JPH09272944A - 高強度鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度鋳造アルミニウム合金およびその製造方法Info
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- JPH09272944A JPH09272944A JP8666996A JP8666996A JPH09272944A JP H09272944 A JPH09272944 A JP H09272944A JP 8666996 A JP8666996 A JP 8666996A JP 8666996 A JP8666996 A JP 8666996A JP H09272944 A JPH09272944 A JP H09272944A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 析出強化を可能とすることにより、従来の非
熱処理型の高強度鋳造アルミニウム合金より更に強度を
向上させた高強度鋳造アルミニウム合金を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜
６％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
３％、Ｂ：０．０１〜０．１％、および残部：Ａｌおよ
び不可避不純物から成り、鋳造状態から直接に時効処理
した状態での引張強さが４８０ＭＰａ以上である。溶湯
を冷却速度１００℃／秒以上で鋳造し、鋳造状態から直
接に時効処理を行う。合金中に、更に粒径０．１μｍ以
下のセラミック粒子が０．０５〜０．２体積％存在する
と、これが凝固核となって晶出物および結晶粒が微細化
し、強度および靱性が更に向上する。
熱処理型の高強度鋳造アルミニウム合金より更に強度を
向上させた高強度鋳造アルミニウム合金を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜
６％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
３％、Ｂ：０．０１〜０．１％、および残部：Ａｌおよ
び不可避不純物から成り、鋳造状態から直接に時効処理
した状態での引張強さが４８０ＭＰａ以上である。溶湯
を冷却速度１００℃／秒以上で鋳造し、鋳造状態から直
接に時効処理を行う。合金中に、更に粒径０．１μｍ以
下のセラミック粒子が０．０５〜０．２体積％存在する
と、これが凝固核となって晶出物および結晶粒が微細化
し、強度および靱性が更に向上する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度鋳造アルミ
ニウム合金およびその製造方法に関する。
ニウム合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金は、板や押出形材等の
展伸材と、ダイカスト等の鋳造材とに大別され、それぞ
れ熱処理により析出強化して用いる熱処理型合金と、熱
処理せずに用いる非熱処理型合金とに分類される。本発
明者は、特開平８−２０８３２号公報において、熱処理
せずに鋳放し状態で用いる非熱処理型の高強度高靱性ア
ルミニウム合金を提案した。この合金は、重量％で、Ｍ
ｇ：３〜５％、Ｚｎ：３〜５％、Ｍｎ：０．３〜１．０
％、Ｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ，
Ｖから選択される元素：０．０５〜０．８％、残部Ａｌ
および不可避不純物から成る化学組成を有する。Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｃｒ，Ｖは、一部が溶湯中で微細な硼化物粒子と
して分散し凝固核となってマトリクスの結晶粒を微細化
して強度・靱性の向上に寄与し、残りが凝固過程で金属
間化合物として晶出して強度向上に寄与する。
展伸材と、ダイカスト等の鋳造材とに大別され、それぞ
れ熱処理により析出強化して用いる熱処理型合金と、熱
処理せずに用いる非熱処理型合金とに分類される。本発
明者は、特開平８−２０８３２号公報において、熱処理
せずに鋳放し状態で用いる非熱処理型の高強度高靱性ア
ルミニウム合金を提案した。この合金は、重量％で、Ｍ
ｇ：３〜５％、Ｚｎ：３〜５％、Ｍｎ：０．３〜１．０
％、Ｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ，
Ｖから選択される元素：０．０５〜０．８％、残部Ａｌ
および不可避不純物から成る化学組成を有する。Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｃｒ，Ｖは、一部が溶湯中で微細な硼化物粒子と
して分散し凝固核となってマトリクスの結晶粒を微細化
して強度・靱性の向上に寄与し、残りが凝固過程で金属
間化合物として晶出して強度向上に寄与する。
【０００３】上記提案の合金は、鋳放し状態で高強度お
よび高靱性を兼備した優れた合金であるが、溶湯中およ
び鋳造過程での晶出を利用して強化しているため、鋳造
後には析出強化に寄与できる元素が固溶状態で残ってお
らず、時効処理による析出強化は原理的に利用すること
ができないので、引張強さは最高でも４１０ＭＰａどま
りであった。
よび高靱性を兼備した優れた合金であるが、溶湯中およ
び鋳造過程での晶出を利用して強化しているため、鋳造
後には析出強化に寄与できる元素が固溶状態で残ってお
らず、時効処理による析出強化は原理的に利用すること
ができないので、引張強さは最高でも４１０ＭＰａどま
りであった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、析出強化を
可能とすることにより、上記従来の非熱処理型の高強度
鋳造アルミニウム合金より更に強度を向上させた高強度
鋳造アルミニウム合金を提供することを目的とする。
可能とすることにより、上記従来の非熱処理型の高強度
鋳造アルミニウム合金より更に強度を向上させた高強度
鋳造アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、本発明に
よれば、重量％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜６％、
Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｂ ：０．０１〜０．１％、および残部：Ａｌおよび不
可避不純物から成り、鋳造状態から直接に時効処理した
状態での引張強さが４８０ＭＰａ以上であることを特徴
とする高強度鋳造アルミニウム合金によって達成され
る。
よれば、重量％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜６％、
Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｂ ：０．０１〜０．１％、および残部：Ａｌおよび不
可避不純物から成り、鋳造状態から直接に時効処理した
状態での引張強さが４８０ＭＰａ以上であることを特徴
とする高強度鋳造アルミニウム合金によって達成され
る。
【０００６】上記の目的は更に、本発明によれば、重量
％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜６％、Ｍｎ：０．３
〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ ：０．０
１〜０．１％、および残部：Ａｌおよび不可避不純物か
ら成るアルミニウム合金溶湯を、冷却速度１００℃／秒
以上で鋳造し、鋳造状態から直接に時効処理を行うこと
を特徴とする高強度鋳造アルミニウム合金の製造方法に
よっても達成される。
％で、Ｚｎ：６〜８％、Ｍｇ：３〜６％、Ｍｎ：０．３
〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ ：０．０
１〜０．１％、および残部：Ａｌおよび不可避不純物か
ら成るアルミニウム合金溶湯を、冷却速度１００℃／秒
以上で鋳造し、鋳造状態から直接に時効処理を行うこと
を特徴とする高強度鋳造アルミニウム合金の製造方法に
よっても達成される。
【０００７】本発明においては、前記従来の鋳造アルミ
ニウム合金に比べてＺｎ含有量を増加させたことによ
り、合金マトリクスの固溶強化に加えて、鋳造状態から
直接の時効処理（すなわち溶体化処理せずに時効処理）
による析出強化を可能とし、従来合金では得られなかっ
た４８０ＭＰａ以上の引張強さを実現した。鋳造時に冷
却速度１００℃／秒以上で急冷凝固させることにより、
(1) 結晶粒および金属間化合物を微細化して強度および
靱性を向上させ、(2) 鋳造過程での溶質元素の晶出およ
び析出を抑制し鋳造状態での固溶元素量を増加させ、鋳
放し状態での固溶強化と、鋳放し状態から溶体化処理を
経ない直接の時効処理による析出強化とにより強度を向
上させ、これにより４８０ＭＰａ以上の引張強さを得
る。
ニウム合金に比べてＺｎ含有量を増加させたことによ
り、合金マトリクスの固溶強化に加えて、鋳造状態から
直接の時効処理（すなわち溶体化処理せずに時効処理）
による析出強化を可能とし、従来合金では得られなかっ
た４８０ＭＰａ以上の引張強さを実現した。鋳造時に冷
却速度１００℃／秒以上で急冷凝固させることにより、
(1) 結晶粒および金属間化合物を微細化して強度および
靱性を向上させ、(2) 鋳造過程での溶質元素の晶出およ
び析出を抑制し鋳造状態での固溶元素量を増加させ、鋳
放し状態での固溶強化と、鋳放し状態から溶体化処理を
経ない直接の時効処理による析出強化とにより強度を向
上させ、これにより４８０ＭＰａ以上の引張強さを得
る。
【０００８】すなわち本発明の合金は、化学組成と、鋳
造状態から直接に時効処理した場合に４８０ＭＰａ以上
の引張強さを示す性質とにより特定されるものである。
そして本発明の合金の製造方法は、上記の性質を発現さ
せる具体的な手段として、上記化学組成を前提に、鋳造
を冷却速度１００℃／秒以上で行う。本発明において用
いる時効処理の条件は、通常のアルミニウム合金と同様
に、温度１１０〜２００℃、時間８〜２４ｈｒとするこ
とができる。
造状態から直接に時効処理した場合に４８０ＭＰａ以上
の引張強さを示す性質とにより特定されるものである。
そして本発明の合金の製造方法は、上記の性質を発現さ
せる具体的な手段として、上記化学組成を前提に、鋳造
を冷却速度１００℃／秒以上で行う。本発明において用
いる時効処理の条件は、通常のアルミニウム合金と同様
に、温度１１０〜２００℃、時間８〜２４ｈｒとするこ
とができる。
【０００９】以下に、本発明において各成分の含有量を
限定した理由を説明する。なお、特に断りの無い限り本
明細書中では「％」は「重量％」の意味で用いる。 Ｚｎ：６〜８％ Ｚｎは、Ａｌ中に固溶して固溶強化をすると共に、微細
なＡｌＭｇＺｎ系金属間化合物を晶出あるいは析出させ
て分散強化をも行う効果がある。含有量が６％未満では
この効果が少なく、一方、８％を超えると金属間化合物
の量が過剰になって靱性が低下する結果、引張強さが低
下する。
限定した理由を説明する。なお、特に断りの無い限り本
明細書中では「％」は「重量％」の意味で用いる。 Ｚｎ：６〜８％ Ｚｎは、Ａｌ中に固溶して固溶強化をすると共に、微細
なＡｌＭｇＺｎ系金属間化合物を晶出あるいは析出させ
て分散強化をも行う効果がある。含有量が６％未満では
この効果が少なく、一方、８％を超えると金属間化合物
の量が過剰になって靱性が低下する結果、引張強さが低
下する。
【００１０】Ｍｇ：３〜６％ ＭｇはＺｎと同様に固溶強化および分散強化の効果があ
る。含有量が３％未満ではこの効果が少なく、６％を超
えると金属間化合物の量が過剰になって靱性が低下する
結果、引張強さが低下する。 Ｍｎ：０．３〜１．０％ ＭｎもＺｎと同様に固溶強化および分散強化の効果があ
る。含有量が０．３％未満ではこの効果が少なく、１．
０％を超えると粗大なＭｎ化合物の晶出して強度が低下
する。
る。含有量が３％未満ではこの効果が少なく、６％を超
えると金属間化合物の量が過剰になって靱性が低下する
結果、引張強さが低下する。 Ｍｎ：０．３〜１．０％ ＭｎもＺｎと同様に固溶強化および分散強化の効果があ
る。含有量が０．３％未満ではこの効果が少なく、１．
０％を超えると粗大なＭｎ化合物の晶出して強度が低下
する。
【００１１】Ｔｉ：０．０１〜０．３％およびＢ ：
０．０１〜０．１％ ＴｉとＢは金属間化合物ＴｉＢ2 の形成して合金の結晶
粒を微細化し、強度および靱性を向上させる効果があ
る。ＴｉまたはＢのいずれか一方でも、上記含有量の下
限値未満になるとこの効果が少なく、上記含有量の上限
値を超えて含有しても効果の増加は頭打ちになる。
０．０１〜０．１％ ＴｉとＢは金属間化合物ＴｉＢ2 の形成して合金の結晶
粒を微細化し、強度および靱性を向上させる効果があ
る。ＴｉまたはＢのいずれか一方でも、上記含有量の下
限値未満になるとこの効果が少なく、上記含有量の上限
値を超えて含有しても効果の増加は頭打ちになる。
【００１２】本発明の合金中に、更に粒径０．１μｍ以
下のセラミック粒子が０．０５〜０．２体積％存在する
と、これが凝固核となって晶出物および結晶粒が微細化
し、強度および靱性が更に向上する。粒径が０．１μｍ
を超えると凝固核となり難い。また含有量が０．０５体
積％未満ではその作用が少なく、０．２体積％を超えて
含有しても作用の増加は頭打ちになる。
下のセラミック粒子が０．０５〜０．２体積％存在する
と、これが凝固核となって晶出物および結晶粒が微細化
し、強度および靱性が更に向上する。粒径が０．１μｍ
を超えると凝固核となり難い。また含有量が０．０５体
積％未満ではその作用が少なく、０．２体積％を超えて
含有しても作用の増加は頭打ちになる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に、実施例により本発明を更
に詳細に説明する。 〔実施例１〕表１中の合金１の成分配合となるように、
溶解原料としてＡｌ，Ｍｇ，Ｚｎについては純金属粒子
（純度９９．９％）を、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂについては各々
Ａｌ２０Ｍｎ合金，Ａｌ１０Ｔｉ合金，Ａｌ４Ｂ合金を
それぞれ秤量し、合計１００ｇを準備した。これを黒鉛
坩堝内に容れて電気炉内に装入し、窒素ガス中で８００
℃×２ｈｒで溶解した。
に詳細に説明する。 〔実施例１〕表１中の合金１の成分配合となるように、
溶解原料としてＡｌ，Ｍｇ，Ｚｎについては純金属粒子
（純度９９．９％）を、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂについては各々
Ａｌ２０Ｍｎ合金，Ａｌ１０Ｔｉ合金，Ａｌ４Ｂ合金を
それぞれ秤量し、合計１００ｇを準備した。これを黒鉛
坩堝内に容れて電気炉内に装入し、窒素ガス中で８００
℃×２ｈｒで溶解した。
【００１４】この溶湯を図１に示す純銅製金型１にて鋳
造し、図２に示す鋳造材２を得た。金型１はキャビティ
１０の最深部１１が三方向に型面を持つので、最深部１
１で溶湯の冷却速度が最大になる。最深部１１に設けた
熱電対（図示せず）により実測した鋳造時の冷却速度
は、液相線温度から固相線温度までの温度範囲の平均冷
却速度で１４０℃／秒であった。
造し、図２に示す鋳造材２を得た。金型１はキャビティ
１０の最深部１１が三方向に型面を持つので、最深部１
１で溶湯の冷却速度が最大になる。最深部１１に設けた
熱電対（図示せず）により実測した鋳造時の冷却速度
は、液相線温度から固相線温度までの温度範囲の平均冷
却速度で１４０℃／秒であった。
【００１５】凝固後の鋳造材２に１３０℃×２０ｈｒの
時効処理を施した。時効処理後の鋳造材２の、金型キャ
ビティー最深部１１で形成された部分から引張試験片２
１を切り出した。 〔実施例２〕表１中の合金２の成分配合とした以外は、
実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を行っ
た。
時効処理を施した。時効処理後の鋳造材２の、金型キャ
ビティー最深部１１で形成された部分から引張試験片２
１を切り出した。 〔実施例２〕表１中の合金２の成分配合とした以外は、
実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を行っ
た。
【００１６】〔実施例３〕表１中の合金３からセラミッ
ク粉末を除いた成分配合とし、その他は実施例１と同様
に溶解までを行った。得られた溶湯中に、表１中の合金
３のセラミック粉末配合比となるように、粒径０．０８
μｍ以下のＳｉ3 Ｎ4 粉末をアルミニウム箔に包んで投
入し、溶湯を十分に機械攪拌してから実施例１と同様に
鋳造を行った。次いで実施例１と同様に時効処理および
試験片作製を行った。
ク粉末を除いた成分配合とし、その他は実施例１と同様
に溶解までを行った。得られた溶湯中に、表１中の合金
３のセラミック粉末配合比となるように、粒径０．０８
μｍ以下のＳｉ3 Ｎ4 粉末をアルミニウム箔に包んで投
入し、溶湯を十分に機械攪拌してから実施例１と同様に
鋳造を行った。次いで実施例１と同様に時効処理および
試験片作製を行った。
【００１７】〔実施例４〕表１中の合金４からセラミッ
ク粉末を除いた成分配合とし、その他は実施例１と同様
に溶解までを行った。得られた溶湯中に、表１中の合金
４のセラミック粉末配合比となるように、粒径０．０７
μｍ以下のＳｉＣ粉末をアルミニウム箔に包んで投入
し、溶湯を十分に機械攪拌してから実施例１と同様に鋳
造を行った。次いで実施例１と同様に時効処理および試
験片作製を行った。
ク粉末を除いた成分配合とし、その他は実施例１と同様
に溶解までを行った。得られた溶湯中に、表１中の合金
４のセラミック粉末配合比となるように、粒径０．０７
μｍ以下のＳｉＣ粉末をアルミニウム箔に包んで投入
し、溶湯を十分に機械攪拌してから実施例１と同様に鋳
造を行った。次いで実施例１と同様に時効処理および試
験片作製を行った。
【００１８】〔比較例１〕表１中の合金Ｃ１の成分配合
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。この合金Ｃ１は、Ｚｎ含有量を本発
明の範囲未満の５％としたものである。 〔比較例２〕表１中の合金Ｃ２の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。この合金Ｃ２は、Ｚｎ含有量を本発明の範囲を
超える９％としたものである。
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。この合金Ｃ１は、Ｚｎ含有量を本発
明の範囲未満の５％としたものである。 〔比較例２〕表１中の合金Ｃ２の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。この合金Ｃ２は、Ｚｎ含有量を本発明の範囲を
超える９％としたものである。
【００１９】〔比較例３〕表１中の合金Ｃ３の成分配合
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。合金Ｃ３は、Ｍｇ含有量を本発明の
範囲を超える７％としたものである。 〔比較例４〕表１中の合金Ｃ４の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。合金Ｃ４は、Ｍｇ含有量を本発明の範囲未満の
２％としたものである。
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。合金Ｃ３は、Ｍｇ含有量を本発明の
範囲を超える７％としたものである。 〔比較例４〕表１中の合金Ｃ４の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。合金Ｃ４は、Ｍｇ含有量を本発明の範囲未満の
２％としたものである。
【００２０】〔比較例５〕表１中の合金Ｃ５の成分配合
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。合金Ｃ５は、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂの含有
量をそれぞれ本発明の範囲を超える１．３％，０．４
％，０．１５％としたものである。 〔比較例６〕表１中の合金Ｃ６の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。合金Ｃ６は、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂの含有量をそれぞ
れ本発明の範囲未満の０．２％，０％（無添加），０％
（無添加）としたものである。
とした以外は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試
験片作製を行った。合金Ｃ５は、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂの含有
量をそれぞれ本発明の範囲を超える１．３％，０．４
％，０．１５％としたものである。 〔比較例６〕表１中の合金Ｃ６の成分配合とした以外
は、実施例１と同様に溶解、鋳造、時効、試験片作製を
行った。合金Ｃ６は、Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂの含有量をそれぞ
れ本発明の範囲未満の０．２％，０％（無添加），０％
（無添加）としたものである。
【００２１】実施例１〜４および比較例１〜６で作製し
た試験片の引張試験結果を表１にまとめて示す。
た試験片の引張試験結果を表１にまとめて示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】表１に示したように、本発明の合金１〜４
は、従来の鋳造アルミニウム合金では得られなかった４
８０ＭＰａ以上の高い引張強さが得られた。特に、セラ
ミック粉末を添加した合金３，４は、更に高い引張強さ
５００ＭＰａが得られた。比較例の合金Ｃ１〜Ｃ６の結
果から分かるように、成分含有量が本発明の範囲未満で
あっても、逆に本発明の範囲を超えた場合も、引張強さ
が低下した。
は、従来の鋳造アルミニウム合金では得られなかった４
８０ＭＰａ以上の高い引張強さが得られた。特に、セラ
ミック粉末を添加した合金３，４は、更に高い引張強さ
５００ＭＰａが得られた。比較例の合金Ｃ１〜Ｃ６の結
果から分かるように、成分含有量が本発明の範囲未満で
あっても、逆に本発明の範囲を超えた場合も、引張強さ
が低下した。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
析出強化を可能としたことにより、従来の非熱処理型の
高強度鋳造アルミニウム合金より更に強度を向上させた
高強度鋳造アルミニウム合金が提供される。更に溶湯中
に適量のセラミック微粒子を添加して凝固核として作用
させると、晶出物およびマトリクス結晶粒が微細化され
強度および靱性が更に向上する。
析出強化を可能としたことにより、従来の非熱処理型の
高強度鋳造アルミニウム合金より更に強度を向上させた
高強度鋳造アルミニウム合金が提供される。更に溶湯中
に適量のセラミック微粒子を添加して凝固核として作用
させると、晶出物およびマトリクス結晶粒が微細化され
強度および靱性が更に向上する。
【００２５】また、本発明の高強度鋳造アルミニウム合
金は、鋳放し状態から溶体化熱処理をせずに直接に時効
処理することにより高い強度が得られる。したがって、
５００℃前後の比較的高温を要する溶体化処理は不要で
あり、１５０℃前後の比較的低温で行えばよい時効処理
のみで十分なため、溶体化と時効とを必要とする従来の
熱処理型合金に比べて、熱処理コストを大幅に低減でき
る。
金は、鋳放し状態から溶体化熱処理をせずに直接に時効
処理することにより高い強度が得られる。したがって、
５００℃前後の比較的高温を要する溶体化処理は不要で
あり、１５０℃前後の比較的低温で行えばよい時効処理
のみで十分なため、溶体化と時効とを必要とする従来の
熱処理型合金に比べて、熱処理コストを大幅に低減でき
る。
【図１】図１は、本発明による鋳造を行うための金型を
示す断面図である。
示す断面図である。
【図２】図２は、図１の金型により鋳造した鋳造材を示
す斜視図である。
す斜視図である。
１…金型 ２…鋳造材
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｚｎ：６〜８％、 Ｍｇ：３〜６％、 Ｍｎ：０．３〜１．０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３％、 Ｂ ：０．０１〜０．１％、および 残部：Ａｌおよび不可避不純物 から成り、鋳造状態から直接に時効処理した状態での引
張強さが４８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強
度鋳造アルミニウム合金。 - 【請求項２】 更に粒径０．１μｍ以下のセラミック粒
子を０．０５〜０．２体積％含有する請求項１記載の高
強度鋳造アルミニウム合金。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｚｎ：６〜８％、 Ｍｇ：３〜６％、 Ｍｎ：０．３〜１．０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３％、 Ｂ ：０．０１〜０．１％、および 残部：Ａｌおよび不可避不純物 から成るアルミニウム合金溶湯を、冷却速度１００℃／
秒以上で鋳造し、鋳造状態から直接に時効処理を行うこ
とを特徴とする高強度鋳造アルミニウム合金の製造方
法。 - 【請求項４】 前記アルミニウム合金溶湯が、更に粒径
０．１μｍ以下のセラミック粒子を０．０５〜０．２体
積％含有する請求項３記載の高強度鋳造アルミニウム合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8666996A JPH09272944A (ja) | 1996-04-09 | 1996-04-09 | 高強度鋳造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 |
|---|---|---|---|
| JP8666996A JPH09272944A (ja) | 1996-04-09 | 1996-04-09 | 高強度鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09272944A true JPH09272944A (ja) | 1997-10-21 |
Family
ID=13893450
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8666996A Pending JPH09272944A (ja) | 1996-04-09 | 1996-04-09 | 高強度鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09272944A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100703130B1 (ko) * | 2005-06-24 | 2007-04-06 | 한국기계연구원 | 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법 |
| CN115505806A (zh) * | 2022-10-21 | 2022-12-23 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种高强韧变形铝合金及其制备方法 |
-
1996
- 1996-04-09 JP JP8666996A patent/JPH09272944A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100703130B1 (ko) * | 2005-06-24 | 2007-04-06 | 한국기계연구원 | 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법 |
| CN115505806A (zh) * | 2022-10-21 | 2022-12-23 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种高强韧变形铝合金及其制备方法 |
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