JPH07258784A - 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 - Google Patents
鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法Info
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- JPH07258784A JPH07258784A JP5188094A JP5188094A JPH07258784A JP H07258784 A JPH07258784 A JP H07258784A JP 5188094 A JP5188094 A JP 5188094A JP 5188094 A JP5188094 A JP 5188094A JP H07258784 A JPH07258784 A JP H07258784A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鋳造性に優れていると共に高強度を達成する
ことのできる鍛造用Ａｌ合金材料、および高強度なＡｌ
合金鍛造品を得る為の有用な方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ：０．５〜１．５％，Ｓｉ：０．８〜
２．０％，Ｃｕ：０．５〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜
１．５％，Ｃｒ：０．１〜０．３％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を夫々含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物
からなる。またこうし０化学成分組成を有する鍛造用Ａ
ｌ合金材料の溶湯を用い、凝固過程の冷却速度を２．５
℃／秒以上に制御しつつ連続鋳造した後、５００〜５４
０℃で均熱処理を施し、引き続き３５０〜４８０℃で熱
間鍛造を行なった後、５４０〜５７０℃で加熱して溶体
化処理を行ない、更に時効処理を行なう。
ことのできる鍛造用Ａｌ合金材料、および高強度なＡｌ
合金鍛造品を得る為の有用な方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ：０．５〜１．５％，Ｓｉ：０．８〜
２．０％，Ｃｕ：０．５〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜
１．５％，Ｃｒ：０．１〜０．３％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を夫々含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物
からなる。またこうし０化学成分組成を有する鍛造用Ａ
ｌ合金材料の溶湯を用い、凝固過程の冷却速度を２．５
℃／秒以上に制御しつつ連続鋳造した後、５００〜５４
０℃で均熱処理を施し、引き続き３５０〜４８０℃で熱
間鍛造を行なった後、５４０〜５７０℃で加熱して溶体
化処理を行ない、更に時効処理を行なう。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、鋳造時に割れを発生す
ることのない様な鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料、
およびその様なＡｌ合金材料を用いて高強度のＡｌ合金
鍛造品を製造する為の有用な方法に関するものである。
ることのない様な鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料、
およびその様なＡｌ合金材料を用いて高強度のＡｌ合金
鍛造品を製造する為の有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から自動車用鍛造部品の素材として
は、鉄系金属材料が使用されているが、最近では燃費向
上などを目的とした自動車の軽量化に対応すべく、鉄系
金属材料に代わるものとして、軽量なアルミニウム合
金、特に高強度が得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の研究
開発が行なわれている。この合金種は、熱間鍛造後Ｔ６
等の時効処理を行うことによって、強度を向上させるこ
とができる。その代表的な合金種の１つとしては、６０
６１合金が知られており、ある程度の強度が得られてお
り、自動車足廻り部分として適していると言われてい
る。しかしながら従来のＡｌ合金を用いたものでは、下
記に示す様な問題が指摘されている。即ち、自動車用足
廻り部品を製造するに際しては、その製造コストを下げ
るために、最終製品にできるだけ近い形状に鋳造するい
わゆる異形鋳造法が適用されることがあるが、前記の様
な６０６１合金を用いると鋳造割れが発生することがあ
って鋳造性に問題があり、その改善が強く望まれてい
る。
は、鉄系金属材料が使用されているが、最近では燃費向
上などを目的とした自動車の軽量化に対応すべく、鉄系
金属材料に代わるものとして、軽量なアルミニウム合
金、特に高強度が得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の研究
開発が行なわれている。この合金種は、熱間鍛造後Ｔ６
等の時効処理を行うことによって、強度を向上させるこ
とができる。その代表的な合金種の１つとしては、６０
６１合金が知られており、ある程度の強度が得られてお
り、自動車足廻り部分として適していると言われてい
る。しかしながら従来のＡｌ合金を用いたものでは、下
記に示す様な問題が指摘されている。即ち、自動車用足
廻り部品を製造するに際しては、その製造コストを下げ
るために、最終製品にできるだけ近い形状に鋳造するい
わゆる異形鋳造法が適用されることがあるが、前記の様
な６０６１合金を用いると鋳造割れが発生することがあ
って鋳造性に問題があり、その改善が強く望まれてい
る。
【０００３】こうしたことから、例えば特開平５−９６
３７号では、Ｐ，Ｓｉ等の合金元素の含有量を調整する
と共に、共晶Ｓｉを微細化することによって、鋳造性を
確保しつつ前記６０６１合金に匹敵する機械的強度を有
する鍛造用アルミニウム合金が提案されている。
３７号では、Ｐ，Ｓｉ等の合金元素の含有量を調整する
と共に、共晶Ｓｉを微細化することによって、鋳造性を
確保しつつ前記６０６１合金に匹敵する機械的強度を有
する鍛造用アルミニウム合金が提案されている。
【０００４】ところで最近の傾向として、更なる軽量化
を図るという観点から、Ａｌ合金鍛造品の高強度化が強
く望まれる様になっている。こうした観点から、上記の
技術を検討すると、依然として不十分であるということ
がわかった。即ち、上記の鍛造用アルミニウム合金で
は、Ｐ，Ｓｉ等の他、Ｂを必須成分として含み、更にＮ
ａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等の合金元素を含むものであり、
それでも強度的には不十分であり、更なる向上が望まれ
ている。
を図るという観点から、Ａｌ合金鍛造品の高強度化が強
く望まれる様になっている。こうした観点から、上記の
技術を検討すると、依然として不十分であるということ
がわかった。即ち、上記の鍛造用アルミニウム合金で
は、Ｐ，Ｓｉ等の他、Ｂを必須成分として含み、更にＮ
ａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等の合金元素を含むものであり、
それでも強度的には不十分であり、更なる向上が望まれ
ている。
【０００５】こうしたことから、強度向上を図った鍛造
用Ａｌ合金として、例えば特開平５−５９４７７号に
は、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ等の合金元素の含有量を総
合的に調整することによって、マトリックスの強度向上
を図った技術が提案されている。しかしながら、この技
術においては、Ｍｎは再結晶粒微細化効果の目的で含有
されており、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｒ系化合物として析出して
伸びが低下することを防ぐ為にＭｎとＣｒの総含有量を
抑えているため、Ｍｎの固溶強化の効果が発揮できず、
強度向上に限界があった。また高強度な鍛造用Ａｌ合金
を製造するための条件についても確立されていないのが
実情である。
用Ａｌ合金として、例えば特開平５−５９４７７号に
は、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ等の合金元素の含有量を総
合的に調整することによって、マトリックスの強度向上
を図った技術が提案されている。しかしながら、この技
術においては、Ｍｎは再結晶粒微細化効果の目的で含有
されており、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｒ系化合物として析出して
伸びが低下することを防ぐ為にＭｎとＣｒの総含有量を
抑えているため、Ｍｎの固溶強化の効果が発揮できず、
強度向上に限界があった。また高強度な鍛造用Ａｌ合金
を製造するための条件についても確立されていないのが
実情である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、こうした従
来技術の有する課題を解決する為になされたものであっ
て、その目的は、鋳造性に優れていると共に高強度を達
成することのできる鍛造用Ａｌ合金材料、および高強度
なＡｌ合金鍛造品を得る為の有用な方法を提供すること
にある。
来技術の有する課題を解決する為になされたものであっ
て、その目的は、鋳造性に優れていると共に高強度を達
成することのできる鍛造用Ａｌ合金材料、および高強度
なＡｌ合金鍛造品を得る為の有用な方法を提供すること
にある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明の鍛造用Ａｌ合金材料とは、Ｍｇ：０．５〜１．５
％，Ｓｉ：０．８〜２．０％，Ｃｕ：０．５〜１．０
％，Ｍｎ：０．４〜１．５％，Ｃｒ：０．１〜０．３
％，Ｔｉ：０．０１〜０．１％を夫々含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避不純物からなる点に要旨を有するもので
ある。
発明の鍛造用Ａｌ合金材料とは、Ｍｇ：０．５〜１．５
％，Ｓｉ：０．８〜２．０％，Ｃｕ：０．５〜１．０
％，Ｍｎ：０．４〜１．５％，Ｃｒ：０．１〜０．３
％，Ｔｉ：０．０１〜０．１％を夫々含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避不純物からなる点に要旨を有するもので
ある。
【０００８】また上記目的を達成し得た製法とは、上記
の様な化学成分組成を有する鍛造用Ａｌ合金材料の溶湯
を用い、凝固過程の冷却速度を２．５℃／秒以上に制御
しつつ連続鋳造した後、５００〜５４０℃で均熱処理を
施し、引き続き３５０〜４８０℃で熱間鍛造を行なった
後、５４０〜５７０℃で加熱して溶体化処理を行ない、
更に時効処理を行なう点に要旨を有するものである。
の様な化学成分組成を有する鍛造用Ａｌ合金材料の溶湯
を用い、凝固過程の冷却速度を２．５℃／秒以上に制御
しつつ連続鋳造した後、５００〜５４０℃で均熱処理を
施し、引き続き３５０〜４８０℃で熱間鍛造を行なった
後、５４０〜５７０℃で加熱して溶体化処理を行ない、
更に時効処理を行なう点に要旨を有するものである。
【０００９】
【作用】本発明者らは、鍛造用Ａｌ合金材料の鍛造性を
損なうことなく強度を向上させることのできる要件につ
いて、様々な角度から検討した。その結果、Ｂを添加さ
せることなく、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等の合金元素を
適切且つ厳密に調整すれば、希望する鍛造用Ａｌ合金材
料が得られること、およびこの様な鍛造用Ａｌ合金材料
を用い、その製造条件を厳密に規定すれば、高強度なＡ
ｌ合金鍛造品が得られることを見出し、本発明を完成し
た。まず本発明の鍛造用Ａｌ合金材料における、化学成
分組成の限定理由は下記の通りであるが、該Ａｌ合金材
料における最大の特徴は、溶湯の流動性や引け巣性と強
度の両方に優れたＳｉ組成にしたことと、Ｍｎ組成を増
やして固溶強化を図ったことである。
損なうことなく強度を向上させることのできる要件につ
いて、様々な角度から検討した。その結果、Ｂを添加さ
せることなく、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等の合金元素を
適切且つ厳密に調整すれば、希望する鍛造用Ａｌ合金材
料が得られること、およびこの様な鍛造用Ａｌ合金材料
を用い、その製造条件を厳密に規定すれば、高強度なＡ
ｌ合金鍛造品が得られることを見出し、本発明を完成し
た。まず本発明の鍛造用Ａｌ合金材料における、化学成
分組成の限定理由は下記の通りであるが、該Ａｌ合金材
料における最大の特徴は、溶湯の流動性や引け巣性と強
度の両方に優れたＳｉ組成にしたことと、Ｍｎ組成を増
やして固溶強化を図ったことである。
【００１０】Ｍｇ：０．５〜１．５％ Ｍｇは、Ｍｇ2 Ｓｉによる析出硬化を示し、強度向上に
有効な元素である。その含有量が０．５％未満ではその
効果が十分でなく、また１．５％を超えると延性が低下
する。従ってＭｇ含有量は、０．５〜１．５％とする必
要がある。尚Ｍｇの好ましい含有量は、１．０〜１．４
％程度である。
有効な元素である。その含有量が０．５％未満ではその
効果が十分でなく、また１．５％を超えると延性が低下
する。従ってＭｇ含有量は、０．５〜１．５％とする必
要がある。尚Ｍｇの好ましい含有量は、１．０〜１．４
％程度である。
【００１１】Ｓｉ：０．８〜２．０％ Ｓｉは、溶湯の流動性や引け巣性を向上させ、鋳造時の
鋳造割れを抑制する元素であるが、０．８％未満ではこ
れらの効果が十分に発揮されず、また２．０％を超える
と粗大な不溶性化合物が不可避的に発生して熱間鍛造性
の低下を招く。従ってＳｉ含有量は、０．８〜２．０％
とする必要がある。尚Ｓｉの好ましい範囲は、１．６〜
１．９％であり、より好ましくは１．７〜１．８％であ
る。
鋳造割れを抑制する元素であるが、０．８％未満ではこ
れらの効果が十分に発揮されず、また２．０％を超える
と粗大な不溶性化合物が不可避的に発生して熱間鍛造性
の低下を招く。従ってＳｉ含有量は、０．８〜２．０％
とする必要がある。尚Ｓｉの好ましい範囲は、１．６〜
１．９％であり、より好ましくは１．７〜１．８％であ
る。
【００１２】Ｃｕ：０．５〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜
１．５％ ＣｕおよびＭｎは強度を向上させる元素であるが、その
含有量がＣｕで０．５％未満、Ｍｎで０．４％未満では
強度向上に対する効果が十分でない。また、Ｃｕの含有
量が１．０％を超えると耐食性が劣化し、Ｍｎの含有量
が１．５％を超えると延性が低下する。従って、Ｃｕお
よびＭｎの含有量は、それぞれ０．５〜１．０％，０．
４〜１．５％とする必要がある。尚Ｃｕの好ましい含有
量は０．７〜０．９％程度であり、Ｍｎの好ましい含有
量は０．７〜１．４％程度である。
１．５％ ＣｕおよびＭｎは強度を向上させる元素であるが、その
含有量がＣｕで０．５％未満、Ｍｎで０．４％未満では
強度向上に対する効果が十分でない。また、Ｃｕの含有
量が１．０％を超えると耐食性が劣化し、Ｍｎの含有量
が１．５％を超えると延性が低下する。従って、Ｃｕお
よびＭｎの含有量は、それぞれ０．５〜１．０％，０．
４〜１．５％とする必要がある。尚Ｃｕの好ましい含有
量は０．７〜０．９％程度であり、Ｍｎの好ましい含有
量は０．７〜１．４％程度である。
【００１３】Ｃｒ：０．１〜０．３％ Ｃｒは、結晶粒を微細化させる元素であるが、その含有
量が０．１％未満ではその効果が十分でなく、また０．
３％を超えて含有されると粗大な不溶性化合物が不可避
的に発生して延性の低下を招く。従って、Ｃｒの含有量
は、０．１〜０．３％とする必要がある。
量が０．１％未満ではその効果が十分でなく、また０．
３％を超えて含有されると粗大な不溶性化合物が不可避
的に発生して延性の低下を招く。従って、Ｃｒの含有量
は、０．１〜０．３％とする必要がある。
【００１４】Ｔｉ：０．０１〜０．１％ Ｔｉは鋳造時の結晶粒を微細化させる元素であるが、そ
の含有量が０．０１％未満では微細化の効果が十分でな
く、また０．１％を超えると粗大な不溶性化合物が不可
避的に発生して延性の低下を招く。従って、Ｔｉ含有量
は０．０１〜０．１％とする必要がある。
の含有量が０．０１％未満では微細化の効果が十分でな
く、また０．１％を超えると粗大な不溶性化合物が不可
避的に発生して延性の低下を招く。従って、Ｔｉ含有量
は０．０１〜０．１％とする必要がある。
【００１５】本発明の鍛造用Ａｌ合金材料における基本
的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＡｌおよ
び不可避不純物からなるものであるが、必要によってＺ
ｒを含有させても良い。Ｚｒを含有させるときの適切な
範囲およびその理由は下記の通りである。
的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＡｌおよ
び不可避不純物からなるものであるが、必要によってＺ
ｒを含有させても良い。Ｚｒを含有させるときの適切な
範囲およびその理由は下記の通りである。
【００１６】Ｚｒ：０．０１〜０．３％ Ｚｒは、Ｃｒと同様に結晶粒を微細化させるのに有効な
元素である。その効果を発揮させるためには、０．０１
％以上含有させる必要があるが、０．３％を超えて過剰
に含有させると、粗大な不溶性化合物が不可避的に発生
して延性の低下を招く。
元素である。その効果を発揮させるためには、０．０１
％以上含有させる必要があるが、０．３％を超えて過剰
に含有させると、粗大な不溶性化合物が不可避的に発生
して延性の低下を招く。
【００１７】上記の様な化学成分組成を有する鍛造用Ａ
ｌ合金材料の溶湯を用い、製造条件を厳密に限定するこ
とによって希望する高強度Ａｌ合金鍛造品が得られるの
であるが、次に製造条件の限定理由について説明する。
尚本発明の製造条件における最大の特徴は、従来よりも
高温に溶体化処理することによって、ＭｇやＳｉの固溶
量を増やして時効硬化特性を向上させるだけでなく、Ｍ
ｎもこの高温溶体化処理によって積極的に固溶させ、固
溶強化を図っている点である。
ｌ合金材料の溶湯を用い、製造条件を厳密に限定するこ
とによって希望する高強度Ａｌ合金鍛造品が得られるの
であるが、次に製造条件の限定理由について説明する。
尚本発明の製造条件における最大の特徴は、従来よりも
高温に溶体化処理することによって、ＭｇやＳｉの固溶
量を増やして時効硬化特性を向上させるだけでなく、Ｍ
ｎもこの高温溶体化処理によって積極的に固溶させ、固
溶強化を図っている点である。
【００１８】まず連続鋳造時には、鋳片中の樹枝状晶枝
間隔が６０μｍ以下となるように造塊することによっ
て、晶出物が微細化されて強度が向上する。即ち、樹枝
状晶枝間隔が６０μｍを超えると晶出物の微細化効果が
十分に発揮できなくなる。この樹枝状晶枝間隔ｄ（μ
ｍ）は、凝固過程の冷却速度Ｃ（℃／ｓ）と下記（１）
式の関係があることが知られている（堀内良、金子純
一：「日本金属学会誌」，３５（１９７１），１５
６．）。 ｄ＝８５Ｃ-0.38 ……（１）
間隔が６０μｍ以下となるように造塊することによっ
て、晶出物が微細化されて強度が向上する。即ち、樹枝
状晶枝間隔が６０μｍを超えると晶出物の微細化効果が
十分に発揮できなくなる。この樹枝状晶枝間隔ｄ（μ
ｍ）は、凝固過程の冷却速度Ｃ（℃／ｓ）と下記（１）
式の関係があることが知られている（堀内良、金子純
一：「日本金属学会誌」，３５（１９７１），１５
６．）。 ｄ＝８５Ｃ-0.38 ……（１）
【００１９】従って、樹枝状晶枝間隔を６０μｍ以下に
するためには、上記（１）式から、凝固過程の冷却速度
を２．５℃／秒以上に制御する必要がある。こうしたこ
とから、本発明においては、連続鋳造における凝固過程
の冷却速度を２．５℃／秒以上とした。尚凝固過程の冷
却速度を２．５℃／秒以上に制御する手段としては、鋳
塊寸法を小さくするか、または鋳型の材質を熱伝導性の
良好なものとするか、或いは、冷却水量を多くする等が
挙げられる。またこの冷却速度の上限については特に限
定するものではないが、一般的な装置の能力という観点
からして、数十℃／秒程度が好ましい。
するためには、上記（１）式から、凝固過程の冷却速度
を２．５℃／秒以上に制御する必要がある。こうしたこ
とから、本発明においては、連続鋳造における凝固過程
の冷却速度を２．５℃／秒以上とした。尚凝固過程の冷
却速度を２．５℃／秒以上に制御する手段としては、鋳
塊寸法を小さくするか、または鋳型の材質を熱伝導性の
良好なものとするか、或いは、冷却水量を多くする等が
挙げられる。またこの冷却速度の上限については特に限
定するものではないが、一般的な装置の能力という観点
からして、数十℃／秒程度が好ましい。
【００２０】次に、５００〜５４０℃で均熱処理を施す
ことによって、ミクロ偏析を消滅させることができる。
この温度が５００℃未満では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合
物の析出が顕著に起こって強度の低下をもたらす。一
方、５４０℃を超えると、部分共晶溶融によるバーニン
グを起こす。従って、均熱温度は５００〜５４０℃とす
る必要がある。尚均熱時間については、特に限定されな
いが、通常行なわれている４〜１２時間で十分である。
ことによって、ミクロ偏析を消滅させることができる。
この温度が５００℃未満では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合
物の析出が顕著に起こって強度の低下をもたらす。一
方、５４０℃を超えると、部分共晶溶融によるバーニン
グを起こす。従って、均熱温度は５００〜５４０℃とす
る必要がある。尚均熱時間については、特に限定されな
いが、通常行なわれている４〜１２時間で十分である。
【００２１】引き続き、３５０〜４８０℃で熱間加工が
行なわれるが、これは後の溶体化処理時の再結晶粒を微
細化するためである。このときの温度が３５０℃未満で
は加工時の変形抵抗が非常に高くなり加工割れを起こし
やすくなり、また４８０℃を超えると微細な再結晶粒を
得るための十分なひずみ量が得られない。従って、加工
温度は３５０〜４８０℃とする必要がある。尚微細な再
結晶粒形成に必要なひずみ量を得るために、５０％以上
であることが好ましい。
行なわれるが、これは後の溶体化処理時の再結晶粒を微
細化するためである。このときの温度が３５０℃未満で
は加工時の変形抵抗が非常に高くなり加工割れを起こし
やすくなり、また４８０℃を超えると微細な再結晶粒を
得るための十分なひずみ量が得られない。従って、加工
温度は３５０〜４８０℃とする必要がある。尚微細な再
結晶粒形成に必要なひずみ量を得るために、５０％以上
であることが好ましい。
【００２２】次に、５４０〜５７０℃で加熱して溶体化
処理を行うことによって、Ｍｎ等の溶質元素の再固溶量
を増加させ、固溶強化によって強度を向上させるが、こ
のときの加熱温度が５４０℃未満では溶質元素の再固溶
が十分でなく、また５７０℃を超えると共晶溶融による
バーニングを起こす。従って、溶体化処理時の加熱温度
は５４０〜５７０℃とする必要がある。尚、溶体化処理
を行なう際には、加熱後に温水または水焼入れが行なわ
れる。
処理を行うことによって、Ｍｎ等の溶質元素の再固溶量
を増加させ、固溶強化によって強度を向上させるが、こ
のときの加熱温度が５４０℃未満では溶質元素の再固溶
が十分でなく、また５７０℃を超えると共晶溶融による
バーニングを起こす。従って、溶体化処理時の加熱温度
は５４０〜５７０℃とする必要がある。尚、溶体化処理
を行なう際には、加熱後に温水または水焼入れが行なわ
れる。
【００２３】更に、溶体化処理を行なって合金元素を過
飽和に固溶したＡｌ合金を時効処理し、硬化させる。こ
のときの時効処理条件としては、常法に従がえば良く、
例えば比較的低温（例えば１００〜２１０℃）に再加熱
するか、常温に放置する等の手段が採用できる。
飽和に固溶したＡｌ合金を時効処理し、硬化させる。こ
のときの時効処理条件としては、常法に従がえば良く、
例えば比較的低温（例えば１００〜２１０℃）に再加熱
するか、常温に放置する等の手段が採用できる。
【００２４】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２５】
実施例１ 表１に示す化学成分組成の合金を溶解した後、樹枝状晶
枝間隔が約４０μｍ程度になるように鋳造した鋳塊（凝
固過程の冷却速度＝７．３℃／ｓ）を、５３０℃で５時
間の均熱処理を施し、引き続き４００℃の７５％の熱間
鍛造を行い、５６０℃で３時間の溶体化処理を行なった
後、６０℃の水に焼き入れ、１８０℃で５時間の時効処
理を施した。
枝間隔が約４０μｍ程度になるように鋳造した鋳塊（凝
固過程の冷却速度＝７．３℃／ｓ）を、５３０℃で５時
間の均熱処理を施し、引き続き４００℃の７５％の熱間
鍛造を行い、５６０℃で３時間の溶体化処理を行なった
後、６０℃の水に焼き入れ、１８０℃で５時間の時効処
理を施した。
【００２６】
【表１】
【００２７】このようにして得られた各Ａｌ合金材料に
ついて、引張り試験を実施すると共に、同一組成の溶湯
をリング鋳造し、割れの発生状況を調査した。その結果
を表２に示す。表２から明らかな様に、本発明材は鋳造
性、強度および伸びに優れていることがわかる。
ついて、引張り試験を実施すると共に、同一組成の溶湯
をリング鋳造し、割れの発生状況を調査した。その結果
を表２に示す。表２から明らかな様に、本発明材は鋳造
性、強度および伸びに優れていることがわかる。
【００２８】
【表２】
【００２９】実施例２ 表３に示す化学成分組成の合金を溶解した後、同表に示
すような樹枝状晶枝間隔になるように鋳造した鋳塊を、
同じく表３に示すような条件で均熱処理、熱間加工およ
び溶体化処理を行った後、６０℃の水に焼き入れし、１
８０℃で５時間の時効処理を施した。
すような樹枝状晶枝間隔になるように鋳造した鋳塊を、
同じく表３に示すような条件で均熱処理、熱間加工およ
び溶体化処理を行った後、６０℃の水に焼き入れし、１
８０℃で５時間の時効処理を施した。
【００３０】
【表３】
【００３１】このようにして得られた材料について、引
張り試験を実施すると共に、同一組成の溶湯をリング鋳
造し、割れの発生状況を調査した。その結果を表４に示
す。表４から明らかな様に、本発明材は鋳造性、強度お
よび伸びに優れていることがわかる。
張り試験を実施すると共に、同一組成の溶湯をリング鋳
造し、割れの発生状況を調査した。その結果を表４に示
す。表４から明らかな様に、本発明材は鋳造性、強度お
よび伸びに優れていることがわかる。
【００３２】
【表４】
【００３３】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋳
造時の鋳造性が優れた鍛造用Ａｌ合金材料、および高強
度なＡｌ合金鍛造品が得られた。
造時の鋳造性が優れた鍛造用Ａｌ合金材料、および高強
度なＡｌ合金鍛造品が得られた。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．５〜１．５％（重量％の意
味、以下同じ），Ｓｉ：０．８〜２．０％，Ｃｕ：０．
５〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜１．５％，Ｃｒ：０．１
〜０．３％，Ｔｉ：０．０１〜０．１％を夫々含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなることを特徴とす
る鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料。 - 【請求項２】 更に、Ｚｒ：０．０１〜０．３％を含有
するものである請求項１に記載の鍛造用Ａｌ合金材料。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の鍛造用Ａｌ合
金材料の溶湯を用い、凝固過程の冷却速度を２．５℃／
秒以上に制御しつつ連続鋳造した後、５００〜５４０℃
で均熱処理を施し、引き続き３５０〜４８０℃で熱間鍛
造を行なった後、５４０〜５７０℃で加熱して溶体化処
理を行ない、更に時効処理を行なうことを特徴とする高
強度Ａｌ合金鍛造品の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5188094A JPH07258784A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5188094A JPH07258784A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07258784A true JPH07258784A (ja) | 1995-10-09 |
Family
ID=12899200
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5188094A Withdrawn JPH07258784A (ja) | 1994-03-23 | 1994-03-23 | 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07258784A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1994
- 1994-03-23 JP JP5188094A patent/JPH07258784A/ja not_active Withdrawn
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