JPS5811760A - 鋳造用アルミニウム合金 - Google Patents
鋳造用アルミニウム合金Info
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- JPS5811760A JPS5811760A JP11003081A JP11003081A JPS5811760A JP S5811760 A JPS5811760 A JP S5811760A JP 11003081 A JP11003081 A JP 11003081A JP 11003081 A JP11003081 A JP 11003081A JP S5811760 A JPS5811760 A JP S5811760A
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- Japan
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- alloy
- casting
- toughness
- aluminum alloy
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、鋳造用アルミニウム合金に係り、特に、At
−Cu −Mg系合金にMn 、 Bを添加し、高温度
で長時間溶体化処理する鋳造用アルミニウム合金に関す
るものである。
−Cu −Mg系合金にMn 、 Bを添加し、高温度
で長時間溶体化処理する鋳造用アルミニウム合金に関す
るものである。
従来、鋳造用アルミニウム合金の中で、At −Cu
−Mg系合金は、最も高い強度と靭性を有する熱処理型
合金であるが、鋳造性が非常に悪いため、鋳造欠陥とし
て、特に、熱間割れ、収縮巣やミクロポロシティ等が発
生して、本合金が保有する高い強度と靭性を得ることが
できない欠点がある。
−Mg系合金は、最も高い強度と靭性を有する熱処理型
合金であるが、鋳造性が非常に悪いため、鋳造欠陥とし
て、特に、熱間割れ、収縮巣やミクロポロシティ等が発
生して、本合金が保有する高い強度と靭性を得ることが
できない欠点がある。
特に、砂型鋳造法のような冷却速度の遅い鋳造法では、
鋳造欠陥として、製品の厚肉部に収縮巣やミクロポロシ
ティが発生し、これが原因で強度と靭性が激減する。
鋳造欠陥として、製品の厚肉部に収縮巣やミクロポロシ
ティが発生し、これが原因で強度と靭性が激減する。
また、金型鋳造法では、砂型鋳造法とけ逆に冷却速度が
速いため、収縮巣やミクロポロシティは、発生しにくい
が、溶湯の凝固中に金型によって凝固収縮が妨害される
ので、製品の肉厚が急激に変化する場所に鋳造欠陥とし
て熱間割れが発生する傾向がある。
速いため、収縮巣やミクロポロシティは、発生しにくい
が、溶湯の凝固中に金型によって凝固収縮が妨害される
ので、製品の肉厚が急激に変化する場所に鋳造欠陥とし
て熱間割れが発生する傾向がある。
さらに、At −Cu −Mg系合金は、他の鋳造用ア
ルミニウム合金に比べて、応力腐食割れに非常に弱い欠
点もある。
ルミニウム合金に比べて、応力腐食割れに非常に弱い欠
点もある。
本発明は、上記のような欠点を解消したもので、鋳造性
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い強度と
靭性を有する鋳造用アルミニウム合金の提供を、その目
的とするものである。
と耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い強度と
靭性を有する鋳造用アルミニウム合金の提供を、その目
的とするものである。
本発明の特徴は、重量%としてCu4.O〜5.0%、
Mg 0.3〜0.8%、Mn 0.3〜1.5%、’
rto、i〜02%、B O,001〜0.01%、不
純物としてSiおよびFeを0.2%以下、残部Uの合
金組成からなり、温度530〜540U、時間40〜4
8時間で溶体化処理された鋳造用アルミニウム合金にあ
る。
Mg 0.3〜0.8%、Mn 0.3〜1.5%、’
rto、i〜02%、B O,001〜0.01%、不
純物としてSiおよびFeを0.2%以下、残部Uの合
金組成からなり、温度530〜540U、時間40〜4
8時間で溶体化処理された鋳造用アルミニウム合金にあ
る。
以下、本発明の実施例について述べる。
第1表は、本発明以外の鋳造用アルミニウム合金資料4
1〜3と、本発明に係る合金組成を有する鋳造用アルミ
ニウム合金資料A4〜8の熱間割れの比較を示すもので
ある。
1〜3と、本発明に係る合金組成を有する鋳造用アルミ
ニウム合金資料A4〜8の熱間割れの比較を示すもので
ある。
即ち、第1表に示す重量%の合金組成の各種アルミニウ
ム合金を黒鉛ルッ?を用いて溶解し、その溶湯を温度7
20〜740’CK保持し、200土20′CK予熱し
た割れ試験金型(リング試験片)に鋳込んで試験片を採
取し、その熱間割れの測定結果を同表に示した。
ム合金を黒鉛ルッ?を用いて溶解し、その溶湯を温度7
20〜740’CK保持し、200土20′CK予熱し
た割れ試験金型(リング試験片)に鋳込んで試験片を採
取し、その熱間割れの測定結果を同表に示した。
第1表
また、第2表は、第1表の合金組成の各種アルミニウム
合金屋1〜8の引張り強さ、伸びおよび硬さを測定する
ため、温度300±20℃に予熱したJIS試験用金型
によって試験片を採取し、溶体化処理後JIS試験片に
加工し、この試験片の引張り強さ、伸びおよび硬度の測
定結果を示したものである。この時の溶体化処理条件は
、温度520’Cで12時間保持後8゜℃の温水中で冷
却したものである。
合金屋1〜8の引張り強さ、伸びおよび硬さを測定する
ため、温度300±20℃に予熱したJIS試験用金型
によって試験片を採取し、溶体化処理後JIS試験片に
加工し、この試験片の引張り強さ、伸びおよび硬度の測
定結果を示したものである。この時の溶体化処理条件は
、温度520’Cで12時間保持後8゜℃の温水中で冷
却したものである。
第2表
上記第1表の結果より、本実施例に係るA4〜8の合金
組成のアルミニウム合金がA1〜3のアルミニウム合金
より熱間割れに対して優れていることがわかる。
組成のアルミニウム合金がA1〜3のアルミニウム合金
より熱間割れに対して優れていることがわかる。
しかし、第2表に示すように、試験片屋4〜8の引張り
強さは40#/−未満、伸びは2゜(%)未満であり、
屋1〜3に比較し変化が少ない。
強さは40#/−未満、伸びは2゜(%)未満であり、
屋1〜3に比較し変化が少ない。
これは、鋳物欠陥として収縮巣やミクロポロシティが存
在するからである。しかるに、これらの収縮巣やミクロ
ポロシティを除去することは困難であるが、多角形状の
収縮巣やミクロポロシティを球状化すれば、強度と靭性
が相当改善されることが考えられるものであり、球状化
することは可能である。
在するからである。しかるに、これらの収縮巣やミクロ
ポロシティを除去することは困難であるが、多角形状の
収縮巣やミクロポロシティを球状化すれば、強度と靭性
が相当改善されることが考えられるものであり、球状化
することは可能である。
そこで、溶体化処理によって収縮巣やミクロポロシティ
の球状化を図った。この時の溶体化処理条件は、温度5
35℃で48時間保持後、温度80℃の温水で冷却した
。
の球状化を図った。この時の溶体化処理条件は、温度5
35℃で48時間保持後、温度80℃の温水で冷却した
。
第3表は、上記処理を施こした第1表表示の試験片屋1
〜5のアルミニウム合金についての引張り強さ、伸びお
よび硬さの測定結果である。
〜5のアルミニウム合金についての引張り強さ、伸びお
よび硬さの測定結果である。
第3表
上記第3表と第2表の測定結果を比較すると、引張り強
さI/i40却/−以上、伸びは、屋1以外は20%以
上であることから、強度と靭性が相当改善されているこ
とがわかる。
さI/i40却/−以上、伸びは、屋1以外は20%以
上であることから、強度と靭性が相当改善されているこ
とがわかる。
この理由は、溶体化温度がこれらのアルミニウム合金の
最終凝固温度540℃に非常に近く、かつ、溶体化時間
が非常に長いため、原子の拡散が容易であり、収縮巣や
ミクロポロシティの球状化が促進されたものと考えられ
る。
最終凝固温度540℃に非常に近く、かつ、溶体化時間
が非常に長いため、原子の拡散が容易であり、収縮巣や
ミクロポロシティの球状化が促進されたものと考えられ
る。
次に、他の実施例について説明する。
車輌の強度部品であるディスクブレーキキャリ・々−は
、従来鉄鋳物であるが、自動車の軽量化に伴って軽量化
を図るため、鉄鋳物からアルミ鋳物へ変わりつつあるが
、ディスクブレーキキャリパ−は、強度部品であること
から一般のアルミニウム合金では、強度と靭性の面で難
しく使用されていない。
、従来鉄鋳物であるが、自動車の軽量化に伴って軽量化
を図るため、鉄鋳物からアルミ鋳物へ変わりつつあるが
、ディスクブレーキキャリパ−は、強度部品であること
から一般のアルミニウム合金では、強度と靭性の面で難
しく使用されていない。
そこで、本発明に係るアルミニウム合金を使用してディ
スクブレーキキャリパ−を金型鋳造法で作り、本製品か
ら切出した試験片の強度を測定した。
スクブレーキキャリパ−を金型鋳造法で作り、本製品か
ら切出した試験片の強度を測定した。
第1図は、その測定結果を示すものである。
図で、Aは、第1表に示した41の合金組成のものであ
り、Bは、450合金組成のもので、溶体化処理条件を
温度535℃で48時間とした。この図からBの方がA
の方より引張り強さおよび伸び、すなわち、強度と靭性
共に優れてイ いることが明らかである。
り、Bは、450合金組成のもので、溶体化処理条件を
温度535℃で48時間とした。この図からBの方がA
の方より引張り強さおよび伸び、すなわち、強度と靭性
共に優れてイ いることが明らかである。
また、kt −Cu −Mg系合金は、耐応力腐食割れ
に弱いことがわかっている。
に弱いことがわかっている。
第2図は、アルミニウム合金の耐応力腐食割れの測定結
果を示すものである。
果を示すものである。
図で、曲線Cは、第1表の試験片扁1の合金組成で、D
は、屋5の合金組成であり、溶体化処理条件を温度53
5℃で48時間とした。この図から明らかに曲線りの方
が耐応力腐食割れに優れている。
は、屋5の合金組成であり、溶体化処理条件を温度53
5℃で48時間とした。この図から明らかに曲線りの方
が耐応力腐食割れに優れている。
これは、合金元素としてのMnが結晶粒界の耐食性の強
化に寄与しているためと考えられるものである。
化に寄与しているためと考えられるものである。
以上説明したように、At−Cu −Mg系合金に重量
%でMn 0.3〜1.5%、 B O,001〜0.
01 %を添加することにより熱間割れを除去すること
ができるものである。
%でMn 0.3〜1.5%、 B O,001〜0.
01 %を添加することにより熱間割れを除去すること
ができるものである。
また、At −Cu −Mg系合金に重量%でMn 0
.3〜1.5%、Bo、001〜0.01%を添加した
後、温度535℃で48時間の溶体化処理することによ
って、引張り強さ40却/−以上、伸び20%以上の強
度と靭性を得ることができるものである。
.3〜1.5%、Bo、001〜0.01%を添加した
後、温度535℃で48時間の溶体化処理することによ
って、引張り強さ40却/−以上、伸び20%以上の強
度と靭性を得ることができるものである。
そして、Mnを重量%0.3〜1.5%添加することに
より、耐応力腐食割れ性が改善されるものである。
より、耐応力腐食割れ性が改善されるものである。
以上述べたように、本発明は、総合して、鋳造性と耐応
力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い強度と靭性を
有する鋳造用アルミニウム合金を所期できるものであっ
て、実用的効果に優れた発明ということができる。
力腐食割れ性に優れ、かつ、安定した高い強度と靭性を
有する鋳造用アルミニウム合金を所期できるものであっ
て、実用的効果に優れた発明ということができる。
第1図は、本発明の一実施例に係るアルミニウム合金と
従来のアルミニウム合金との引張9強さと伸びの特性曲
線図、第2図は、応力と亀裂発生時間の特性曲線図であ
る。 特許出願人 日 立合 属株式会社 代理人 弁理士 竹 本 松 司 火°〆
従来のアルミニウム合金との引張9強さと伸びの特性曲
線図、第2図は、応力と亀裂発生時間の特性曲線図であ
る。 特許出願人 日 立合 属株式会社 代理人 弁理士 竹 本 松 司 火°〆
Claims (1)
- 重量%としてCu 4.0〜5.0%、MgO13〜0
.8%、Mn 0.3〜1.5%、Ti0.1〜0.2
%、BO,001〜0.01%、不純物としてSiおよ
びFeO2%以下、残部ktの合金組成からなり、温度
530〜540℃、時間40〜48時間で溶体化処理さ
れたことを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11003081A JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11003081A JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5811760A true JPS5811760A (ja) | 1983-01-22 |
JPH0213020B2 JPH0213020B2 (ja) | 1990-04-03 |
Family
ID=14525325
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11003081A Granted JPS5811760A (ja) | 1981-07-16 | 1981-07-16 | 鋳造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5811760A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5372970A (en) * | 1992-06-24 | 1994-12-13 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Method for epitaxially growing a II-VI compound semiconductor |
JP2009024217A (ja) * | 2007-07-19 | 2009-02-05 | Hitachi Metals Ltd | アルミニウムダイカスト合金、この合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法 |
JP2016102260A (ja) * | 2014-11-13 | 2016-06-02 | 有限会社ベルモデル | アルミニウム合金と高靱性アルミニウム合金鋳物 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4842764A (ja) * | 1971-09-29 | 1973-06-21 | ||
JPS4947602A (ja) * | 1972-05-15 | 1974-05-08 |
-
1981
- 1981-07-16 JP JP11003081A patent/JPS5811760A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4842764A (ja) * | 1971-09-29 | 1973-06-21 | ||
JPS4947602A (ja) * | 1972-05-15 | 1974-05-08 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5372970A (en) * | 1992-06-24 | 1994-12-13 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Method for epitaxially growing a II-VI compound semiconductor |
JP2009024217A (ja) * | 2007-07-19 | 2009-02-05 | Hitachi Metals Ltd | アルミニウムダイカスト合金、この合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法 |
JP2016102260A (ja) * | 2014-11-13 | 2016-06-02 | 有限会社ベルモデル | アルミニウム合金と高靱性アルミニウム合金鋳物 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0213020B2 (ja) | 1990-04-03 |
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