JPH1112705A - 切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法 - Google Patents
切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法Info
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- JPH1112705A JPH1112705A JP18044197A JP18044197A JPH1112705A JP H1112705 A JPH1112705 A JP H1112705A JP 18044197 A JP18044197 A JP 18044197A JP 18044197 A JP18044197 A JP 18044197A JP H1112705 A JPH1112705 A JP H1112705A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶体化処理温度での熱間鍛造が可能となり、
鍛造加工後直ちに焼入れ処理することができるので、生
産工数の減少および作業時間の短縮を図ることができ、
アルミニウム合金鍛造品のコスト低減が達成される。 【解決手段】 Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.5 ％、Ｍ
ｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2 ％、Ｍ
ｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金を４５０〜５８０℃で熱間鍛造
し、鍛造されたアルミニウム合金の温度が４２０℃未満
の温度になる前に焼入れし、ついで時効処理する。Ｓ
ｒ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｂのうちの１種を含有することもで
きる。
鍛造加工後直ちに焼入れ処理することができるので、生
産工数の減少および作業時間の短縮を図ることができ、
アルミニウム合金鍛造品のコスト低減が達成される。 【解決手段】 Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.5 ％、Ｍ
ｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2 ％、Ｍ
ｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金を４５０〜５８０℃で熱間鍛造
し、鍛造されたアルミニウム合金の温度が４２０℃未満
の温度になる前に焼入れし、ついで時効処理する。Ｓ
ｒ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｂのうちの１種を含有することもで
きる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、切削性に優れた高
強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法、とくに４００
０系アルミニウム合金鍛造品の製造方法の改良に関す
る。
強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法、とくに４００
０系アルミニウム合金鍛造品の製造方法の改良に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】各種工業部品のうち、鍛造加工を伴う部
品の素材として、ＪＩＳ４０３２合金に代表される４０
００系のＡｌ−Ｓｉ合金が多く使用されている。４０３
２合金はＴ６処理後優れた強度をそなえ、優れた耐摩耗
性を有するが、鍛造性が十分でないため、複雑な形状に
鍛造加工した場合、シワ、割れなどの鍛造欠陥が生じる
ことがあり、切削性についても、11.0〜13.5％のＳｉを
含むため、マトリックス中への初晶Ｓｉの晶出に起因し
て、切削工具の寿命が短くなるという問題点がある。
品の素材として、ＪＩＳ４０３２合金に代表される４０
００系のＡｌ−Ｓｉ合金が多く使用されている。４０３
２合金はＴ６処理後優れた強度をそなえ、優れた耐摩耗
性を有するが、鍛造性が十分でないため、複雑な形状に
鍛造加工した場合、シワ、割れなどの鍛造欠陥が生じる
ことがあり、切削性についても、11.0〜13.5％のＳｉを
含むため、マトリックス中への初晶Ｓｉの晶出に起因し
て、切削工具の寿命が短くなるという問題点がある。
【０００３】４０００系アルミニウム合金の切削性を改
善するために、少量のＰｂ、Ｓｎを添加した合金（特開
昭60-138038 号公報) 、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉを添加した合
金（特開平4-2740号公報) が提案されているが、これら
の低融点元素は結晶粒界に偏在している場合が少なくな
いため、鍛造加工時の加熱、鍛造加工、および切削時の
発熱により部分的に融解が生じ、割れ発生の原因とな
る。とくにＰｂを含む場合はリサイクルに適さないとい
う難点もある。
善するために、少量のＰｂ、Ｓｎを添加した合金（特開
昭60-138038 号公報) 、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉを添加した合
金（特開平4-2740号公報) が提案されているが、これら
の低融点元素は結晶粒界に偏在している場合が少なくな
いため、鍛造加工時の加熱、鍛造加工、および切削時の
発熱により部分的に融解が生じ、割れ発生の原因とな
る。とくにＰｂを含む場合はリサイクルに適さないとい
う難点もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】発明者らは、先に、４
０００系合金における従来の問題点を解消するために、
合金成分の組合わせ、合金成分の組合わせに基づく組織
性状と諸性能との関連性について検討を加えた結果とし
て、優れた熱間鍛造性および良好な耐食性をそなえ、Ｔ
６処理後の切削性を向上させた鍛造用アルミニウム合金
を提案した。（特願平7-310077号)
０００系合金における従来の問題点を解消するために、
合金成分の組合わせ、合金成分の組合わせに基づく組織
性状と諸性能との関連性について検討を加えた結果とし
て、優れた熱間鍛造性および良好な耐食性をそなえ、Ｔ
６処理後の切削性を向上させた鍛造用アルミニウム合金
を提案した。（特願平7-310077号)
【０００５】本発明は、先に提案した鍛造用アルミニウ
ム合金の熱間鍛造性、溶体化処理特性について再検討を
行った結果、上記の特定組成の鍛造用アルミニウム合金
においては、溶体化処理温度範囲での鍛造性が良好であ
るとともに焼入れ感受性が小さく、当該温度範囲で熱間
鍛造加工を行い、そのまま焼入れ処理を行っても十分に
溶体化処理効果が得られることを見出したことに基づい
てなされたものであり、その目的は、溶体化処理温度範
囲において熱間鍛造を行い、熱間鍛造後溶体化処理温度
に再加熱することなく、直ちに焼入れ処理を行うことに
より生産工数の短縮を実現することができ、鍛造素材と
しての４０００系アルミニウムウム合金における上記従
来の問題点を解消することを可能とした切削性に優れた
高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法を提供するこ
とにある。
ム合金の熱間鍛造性、溶体化処理特性について再検討を
行った結果、上記の特定組成の鍛造用アルミニウム合金
においては、溶体化処理温度範囲での鍛造性が良好であ
るとともに焼入れ感受性が小さく、当該温度範囲で熱間
鍛造加工を行い、そのまま焼入れ処理を行っても十分に
溶体化処理効果が得られることを見出したことに基づい
てなされたものであり、その目的は、溶体化処理温度範
囲において熱間鍛造を行い、熱間鍛造後溶体化処理温度
に再加熱することなく、直ちに焼入れ処理を行うことに
より生産工数の短縮を実現することができ、鍛造素材と
しての４０００系アルミニウムウム合金における上記従
来の問題点を解消することを可能とした切削性に優れた
高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法を提供するこ
とにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による切削性に優れた高強度アルミニウム合
金鍛造品の製造方法は、Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.
5 ％、Ｍｇ:0.5〜1.5％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2
％、Ｍｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％、Ｃｒ:0.
01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1
％、Ｂ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金を
熱間鍛造し、鍛造された該アルミニウム合金の温度が４
２０℃未満になる前に焼入れ処理し、その後時効処理す
ることを第１の特徴とする。
めの本発明による切削性に優れた高強度アルミニウム合
金鍛造品の製造方法は、Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.
5 ％、Ｍｇ:0.5〜1.5％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2
％、Ｍｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％、Ｃｒ:0.
01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1
％、Ｂ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金を
熱間鍛造し、鍛造された該アルミニウム合金の温度が４
２０℃未満になる前に焼入れ処理し、その後時効処理す
ることを第１の特徴とする。
【０００７】また、Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.5
％、Ｍｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2
％、Ｍｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％、Ｃｒ:0.0
1 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1 ％、
Ｂ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以上と、Ｓｒ:
0.005〜0.1 ％、Ｓｂ:0.01 〜0.05％、Ｎａ:0.001〜0.0
1％、Ｃａ:0.01 〜0.05％うちのいずれか１種を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金を
熱間鍛造し、鍛造された該アルミニウム合金の温度が４
２０℃未満になる前に焼入れ処理し、その後時効処理す
ることを第２の特徴とする。
％、Ｍｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2
％、Ｍｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％、Ｃｒ:0.0
1 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1 ％、
Ｂ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以上と、Ｓｒ:
0.005〜0.1 ％、Ｓｂ:0.01 〜0.05％、Ｎａ:0.001〜0.0
1％、Ｃａ:0.01 〜0.05％うちのいずれか１種を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金を
熱間鍛造し、鍛造された該アルミニウム合金の温度が４
２０℃未満になる前に焼入れ処理し、その後時効処理す
ることを第２の特徴とする。
【０００８】さらに、本発明の第３の特徴は、熱間鍛造
を４５０〜５８０℃の温度で行い、熱間鍛造されたアル
ミニウム合金の温度が４２０℃未満となる前に焼入れ処
理し、ついで人工時効処理することにある。
を４５０〜５８０℃の温度で行い、熱間鍛造されたアル
ミニウム合金の温度が４２０℃未満となる前に焼入れ処
理し、ついで人工時効処理することにある。
【０００９】本発明における合金成分の意義およびその
限定理由について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存して
Ｍｇ2 Ｓｉ粒子を形成し、この粒子の析出により合金の
強度を高め、合金マトリックス中に共晶Ｓｉを分布させ
ることにより切削性を向上させる。好ましい含有範囲は
3 〜11％であり、3 ％未満ではその効果が小さく、11％
を越えて含有すると粗大な初晶Ｓｉが晶出して熱間鍛造
性が低下し易くなる。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は
4 〜8 ％である。
限定理由について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存して
Ｍｇ2 Ｓｉ粒子を形成し、この粒子の析出により合金の
強度を高め、合金マトリックス中に共晶Ｓｉを分布させ
ることにより切削性を向上させる。好ましい含有範囲は
3 〜11％であり、3 ％未満ではその効果が小さく、11％
を越えて含有すると粗大な初晶Ｓｉが晶出して熱間鍛造
性が低下し易くなる。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は
4 〜8 ％である。
【００１０】Ｆｅは、Ｍｎと共存してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ
系およびＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物粒子を析出
させて、再結晶粒を微細化し、熱間鍛造性、切削性を向
上する。好ましい含有範囲は0.02〜0.5 ％であり、0.02
％未満ではその効果が十分でなく、0.5 ％を越えるとＡ
ｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の粗大な晶出物が増加し、熱間鍛造性
が阻害される、Ｆｅのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.
3 ％の範囲である。
系およびＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物粒子を析出
させて、再結晶粒を微細化し、熱間鍛造性、切削性を向
上する。好ましい含有範囲は0.02〜0.5 ％であり、0.02
％未満ではその効果が十分でなく、0.5 ％を越えるとＡ
ｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の粗大な晶出物が増加し、熱間鍛造性
が阻害される、Ｆｅのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.
3 ％の範囲である。
【００１１】Ｍｇは、ＳｉあるいはＳｉ、Ｃｕと共存し
て合金の強度を高め、切削性を向上させる。好ましい含
有量は0.5 〜1.5 ％の範囲であり、0.5 ％未満ではその
効果が小さく、1.5 ％を越えて含有すると、熱間鍛造
性、耐食性を低下させる。Ｍｇのさらに好ましい含有範
囲は0.60％を超え1.40％以下、最も好ましくは0.60％を
超え0.80％以下の範囲である。
て合金の強度を高め、切削性を向上させる。好ましい含
有量は0.5 〜1.5 ％の範囲であり、0.5 ％未満ではその
効果が小さく、1.5 ％を越えて含有すると、熱間鍛造
性、耐食性を低下させる。Ｍｇのさらに好ましい含有範
囲は0.60％を超え1.40％以下、最も好ましくは0.60％を
超え0.80％以下の範囲である。
【００１２】Ｃｕは、Ｍｇと共存することによってＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物粒子を析出させ、合金の強度お
よび切削性を向上させる機能を有する。好ましい含有範
囲は0.1 〜1.2 ％であり、0.1 ％未満ではその効果が小
さく、1.2 ％を越えると熱間鍛造性を阻害し、耐食性を
低下させる。Ｃｕのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.5
％の範囲である。
−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物粒子を析出させ、合金の強度お
よび切削性を向上させる機能を有する。好ましい含有範
囲は0.1 〜1.2 ％であり、0.1 ％未満ではその効果が小
さく、1.2 ％を越えると熱間鍛造性を阻害し、耐食性を
低下させる。Ｃｕのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.5
％の範囲である。
【００１３】Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｍｎ−
Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物粒子を析出して再結晶粒を微細化
し、合金の熱間鍛造性および切削性を向上させる。好ま
しい含有量は0.1 〜1.0 ％の範囲であり、0.1 ％未満で
はその効果が十分でなく、1.0 ％を越えると、熱間での
変形抵抗が増加して熱間鍛造性が阻害され、切削性も低
下する。Ｍｎのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.4 ％の
範囲である。
Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物粒子を析出して再結晶粒を微細化
し、合金の熱間鍛造性および切削性を向上させる。好ま
しい含有量は0.1 〜1.0 ％の範囲であり、0.1 ％未満で
はその効果が十分でなく、1.0 ％を越えると、熱間での
変形抵抗が増加して熱間鍛造性が阻害され、切削性も低
下する。Ｍｎのさらに好ましい含有量は0.1 〜0.4 ％の
範囲である。
【００１４】Ｔｉは、溶湯中のＡｌ−Ｔｉ系の微細な化
合物粒子により鋳造組織を微細化し、熱間鍛造性を向上
させる。Ｔｉの好ましい含有範囲は0.01〜0.3 ％であ
り、0.01％未満ではその効果が小さく、0.3 ％を越える
と粗大な化合物が形成され、熱間鍛造性が低下し易くな
る。Ｔｉのさらに好ましい含有量は0.03〜0.15％の範囲
である。
合物粒子により鋳造組織を微細化し、熱間鍛造性を向上
させる。Ｔｉの好ましい含有範囲は0.01〜0.3 ％であ
り、0.01％未満ではその効果が小さく、0.3 ％を越える
と粗大な化合物が形成され、熱間鍛造性が低下し易くな
る。Ｔｉのさらに好ましい含有量は0.03〜0.15％の範囲
である。
【００１５】Ｃｒ、Ｚｒ、ＶおよびＢは、再結晶粒の微
細化に寄与し、合金の熱間鍛造性を向上させる作用を有
する元素であり、これらの１種または２種以上を含有さ
せることにより効果が得られる。それぞれの好ましい含
有範囲は、Ｃｒ:0.01 〜0.3％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、
Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｂ:0.08 ％以下であり、それぞれ下
限値未満では効果が十分でなく、上限値を越えると粗大
な晶出物が生成して熱間鍛造性が低下し易くなる。これ
らの成分のさらに好ましい含有範囲は、Ｃｒ:0.01 〜0.
15％、Ｚｒ:0.01 〜0.15％、Ｖ:0.01 〜0.05％および
Ｂ:0.02 ％以下である。
細化に寄与し、合金の熱間鍛造性を向上させる作用を有
する元素であり、これらの１種または２種以上を含有さ
せることにより効果が得られる。それぞれの好ましい含
有範囲は、Ｃｒ:0.01 〜0.3％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、
Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｂ:0.08 ％以下であり、それぞれ下
限値未満では効果が十分でなく、上限値を越えると粗大
な晶出物が生成して熱間鍛造性が低下し易くなる。これ
らの成分のさらに好ましい含有範囲は、Ｃｒ:0.01 〜0.
15％、Ｚｒ:0.01 〜0.15％、Ｖ:0.01 〜0.05％および
Ｂ:0.02 ％以下である。
【００１６】Ｓｒ、Ｎａ、ＣａおよびＳｂは、共晶Ｓｉ
を微細化して、合金の熱間鍛造性、切削性を向上させ、
押出性、耐磨耗性を改善する元素であり、このうちの１
種を選択添加することにより効果が得られる。複合添加
した場合には、それぞれの元素の効果が消失するおそれ
がある。それぞれの好ましい含有範囲は、Ｓｒ:0.005〜
0.1 ％、Ｎａ:0.001〜0.01％、Ｃａ:0.01 〜0.05％およ
びＳｂ:0.01 ％以上0.05％未満であり、それぞれ下限値
未満ではその効果が小さく、上限値を越えて含有しても
効果が低下する傾向がある。これらの元素のさらに好ま
しい含有範囲は、Ｓｒ:0.005〜0.05％、Ｎａ:0.001〜0.
005 ％およびＣａ:0.02 〜0.04％である。
を微細化して、合金の熱間鍛造性、切削性を向上させ、
押出性、耐磨耗性を改善する元素であり、このうちの１
種を選択添加することにより効果が得られる。複合添加
した場合には、それぞれの元素の効果が消失するおそれ
がある。それぞれの好ましい含有範囲は、Ｓｒ:0.005〜
0.1 ％、Ｎａ:0.001〜0.01％、Ｃａ:0.01 〜0.05％およ
びＳｂ:0.01 ％以上0.05％未満であり、それぞれ下限値
未満ではその効果が小さく、上限値を越えて含有しても
効果が低下する傾向がある。これらの元素のさらに好ま
しい含有範囲は、Ｓｒ:0.005〜0.05％、Ｎａ:0.001〜0.
005 ％およびＣａ:0.02 〜0.04％である。
【００１７】なお、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉなどの低融点金属
は合金の特性を低下させるため、それぞれ0.01％以下に
制限するのがより好ましいが、これらの元素がそれぞれ
0.05％以下の範囲で含まれていても、合金の熱間鍛造
性、切削性、その他の諸特性に実質的な影響を与えるこ
とはない。また、溶湯酸化防止、鍛造材の変色防止など
を目的として、Ｂｅ200ppmを添加することができ、この
場合にも本発明の特性に影響することはない。
は合金の特性を低下させるため、それぞれ0.01％以下に
制限するのがより好ましいが、これらの元素がそれぞれ
0.05％以下の範囲で含まれていても、合金の熱間鍛造
性、切削性、その他の諸特性に実質的な影響を与えるこ
とはない。また、溶湯酸化防止、鍛造材の変色防止など
を目的として、Ｂｅ200ppmを添加することができ、この
場合にも本発明の特性に影響することはない。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明のアルミニウム合金は、通
常の連続鋳造方式に従って、例えば棒材に鋳造したの
ち、得られた鋳造棒の表面を切削して鍛造用素材とす
る。またはビレットに造塊したのち、熱間で押出加工を
行って棒材を製造して鍛造用素材とし、熱間で型打鍛
造、自由鍛造を行うことにより所望の鍛造品に加工し、
鍛造品の温度が所定温度になった時点で直接水焼入れ
し、人工時効処理（Ｔ６処理）を行ったのち、所定形状
に仕上げ切削して最終製品とする。本発明の合金は溶体
化処理温度において優れた鍛造性を有し、また焼入れ感
受性が小さく、熱間鍛造終了後、溶体化処理温度に再加
熱することなしに、直ちに焼入れ処理することが可能と
なる。
常の連続鋳造方式に従って、例えば棒材に鋳造したの
ち、得られた鋳造棒の表面を切削して鍛造用素材とす
る。またはビレットに造塊したのち、熱間で押出加工を
行って棒材を製造して鍛造用素材とし、熱間で型打鍛
造、自由鍛造を行うことにより所望の鍛造品に加工し、
鍛造品の温度が所定温度になった時点で直接水焼入れ
し、人工時効処理（Ｔ６処理）を行ったのち、所定形状
に仕上げ切削して最終製品とする。本発明の合金は溶体
化処理温度において優れた鍛造性を有し、また焼入れ感
受性が小さく、熱間鍛造終了後、溶体化処理温度に再加
熱することなしに、直ちに焼入れ処理することが可能と
なる。
【００１９】鍛造温度は４５０〜５８０℃の範囲が好ま
しく、鍛造温度が４５０℃未満では、鍛造後の温度低下
によりＭｇ2 Ｓｉが析出し、焼入れ、時効処理後に十分
な強度が得難い。５８０℃を越える温度域で鍛造加工を
行うと熱間鍛造性が低下するとともに、溶解のおろれも
ある。さらに好ましい鍛造温度は４８０〜５５０℃の範
囲である。
しく、鍛造温度が４５０℃未満では、鍛造後の温度低下
によりＭｇ2 Ｓｉが析出し、焼入れ、時効処理後に十分
な強度が得難い。５８０℃を越える温度域で鍛造加工を
行うと熱間鍛造性が低下するとともに、溶解のおろれも
ある。さらに好ましい鍛造温度は４８０〜５５０℃の範
囲である。
【００２０】本発明においては、熱間鍛造されたアルミ
ニウム合金の温度が４２０℃未満になる前に焼入れ処理
を行う。４２０℃未満の温度になると、粗大なＭｇ2 Ｓ
ｉが析出し、時効処理後に十分な強度が得難くなる。鍛
造温度が４５０℃付近の場合にも、鍛造中、加工熱によ
りアルミニウム合金の温度が上昇し、鍛造終了後でも通
常４８０℃以上の温度に維持されているから、好ましく
は、アルミニウム合金の温度が４５０℃未満の温度に低
下する前に焼入れ処理を行う。さらに好ましくは５２０
℃未満の温度に低下する前に焼入れ処理する。
ニウム合金の温度が４２０℃未満になる前に焼入れ処理
を行う。４２０℃未満の温度になると、粗大なＭｇ2 Ｓ
ｉが析出し、時効処理後に十分な強度が得難くなる。鍛
造温度が４５０℃付近の場合にも、鍛造中、加工熱によ
りアルミニウム合金の温度が上昇し、鍛造終了後でも通
常４８０℃以上の温度に維持されているから、好ましく
は、アルミニウム合金の温度が４５０℃未満の温度に低
下する前に焼入れ処理を行う。さらに好ましくは５２０
℃未満の温度に低下する前に焼入れ処理する。
【００２１】焼入れ処理は、通常、鍛造品を水槽に投入
することにより行われる。その後、一般の４０００系ア
ルミニウム合金と同様、例えば１６５〜１７０℃で１２
時間の人工時効処理を行う。
することにより行われる。その後、一般の４０００系ア
ルミニウム合金と同様、例えば１６５〜１７０℃で１２
時間の人工時効処理を行う。
【００２２】
実施例１ 連続鋳造により、表１に示す組成のアルミニウム合金の
鋳造棒（直径55mm) を製造し、均質化処理を施したの
ち、外削を行って直径50mmの鍛造用素材とし、以下に示
す方法により、熱間鍛造性、切削性、耐食性の評価を行
った。結果を表３に示す。表３にみられるように、本発
明に従う試験材はいずれも、優れた鍛造性、耐食性を示
し、切削試験においても割れを生じることがなく、切削
屑の排出性にも優れていた。
鋳造棒（直径55mm) を製造し、均質化処理を施したの
ち、外削を行って直径50mmの鍛造用素材とし、以下に示
す方法により、熱間鍛造性、切削性、耐食性の評価を行
った。結果を表３に示す。表３にみられるように、本発
明に従う試験材はいずれも、優れた鍛造性、耐食性を示
し、切削試験においても割れを生じることがなく、切削
屑の排出性にも優れていた。
【００２３】熱間鍛造性：鍛造素材（直径50mm) の中心
部から、直径20mm、高さ20mmの据え込み試験片を切り出
し、表２に示す鍛造温度で加工度80％の据え込み試験を
行い、試験片の温度が表２に示す温度になった時点で水
槽に投入して焼入れ処理し、ついで170 ℃で8 時間の人
工時効処理を行ったのち、得られた試験片について、硬
さを測定して強度を評価するとともに、試験片の割れ発
生状況を観察して鍛造性を評価した。
部から、直径20mm、高さ20mmの据え込み試験片を切り出
し、表２に示す鍛造温度で加工度80％の据え込み試験を
行い、試験片の温度が表２に示す温度になった時点で水
槽に投入して焼入れ処理し、ついで170 ℃で8 時間の人
工時効処理を行ったのち、得られた試験片について、硬
さを測定して強度を評価するとともに、試験片の割れ発
生状況を観察して鍛造性を評価した。
【００２４】切削性：鍛造素材に、表２に示す鍛造温度
で60％の鍛造加工を行い、鍛造直後に水冷して焼入れを
行い、ついで170 ℃で8 時間の人工時効処理を施して試
験材（直径30mm) とした。この試験材を切断して試験片
とし、これらの試験片について切削試験を行った。切削
性は、試験片の中心部にドリルで穴をあけ、切削屑の排
出性を調べ、切削後の割れの有無を観察することにより
評価した。
で60％の鍛造加工を行い、鍛造直後に水冷して焼入れを
行い、ついで170 ℃で8 時間の人工時効処理を施して試
験材（直径30mm) とした。この試験材を切断して試験片
とし、これらの試験片について切削試験を行った。切削
性は、試験片の中心部にドリルで穴をあけ、切削屑の排
出性を調べ、切削後の割れの有無を観察することにより
評価した。
【００２５】切削屑の排出性については、切削屑100 個
当たりの重量を測定し、重量の少ないものを排出性良好
とした。なお、切削条件は、切削工具としてストレート
ドリル（標準ＪＩＳドリル、高速度鋼製、直径10mm) を
使用し、回転数1500rpm 、送り150mm/min 、潤滑油はエ
マルションタイプのものとした。
当たりの重量を測定し、重量の少ないものを排出性良好
とした。なお、切削条件は、切削工具としてストレート
ドリル（標準ＪＩＳドリル、高速度鋼製、直径10mm) を
使用し、回転数1500rpm 、送り150mm/min 、潤滑油はエ
マルションタイプのものとした。
【００２６】耐食性：鍛造素材を、表２に示す鍛造温度
で鍛造加工し、鍛造直後に水冷して焼入れ、ついで170
℃で8 時間の人工時効処理を行って、試験材（幅50mm、
厚さ5mm)とした。この試験材から試験片（幅50mm、長さ
50mm、厚さ5mm ）を採取し、耐食試験を行った。耐食性
は、各試験片をＡＳＴＭ Ｂ117 の準拠して塩水噴霧試
験を1000h 行ったのちの重量減少により評価した。
で鍛造加工し、鍛造直後に水冷して焼入れ、ついで170
℃で8 時間の人工時効処理を行って、試験材（幅50mm、
厚さ5mm)とした。この試験材から試験片（幅50mm、長さ
50mm、厚さ5mm ）を採取し、耐食試験を行った。耐食性
は、各試験片をＡＳＴＭ Ｂ117 の準拠して塩水噴霧試
験を1000h 行ったのちの重量減少により評価した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】 《表注》鍛造性 ○：割れ無し 切削屑の排出性（切削屑100 個当たり の重量) ◎:20 未満 ○:20 以上50未満 切削後の割れ ○: 無し 耐食性( 重量減少) ○:1.0mg/cm2未満
【００３０】比較例１ 実施例１と同様、連続鋳造により、表４に示す組成のア
ルミニウム合金の鋳造棒（直径55mm) を製造し、均質化
処理を施したのち、外削を行って直径50mmの鍛造用素材
とし、実施例１と同一の方法（鍛造開始温度、焼入れ処
理前の合金温度を表６に示す）で熱間鍛造性、切削性、
耐食性の評価を行った。評価結果を表７に示す。同様に
して作製したJIS 2011合金、6262合金、6061合金および
4032合金（組成を表５に示す）についても、実施例１と
同一の方法で熱間鍛造性、切削性および耐食性を評価し
た。その評価結果を表８に示す。なお、表４および表６
において、本発明の条件を外れたものには下線を付し
た。
ルミニウム合金の鋳造棒（直径55mm) を製造し、均質化
処理を施したのち、外削を行って直径50mmの鍛造用素材
とし、実施例１と同一の方法（鍛造開始温度、焼入れ処
理前の合金温度を表６に示す）で熱間鍛造性、切削性、
耐食性の評価を行った。評価結果を表７に示す。同様に
して作製したJIS 2011合金、6262合金、6061合金および
4032合金（組成を表５に示す）についても、実施例１と
同一の方法で熱間鍛造性、切削性および耐食性を評価し
た。その評価結果を表８に示す。なお、表４および表６
において、本発明の条件を外れたものには下線を付し
た。
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】
【表７】 《表注》鍛造性 ○: 割れ無し △: 微小割れ ×: 割れ 切削屑の排出性 (切削屑100 個当たりの重量) ◎:20 未満 ○:20 以上50未満 △:50 以上100 未満 ×:100以上 切削後の割れ ○: 割れ無し ×: 割れ発生 耐食性( 重量減少) ○:1.0mg/cm2未満 △:1.0〜2.0mg/cm2 ×:2.0mg/cm2以上
【００３５】
【表８】 《表注》鍛造性、切削性、耐食性評価の基準は表７と同一
【００３６】表７、表８に示すように、試験材No.17 、
試験材No.19 はそれぞれＳｉ含有量、Ｆｅ含有量が少な
く、試験材No.21 はＭｇ含有量が少なく、また試験材N
o.23、試験材No.25 はそれぞれＭｎおよびＴｉの含有量
が少ないため、いずれも切削屑の排出性が劣る。試験材
No.18 、試験材No.20 はそれぞれＳｉ含有量、Ｆｅ含有
量が多く、試験材No.22 はＭｇの含有量が多過ぎ、試験
材No.24 、試験材No.26 はそれぞれＭｎおよびＴｉの含
有量が多く、試験材No.27 はＣｕの含有量が多いため、
いずれも鍛造性が劣り、熱間鍛造試験で割れが生じた。
試験材No.24 は切削性も劣り、試験材No.22 、試験材N
o.27 は耐食性も劣っている。試験材No.28 および試験
材No.29 はＰｂなどの低融点金属を含むため、鍛造性が
わるく、切削時に割れも発生した。試験材No.30 は鍛造
温度が低いため、鍛造後の温度低下が生じ、時効処理後
に十分な強度が得られない。試験材No.31 は焼入れ時の
合金の温度が低いため、溶体化処理効果が不十分となり
強度が劣る。試験材No.32 は鍛造温度が高いため、熱間
鍛造性が低下して一部に割れが生じた。
試験材No.19 はそれぞれＳｉ含有量、Ｆｅ含有量が少な
く、試験材No.21 はＭｇ含有量が少なく、また試験材N
o.23、試験材No.25 はそれぞれＭｎおよびＴｉの含有量
が少ないため、いずれも切削屑の排出性が劣る。試験材
No.18 、試験材No.20 はそれぞれＳｉ含有量、Ｆｅ含有
量が多く、試験材No.22 はＭｇの含有量が多過ぎ、試験
材No.24 、試験材No.26 はそれぞれＭｎおよびＴｉの含
有量が多く、試験材No.27 はＣｕの含有量が多いため、
いずれも鍛造性が劣り、熱間鍛造試験で割れが生じた。
試験材No.24 は切削性も劣り、試験材No.22 、試験材N
o.27 は耐食性も劣っている。試験材No.28 および試験
材No.29 はＰｂなどの低融点金属を含むため、鍛造性が
わるく、切削時に割れも発生した。試験材No.30 は鍛造
温度が低いため、鍛造後の温度低下が生じ、時効処理後
に十分な強度が得られない。試験材No.31 は焼入れ時の
合金の温度が低いため、溶体化処理効果が不十分となり
強度が劣る。試験材No.32 は鍛造温度が高いため、熱間
鍛造性が低下して一部に割れが生じた。
【００３７】試験材No.33(2011合金) は多量のＣｕを含
有し、Ｐｂ、Ｂｉを含むため、熱間鍛造性が劣る。試験
材No.34(6262合金) はＰｂ、Ｂｉを含み、Ｓｉの含有量
も少ないため、鍛造性がわるく、切削性にも劣る。試験
材No.35(6061合金) はＳｉ量が少なく、Ｆｅを含有せ
ず、またＭｎまたはＴｉを含まないため、切削性が劣
る。試験材No.36(4032合金) は、Ｓｉ含有量が多く、Ｆ
ｅを含有せず、ＭｎまたはＴｉを含まないため、鍛造性
がわるい。
有し、Ｐｂ、Ｂｉを含むため、熱間鍛造性が劣る。試験
材No.34(6262合金) はＰｂ、Ｂｉを含み、Ｓｉの含有量
も少ないため、鍛造性がわるく、切削性にも劣る。試験
材No.35(6061合金) はＳｉ量が少なく、Ｆｅを含有せ
ず、またＭｎまたはＴｉを含まないため、切削性が劣
る。試験材No.36(4032合金) は、Ｓｉ含有量が多く、Ｆ
ｅを含有せず、ＭｎまたはＴｉを含まないため、鍛造性
がわるい。
【００３８】
【発明の効果】本発明によれば、溶体化処理温度での熱
間鍛造が可能となり、鍛造後直ちに焼入れ処理を行うこ
とができるので、生産工数の減少、作業時間の短縮を図
ることだでき、アルミニウム合金鍛造品のコスト低減が
達成される。
間鍛造が可能となり、鍛造後直ちに焼入れ処理を行うこ
とができるので、生産工数の減少、作業時間の短縮を図
ることだでき、アルミニウム合金鍛造品のコスト低減が
達成される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４Ｃ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 駒澤 真一 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ:3〜11％（重量％、以下同じ）、Ｆ
ｅ:0.02 〜0.5 ％、Ｍｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらに
Ｃｕ:0.1〜1.2 ％、Ｍｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.
3 ％、Ｃｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:
0.01 〜0.1 ％、Ｂ:0.08 ％以下（0 ％を除く、以下同
じ）のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ａｌお
よび不純物からなるアルミニウム合金を熱間鍛造し、鍛
造された該アルミニウム合金の温度が４２０℃未満にな
る前に焼入れ処理し、その後時効処理することを特徴と
する切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製
造方法。 - 【請求項２】 Ｓｉ:3〜11％、Ｆｅ:0.02 〜0.5 ％、Ｍ
ｇ:0.5〜1.5 ％を含有し、さらにＣｕ:0.1〜1.2 ％、Ｍ
ｎ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.01 〜0.3 ％、Ｃｒ:0.01 〜0.
3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｂ:0.0
8 ％以下のうちの１種または２種以上と、Ｓｒ:0.005〜
0.1 ％、Ｓｂ:0.01 〜0.05％、Ｎａ:0.001〜0.01％、Ｃ
ａ:0.01 〜0.05％うちのいずれか１種を含有し、残部Ａ
ｌおよび不純物からなるアルミニウム合金を熱間鍛造
し、鍛造された該アルミニウム合金の温度が４２０℃未
満になる前に焼入れ処理し、その後時効処理することを
特徴とする切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造
品の製造方法。 - 【請求項３】 熱間鍛造を４５０〜５８０℃の温度で行
うことを特徴とする請求項１または２記載の切削性に優
れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18044197A JPH1112705A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18044197A JPH1112705A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112705A true JPH1112705A (ja) | 1999-01-19 |
Family
ID=16083298
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18044197A Pending JPH1112705A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 切削性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1112705A (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1331281A1 (en) * | 2002-01-18 | 2003-07-30 | Nissan Motor Company, Limited | Aluminum alloy for die casting, die casting method using same alloy, and die casting product by same method |
| DE102008046803A1 (de) * | 2008-09-11 | 2010-03-25 | Audi Ag | Aluminiumgusslegierung und Verfahren zur Herstellung eines Gussbauteils |
| EP2471967A1 (en) * | 2010-12-28 | 2012-07-04 | Casa Maristas Azterlan | Method for obtaining improved mechanical properties in recycled aluminium castings free of platelet-shaped beta-phases |
| CN103627933A (zh) * | 2012-08-23 | 2014-03-12 | Ksm铸造集团有限公司 | 铸造铝合金 |
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-
1997
- 1997-06-20 JP JP18044197A patent/JPH1112705A/ja active Pending
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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