JPH11335765A - 高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及びその製造法 - Google Patents
高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及びその製造法Info
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- JPH11335765A JPH11335765A JP14247398A JP14247398A JPH11335765A JP H11335765 A JPH11335765 A JP H11335765A JP 14247398 A JP14247398 A JP 14247398A JP 14247398 A JP14247398 A JP 14247398A JP H11335765 A JPH11335765 A JP H11335765A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｔ６処理後に３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張
強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の０．２％耐力及び１２
％以上の伸びをもつ溶湯鍛造部品を得る。 【構成】 この溶湯鍛造部品は、Ｓｉ：７．５〜９．５
％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｍｇ：０．２５〜０．５
％を含み、Ｃｕ含有量とＳｉ含有量との間にＳｉ％≧
１．５×Ｃｕ％＋５．５の関係を成立させている。更
に、Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａの少なくとも１種を０．１％以
下、及び／又はＴｉ及びＢをそれぞれ０．１％以下含ん
でもよい。合金溶湯を金型に注入した後、５００〜１０
００ｋｇｆ／ｃｍ 2 の加圧条件下で溶湯鍛造される。溶
湯鍛造で得られた部品には、５００〜５２０℃×５〜８
時間→水冷→１５０〜１７０℃×５〜１０時間→空冷の
Ｔ６処理が施される。 【効果】 Ｃｕ含有量の規制によりＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ
−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析が抑制され、鋳巣，ポロシティ
等の鋳造欠陥がない溶湯鍛造特有の微細組織をもつ製品
となる。
強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の０．２％耐力及び１２
％以上の伸びをもつ溶湯鍛造部品を得る。 【構成】 この溶湯鍛造部品は、Ｓｉ：７．５〜９．５
％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｍｇ：０．２５〜０．５
％を含み、Ｃｕ含有量とＳｉ含有量との間にＳｉ％≧
１．５×Ｃｕ％＋５．５の関係を成立させている。更
に、Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａの少なくとも１種を０．１％以
下、及び／又はＴｉ及びＢをそれぞれ０．１％以下含ん
でもよい。合金溶湯を金型に注入した後、５００〜１０
００ｋｇｆ／ｃｍ 2 の加圧条件下で溶湯鍛造される。溶
湯鍛造で得られた部品には、５００〜５２０℃×５〜８
時間→水冷→１５０〜１７０℃×５〜１０時間→空冷の
Ｔ６処理が施される。 【効果】 Ｃｕ含有量の規制によりＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ
−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析が抑制され、鋳巣，ポロシティ
等の鋳造欠陥がない溶湯鍛造特有の微細組織をもつ製品
となる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、車両用エンジン回りの
部品として好適な高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及び
その製造方法に関する。
部品として好適な高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及び
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム鋳物は、組成が同じであっ
ても製法によって品質が大きく異なる。そこで、要求性
能に応じて生産量，コスト，品質等を考慮し、種々の製
法のなかから最も適した方法が選択されている。高靭性
が要求される部品の製造には、靭性に悪影響を及ぼす鋳
巣，ポロシティ等の鋳造欠陥を溶湯加圧により解消する
ため、一般に低圧鋳造法又は溶湯鍛造法が採用されてい
る。低圧鋳造法では、たとえば特開昭５３−１１５４０
７号公報で開示されているように、０．１〜０．８ｋｇ
ｆ／ｃｍ2 の圧力が溶湯に加えられる。
ても製法によって品質が大きく異なる。そこで、要求性
能に応じて生産量，コスト，品質等を考慮し、種々の製
法のなかから最も適した方法が選択されている。高靭性
が要求される部品の製造には、靭性に悪影響を及ぼす鋳
巣，ポロシティ等の鋳造欠陥を溶湯加圧により解消する
ため、一般に低圧鋳造法又は溶湯鍛造法が採用されてい
る。低圧鋳造法では、たとえば特開昭５３−１１５４０
７号公報で開示されているように、０．１〜０．８ｋｇ
ｆ／ｃｍ2 の圧力が溶湯に加えられる。
【０００３】低圧鋳造法では、肉厚も５ｍｍ以下のとこ
ろがあり、且つ部分的に変動しており、しかも大きなサ
イズをもつ鋳造品が製造される。たとえば、高さ６０ｃ
ｍ，長さ４０ｃｍ，幅２０ｃｍのように大きなサイズの
シリンダブロックが低圧鋳造法で製造されている。肉厚
が５ｍｍ以下と薄く、肉厚変動がある製品を低圧鋳造法
で製造しようとする場合、湯流れ不足により目標形状を
もつ製品が得られ難い。湯流れは、複数の湯口を設ける
ことや中子の使用により改善される。しかし、複雑な構
造の金型に収容された溶湯に高い圧力をかけることは、
設備的に不可能である。そこで、低圧鋳造法では圧力の
かけ方が設備的に容易な方法、すなわちルツボに収容さ
れている溶湯の表面に気体を充満させ、気体圧力により
ルツボ内に開口している複数個の湯口を介して金型キャ
ビティに溶湯を押し込み加圧する方法が採用されてい
る。ルツボ内に充満させた気体で溶湯を加圧する方法で
は、十分な圧力を溶湯に加えることができず、結果とし
て鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥を完全に抑えられな
い。そこで、より高品質の製品が要求される場合には、
溶湯鍛造法を採用することになる。
ろがあり、且つ部分的に変動しており、しかも大きなサ
イズをもつ鋳造品が製造される。たとえば、高さ６０ｃ
ｍ，長さ４０ｃｍ，幅２０ｃｍのように大きなサイズの
シリンダブロックが低圧鋳造法で製造されている。肉厚
が５ｍｍ以下と薄く、肉厚変動がある製品を低圧鋳造法
で製造しようとする場合、湯流れ不足により目標形状を
もつ製品が得られ難い。湯流れは、複数の湯口を設ける
ことや中子の使用により改善される。しかし、複雑な構
造の金型に収容された溶湯に高い圧力をかけることは、
設備的に不可能である。そこで、低圧鋳造法では圧力の
かけ方が設備的に容易な方法、すなわちルツボに収容さ
れている溶湯の表面に気体を充満させ、気体圧力により
ルツボ内に開口している複数個の湯口を介して金型キャ
ビティに溶湯を押し込み加圧する方法が採用されてい
る。ルツボ内に充満させた気体で溶湯を加圧する方法で
は、十分な圧力を溶湯に加えることができず、結果とし
て鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥を完全に抑えられな
い。そこで、より高品質の製品が要求される場合には、
溶湯鍛造法を採用することになる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】溶湯鍛造法では、５０
０〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の高圧力を溶湯に加え、鋳
巣，ポロシティ等を潰している。高圧力の印加は設備面
を制約し、金型キャビティに開口する湯口を単数にする
必要が生じる。単数の湯口に起因する湯流れの悪化を克
服するため、高さ３０ｃｍ，長さ３０ｃｍ，幅３０ｃｍ
以内の製品サイズ，５ｍｍ以上の肉厚等のように製品サ
イズが種々拘束される。
０〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の高圧力を溶湯に加え、鋳
巣，ポロシティ等を潰している。高圧力の印加は設備面
を制約し、金型キャビティに開口する湯口を単数にする
必要が生じる。単数の湯口に起因する湯流れの悪化を克
服するため、高さ３０ｃｍ，長さ３０ｃｍ，幅３０ｃｍ
以内の製品サイズ，５ｍｍ以上の肉厚等のように製品サ
イズが種々拘束される。
【０００５】また、高圧力を印加するため、金型内面に
溶湯又は製品が密着し、通常の金型鋳造にみられるよう
な凝固収縮によって金型から製品が離れることはない。
溶湯は、金型内面に密着して冷却されるため、凝固速度
が早い。急冷凝固した部分では、伸びのよい微細組織に
なる。他方、薄い肉厚部分（具体的には５ｍｍ以下）に
は溶湯が十分に廻らず、形状不良を発生させ易い。逆に
最後に凝固する厚肉部の中心では、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ
−Ｃｕ−Ｓｉ系等の共晶組成が偏析し、伸び低下の原因
となるＡｌ2 Ｃｕ等の低融点化合物（融点５００〜５２
０℃）が晶出することになる。しかし、高靭性が要求さ
れる製品では、湯流れを考慮したＡｌ−Ｓｉ系合金にＣ
ｕを添加することが必要であり、偏析に起因した伸びの
低下を防止する有効な方法が提案されていない。
溶湯又は製品が密着し、通常の金型鋳造にみられるよう
な凝固収縮によって金型から製品が離れることはない。
溶湯は、金型内面に密着して冷却されるため、凝固速度
が早い。急冷凝固した部分では、伸びのよい微細組織に
なる。他方、薄い肉厚部分（具体的には５ｍｍ以下）に
は溶湯が十分に廻らず、形状不良を発生させ易い。逆に
最後に凝固する厚肉部の中心では、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ
−Ｃｕ−Ｓｉ系等の共晶組成が偏析し、伸び低下の原因
となるＡｌ2 Ｃｕ等の低融点化合物（融点５００〜５２
０℃）が晶出することになる。しかし、高靭性が要求さ
れる製品では、湯流れを考慮したＡｌ−Ｓｉ系合金にＣ
ｕを添加することが必要であり、偏析に起因した伸びの
低下を防止する有効な方法が提案されていない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、合金成分相互間
に関連をもたせて合金設計することにより、溶湯鍛造時
にＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の共晶組成の偏
析を抑制し、Ｔ６材として３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引
張強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐力，１２％以上の
伸びを示す高靭性溶湯鍛造部品を提供することを目的と
する。本発明の高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品は、そ
の目的を達成するため、Ｓｉ：７．５〜９．５重量％，
Ｃｕ：１．０〜２．０重量％，Ｍｇ：０．２５〜０．５
重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ
含有量とＳｉ含有量との間にＳｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋
５．５の関係が成立していることを特徴とする。使用す
るアルミニウム合金としては、Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａの少な
くとも１種を０．１重量％以下含むことができる。ま
た、Ｔｉ−Ｂ系微細化剤として添加されたＴｉ及びＢを
それぞれ０．１重量％以下含んでもよい。
題を解消すべく案出されたものであり、合金成分相互間
に関連をもたせて合金設計することにより、溶湯鍛造時
にＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の共晶組成の偏
析を抑制し、Ｔ６材として３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引
張強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の耐力，１２％以上の
伸びを示す高靭性溶湯鍛造部品を提供することを目的と
する。本発明の高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品は、そ
の目的を達成するため、Ｓｉ：７．５〜９．５重量％，
Ｃｕ：１．０〜２．０重量％，Ｍｇ：０．２５〜０．５
重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ
含有量とＳｉ含有量との間にＳｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋
５．５の関係が成立していることを特徴とする。使用す
るアルミニウム合金としては、Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａの少な
くとも１種を０．１重量％以下含むことができる。ま
た、Ｔｉ−Ｂ系微細化剤として添加されたＴｉ及びＢを
それぞれ０．１重量％以下含んでもよい。
【０００７】この高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品は、
最も薄い部分でも肉厚５ｍｍ以上になっていることが好
ましい。前掲した組成をもつアルミニウム合金溶湯は、
金型に注入された後、５００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2
の加圧条件下で溶湯鍛造される。溶湯鍛造で得られた素
形材には、５００〜５２０℃×５〜８時間→水冷→１５
０〜１７０℃×５〜１０時間→空冷のＴ６処理が施され
る。
最も薄い部分でも肉厚５ｍｍ以上になっていることが好
ましい。前掲した組成をもつアルミニウム合金溶湯は、
金型に注入された後、５００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2
の加圧条件下で溶湯鍛造される。溶湯鍛造で得られた素
形材には、５００〜５２０℃×５〜８時間→水冷→１５
０〜１７０℃×５〜１０時間→空冷のＴ６処理が施され
る。
【０００８】
【作用】本発明者等は、強度向上のためにＣｕを添加し
たＡｌ−Ｓｉ系合金を溶湯鍛造する際、Ａｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の化合物の偏析に及ぼすＣｕ添加
量の影響を種々調査検討した。偏析は、一般的に固液共
存域が大きな成分系の溶湯を凝固させるとき、比較的融
点の低い共晶等が最後に凝固するために生じるものであ
る。したがって、偏析の防止には、固液共存域を広げな
い成分系が必要とされる。本発明者等は、固液共存域を
広げない成分系を調査検討する過程で、Ｃｕ含有量とＳ
ｉ含有量との間に特定の関係を成立させるとき、比較的
多量のＣｕを添加した場合にあっても偏析が抑制される
ことを見出した。その結果、偏析に起因する伸びの低下
を抑え、Ｃｕ添加による強度向上が図られる。また、溶
湯鍛造特有の微細組織をもつ部品となる。
たＡｌ−Ｓｉ系合金を溶湯鍛造する際、Ａｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の化合物の偏析に及ぼすＣｕ添加
量の影響を種々調査検討した。偏析は、一般的に固液共
存域が大きな成分系の溶湯を凝固させるとき、比較的融
点の低い共晶等が最後に凝固するために生じるものであ
る。したがって、偏析の防止には、固液共存域を広げな
い成分系が必要とされる。本発明者等は、固液共存域を
広げない成分系を調査検討する過程で、Ｃｕ含有量とＳ
ｉ含有量との間に特定の関係を成立させるとき、比較的
多量のＣｕを添加した場合にあっても偏析が抑制される
ことを見出した。その結果、偏析に起因する伸びの低下
を抑え、Ｃｕ添加による強度向上が図られる。また、溶
湯鍛造特有の微細組織をもつ部品となる。
【０００９】得られた溶湯鍛造部品は、Ａｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析や鋳巣，ポロシティ等の鋳
造欠陥がなく、Ｔ６処理後に３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の
引張強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の０．２％耐力，１
２％以上の伸びを示す。したがって、過酷な使用環境に
曝される車両用エンジンマウントブラケット，ピスト
ン，スクロール等の部品として使用される。
Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析や鋳巣，ポロシティ等の鋳
造欠陥がなく、Ｔ６処理後に３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の
引張強さ，２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の０．２％耐力，１
２％以上の伸びを示す。したがって、過酷な使用環境に
曝される車両用エンジンマウントブラケット，ピスト
ン，スクロール等の部品として使用される。
【００１０】以下、本発明で規定した合金成分，含有量
等を説明する。 Ｓｉ：７．５〜９．５重量％ 湯流れを向上させるために有効な合金成分である。Ｓｉ
含有量が７．５重量未満では、初晶α−Ａｌと共晶との
固液共存域が大きくなりすぎ、伸び低下の原因であるＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系の偏析が肉厚中心部に生じ易くなる。
逆に９．５重量％を超えるＳｉ含有量では、共晶Ｓｉ又
は偏析に起因する初晶Ｓｉが晶出し、伸びが低下する。
等を説明する。 Ｓｉ：７．５〜９．５重量％ 湯流れを向上させるために有効な合金成分である。Ｓｉ
含有量が７．５重量未満では、初晶α−Ａｌと共晶との
固液共存域が大きくなりすぎ、伸び低下の原因であるＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系の偏析が肉厚中心部に生じ易くなる。
逆に９．５重量％を超えるＳｉ含有量では、共晶Ｓｉ又
は偏析に起因する初晶Ｓｉが晶出し、伸びが低下する。
【００１１】Ｃｕ：１．０〜２．０重量％ マトリックスに固溶し、引張強さを３０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上にするために必要な合金成分であり、１．０重量％
以上でＣｕの添加効果が顕著になる。しかし、２．０重
量％を超える多量のＣｕを添加すると、固液共存域が大
きくなりすぎ、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系の共
晶が肉厚中心部に偏析して伸びを低下させる。Ｃｕ含有
量は、Ｓｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋５．５の関係を満足す
るようにＳｉ含有量に応じて１．０〜２．０重量％の範
囲内で上限が定められる。関係式Ｓｉ％≧１．５×Ｃｕ
％＋５．５は、本発明者等による多数の実験結果から求
められたものであるが、Ｓｉ含有量及びＣｕ含有量を図
１の斜線領域に維持するときＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ
−Ｓｉ系の偏析が抑制される。
以上にするために必要な合金成分であり、１．０重量％
以上でＣｕの添加効果が顕著になる。しかし、２．０重
量％を超える多量のＣｕを添加すると、固液共存域が大
きくなりすぎ、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系の共
晶が肉厚中心部に偏析して伸びを低下させる。Ｃｕ含有
量は、Ｓｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋５．５の関係を満足す
るようにＳｉ含有量に応じて１．０〜２．０重量％の範
囲内で上限が定められる。関係式Ｓｉ％≧１．５×Ｃｕ
％＋５．５は、本発明者等による多数の実験結果から求
められたものであるが、Ｓｉ含有量及びＣｕ含有量を図
１の斜線領域に維持するときＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ
−Ｓｉ系の偏析が抑制される。
【００１２】Ｍｇ：０．２５〜０．５重量％ Ｔ６処理によってＭｇ2 Ｓｉとしてマトリックスに析出
し、強度を向上させる合金成分である。強度向上効果
は、０．２５重量％以上のＭｇ含有量で顕著になる。し
かし、０．５重量％を超える多量のＭｇが含まれると、
伸びが低下する傾向がみられる。 Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａ：０．１重量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、共晶Ｓｉを微
細化して伸びを改善する作用を呈する。しかし、０．１
重量％を超える多量のＳｒ，Ｓｂ，Ｎａを添加すると、
それら元素の化合物が生じ、伸びを低下させる。また、
Ｎａは、湯流れを劣化させる原因ともなる。
し、強度を向上させる合金成分である。強度向上効果
は、０．２５重量％以上のＭｇ含有量で顕著になる。し
かし、０．５重量％を超える多量のＭｇが含まれると、
伸びが低下する傾向がみられる。 Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａ：０．１重量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、共晶Ｓｉを微
細化して伸びを改善する作用を呈する。しかし、０．１
重量％を超える多量のＳｒ，Ｓｂ，Ｎａを添加すると、
それら元素の化合物が生じ、伸びを低下させる。また、
Ｎａは、湯流れを劣化させる原因ともなる。
【００１３】Ｔｉ，Ｂ：０．１重量％以下 Ｔｉ及びＢは、α−Ａｌの結晶粒を微細化させるＴｉ−
Ｂ系微細化剤として必要に応じ添加される合金成分であ
る。しかし、０．１重量％を超える量のＴｉ及びＢを添
加すると、それら元素の化合物に起因して伸びが劣化す
る。本発明が対象とするアルミニウム合金は、以上に掲
げた合金成分の外に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｆｅの１種又
は２種以上を添加することにより強度を向上させること
ができる。しかし、０．５重量％を超える多量の添加は
伸びを低下させる原因となるので、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｆｅ等を添加する場合にはその上限を０．５重量％に設
定する。
Ｂ系微細化剤として必要に応じ添加される合金成分であ
る。しかし、０．１重量％を超える量のＴｉ及びＢを添
加すると、それら元素の化合物に起因して伸びが劣化す
る。本発明が対象とするアルミニウム合金は、以上に掲
げた合金成分の外に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｆｅの１種又
は２種以上を添加することにより強度を向上させること
ができる。しかし、０．５重量％を超える多量の添加は
伸びを低下させる原因となるので、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｆｅ等を添加する場合にはその上限を０．５重量％に設
定する。
【００１４】以上のように成分調整されたアルミニウム
合金溶湯は、必要に応じて微細化処理された後、溶湯中
の水素ガス濃度が０．３ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下とな
るように脱ガス処理される。そして、脱滓後、鎮静化さ
れ、保持温度６８０〜７２０℃に保持される。用意され
たアルミニウム合金溶湯は、１回の溶湯鍛造に必要な量
だけレードルで汲み出され、溶湯鍛造機のスリーブに移
湯される。スリーブ内の溶湯は、プランジャーにより５
００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力で金型キャビティ
に押し込まれる。５００ｋｇｆ／ｃｍ2 未満では圧力が
不足し、凝固時に鋳巣やポロシティ欠陥が発生し易くな
る。逆に１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 を超える圧力では、金
型破損やマシーン合成を超えるケースが生じてくる。
合金溶湯は、必要に応じて微細化処理された後、溶湯中
の水素ガス濃度が０．３ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下とな
るように脱ガス処理される。そして、脱滓後、鎮静化さ
れ、保持温度６８０〜７２０℃に保持される。用意され
たアルミニウム合金溶湯は、１回の溶湯鍛造に必要な量
だけレードルで汲み出され、溶湯鍛造機のスリーブに移
湯される。スリーブ内の溶湯は、プランジャーにより５
００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力で金型キャビティ
に押し込まれる。５００ｋｇｆ／ｃｍ2 未満では圧力が
不足し、凝固時に鋳巣やポロシティ欠陥が発生し易くな
る。逆に１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 を超える圧力では、金
型破損やマシーン合成を超えるケースが生じてくる。
【００１５】加圧されたアルミニウム合金溶湯は、１〜
１５ｍ／秒の流速で金型キャビティに流入する。このと
き、スタート時に金型を予め２００〜４００℃に予熱し
ておくと、その後は金型の温度が低下しにくいので連続
操業が可能になる。なお、溶湯に高い圧力を加えている
ので、金型に少々の温度変動があっても溶湯鍛造された
素形材に組織的な悪影響がない。製品サイズとしては、
鋳造材の肉厚が最低でも５ｍｍ以上となるものが好まし
い。５ｍｍに満たない肉厚形成部があると、十分に溶湯
が行き渡らず、溶湯鍛造部品の形状が不良になりやす
い。溶湯鍛造で得られた素形材は、Ｔ６処理される。Ｔ
６処理では、５００〜５２０℃×５〜８時間の溶体化処
理が施され、Ｃｕ，Ｍｇがマトリックスに十分固溶す
る。このとき、溶湯鍛造で生じた鋳造組織が微細なた
め、Ｃｕ，Ｍｇは固溶化し易く、固溶によって材料の伸
びが向上する。固溶処理された素形材は、好ましくは５
０〜７０℃の水で焼入れされ、次いで１５０〜１７０℃
×５〜１０時間→空冷の時効処理が施される。時効処理
でＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等の微細な金属間化合物がマ
トリックスに析出し、引張強さが向上する。Ｔ６処理の
加熱条件は、工業的に有利な条件下でＣｕ，Ｍｇの固溶
やＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等の微細析出が進行するよう
に、前述した範囲に定められる。素形材は、Ｔ６処理後
に機械加工され、最終製品となる。
１５ｍ／秒の流速で金型キャビティに流入する。このと
き、スタート時に金型を予め２００〜４００℃に予熱し
ておくと、その後は金型の温度が低下しにくいので連続
操業が可能になる。なお、溶湯に高い圧力を加えている
ので、金型に少々の温度変動があっても溶湯鍛造された
素形材に組織的な悪影響がない。製品サイズとしては、
鋳造材の肉厚が最低でも５ｍｍ以上となるものが好まし
い。５ｍｍに満たない肉厚形成部があると、十分に溶湯
が行き渡らず、溶湯鍛造部品の形状が不良になりやす
い。溶湯鍛造で得られた素形材は、Ｔ６処理される。Ｔ
６処理では、５００〜５２０℃×５〜８時間の溶体化処
理が施され、Ｃｕ，Ｍｇがマトリックスに十分固溶す
る。このとき、溶湯鍛造で生じた鋳造組織が微細なた
め、Ｃｕ，Ｍｇは固溶化し易く、固溶によって材料の伸
びが向上する。固溶処理された素形材は、好ましくは５
０〜７０℃の水で焼入れされ、次いで１５０〜１７０℃
×５〜１０時間→空冷の時効処理が施される。時効処理
でＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等の微細な金属間化合物がマ
トリックスに析出し、引張強さが向上する。Ｔ６処理の
加熱条件は、工業的に有利な条件下でＣｕ，Ｍｇの固溶
やＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等の微細析出が進行するよう
に、前述した範囲に定められる。素形材は、Ｔ６処理後
に機械加工され、最終製品となる。
【００１６】
【実施例】実施例：Ｓｉ：８．５重量％，Ｃｕ：１．５
１重量％，Ｍｇ：０．２８重量％，Ｆｅ：０．１６重量
％を含むアルミニウム合金溶湯を微細化処理することな
く、水素ガス量０．２５ｃｃ／１００ｇ−Ａｌまで脱ガ
スし、７００℃に保持した。レードルを介して溶湯を溶
湯鍛造機のスリーブに移湯し、１０００ｋｇｆ／ｃｍ2
の圧力でプランジャにより３５０℃に予熱した金型のキ
ャビティに押し込み、内径５０ｍｍ，外径１２０ｍｍ，
高さ１５０ｍｍ，肉厚３５ｍｍの中空円筒状の素形材を
溶湯鍛造した。次いで、素形材に５１０℃×７時間→６
０℃水冷→１６０℃×８時間のＴ６処理を施した。この
ようにして得られた鋳造材（Ｆ材）及びＴ６材の機械的
性質を表１に示す。なお、表１では、同じ組成のアルミ
ニウム合金溶湯から重力鋳造で得られたＦ材及びＴ６材
の機械的性質を比較例として併せ示す。
１重量％，Ｍｇ：０．２８重量％，Ｆｅ：０．１６重量
％を含むアルミニウム合金溶湯を微細化処理することな
く、水素ガス量０．２５ｃｃ／１００ｇ−Ａｌまで脱ガ
スし、７００℃に保持した。レードルを介して溶湯を溶
湯鍛造機のスリーブに移湯し、１０００ｋｇｆ／ｃｍ2
の圧力でプランジャにより３５０℃に予熱した金型のキ
ャビティに押し込み、内径５０ｍｍ，外径１２０ｍｍ，
高さ１５０ｍｍ，肉厚３５ｍｍの中空円筒状の素形材を
溶湯鍛造した。次いで、素形材に５１０℃×７時間→６
０℃水冷→１６０℃×８時間のＴ６処理を施した。この
ようにして得られた鋳造材（Ｆ材）及びＴ６材の機械的
性質を表１に示す。なお、表１では、同じ組成のアルミ
ニウム合金溶湯から重力鋳造で得られたＦ材及びＴ６材
の機械的性質を比較例として併せ示す。
【００１７】
【００１８】表１から明らかなように、溶湯鍛造材の伸
びはＦ材，Ｔ６材共に金型鋳造材の伸びをはるかに凌い
でいる。なかでも、溶湯鍛造材のＴ６材は、引張強さ，
耐力，伸びの何れも優れていた。また、マクロ組織を観
察した結果、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏
析や鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥が検出されなかっ
た。他方、比較例の重力鋳造材では、肉厚中心部に巣が
発生していた。
びはＦ材，Ｔ６材共に金型鋳造材の伸びをはるかに凌い
でいる。なかでも、溶湯鍛造材のＴ６材は、引張強さ，
耐力，伸びの何れも優れていた。また、マクロ組織を観
察した結果、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏
析や鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥が検出されなかっ
た。他方、比較例の重力鋳造材では、肉厚中心部に巣が
発生していた。
【００１９】比較例：Ｓｉ：８．５重量％，Ｃｕ：３．
０重量％，Ｍｇ：０．２８重量％，Ｆｅ：０．１６重量
％を含むアルミニウム合金溶湯を実施例１と同じ条件下
で溶湯鍛造した。この組成は、過剰量のＣｕを含むた
め、肉厚中心部にＡｌ−Ｃｕ系の晶出物が偏析し易い組
成である。実際、溶湯鍛造された素形材の組織を観察し
たところ、鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥は検出されな
かったが、肉厚中心部にＡｌ−Ｃｕ系晶出物の偏析が生
じていた。得られた鋳造材（Ｆ材）及びＴ６処理を施し
た材料（Ｔ６材）は、表２にみられるように、引張強さ
及び０．２％耐力に関しては要求特性を満足していた。
しかし、過剰なＣｕ含有量に起因する偏析があるため、
伸びが不足していた。
０重量％，Ｍｇ：０．２８重量％，Ｆｅ：０．１６重量
％を含むアルミニウム合金溶湯を実施例１と同じ条件下
で溶湯鍛造した。この組成は、過剰量のＣｕを含むた
め、肉厚中心部にＡｌ−Ｃｕ系の晶出物が偏析し易い組
成である。実際、溶湯鍛造された素形材の組織を観察し
たところ、鋳巣，ポロシティ等の鋳造欠陥は検出されな
かったが、肉厚中心部にＡｌ−Ｃｕ系晶出物の偏析が生
じていた。得られた鋳造材（Ｆ材）及びＴ６処理を施し
た材料（Ｔ６材）は、表２にみられるように、引張強さ
及び０．２％耐力に関しては要求特性を満足していた。
しかし、過剰なＣｕ含有量に起因する偏析があるため、
伸びが不足していた。
【００２０】
【００２１】以上の結果から、Ｃｕ含有量を１．０〜
２．０重量％の範囲で且つＳｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋
５．５を満足するように規制した組成をもつアルミニウ
ム合金溶湯を溶湯鍛造し、Ｔ６処理を施すとき、目標値
である３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強さ，２０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の０．２％耐力及び１２％以上の伸びをも
つ製品が得られることが確認された。
２．０重量％の範囲で且つＳｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋
５．５を満足するように規制した組成をもつアルミニウ
ム合金溶湯を溶湯鍛造し、Ｔ６処理を施すとき、目標値
である３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強さ，２０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の０．２％耐力及び１２％以上の伸びをも
つ製品が得られることが確認された。
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム合金溶湯鍛造部品は、Ｓｉ含有量と関連させてＣ
ｕ含有量を１．０〜２．０重量％の範囲に設定すること
により、Ｃｕを含む材料であるにも拘らずＡｌ−Ｃｕ
系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析が抑制され、鋳巣，ポ
ロシティ等の鋳造欠陥がない溶湯鍛造特有の微細組織を
もつ。このようにして得られた溶湯鍛造部品は、優れた
引張強さ，耐力，伸び等の機械的特性を活用し、過酷な
使用環境に曝される部品として使用される。
ニウム合金溶湯鍛造部品は、Ｓｉ含有量と関連させてＣ
ｕ含有量を１．０〜２．０重量％の範囲に設定すること
により、Ｃｕを含む材料であるにも拘らずＡｌ−Ｃｕ
系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系等の偏析が抑制され、鋳巣，ポ
ロシティ等の鋳造欠陥がない溶湯鍛造特有の微細組織を
もつ。このようにして得られた溶湯鍛造部品は、優れた
引張強さ，耐力，伸び等の機械的特性を活用し、過酷な
使用環境に曝される部品として使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明で規定したＣｕ含有量とＳｉ含有量と
の関係を示すグラフ
の関係を示すグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年５月２６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】以上のように成分調整されたアルミニウム
合金溶湯は、必要に応じて微細化処理された後、溶湯中
の水素ガス濃度が０．３ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下とな
るように脱ガス処理される。そして、脱滓後、鎮静化さ
れ、保持温度６８０〜７２０℃に保持される。用意され
たアルミニウム合金溶湯は、１回の溶湯鍛造に必要な量
だけレードルで汲み出され、溶湯鍛造機のスリーブに移
湯される。スリーブ内の溶湯は、プランジャーにより５
００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力で金型キャビティ
に押し込まれる。５００ｋｇｆ／ｃｍ2 未満では圧力が
不足し、凝固時に鋳巣やポロシティ欠陥が発生し易くな
る。逆に１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 を超える圧力では、金
型破損やマシーン剛性を超えるケースが生じてくる。 ─────────────────────────────────────────────────────
合金溶湯は、必要に応じて微細化処理された後、溶湯中
の水素ガス濃度が０．３ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下とな
るように脱ガス処理される。そして、脱滓後、鎮静化さ
れ、保持温度６８０〜７２０℃に保持される。用意され
たアルミニウム合金溶湯は、１回の溶湯鍛造に必要な量
だけレードルで汲み出され、溶湯鍛造機のスリーブに移
湯される。スリーブ内の溶湯は、プランジャーにより５
００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力で金型キャビティ
に押し込まれる。５００ｋｇｆ／ｃｍ2 未満では圧力が
不足し、凝固時に鋳巣やポロシティ欠陥が発生し易くな
る。逆に１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 を超える圧力では、金
型破損やマシーン剛性を超えるケースが生じてくる。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年６月３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項６
【補正方法】変更
【補正内容】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ ６３０ ６３０Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｓｉ：７．５〜９．５重量％，Ｃｕ：
１．０〜２．０重量％，Ｍｇ：０．２５〜０．５重量％
を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｃｕ含有量
とＳｉ含有量との間にＳｉ％≧１．５×Ｃｕ％＋５．５
の関係が成立している高靭性アルミニウム溶湯鍛造部
品。 - 【請求項２】 Ｓｒ，Ｓｂ，Ｎａの少なくとも１種を
０．１重量％以下含む請求項１記載の高靭性アルミニウ
ム鍛造部品。 - 【請求項３】 Ｔｉ−Ｂ系微細化剤として添加されたＴ
ｉ及びＢをそれぞれ０．１重量％以下含む請求項１又は
２記載の高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品。 - 【請求項４】 最低でも５ｍｍ以上の肉厚をもつ請求項
１〜３の何れかに記載の高靭性アルミニウム溶湯鍛造部
品。 - 【請求項５】 金型に注入したアルミニウム合金溶湯に
５００〜１０００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力を加えて溶湯鍛
造する請求項１〜４の何れかに記載の高靭性アルミニウ
ム溶湯鍛造部品の製造方法。 - 【請求項６】 溶湯鍛造部材を５００〜５２０℃に５〜
８時間加熱した後、水冷し、１５０〜１７０℃で５〜１
０時間加熱する時効処理を施し、空冷する請求項５記載
の高靭性アルミニウム等々鍛造部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14247398A JPH11335765A (ja) | 1998-05-25 | 1998-05-25 | 高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14247398A JPH11335765A (ja) | 1998-05-25 | 1998-05-25 | 高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335765A true JPH11335765A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=15316146
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14247398A Pending JPH11335765A (ja) | 1998-05-25 | 1998-05-25 | 高靭性アルミニウム溶湯鍛造部品及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11335765A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010059703A (ko) * | 1999-12-30 | 2001-07-06 | 이계안 | 자동차용 로커아암의 제조방법 |
| JP5206664B2 (ja) * | 2007-02-27 | 2013-06-12 | 日本軽金属株式会社 | 熱伝導用途用アルミニウム合金材 |
| WO2015135253A1 (zh) * | 2014-03-13 | 2015-09-17 | 中兴通讯股份有限公司 | 铝硅系合金及其生产方法 |
-
1998
- 1998-05-25 JP JP14247398A patent/JPH11335765A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010059703A (ko) * | 1999-12-30 | 2001-07-06 | 이계안 | 자동차용 로커아암의 제조방법 |
| JP5206664B2 (ja) * | 2007-02-27 | 2013-06-12 | 日本軽金属株式会社 | 熱伝導用途用アルミニウム合金材 |
| WO2015135253A1 (zh) * | 2014-03-13 | 2015-09-17 | 中兴通讯股份有限公司 | 铝硅系合金及其生产方法 |
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