ｔｉ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。
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０．６重量％を越える
と，伸び，衝撃値等が大きく低下する。また、６０６１
合金の性能に近づけるためには、Ｓｉ含有量の低下によ
って伸びを増大させた分、Ｍｇ含有量を可能な限り増量
して強度向上を図る。このようなＭｇの効果を発現させ
るため、０．２重量％以上のＭｇ含有が必要である。 Ｔｉ，Ｂ：アルミニウム合金の鋳造組織は、Ｔｉ及びＢ
の併用添加により微細化される。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、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、
Ｔｉ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。
【０００９】Ｆｅ：原料から混入する不純物であり、多
量に含まれるとＦｅ系金属間化合物を晶出し、伸びを低
下させる。Ｆｅ系晶出物に起因する悪影響は、Ｆｅ含有
量を０．１５重量％以下に規制することによって抑制さ
れる。 Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ：共晶Ｓｉを微細化して伸び，
衝撃値等を向上させるため、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等
が添加される。共晶Ｓｉの微細化作用は、０．００１重
量％以上のＮａ，０．００１重量％以上のＳｒ，０．０
５重量％以上のＳｂ或いは０．０００５重量％以上のＣ
ａを含有させることにより得られる。特に、Ｃａは、Ｐ
／Ｃａの重量比が１．０以下の条件で添加したときに共
晶Ｓｉの微細化に効果を発揮する。しかし、これら添加
元素は、ガスの吸収及び化合物の生成を促進させると共
に、引け性を変化させる傾向を呈する。その結果、多量
にＮａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等を添加すると、アルミニウ
ム合金の靭性が劣化する。この点で、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ
及びＣａ含有量の上限を、それぞれ０．０１重量％，
０．０５重量％，０．１５重量％及び０．０１重量％に
設定した。
量に含まれるとＦｅ系金属間化合物を晶出し、伸びを低
下させる。Ｆｅ系晶出物に起因する悪影響は、Ｆｅ含有
量を０．１５重量％以下に規制することによって抑制さ
れる。 Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ：共晶Ｓｉを微細化して伸び，
衝撃値等を向上させるため、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等
が添加される。共晶Ｓｉの微細化作用は、０．００１重
量％以上のＮａ，０．００１重量％以上のＳｒ，０．０
５重量％以上のＳｂ或いは０．０００５重量％以上のＣ
ａを含有させることにより得られる。特に、Ｃａは、Ｐ
／Ｃａの重量比が１．０以下の条件で添加したときに共
晶Ｓｉの微細化に効果を発揮する。しかし、これら添加
元素は、ガスの吸収及び化合物の生成を促進させると共
に、引け性を変化させる傾向を呈する。その結果、多量
にＮａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等を添加すると、アルミニウ
ム合金の靭性が劣化する。この点で、Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ
及びＣａ含有量の上限を、それぞれ０．０１重量％，
０．０５重量％，０．１５重量％及び０．０１重量％に
設定した。
【００１０】Ｐ：Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等の添加元素
は、合金中のＰと反応し、共晶Ｓｉの微細化に有効に作
用しなくなる。そのため、本発明においては、微細化効
果を阻害するＰを０．００１重量％以下に規制して、Ｎ
ａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等の作用を効率よく発揮させる。 Ｃｕ：アルミニウム合金の強度を向上させる上で、必要
に応じて添加される元素である。０．２〜０．５重量％
のＣｕをＭｇと併用添加するとき、十分な伸びを確保で
きる範囲で耐力の向上が図られる。 Ｚｒ，Ｍｎ，Ｃｒ：加工時におけるアルミニウム合金の
再結晶を防止するため、必要に応じて添加される元素で
ある。再結晶防止を図る上で、０．０１重量％以上のＺ
ｒ，０．０２重量％以上のＭｎ或いは０．０１重量％以
上のＣｒを含有させることが必要である。しかし、これ
ら元素を多量に添加すると、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、Ｚｒ含有量，Ｍ
ｎ含有量及びＣｒ含有量の上限を、それぞれ０．２重量
％，０．５重量％及び０．３重量％に規定した。
は、合金中のＰと反応し、共晶Ｓｉの微細化に有効に作
用しなくなる。そのため、本発明においては、微細化効
果を阻害するＰを０．００１重量％以下に規制して、Ｎ
ａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等の作用を効率よく発揮させる。 Ｃｕ：アルミニウム合金の強度を向上させる上で、必要
に応じて添加される元素である。０．２〜０．５重量％
のＣｕをＭｇと併用添加するとき、十分な伸びを確保で
きる範囲で耐力の向上が図られる。 Ｚｒ，Ｍｎ，Ｃｒ：加工時におけるアルミニウム合金の
再結晶を防止するため、必要に応じて添加される元素で
ある。再結晶防止を図る上で、０．０１重量％以上のＺ
ｒ，０．０２重量％以上のＭｎ或いは０．０１重量％以
上のＣｒを含有させることが必要である。しかし、これ
ら元素を多量に添加すると、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、Ｚｒ含有量，Ｍ
ｎ含有量及びＣｒ含有量の上限を、それぞれ０．２重量
％，０．５重量％及び０．３重量％に規定した。
【００１１】共晶Ｓｉの平均長さ：本発明のアルミニウ
ム合金においては、共晶Ｓｉの大きさが平均長さで２０
μｍ以下の小さなものである。微細な共晶Ｓｉは、材料
の伸びを増大させる。また、予形材に含まれる気孔を微
細なものにすると共に、僅かな据込み率の鍛造によって
気孔率を急激に低減させ、中実度の高い鍛造製品を得る
要因となる。これに対して、従来のアルミニウム合金を
鍛造して実質的に気孔のない鍛造製品を得ようとする
と、据込み率を５０％以上に設定することが必要であ
る。
ム合金においては、共晶Ｓｉの大きさが平均長さで２０
μｍ以下の小さなものである。微細な共晶Ｓｉは、材料
の伸びを増大させる。また、予形材に含まれる気孔を微
細なものにすると共に、僅かな据込み率の鍛造によって
気孔率を急激に低減させ、中実度の高い鍛造製品を得る
要因となる。これに対して、従来のアルミニウム合金を
鍛造して実質的に気孔のない鍛造製品を得ようとする
と、据込み率を５０％以上に設定することが必要であ
る。
【００１２】鋳造条件：所定の組成に調製されたアルミ
ニウム合金溶湯は、金型鋳造，ＤＣ鋳造等によって鋳塊
に鋳造される。このとき、鋳造組織を微細化するため、
冷却速度０．５℃／秒以上の速度で凝固させることが必
要である。鋳造組織は、冷却速度に依存し、冷却速度が
大きいと初晶α相の樹脂間隔、すなわちデンドライトア
ームスペーシングが小さくなる。したがって、デンドラ
イトアームスペーシングを測定することによって微細化
度を知ることができる。冷却速度０．５℃／秒以上で凝
固させた鋳塊では、デンドライトアームスペーシングが
６０μｍ以下になっており、共晶Ｓｉが十分に微細化さ
れた鋳造組織をもつ。これに対し、０．５℃／秒未満の
緩慢な速度で凝固させた鋳塊では、デンドライトアーム
スペーシングが６０μｍを超えるものがあり、平均長さ
２０μｍを超える大きな共晶Ｓｉが晶出している。この
ような粗い組織は、材料の伸びを低下させる原因とな
る。
ニウム合金溶湯は、金型鋳造，ＤＣ鋳造等によって鋳塊
に鋳造される。このとき、鋳造組織を微細化するため、
冷却速度０．５℃／秒以上の速度で凝固させることが必
要である。鋳造組織は、冷却速度に依存し、冷却速度が
大きいと初晶α相の樹脂間隔、すなわちデンドライトア
ームスペーシングが小さくなる。したがって、デンドラ
イトアームスペーシングを測定することによって微細化
度を知ることができる。冷却速度０．５℃／秒以上で凝
固させた鋳塊では、デンドライトアームスペーシングが
６０μｍ以下になっており、共晶Ｓｉが十分に微細化さ
れた鋳造組織をもつ。これに対し、０．５℃／秒未満の
緩慢な速度で凝固させた鋳塊では、デンドライトアーム
スペーシングが６０μｍを超えるものがあり、平均長さ
２０μｍを超える大きな共晶Ｓｉが晶出している。この
ような粗い組織は、材料の伸びを低下させる原因とな
る。
【００１３】鋳塊の均質化熱処理：均質化熱処理によ
り、共晶Ｓｉの球状化及び合金成分の均質化が図られ
る。共晶Ｓｉが球状化したものでは、材料の伸びが増大
し、鍛造時に割れ等の欠陥が発生しない。そのため、鍛
造速度を上昇させることが可能になり、生産性が向上す
る。共晶Ｓｉの球状化は、熱処理温度が高くなるに従っ
て活発に進行する。しかし、過度に高い熱処理温度で
は、共晶組織がバーニングし易く、鍛造時に割れを発生
させる原因となる。熱処理時間に関し、短時間では共晶
Ｓｉの球状化が不十分であり、長すぎても効果の向上は
みられない。このようなことから、本発明においては、
均質化熱処理条件を、５００〜５５０℃×１〜２４時間
に設定した。また、鋳塊を均質化温度に昇温するとき、
４５０℃以上の温度領域における昇温速度を５０℃／時
間以下にすることが必要である。この温度領域における
昇温速度が５０℃／時間を超えると、共晶組織がバーニ
ングし易くなる。しかし、４５０℃未満の温度領域にお
いては、昇温速度の如何によってバーニングが影響され
ることはない。この点、４５０℃までを急速に昇温し、
次いで５０℃／時間以下の速度で５００〜５５０℃の均
質化温度に加熱することが好ましい。
り、共晶Ｓｉの球状化及び合金成分の均質化が図られ
る。共晶Ｓｉが球状化したものでは、材料の伸びが増大
し、鍛造時に割れ等の欠陥が発生しない。そのため、鍛
造速度を上昇させることが可能になり、生産性が向上す
る。共晶Ｓｉの球状化は、熱処理温度が高くなるに従っ
て活発に進行する。しかし、過度に高い熱処理温度で
は、共晶組織がバーニングし易く、鍛造時に割れを発生
させる原因となる。熱処理時間に関し、短時間では共晶
Ｓｉの球状化が不十分であり、長すぎても効果の向上は
みられない。このようなことから、本発明においては、
均質化熱処理条件を、５００〜５５０℃×１〜２４時間
に設定した。また、鋳塊を均質化温度に昇温するとき、
４５０℃以上の温度領域における昇温速度を５０℃／時
間以下にすることが必要である。この温度領域における
昇温速度が５０℃／時間を超えると、共晶組織がバーニ
ングし易くなる。しかし、４５０℃未満の温度領域にお
いては、昇温速度の如何によってバーニングが影響され
ることはない。この点、４５０℃までを急速に昇温し、
次いで５０℃／時間以下の速度で５００〜５５０℃の均
質化温度に加熱することが好ましい。
【００１４】鍛造後の熱処理：鍛造されたアルミニウム
合金は、均質化処理後の冷却過程でα−晶内に析出した
Ｓｉ粒子を再固溶させるために溶体化される。本発明で
規定している溶体化処理は、従来の溶体化処理に比較し
て高温に設定されているので、α相内のＳｉ粒子の再固
溶を短時間で完了できる。また、共晶Ｓｉを更に球状化
させ、伸びの増大に寄与する。すなわち、従来の溶体化
処理が５２０〜５３５℃×３〜１０時間であったのに対
し、本発明における溶体化処理は５４０〜５５０℃×
０．５〜２時間である。５４０〜５５０℃に加熱された
アルミニウム合金は、固溶Ｓｉの析出を防止するため水
焼入れされる。このようにしてＳｉ粒子の析出を抑える
ことにより、アルミニウム合金の強度が改善される。ア
ルミニウム合金は、水焼入れしたままの状態に維持され
ると、Ｍｇ2 Ｓｉを自然に析出させ、強度が低下する。
そこで、水焼入れ後６時間以内に、１４０〜１８０℃×
２〜２０時間の戻し処理をアルミニウム合金に施し、所
定の強度を確保する。水焼入れから戻し処理までの時間
が６時間を超えると、Ｍｇ2 Ｓｉの過剰析出に起因した
強度低下がみられ、後続する戻し処理での機械的性質が
不安定になる。
合金は、均質化処理後の冷却過程でα−晶内に析出した
Ｓｉ粒子を再固溶させるために溶体化される。本発明で
規定している溶体化処理は、従来の溶体化処理に比較し
て高温に設定されているので、α相内のＳｉ粒子の再固
溶を短時間で完了できる。また、共晶Ｓｉを更に球状化
させ、伸びの増大に寄与する。すなわち、従来の溶体化
処理が５２０〜５３５℃×３〜１０時間であったのに対
し、本発明における溶体化処理は５４０〜５５０℃×
０．５〜２時間である。５４０〜５５０℃に加熱された
アルミニウム合金は、固溶Ｓｉの析出を防止するため水
焼入れされる。このようにしてＳｉ粒子の析出を抑える
ことにより、アルミニウム合金の強度が改善される。ア
ルミニウム合金は、水焼入れしたままの状態に維持され
ると、Ｍｇ2 Ｓｉを自然に析出させ、強度が低下する。
そこで、水焼入れ後６時間以内に、１４０〜１８０℃×
２〜２０時間の戻し処理をアルミニウム合金に施し、所
定の強度を確保する。水焼入れから戻し処理までの時間
が６時間を超えると、Ｍｇ2 Ｓｉの過剰析出に起因した
強度低下がみられ、後続する戻し処理での機械的性質が
不安定になる。
【００１５】戻し処理の条件は、材料設計上で必要とさ
れる機械的性質によって設定されるものであるが、強度
３０ｋｇｆ／ｍｍ2 ，伸び１５％以上の条件に対しては
１４０〜１８０℃×２〜２０時間に設定される。加熱温
度１４０℃未満では、強度及び伸びが不足する。逆に、
１８０℃を超える加熱温度では、過時効によって強度の
低下が起こる。加熱時間は、２時間未満の短時間加熱で
は所定の効果が得られず、２０時間を超えても更なる効
果の向上がみられない。この戻し処理によって、３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の引張り強さ及び１５％以上の伸びを
もつアルミニウム合金が安定して得られる。
れる機械的性質によって設定されるものであるが、強度
３０ｋｇｆ／ｍｍ2 ，伸び１５％以上の条件に対しては
１４０〜１８０℃×２〜２０時間に設定される。加熱温
度１４０℃未満では、強度及び伸びが不足する。逆に、
１８０℃を超える加熱温度では、過時効によって強度の
低下が起こる。加熱時間は、２時間未満の短時間加熱で
は所定の効果が得られず、２０時間を超えても更なる効
果の向上がみられない。この戻し処理によって、３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の引張り強さ及び１５％以上の伸びを
もつアルミニウム合金が安定して得られる。
【００１６】
【実施例】表１に示した合金成分の素材をＪＩＳ ４号
の舟形鋳型を使用して鋳造した。鋳型温度は１５０℃
で、冷却速度を約１．５℃／秒とした。
の舟形鋳型を使用して鋳造した。鋳型温度は１５０℃
で、冷却速度を約１．５℃／秒とした。
【００１７】
【表１】
【００１８】得られた鋳造材を引張り試験し、また鋳造
組織を観察して共晶Ｓｉの平均長さを求めた。調査結果
を示す表２から明らかなように、試料番号２の鋳造材
は、Ｆｅ含有量が多いために伸びが不足している。試料
番号６の鋳造材は、Ｐ／Ｃａが２であることから伸びが
不足しており、平均長さ２５μｍと共晶Ｓｉが大きく成
長している。
組織を観察して共晶Ｓｉの平均長さを求めた。調査結果
を示す表２から明らかなように、試料番号２の鋳造材
は、Ｆｅ含有量が多いために伸びが不足している。試料
番号６の鋳造材は、Ｐ／Ｃａが２であることから伸びが
不足しており、平均長さ２５μｍと共晶Ｓｉが大きく成
長している。
【００１９】
【表２】
【００２０】実施例２：鋳造で得られた合金材料は、凝
固速度の違いにより鋳塊のデンドライトアームスペーシ
ングが異なる。デンドライトアームスペーシングが大き
すぎると、共晶Ｓｉが２０μｍを超えるようになり、材
料の伸びが低下する。また、荷重が加わったとき、共晶
Ｓｉとマトリックスとの界面を起点として破断等が発生
する。この点、本発明合金においては、共晶Ｓｉが２０
μｍ以下の微細な晶出物として分散されているため、鍛
造によって亀裂を発生させることなく、伸び率が大きな
中実の製品にすることが可能である。
固速度の違いにより鋳塊のデンドライトアームスペーシ
ングが異なる。デンドライトアームスペーシングが大き
すぎると、共晶Ｓｉが２０μｍを超えるようになり、材
料の伸びが低下する。また、荷重が加わったとき、共晶
Ｓｉとマトリックスとの界面を起点として破断等が発生
する。この点、本発明合金においては、共晶Ｓｉが２０
μｍ以下の微細な晶出物として分散されているため、鍛
造によって亀裂を発生させることなく、伸び率が大きな
中実の製品にすることが可能である。
【００２１】冷却速度がデンドライトアームスペーシン
グ（ＤＡＳ）及び共晶Ｓｉの平均長さに与える影響、ひ
いては鋳造材の機械的性質に与える影響を表３に示す。
この場合、Ｓｉ：２．８重量％，Ｍｇ：０．３重量％，
Ｔｉ：０．０２重量％，Ｂ：０．００６重量％，Ｆｅ：
０．０７重量％，Ｃａ：０．００６重量％及びＰ：０．
０００５重量％の組成をもち、Ｐ／Ｃａ比が０．０８の
アルミニウム合金を使用した。なお、冷却速度を変える
方法としては、ＪＩＳ ４号の舟型を２００℃に保持す
る方法（冷却条件１），同じく４３０℃に保持する方法
（冷却条件２）及び冷却速度を大きくする溶湯鍛造法
（冷却条件３）を採用した。
グ（ＤＡＳ）及び共晶Ｓｉの平均長さに与える影響、ひ
いては鋳造材の機械的性質に与える影響を表３に示す。
この場合、Ｓｉ：２．８重量％，Ｍｇ：０．３重量％，
Ｔｉ：０．０２重量％，Ｂ：０．００６重量％，Ｆｅ：
０．０７重量％，Ｃａ：０．００６重量％及びＰ：０．
０００５重量％の組成をもち、Ｐ／Ｃａ比が０．０８の
アルミニウム合金を使用した。なお、冷却速度を変える
方法としては、ＪＩＳ ４号の舟型を２００℃に保持す
る方法（冷却条件１），同じく４３０℃に保持する方法
（冷却条件２）及び冷却速度を大きくする溶湯鍛造法
（冷却条件３）を採用した。
【００２２】
【表３】
【００２３】表３から明らかなように、冷却速度が遅い
試料番号１２では、デンドライトアームスぺーシング及
び共晶Ｓｉが大きく成長しており、低い伸びが示されて
いる。これに比較して、冷却速度が大きい試料番号１３
は、極めて大きな伸びを示している。このことから、デ
ンドライトアームスぺーシング及び共晶Ｓｉを微細にす
ることにより、伸びを改善できることが確認された。
試料番号１２では、デンドライトアームスぺーシング及
び共晶Ｓｉが大きく成長しており、低い伸びが示されて
いる。これに比較して、冷却速度が大きい試料番号１３
は、極めて大きな伸びを示している。このことから、デ
ンドライトアームスぺーシング及び共晶Ｓｉを微細にす
ることにより、伸びを改善できることが確認された。
【００２４】実施例３：試料番号１１の鋳造材に均質化
熱処理を施し、熱処理条件が機械的性質に与える影響を
調査した。なお、均質化熱処理に際しては、共晶Ｓｉが
バーニングを起こさないように、４５０℃以上の温度領
域における昇温速度を３０℃／時に設定した。また、均
質化処理温度に加熱した後は、何れも１．０℃／秒の速
度で冷却した。
熱処理を施し、熱処理条件が機械的性質に与える影響を
調査した。なお、均質化熱処理に際しては、共晶Ｓｉが
バーニングを起こさないように、４５０℃以上の温度領
域における昇温速度を３０℃／時に設定した。また、均
質化処理温度に加熱した後は、何れも１．０℃／秒の速
度で冷却した。
【００２５】
【表４】
【００２６】表４から明らかなように、比較的低温に加
熱した試料番号１５の鋳造材では、均質化が不十分なた
め伸びが不足している。高温加熱した試料番号１６で
は、バーニングの発生により伸びが極端に低下してい
る。また、適正な加熱温度であっても短時間の均質化処
理では、試料番号１７にみられるように十分な伸びが得
られていない。これに対し、試料番号１４の鋳造材は、
均質化処理後に高い引張り強さ及び伸びを示している。
熱した試料番号１５の鋳造材では、均質化が不十分なた
め伸びが不足している。高温加熱した試料番号１６で
は、バーニングの発生により伸びが極端に低下してい
る。また、適正な加熱温度であっても短時間の均質化処
理では、試料番号１７にみられるように十分な伸びが得
られていない。これに対し、試料番号１４の鋳造材は、
均質化処理後に高い引張り強さ及び伸びを示している。
【００２７】実施例４：均質化処理した試料番号１４の
鋳造材に、４００℃で１時間加熱する予熱を施した後、
据込み率２０％で鍛造し、次いでＴ6 処理を行った。得
られた鍛造材から試験片を切り出し、引張り試験に供し
た。表５は、その試験結果を表したものである。
鋳造材に、４００℃で１時間加熱する予熱を施した後、
据込み率２０％で鍛造し、次いでＴ6 処理を行った。得
られた鍛造材から試験片を切り出し、引張り試験に供し
た。表５は、その試験結果を表したものである。
【００２８】
【表５】
【００２９】本発明に従ってＴ6 処理した試料番号１８
の鍛造材では、３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張り強さ及
び１５％以上の伸びを示している。溶体化処理温度が低
い試料番号１９では、伸びが低くなっている。試料番号
２０の鍛造材では、溶体化処理時間が長い割に伸びが試
料番号１８と変わらず、処理時間に見合った性質改善が
行われていない。試料番号２１は、試料番号１８に比較
して強度が若干低下しており、しかも戻し時間までが長
いために作業性に劣る。戻し温度が高すぎる試料番号２
２では、過時効現象が発生したために引張り強さ及び伸
び共に低下している。また、戻し時間が短すぎる試料番
号２３の鍛造材は、逆に強度不足となっている。
の鍛造材では、３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張り強さ及
び１５％以上の伸びを示している。溶体化処理温度が低
い試料番号１９では、伸びが低くなっている。試料番号
２０の鍛造材では、溶体化処理時間が長い割に伸びが試
料番号１８と変わらず、処理時間に見合った性質改善が
行われていない。試料番号２１は、試料番号１８に比較
して強度が若干低下しており、しかも戻し時間までが長
いために作業性に劣る。戻し温度が高すぎる試料番号２
２では、過時効現象が発生したために引張り強さ及び伸
び共に低下している。また、戻し時間が短すぎる試料番
号２３の鍛造材は、逆に強度不足となっている。
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の鍛造用
アルミニウム合金は、鋳造材として使用可能なまでＳｉ
量を低減して伸びを改善し、結晶粒や晶出物の微細化に
よって機械的強度を確保している。そして、鋳造材に含
まれている共晶Ｓｉが微細であるため、鍛造性が良好
で、僅かな据込み率で中実度が高く機械的特性の良好な
製品が得られる。
アルミニウム合金は、鋳造材として使用可能なまでＳｉ
量を低減して伸びを改善し、結晶粒や晶出物の微細化に
よって機械的強度を確保している。そして、鋳造材に含
まれている共晶Ｓｉが微細であるため、鍛造性が良好
で、僅かな据込み率で中実度が高く機械的特性の良好な
製品が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北岡 山治 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内 (72)発明者 滑川 洋児 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内 (72)発明者 高木 潔 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 吉岡 英夫 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 金指 研 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｉ：２．０〜３．３重量％，Ｍｇ：
０．２〜０．６重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．１重量
％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％，Ｆｅ：０．１
５重量％以下で、更にＮａ：０．００１〜０．０１重量
％，Ｓｒ：０．００１〜０．０５重量％，Ｓｂ：０．０
５〜０．１５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．０１
重量％のうちの何れか１種又は２種以上を含有し、Ｐ／
Ｃａの重量比が１．０以下の条件でＰ含有量を０．００
１重量％以下に規制し、残部がＡｌからなり、鋳造組織
に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平均粒径で２０μｍ以下
であることを特徴とする鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｓｉ：２．０〜３．３重量％，Ｍｇ：
０．２〜０．６重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．１重量
％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％，Ｆｅ：０．１
５重量％以下で、更にＮａ：０．００１〜０．０１重量
％，Ｓｒ：０．００１〜０．０５重量％，Ｓｂ：０．０
５〜０．１５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．０１
重量％のうちの何れか１種又は２種以上，Ｃｕ：０．２
〜０．５重量％，Ｚｒ：０．０１〜０．２重量％，Ｍ
ｎ：０．０２〜０．５重量％及びＣｒ：０．０１〜０．
３重量％のうちの何れか１種又は２種以上を含有し、Ｐ
／Ｃａの重量比が１．０以下の条件でＰ含有量を０．０
０１重量％以下に規制し、残部がＡｌからなり、鋳造組
織に含まれる共晶Ｓｉの大きさが平均長さで２０μｍ以
下であることを特徴とする鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の組成をもつアルミ
ニウム合金溶湯を溶製し、デンドライトアームスペーシ
ングが６０μｍ以下となるように、前記溶湯を鋳造する
際に冷却速度０．５℃／秒以上で凝固させることを特徴
とする鍛造用アルミニウム合金の鋳造方法。 - 【請求項４】 請求項１又は２記載の組成をもつアルミ
ニウム合金溶湯を溶製し、該溶湯を鋳造して得た鋳塊を
４５０℃以上の温度での昇温速度が５０℃／時間以下と
なる加熱条件で５００〜５５０℃の温度領域に加熱し、
該温度領域に１〜２４時間保持することを特徴とする鍛
造用アルミニウム合金の均質化熱処理方法。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れかに記載のアルミニ
ウム合金を鍛造した後、５４０〜５５０℃に０．５〜２
時間加熱し、水冷し、６時間以内に１４０〜１８０℃に
２〜２０時間加熱する戻し処理を施し、次いで室温まで
空冷することを特徴とする鍛造品の熱処理方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5254358A JPH07109536A (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 |
| US08/315,417 US5582659A (en) | 1993-10-12 | 1994-09-29 | Aluminum alloy for forging, process for casting the same and process for heat treating the same |
| DE4436481A DE4436481C2 (de) | 1993-10-12 | 1994-10-12 | Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5254358A JPH07109536A (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07109536A true JPH07109536A (ja) | 1995-04-25 |
Family
ID=17263886
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5254358A Pending JPH07109536A (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5582659A (ja) |
| JP (1) | JPH07109536A (ja) |
| DE (1) | DE4436481C2 (ja) |
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| DE102008055926B4 (de) * | 2007-11-08 | 2012-01-26 | Ksm Castings Gmbh | Vorderachsträger für Kraftfahrzeuge |
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