JPH0762200B2 - 鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法 - Google Patents
鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法Info
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- JPH0762200B2 JPH0762200B2 JP62194034A JP19403487A JPH0762200B2 JP H0762200 B2 JPH0762200 B2 JP H0762200B2 JP 62194034 A JP62194034 A JP 62194034A JP 19403487 A JP19403487 A JP 19403487A JP H0762200 B2 JPH0762200 B2 JP H0762200B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、アルミニウム合金鋳造棒の製造に係り、特に
耐摩耗性に優れ、鍛造用に適するアルミニウム合金鋳造
棒及びその製造法に関するものである。
耐摩耗性に優れ、鍛造用に適するアルミニウム合金鋳造
棒及びその製造法に関するものである。
（従来の技術） 従来より、耐摩軽量化と共に耐摩耗性の要求される自動
車部品等には、Al−Si系の共晶合金A4032等が用いら
れ、通常、連鋳−押出法により各種部品が製造されてき
ていた。しかし、これらは近年の一層の高耐摩耗性の要
求には充分応えられず、また強度も劣るという問題があ
った。
車部品等には、Al−Si系の共晶合金A4032等が用いら
れ、通常、連鋳−押出法により各種部品が製造されてき
ていた。しかし、これらは近年の一層の高耐摩耗性の要
求には充分応えられず、また強度も劣るという問題があ
った。
一方、耐摩耗性の点ではAl−Si系の過共晶合金であるA3
90合金が優れていることが知られているが、この合金は
押出が不可能であり、また鍛造性も劣っているため、鋳
造材として用いられてきている。
90合金が優れていることが知られているが、この合金は
押出が不可能であり、また鍛造性も劣っているため、鋳
造材として用いられてきている。
しかし、最近の自動車部品等の分野では、従来の鋳造材
或は鋳造−押出法による押出材に対し、鋳造棒−鍛造ア
ルミ化が進められてきており、耐摩耗性に優れ且つ鍛造
性も優れたアルミニウム合金の開発が要請されてきてい
る。
或は鋳造−押出法による押出材に対し、鋳造棒−鍛造ア
ルミ化が進められてきており、耐摩耗性に優れ且つ鍛造
性も優れたアルミニウム合金の開発が要請されてきてい
る。
（発明が解決しようとする問題点） そのため、例えば、特公昭61−51017号公報に提案され
ているように、Al−7.5〜13.5％Si系にCu.Mg、Fe、Mn、
Ti等を添加して耐摩耗性、鍛造性を改良したもの、特開
昭60−197838号公報、同61−26741号公報に提案されて
いるように、Al−7.5〜22％Si系にCu、Mg、Fe、Mn等を
添加して共晶サイズ、Si−Mn−Fe化合物サイズ、α−Al
相サイズなどを規制したものなどがある。
ているように、Al−7.5〜13.5％Si系にCu.Mg、Fe、Mn、
Ti等を添加して耐摩耗性、鍛造性を改良したもの、特開
昭60−197838号公報、同61−26741号公報に提案されて
いるように、Al−7.5〜22％Si系にCu、Mg、Fe、Mn等を
添加して共晶サイズ、Si−Mn−Fe化合物サイズ、α−Al
相サイズなどを規制したものなどがある。
しかし乍ら、これらの提案によるアルミニウム鍛造材の
製造に際しては、鋳造時に巨大なAl−Fe−Mn（Si）化合
物が発生するという問題があり、鋳造後の鍛造にて従来
のような押出工程における晶出物の破砕による微細化は
期待できないことから、鍛造性が劣ると共に疲労寿命も
低下する等の問題があった。
製造に際しては、鋳造時に巨大なAl−Fe−Mn（Si）化合
物が発生するという問題があり、鋳造後の鍛造にて従来
のような押出工程における晶出物の破砕による微細化は
期待できないことから、鍛造性が劣ると共に疲労寿命も
低下する等の問題があった。
本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、耐摩耗性が優
れていると共に鍛造性、機械的性質も優れた高品質なア
ルミニウム合金を鋳造棒として製造できる技術を提供す
ることを目的とするものである。
れていると共に鍛造性、機械的性質も優れた高品質なア
ルミニウム合金を鋳造棒として製造できる技術を提供す
ることを目的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 上記目的を達成するため、本発明者は、前述の鍛造用ア
ルミニウム合金では、鍛造時に発生するAl−Fe−Mn−Si
化合物やSi初晶、共晶Si化合物等々を微細化する、すな
わち、それらの晶出物が存在することを前提として単に
微細化がある程度図られているにすぎないことが耐摩耗
性、鍛造性等の向上に限界をもたらしていることが判明
した。
ルミニウム合金では、鍛造時に発生するAl−Fe−Mn−Si
化合物やSi初晶、共晶Si化合物等々を微細化する、すな
わち、それらの晶出物が存在することを前提として単に
微細化がある程度図られているにすぎないことが耐摩耗
性、鍛造性等の向上に限界をもたらしていることが判明
した。
そこで、本発明者は、鋳造時に発生するそれらの晶出物
の一部を消滅させ、残存晶出物を更に微細化し且つ粒状
化が可能であるならば、耐摩耗性と共に鍛造材として前
述の要請に充分応えることができるとの知見を得て、化
学成分、鋳造条件等を詳細にわたって実験研究を重ね
た。
の一部を消滅させ、残存晶出物を更に微細化し且つ粒状
化が可能であるならば、耐摩耗性と共に鍛造材として前
述の要請に充分応えることができるとの知見を得て、化
学成分、鋳造条件等を詳細にわたって実験研究を重ね
た。
その結果、前述のAl−Si系合金にSrを適量添加すると共
に鋳造を特定の条件で行うならば、晶出物のうちAl−Fe
−Mn−Si化合物及びSi初晶を効果的に微細化消滅でき、
共晶Siを微細化できると共にアルミニウムデンドライト
スペースを小さくでき、更に鋳造後に特定の熱処理を施
すならば、鋳造棒に含まれている他の晶出物であるAl−
Cu系、Al−Mg−Si系の晶出物が微細化消滅すると共に共
晶Siが粒状化し、鍛造性が向上することを見い出し、こ
こに本発明をなしたものである。
に鋳造を特定の条件で行うならば、晶出物のうちAl−Fe
−Mn−Si化合物及びSi初晶を効果的に微細化消滅でき、
共晶Siを微細化できると共にアルミニウムデンドライト
スペースを小さくでき、更に鋳造後に特定の熱処理を施
すならば、鋳造棒に含まれている他の晶出物であるAl−
Cu系、Al−Mg−Si系の晶出物が微細化消滅すると共に共
晶Siが粒状化し、鍛造性が向上することを見い出し、こ
こに本発明をなしたものである。
すなわち、本発明に係る鍛造用耐摩耗性アルミニウム合
金鋳造棒は、Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％及びSr:0.00
5〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を必須成分として含むア
ルミニウム合金の鋳造棒であって、Si相及び不可避的に
発生する各種晶出物をこれに外接する円の直径が20μｍ
以下になれように抑制し、かつ、アルミニウムデンドラ
イトの枝の間隔を10μｍ以下に抑制してなることを特徴
とするものである。
金鋳造棒は、Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％及びSr:0.00
5〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を必須成分として含むア
ルミニウム合金の鋳造棒であって、Si相及び不可避的に
発生する各種晶出物をこれに外接する円の直径が20μｍ
以下になれように抑制し、かつ、アルミニウムデンドラ
イトの枝の間隔を10μｍ以下に抑制してなることを特徴
とするものである。
また、本発明法に係る上記耐摩耗性アルミニウム合金鋳
造棒の製造法は、上記組成のアルミニウム合金を鋳造す
るに際し、鋳造温度を670〜850℃の範囲とし、670℃か
ら554℃までの冷却速度を５℃/sec以上とし、かつ、568
℃から554℃までの冷却速度を10℃/sec以上で冷却し、
鋳造後、（450〜510℃）×（２〜12hr）の熱処理を施す
ことを特徴とするものである。
造棒の製造法は、上記組成のアルミニウム合金を鋳造す
るに際し、鋳造温度を670〜850℃の範囲とし、670℃か
ら554℃までの冷却速度を５℃/sec以上とし、かつ、568
℃から554℃までの冷却速度を10℃/sec以上で冷却し、
鋳造後、（450〜510℃）×（２〜12hr）の熱処理を施す
ことを特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明におけるアルミニウム合金の化学成分限定
理由を説明する。
理由を説明する。
Siは耐摩耗性を付与するうえで不可欠の成分であり、7.
5％未満ではその効果が得られず、また22.0％を超える
と粗大化した初晶Siが多量に発生し、鋳造条件並びにSr
添加によってもその微細化及び消滅化が困難になって鍛
造性や機械的性質等の劣化をもたらすようになる。した
がって、Si量は7.5〜22.0％の範囲とする。
5％未満ではその効果が得られず、また22.0％を超える
と粗大化した初晶Siが多量に発生し、鋳造条件並びにSr
添加によってもその微細化及び消滅化が困難になって鍛
造性や機械的性質等の劣化をもたらすようになる。した
がって、Si量は7.5〜22.0％の範囲とする。
Cuは機械的性質を向上させると共に耐摩耗性を向上させ
る成分であり、3.0％未満ではそのような効果が得られ
ず、7.0％を超えて添加するとAl−Cu系晶出物が多くな
り、鋳造後の熱処理によっても消滅させることが困難に
なり、鋳造性、機械的性質を劣化させることになる。し
たがって、Cu量は3.0〜7.0％の範囲とする。
る成分であり、3.0％未満ではそのような効果が得られ
ず、7.0％を超えて添加するとAl−Cu系晶出物が多くな
り、鋳造後の熱処理によっても消滅させることが困難に
なり、鋳造性、機械的性質を劣化させることになる。し
たがって、Cu量は3.0〜7.0％の範囲とする。
Mgは機械的性質を向上させると共に耐摩耗性を付与する
成分であり、0.3％未満ではこのような効果が得られ
ず、1.0％を超えると鋳造後の熱処理によってもAl−Mg
−Si系の晶出物を消滅することが困難になり、鍛造性を
損うことになる。したがって、Mg量は0.3〜1.0％の範囲
とする。
成分であり、0.3％未満ではこのような効果が得られ
ず、1.0％を超えると鋳造後の熱処理によってもAl−Mg
−Si系の晶出物を消滅することが困難になり、鍛造性を
損うことになる。したがって、Mg量は0.3〜1.0％の範囲
とする。
Fe、Mnは略同様の効果を有し、鋳造時に微細な共晶Si及
びSi系晶出物の生成を促進して耐摩耗性を向上させる成
分であり、それぞれ0.25％未満ではそのような効果が得
られず、1.0％を超えるとAl−Fe−Mn系又はAl−Fe−MnS
i化合物の晶出物が巨大となり、鋳造時にこれを消滅さ
せることが極めて困難になり、鍛造性の劣化をもたら
す。したがって、Fe、Mnの各量は0.25〜1.0％の範囲と
する。
びSi系晶出物の生成を促進して耐摩耗性を向上させる成
分であり、それぞれ0.25％未満ではそのような効果が得
られず、1.0％を超えるとAl−Fe−Mn系又はAl−Fe−MnS
i化合物の晶出物が巨大となり、鋳造時にこれを消滅さ
せることが極めて困難になり、鍛造性の劣化をもたら
す。したがって、Fe、Mnの各量は0.25〜1.0％の範囲と
する。
Srは、上記成分を含有する組成に添加し、後述の如く、
適切な鍛造温度及び冷却条件のもとで鍛造すると、Al−
Fe−Mn−Si化合物の晶出物を消滅すると同時にSi初晶も
微細化消滅し、また共晶Siを微細化して鍛造性を向上す
る作用のある成分である。0.005％未満ではそのような
効果が得られず、0.1％を超えて多すぎると鳥足状のSr
化合物が発生して内部欠陥となり、機械的性質が劣化す
る。したがって、Sr量は0.005〜0.1％の範囲とする。
適切な鍛造温度及び冷却条件のもとで鍛造すると、Al−
Fe−Mn−Si化合物の晶出物を消滅すると同時にSi初晶も
微細化消滅し、また共晶Siを微細化して鍛造性を向上す
る作用のある成分である。0.005％未満ではそのような
効果が得られず、0.1％を超えて多すぎると鳥足状のSr
化合物が発生して内部欠陥となり、機械的性質が劣化す
る。したがって、Sr量は0.005〜0.1％の範囲とする。
Tiは、鋳造組織を微細化して機械的性質を安定化するこ
とができる。Tiが0.001％未満では、このような効果が
得られない。一方、Tiを0.05％を超えて添加しても、そ
れ以上の微細化効果は向上しない。
とができる。Tiが0.001％未満では、このような効果が
得られない。一方、Tiを0.05％を超えて添加しても、そ
れ以上の微細化効果は向上しない。
以上の各成分が必須成分であるが、Cr及びZrはいずれも
アムミニウム合金鋳造棒の耐摩耗性を向上させる作用を
有するため、このCr又はZrを必要に応じて添加すること
ができる。この場合の添加量は、Cr:0.05〜0.4％、Zr:
0.05〜0.25％である。これらの成分の下限値より低い
と、その添加効果がない。一方、それらの成分の上限値
を超えて添加されると、巨大晶出物が生成し、鍛造性が
劣化する。なお、このCrは溶解原料の種類によっては、
不可避的不純物として0.05％程度までは含有される。従
って、この程度までのCrは不可避的不純物として許容さ
れる。
アムミニウム合金鋳造棒の耐摩耗性を向上させる作用を
有するため、このCr又はZrを必要に応じて添加すること
ができる。この場合の添加量は、Cr:0.05〜0.4％、Zr:
0.05〜0.25％である。これらの成分の下限値より低い
と、その添加効果がない。一方、それらの成分の上限値
を超えて添加されると、巨大晶出物が生成し、鍛造性が
劣化する。なお、このCrは溶解原料の種類によっては、
不可避的不純物として0.05％程度までは含有される。従
って、この程度までのCrは不可避的不純物として許容さ
れる。
なお、上記組成のアルミニウム合金には不可避的不純物
が含有され得るが、それらは本発明の効果を損なわない
範囲で許容される。
が含有され得るが、それらは本発明の効果を損なわない
範囲で許容される。
かゝる組成のアルミニウム合金は、常法により溶解する
が、本発明においては、鋳造を以下の条件のもとで行な
い、更に鋳造後は特定条件の熱処理を施すものである。
が、本発明においては、鋳造を以下の条件のもとで行な
い、更に鋳造後は特定条件の熱処理を施すものである。
すなわち、上記アルミニウム合金の鋳造はインゴット鋳
造法、連続鋳造法等の適当な方法により行うが、従来と
同様、上記成分系のアルミニウム合金（但し、Srを含ま
ず）を常法で鋳造した場合には徐冷組織が得られる。こ
の組織は、第15図に示すように、Al−Fe−Mn−Si晶出物
（代表組成:60％Al−12％Fe−18％Mn−10％Si）、初晶S
i、共晶アルミ相及びアルミニウムデンドライトより成
る組織である。なお、同図中、左側の大きな黒色部がAl
−Fe−Mn−Si晶出物、中央のやや小さい黒色部が初晶Si
であり、下中央部がアルミニウムデンドライトを表わ
し、その他の部分が共晶アルミ相及びSi相（共晶Si）を
表わしている。
造法、連続鋳造法等の適当な方法により行うが、従来と
同様、上記成分系のアルミニウム合金（但し、Srを含ま
ず）を常法で鋳造した場合には徐冷組織が得られる。こ
の組織は、第15図に示すように、Al−Fe−Mn−Si晶出物
（代表組成:60％Al−12％Fe−18％Mn−10％Si）、初晶S
i、共晶アルミ相及びアルミニウムデンドライトより成
る組織である。なお、同図中、左側の大きな黒色部がAl
−Fe−Mn−Si晶出物、中央のやや小さい黒色部が初晶Si
であり、下中央部がアルミニウムデンドライトを表わ
し、その他の部分が共晶アルミ相及びSi相（共晶Si）を
表わしている。
これらのうち、Al−Fe−Mn−Si晶出物はしばしば10μｍ
にも達し、初晶Si及び共晶Siは50μｍ以上に達する成長
をすることがあり、疲労寿命や鍛造性を阻害する原因と
なっている。このような巨大な晶出物は、従来は鋳造後
の押出工程において破砕によるある程度の微細化がなさ
れていたが、鋳造−鍛造法においては鍛造工程でそのよ
うな効果を保証できない。
にも達し、初晶Si及び共晶Siは50μｍ以上に達する成長
をすることがあり、疲労寿命や鍛造性を阻害する原因と
なっている。このような巨大な晶出物は、従来は鋳造後
の押出工程において破砕によるある程度の微細化がなさ
れていたが、鋳造−鍛造法においては鍛造工程でそのよ
うな効果を保証できない。
そこで、本発明では、鋳造時或いは鋳造後の熱処理時に
そのような巨大な晶出物が生成しないようにし、かつ、
生成した晶出物については20μｍ以下の大きさ（後述）
となるように各プロセスをコントロールせんとするもの
である。そのためには、上記組成のもとで鋳造時の冷却
速度及び鋳造温度及び熱処理条件を規制する必要がある
のである。
そのような巨大な晶出物が生成しないようにし、かつ、
生成した晶出物については20μｍ以下の大きさ（後述）
となるように各プロセスをコントロールせんとするもの
である。そのためには、上記組成のもとで鋳造時の冷却
速度及び鋳造温度及び熱処理条件を規制する必要がある
のである。
まず、鋳造時の冷却速度については、本発明者の実験研
究により、Al−Fe−Mn−Si化合物、初晶Si、共晶Siの各
サイズ並びにアルミニウムデンドライトの粗さはそれぞ
れの結晶が成長する温度範囲を急冷することによって適
切な大きさにコントロールできることが判明した。すな
わち、そのためには、本発明では、少なくとも670℃か
ら554℃までを５℃/sec以上の冷却速度で冷却する必要
がある。
究により、Al−Fe−Mn−Si化合物、初晶Si、共晶Siの各
サイズ並びにアルミニウムデンドライトの粗さはそれぞ
れの結晶が成長する温度範囲を急冷することによって適
切な大きさにコントロールできることが判明した。すな
わち、そのためには、本発明では、少なくとも670℃か
ら554℃までを５℃/sec以上の冷却速度で冷却する必要
がある。
具体的には、（イ）Al−Fe−Mn−Si晶出物は670〜554℃
の温度区間で成長するので、この区間を５℃/sec以上の
冷却速度で冷却すれば、第１図に示すように、この晶出
物のサイズを20μmm以下に規制することができる。
の温度区間で成長するので、この区間を５℃/sec以上の
冷却速度で冷却すれば、第１図に示すように、この晶出
物のサイズを20μmm以下に規制することができる。
また、（ロ）初晶Siは670〜554℃の温度区間で成長する
ので、この区間を５℃/sec以上の冷却速度で冷却する
と、第２図に示すように、20μｍ以下に規制することが
できる。
ので、この区間を５℃/sec以上の冷却速度で冷却する
と、第２図に示すように、20μｍ以下に規制することが
できる。
更に、（ハ）共晶Siのサイズとアルミニウムデンドライ
トのアームスペーシングとの間には第３図に示すような
相関関係があり、このデンドライトアームスペーシング
（以下、DASという）を指標にして共晶Siのサイズを制
御することができる。一方、DASは第４図に示すように
冷却速度を大きくすると間隔を小さくすることができ
る。したがって、第３図及び第４図より、冷却速度を10
℃/sec以上にすれば、DASが10μｍ以下となり、したが
って、共晶Siを15μｍ以下に微細化することができる。
トのアームスペーシングとの間には第３図に示すような
相関関係があり、このデンドライトアームスペーシング
（以下、DASという）を指標にして共晶Siのサイズを制
御することができる。一方、DASは第４図に示すように
冷却速度を大きくすると間隔を小さくすることができ
る。したがって、第３図及び第４図より、冷却速度を10
℃/sec以上にすれば、DASが10μｍ以下となり、したが
って、共晶Siを15μｍ以下に微細化することができる。
以上のように、上記（イ）〜（ハ）の要件を満足するた
めに、本発明では、670〜554℃までを５℃/sec以上の冷
却速度とし、かつ、568℃から554℃までを10℃以上の冷
却速度で冷却するものである。
めに、本発明では、670〜554℃までを５℃/sec以上の冷
却速度とし、かつ、568℃から554℃までを10℃以上の冷
却速度で冷却するものである。
一方、鋳造温度はAl−Fe−Mn−Si晶出物のサイズに大き
な影響を及ぼす因子である。上記の如く、このAl−Fe−
Mn−Si晶出物の核生成温度並びに成長温度は670〜554℃
であり、この温度区間を５℃/sec以上で冷却させる必要
があるが、この冷却速度を実現させるためには鋳造温度
を規定する必要がある。
な影響を及ぼす因子である。上記の如く、このAl−Fe−
Mn−Si晶出物の核生成温度並びに成長温度は670〜554℃
であり、この温度区間を５℃/sec以上で冷却させる必要
があるが、この冷却速度を実現させるためには鋳造温度
を規定する必要がある。
まず、最小限必要な鋳造温度の決定方法を第５図を参照
して説明する。
して説明する。
同図は670〜554℃の温度区間での冷却速度に及ぼす鋳造
温度の影響について示したもので、ここで、アルミニウ
ム合金溶湯の温度が鋳型に接するタンディッシュ内にて
670℃よりも低い温度T1である場合、この溶湯の670〜55
4℃間の冷却速度Ｒは、Ｒ＝（670〜554）/t1＝116/t
1（℃/sec）となる（但し、t1はT1から554℃までの冷却
時間（sec）である。）このt1は通常、30秒よりも長
く、この鋳造温度T1では致底前記冷却条件を満足しな
い。
温度の影響について示したもので、ここで、アルミニウ
ム合金溶湯の温度が鋳型に接するタンディッシュ内にて
670℃よりも低い温度T1である場合、この溶湯の670〜55
4℃間の冷却速度Ｒは、Ｒ＝（670〜554）/t1＝116/t
1（℃/sec）となる（但し、t1はT1から554℃までの冷却
時間（sec）である。）このt1は通常、30秒よりも長
く、この鋳造温度T1では致底前記冷却条件を満足しな
い。
次に、溶湯の温度が670℃以上、例えば690℃の場合、67
0〜554℃間の冷却速度ＲはＲ＝（670−554℃）/t2で示
される（但し、t2は670〜554℃の間の冷却時間（sec）
である）。したがって、このt2を23秒以下にすると、Ｒ
は５℃/sec以上となり、Al−Fe−Mn−Si晶出物の成長を
上記の如く制御することが可能となるので、この温度、
すなわち、670℃以上の温度が最小限必要な鋳造温度と
するものである。
0〜554℃間の冷却速度ＲはＲ＝（670−554℃）/t2で示
される（但し、t2は670〜554℃の間の冷却時間（sec）
である）。したがって、このt2を23秒以下にすると、Ｒ
は５℃/sec以上となり、Al−Fe−Mn−Si晶出物の成長を
上記の如く制御することが可能となるので、この温度、
すなわち、670℃以上の温度が最小限必要な鋳造温度と
するものである。
一方、鋳造温度の上限は、第５図に示したT3のように高
い程有利であり、晶出物の生成・成長抑制の観点からは
規定する必要はないが、850℃を超すとガス（H2）の吸
収が激しくなって鋳塊にピンホール、ブローホールなど
が発生し、鋳造棒の品質を著しく低下させるので、850
℃を上限とするのが適切である。
い程有利であり、晶出物の生成・成長抑制の観点からは
規定する必要はないが、850℃を超すとガス（H2）の吸
収が激しくなって鋳塊にピンホール、ブローホールなど
が発生し、鋳造棒の品質を著しく低下させるので、850
℃を上限とするのが適切である。
なお、初晶SiもAl−Fe−Mn−Si晶出物とほぼ同じ温度範
囲で核生成・成長するので、上記鋳造温度範囲を選定す
ることにより、その粗大化を防止することができる。
囲で核生成・成長するので、上記鋳造温度範囲を選定す
ることにより、その粗大化を防止することができる。
但し、前述のように、適量のSrを添加した上記化学成分
のアルミニウム合金の場合、上述の条件で鋳造すると、
Al−Fe−Mn−Si化合物と初晶Siの晶出物を消滅させるこ
とができる。
のアルミニウム合金の場合、上述の条件で鋳造すると、
Al−Fe−Mn−Si化合物と初晶Siの晶出物を消滅させるこ
とができる。
次に、鋳造後の熱処理条件について説明する。
上述の条件で製造した鋳造棒は、Al−Cu系、Al−Mg−Si
系の晶出物を含み、また共晶Siが角張った状態にある組
織を有するので、鍛造性の改善効果が必ずしも十分であ
るとは云えない。そこで、本発明者の実験研究により、
このような組織の鋳造棒に（450〜510℃）×（２〜12h
r）の熱処理を施することにより、Al−Cu系、Al−Mg−S
i系の各晶出物が消滅すると共に微細化された共晶Siが
粒状化し、鍛造性が顕著に向上することが判明した。な
お、この温度範囲外並びに保持時間外ではそのような効
果が期待できない。
系の晶出物を含み、また共晶Siが角張った状態にある組
織を有するので、鍛造性の改善効果が必ずしも十分であ
るとは云えない。そこで、本発明者の実験研究により、
このような組織の鋳造棒に（450〜510℃）×（２〜12h
r）の熱処理を施することにより、Al−Cu系、Al−Mg−S
i系の各晶出物が消滅すると共に微細化された共晶Siが
粒状化し、鍛造性が顕著に向上することが判明した。な
お、この温度範囲外並びに保持時間外ではそのような効
果が期待できない。
かくして得られた熱処理後の鋳造棒は、不可避的に存在
する晶出物のサイズがこれに外接する円の直径が20μｍ
以下に微細化され、特に共晶Siは粒状化されており、し
かもアルミニウムデンドライトスペース（枝の間隔）が
10μｍ以下に抑制されているので、鍛造性に優れ、しか
も耐摩耗性が優れている。
する晶出物のサイズがこれに外接する円の直径が20μｍ
以下に微細化され、特に共晶Siは粒状化されており、し
かもアルミニウムデンドライトスペース（枝の間隔）が
10μｍ以下に抑制されているので、鍛造性に優れ、しか
も耐摩耗性が優れている。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有するアルミニウム合金を常法
により溶解し、第２表に示す鋳造条件（鋳造温度、冷却
速度）にて連鋳し、約30mmφの鋳造棒を得た。鋳造後、
同表に示す条件で熱処理を施した。
により溶解し、第２表に示す鋳造条件（鋳造温度、冷却
速度）にて連鋳し、約30mmφの鋳造棒を得た。鋳造後、
同表に示す条件で熱処理を施した。
これらについて機械的性質を調べると共に耐摩耗性、鍛
造性を調べた。また、晶出物のサイズとDAS（デンドラ
イトスペース）を調べた。その結果を第２表に併記す
る。
造性を調べた。また、晶出物のサイズとDAS（デンドラ
イトスペース）を調べた。その結果を第２表に併記す
る。
なお、耐摩耗性は、大越摩耗試験機を使用し、摩耗速度
1.0m/sec、荷重3.2kgで試験し、比摩耗量で評価した。
また、鍛造性は、10mmφ×20mmhの試片を冷間で鍛造
し、加工率50％以上で割れが発生しないものを○印と
し、そのうち60％まで割れが発生しないものを◎印を付
して特記し、50％で割れが発生したものには×印を付し
て評価した。
1.0m/sec、荷重3.2kgで試験し、比摩耗量で評価した。
また、鍛造性は、10mmφ×20mmhの試片を冷間で鍛造
し、加工率50％以上で割れが発生しないものを○印と
し、そのうち60％まで割れが発生しないものを◎印を付
して特記し、50％で割れが発生したものには×印を付し
て評価した。
第２表に示すように、本発明例ではいずれも優れた耐摩
耗性を示すと共に強度並びに鍛造性も充分であることが
わかる。
耗性を示すと共に強度並びに鍛造性も充分であることが
わかる。
第６図はSrを添加した本発明例No.3における熱処理前の
鋳造棒の組織であり、Srを添加しない比較例No.4の場合
（第７図）及び過剰にSrを添加した比較例No.5の場合
（第８図）に比べて、Al−Fe−Mn−Si晶出物や初晶Siが
みられず、DASも小さいことがわかる。
鋳造棒の組織であり、Srを添加しない比較例No.4の場合
（第７図）及び過剰にSrを添加した比較例No.5の場合
（第８図）に比べて、Al−Fe−Mn−Si晶出物や初晶Siが
みられず、DASも小さいことがわかる。
また、第９図及び第10図は本発明例No.3における熱処理
前と後での組織を示したもので、熱処理前の組織は第９
図の如く共晶Siが未だ角ばった形状のものであるが、熱
処理後の組織は第10図の如く粒状のものとなっているこ
とがわかる。
前と後での組織を示したもので、熱処理前の組織は第９
図の如く共晶Siが未だ角ばった形状のものであるが、熱
処理後の組織は第10図の如く粒状のものとなっているこ
とがわかる。
また、DASについては、本発明例No.3の場合の第11図及
び第12図に示すように、本発明によれば10μｍ以下のDA
Sに抑制できるのに対し、本発明の製造条件を満たさな
いときは、比較例No.4の場合の第13図及び第14図に示す
ように、12μｍにも達し、共晶Siが粗大化した状態で含
まれる。
び第12図に示すように、本発明によれば10μｍ以下のDA
Sに抑制できるのに対し、本発明の製造条件を満たさな
いときは、比較例No.4の場合の第13図及び第14図に示す
ように、12μｍにも達し、共晶Siが粗大化した状態で含
まれる。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、適量のSrを添加
した特定の化学成分のアルミニウム合金につき、特定の
条件で鋳造及び熱処理を行うので、晶出物のサイズが微
細且つ粒状にコントロールされ、しかもアルミニウムデ
ンドライトの枝の間隔の小さい組織が得られため、耐摩
耗性に優れ、かつ、鍛造性、強度、疲労寿命等も充分な
高品質のアルミニウム合金鋳造棒を製造することができ
る。
した特定の化学成分のアルミニウム合金につき、特定の
条件で鋳造及び熱処理を行うので、晶出物のサイズが微
細且つ粒状にコントロールされ、しかもアルミニウムデ
ンドライトの枝の間隔の小さい組織が得られため、耐摩
耗性に優れ、かつ、鍛造性、強度、疲労寿命等も充分な
高品質のアルミニウム合金鋳造棒を製造することができ
る。
第１図はAl−Fe−Mn−Siサイズに及ぼす670℃から554℃
間での冷却速度の影響を示す図、 第２図は初晶Siのサイズに及ぼす上記温度区間での冷却
速度の影響を示す図、 第３図はデンドライトスペース（DAS）と共晶Siのサイ
ズの関係を示す図、 第４図はDASに及ぼす568℃から554℃間での冷却速度の
影響を示す図、 第５図は670℃から554℃までの間での冷却速度に及ぼす
鋳造温度の影響を示す図、 第６図、第７図及び第８図はSr添加の効果に関する鋳造
棒の金属組織を示す顕微鏡写真（×200、但し、第８図
のみ、×500）であって、第６図はSrを添加した場合を
示し、第７図はSrを添加しない場合を示し、第８図は過
剰のSrを添加した場合を示し、 第９図及び第10図は鋳造後の熱処理効果に関する鋳造棒
の金属組織を示す顕微鏡写真（×200）であって、第９
図は熱処理前の場合を示し、第10図は熱処理後の場合を
示し、 第11図乃至第14図は鋳造棒のDASの大きさの分布状況を
示し（第12図、第14図）及び金属組織の顕微鏡写真（×
200）（第11図、第13図）であって、第11図及び第12図
は本発明例の場合を示し、第13図及び第14図は比較例の
場合を示し、 第15図は本発明による組成のアルミニウム合金を鋳造時
徐冷して得られた金属組織（徐冷組織）の顕微鏡写真
（×200）である。
間での冷却速度の影響を示す図、 第２図は初晶Siのサイズに及ぼす上記温度区間での冷却
速度の影響を示す図、 第３図はデンドライトスペース（DAS）と共晶Siのサイ
ズの関係を示す図、 第４図はDASに及ぼす568℃から554℃間での冷却速度の
影響を示す図、 第５図は670℃から554℃までの間での冷却速度に及ぼす
鋳造温度の影響を示す図、 第６図、第７図及び第８図はSr添加の効果に関する鋳造
棒の金属組織を示す顕微鏡写真（×200、但し、第８図
のみ、×500）であって、第６図はSrを添加した場合を
示し、第７図はSrを添加しない場合を示し、第８図は過
剰のSrを添加した場合を示し、 第９図及び第10図は鋳造後の熱処理効果に関する鋳造棒
の金属組織を示す顕微鏡写真（×200）であって、第９
図は熱処理前の場合を示し、第10図は熱処理後の場合を
示し、 第11図乃至第14図は鋳造棒のDASの大きさの分布状況を
示し（第12図、第14図）及び金属組織の顕微鏡写真（×
200）（第11図、第13図）であって、第11図及び第12図
は本発明例の場合を示し、第13図及び第14図は比較例の
場合を示し、 第15図は本発明による組成のアルミニウム合金を鋳造時
徐冷して得られた金属組織（徐冷組織）の顕微鏡写真
（×200）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 沢久 栄一郎 福岡県北九州市門司区黄金町10−16 (56)参考文献 特開 昭59−193238（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−215733（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％、Sr:0.005
〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を含有し、残部がAl及び
不可避的不純物であるアルミニウム合金の鋳造棒であっ
て、Si相及び不可避的に発生する各種晶出物をこれに外
接する円の直径が20μｍ以下になるように抑制し、か
つ、アルミニウムデンドライトの枝の間隔を10μｍ以下
に抑制してなることを特徴とする鍛造用耐摩耗性アルミ
ニウム合金鋳造棒。 - 【請求項２】Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％、Sr:0.005
〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を含有し、更にCr:0.05〜
0.4％及びZr:0.05〜0.25％のうちの１種又は２種を含有
し、残部がAl及び不可避的不純物であるアルミニウム合
金の鋳造棒であって、Si相及び不可避的に発生する各種
晶出物をこれに外接する円の直径が20μｍ以下になるよ
うに抑制し、かつ、アルミニウムデンドライトの枝の間
隔を10μｍ以下に抑制してなることを特徴とする鍛造用
耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒。 - 【請求項３】Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％、Sr:0.005
〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を含有し、残部がAl及び
不可避的不純物であるアルミニウム合金を鋳造するに際
し、鋳造温度を670〜850℃の範囲とし、670℃から554℃
までの冷却速度を５℃/sec以上とし、かつ、560℃から5
54℃までの冷却速度を10℃/sec以上で冷却し、鋳造後、
（450〜510℃）×（２〜12hr）の熱処理を施すことを特
徴とする鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒の製造
法。 - 【請求項４】Si:7.5〜22.0％、Cu:3.0〜7.0％、Mg:0.3
〜1.0％、Fe:0.25〜1.0％、Mn:0.25〜1.0％、Sr:0.005
〜0.1％及びTi:0.001〜0.05％を含有し、更にCr:0.05〜
0.4％及びZr:0.05〜0.25％のうちの１種又は２種を含有
し、残部がAl及び不可避的不純物であるアルミニウム合
金を鋳造するに際し、鋳造温度を670〜850℃の範囲と
し、670℃から554℃までの冷却速度を５℃/sec以上と
し、かつ、560℃から554℃までの冷却速度を10℃/sec以
上で冷却し、鋳造後、（450〜510℃）×（２〜12hr）の
熱処理を施すことを特徴とする鍛造用耐摩耗性アルミニ
ウム合金鋳造棒の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62194034A JPH0762200B2 (ja) | 1987-08-03 | 1987-08-03 | 鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62194034A JPH0762200B2 (ja) | 1987-08-03 | 1987-08-03 | 鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6439339A JPS6439339A (en) | 1989-02-09 |
| JPH0762200B2 true JPH0762200B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16317838
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62194034A Expired - Fee Related JPH0762200B2 (ja) | 1987-08-03 | 1987-08-03 | 鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762200B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006283124A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性冷間鍛造用アルミニウム合金 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5616192A (en) * | 1994-07-21 | 1997-04-01 | Fuji Oozx Inc. | Coil retainer for engine valve and preparation of the same |
| JPH11335767A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Yamaha Motor Co Ltd | 鍛造用アルミニウム合金及びその製造方法 |
| JP4145454B2 (ja) * | 2000-01-18 | 2008-09-03 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法 |
| JP4633972B2 (ja) * | 2001-07-17 | 2011-02-16 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法ならびにカーエアコンディショナ用ピストン |
| US20050100472A1 (en) | 2002-08-29 | 2005-05-12 | Kouji Yamada | High strength aluminum alloy casting and method of production of same |
| CN1330438C (zh) * | 2003-03-26 | 2007-08-08 | 昭和电工株式会社 | 水平连续铸造铝合金杆,以及用于制造该杆的方法和设备 |
| WO2004085096A1 (en) * | 2003-03-26 | 2004-10-07 | Showa Denko K.K. | Horizontally continuously cast rod of aluminum alloy and method and equipment for producing the rod. |
| US7077186B2 (en) * | 2003-12-11 | 2006-07-18 | Novelis Inc. | Horizontal continuous casting of metals |
| EP1716265B1 (en) | 2003-12-18 | 2012-06-13 | Showa Denko K.K. | Method for producing shaped article of aluminum alloy and shaped aluminum alloy articl |
| JP2006104537A (ja) * | 2004-10-06 | 2006-04-20 | Nissin Kogyo Co Ltd | アルミニウム合金の鋳造方法 |
| US20080041499A1 (en) * | 2006-08-16 | 2008-02-21 | Alotech Ltd. Llc | Solidification microstructure of aggregate molded shaped castings |
| JP2014037622A (ja) * | 2012-07-17 | 2014-02-27 | Sankyotateyama Inc | 連続鋳造棒及び鍛造品 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193238A (ja) * | 1983-03-10 | 1984-11-01 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗性押出鍛造用アルミニウム合金 |
| JPS60215733A (ja) * | 1984-04-11 | 1985-10-29 | Showa Alum Corp | アルミニウム合金製ベ−ン |
-
1987
- 1987-08-03 JP JP62194034A patent/JPH0762200B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006283124A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6439339A (en) | 1989-02-09 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |