JPS6135261B2 - - Google Patents
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- JPS6135261B2 JPS6135261B2 JP14120478A JP14120478A JPS6135261B2 JP S6135261 B2 JPS6135261 B2 JP S6135261B2 JP 14120478 A JP14120478 A JP 14120478A JP 14120478 A JP14120478 A JP 14120478A JP S6135261 B2 JPS6135261 B2 JP S6135261B2
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Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Description
本発明は鋳造性が良好で強靭性に富み、且つ融
熱性の優れた熱処理型の高力アルミニウム合金に
関するものである。 近年、車輌工業や機械工業などへの巾広いアル
ミニウム材料の進出に伴ない強靭で且つ耐熱性の
すぐれたアルミニウム合金の開発が強く求められ
ている。 従来高力アルミニウム合金は鋳造材としては
Al−Cu−Mg系を基本組成とした合金、例えば米
国におけるX149合金、KO−１合金などが開発さ
れている。この種の合金はT6処理によつて40Kg/
mm2以上の引張り強さと５乃至10％程度の伸びを示
す極めて強靭な合金材料であるが、鋳造に際し熱
間割れが生じ易く、湯流れ性も十分でなくまた耐
熱性も低いため合金使用上著しい制限がある。 一方、展伸加工用の高力アルミニウム合金とし
てはAl−Cu系合金、Al−Cu−Mg−Zn系合金、
Al−Zn−Mg系合金などがあり、これらの合金は
展伸加工後、析出処理を施こすことによつて優に
40Kg/mm2を超える引張り強さが得られるが耐熱性
に乏しく、かつ応力腐食割れ性が極めて敏感であ
るなどの欠点を有している。 また比較的強度が高く、耐熱性をも有する合金
としてはAl−Si−Cu−Mg系合金（鋳造材では
JIS8種合金、展伸材では4032合金など）がある
が、この系の合金における強度増加要素である銅
を３％以上、合金中に含有させると急激に材料の
靭性が低下するので銅の含有量に制限があり、従
来実用化されているこの系の合金強度はT6処理
後でたかだか35Kg/mm2近辺であつて高力合金とは
いえない。 発明者らは鋳造性が優れ、しかも強靭性、耐熱
性を兼ね具えた高力アルミニウム合金を開発すべ
く研究を行なつた結果、Al−Si−Cu−Mg系合金
において銅が３％を超えて含まれる場合に合金中
にアンチモンを添加すると時効処理に際して合金
の時効硬化性が促進され靭性をそれほど低下する
ことなしに合金強度が著しく向上すると共に合金
の耐熱衝撃性が著しく改善されることを見出し
た。 すなわち、本発明は６％を超え13％までの珪
〓〓〓〓
素、３％を超え６％までの銅、0.2％を超え１％
までのマグネシウムおよび0.03％を超え１％まで
のアンチモンを含み、残部アルミニウムおよび不
純物からなる耐熱性高力アルミニウム合金であ
る。 本発明の合金は鋳造性がすぐれているから各種
鋳造法によつて鋳物材とし、使用に供することが
できるほか、加工性も良好なので鋳造体を適当な
加工法によつて塑性加工を施して用いることもで
きるので大量生産材としての用途も期待できる。 また本発明の合金は従来のこの種の合金に較べ
析出処理に要する時間を大巾に短縮できるので経
済的効果も高い。 本発明合金における各成分組成の限定理由につ
いて述べる。 珪素は合金を強化すると共に鋳造性を改善する
ために必須な元素である。６％以下では鋳造性改
善効果が十分でなく、また13％を超えると靭性が
耐熱衝撃性を著しく低下させるので好ましくな
い。 銅は人工時効処理を施こすことによつて合金に
強度を付与するものであるが、３％以下では後述
するアンチモンの添加による時効性促進の効果が
得られず、６％を超えると未固溶のAl−Cu形金
属間化合物の母相中における残存量が多くなり強
靭性や耐疲労性を低下させ、また鋳造割れ感受性
が高まるので実用上好ましくない。 マグネシウムは人工時効処理時にMg2Siなどの
析出物を形成することにより合金の強化をするが
0.2％以下では析出物の形成量が十分でなく、一
方１％を超えると伸び、耐衝撃性を著しく損な
う。 アンチモンは合金中の銅含有量が３％を超える
とき時効処理に際して銅による合金の時効硬化性
を促進し、合金強度の向上にすぐれた効果を発揮
する（実施例１第１図および実施例２第２図参
照）ほか、合金の耐熱衝撃性を改善する効果をも
併せ有する。アンチモン0.03％以下ではこれらの
効果が十分でなく、また１％を超えて添加しても
その効果に著しい変化はみられない。 本発明の合金に前述の元素のほかに従来この種
の合金の高温における強度を高めるために配合さ
れる1.5％までのMn、1.0％までのCrおよび2.5％
までのNiなどを添加することは耐熱性向上の見
地から有効である。 また、本発明合金の鋳造に際して、従来行なは
れているように合金の結晶粒微細化を目的として
0.3％までのチタン、0.05％までの硼素などの微
細化用元素を添加する操作を加えることも何等差
支えない。殊にTiの添加はこの合金を鋳造材と
して用いる場合に引け性の改善を行なう効果もあ
る。又本発明によるものは0.05％以下のベリリウ
ム（Be）添加によるMg添加時の酸化防止を適宜
に図つてよい。 以下に本発明による合金の優れた諸特性につい
て各別に明らかにした実施例を示す。即ちこれら
の実施例においては本発明によるもの諸特性を各
個に示したものであるが、本発明による合金はこ
れらの実施例で示された各特性を夫々同等に共に
具備するものであることは勿論である。 実施例 １ 第１図は珪素９％、マグネシウム0.5％を含む
Al−Si−Cu−Mg系合金においてアンチモンを添
加（0.15％）した場合と無添加の場合とについて
合金中の銅含有量を種々に変化させアンチモンの
添加が時効処理後の合金の機械的性質におよぼす
影響について試験した結果を示すものである。図
中縦軸は引張り強さと伸びを、横軸は銅含有量を
示す。なお、試験はＦ材について実施した。熱処
理は試料を500℃×10hrの溶体化処理後、水中焼
入れし、200℃×1hrの人工時効処理を施した。 第１図よりアンチモン無添加の合金においては
合金の引張り強さは銅量の増加に従つて上昇する
が、伸びは銅量が３％を超えると急激に低下する
こと、合金中にアンチモンを添加するときは、銅
量が低い場合は無添加の場合に較べ伸びは著しく
改善されるが、強度はむしろ低下すること、しか
し銅量が３％を超えた場合には伸び、強度とも無
添加のものに較べて改善され、特に強度において
引続き向上が得られていることが判る。 即ち、この試験の結果よりアンチモンは合金中
の銅含有量が３％を超えて存在するとき合金の時
効硬化性を促進し強度、伸び共に改善する作用を
有することが明らかである。 実施例 ２ 第２図は本発明合金におけるアンチモン添加の
時効硬化性促進におよぼす影響を確認するために
行つた試験結果を示すものである。 〓〓〓〓
試験に際しては珪素10％、銅４％マグネシウム
0.4％を含むAl−Si−Cu−Mg系合金にアンチモン
0.15％を添加した合金およびアンチモン無添加の
合金（各Ｆ材）について各合金を520℃×10hrの
溶体化処理後水中焼入れし、180℃の温度で人工
時効処理した場合の時間経過毎の各合金試料の硬
度を測定した。図中縦軸はプリネル硬度ＨB横軸
は経過時間を示す。 第２図の結果より明らかなように銅含有量３％
を超える合金においてアンチモンを添加したもの
は無添加のものより著しく合金の時効硬化性が促
進されること、即ちアンチモンの添加は合金強度
の向上に寄与するだけでなく、高い強度の合金が
極めて短時間の熱処理で求められることが判る。
例えば比較材たるSb無添加のものが８〜12時間
で得られる合金強度が本発明のものでは１時間程
度で得られ、熱エネルギー的に頗る有利である。 実施例 ３ 次に本発明合金と従来のAl−Si−Cu−Mg系実
用合金の機械的性質について比較した結果を示
す。 即ち第１表は本発明の実施例に供した合金の化
学組成、第２表はその測定結果である。 表中試料No.(1)乃至(7)は本発明合金であつて、
又それらのうち試料No.(7)については鍛造材につ
いて試験を行つた結果を示す。試料No.(8)および
(9)は従来実用化されているAl−Si−Cu−Mg系合
金についての代表例である。 なお試料No.(7)の鍛造材は100mmφ×300mmの円
柱状鋳塊を480℃×2hrのソーキングした後420〜
450℃の温度で鍛造比１：９のすえ込み鍛造を行
つた。鍛造によつて割れを生ずることなく良好な
製品が得られている。
熱性の優れた熱処理型の高力アルミニウム合金に
関するものである。 近年、車輌工業や機械工業などへの巾広いアル
ミニウム材料の進出に伴ない強靭で且つ耐熱性の
すぐれたアルミニウム合金の開発が強く求められ
ている。 従来高力アルミニウム合金は鋳造材としては
Al−Cu−Mg系を基本組成とした合金、例えば米
国におけるX149合金、KO−１合金などが開発さ
れている。この種の合金はT6処理によつて40Kg/
mm2以上の引張り強さと５乃至10％程度の伸びを示
す極めて強靭な合金材料であるが、鋳造に際し熱
間割れが生じ易く、湯流れ性も十分でなくまた耐
熱性も低いため合金使用上著しい制限がある。 一方、展伸加工用の高力アルミニウム合金とし
てはAl−Cu系合金、Al−Cu−Mg−Zn系合金、
Al−Zn−Mg系合金などがあり、これらの合金は
展伸加工後、析出処理を施こすことによつて優に
40Kg/mm2を超える引張り強さが得られるが耐熱性
に乏しく、かつ応力腐食割れ性が極めて敏感であ
るなどの欠点を有している。 また比較的強度が高く、耐熱性をも有する合金
としてはAl−Si−Cu−Mg系合金（鋳造材では
JIS8種合金、展伸材では4032合金など）がある
が、この系の合金における強度増加要素である銅
を３％以上、合金中に含有させると急激に材料の
靭性が低下するので銅の含有量に制限があり、従
来実用化されているこの系の合金強度はT6処理
後でたかだか35Kg/mm2近辺であつて高力合金とは
いえない。 発明者らは鋳造性が優れ、しかも強靭性、耐熱
性を兼ね具えた高力アルミニウム合金を開発すべ
く研究を行なつた結果、Al−Si−Cu−Mg系合金
において銅が３％を超えて含まれる場合に合金中
にアンチモンを添加すると時効処理に際して合金
の時効硬化性が促進され靭性をそれほど低下する
ことなしに合金強度が著しく向上すると共に合金
の耐熱衝撃性が著しく改善されることを見出し
た。 すなわち、本発明は６％を超え13％までの珪
〓〓〓〓
素、３％を超え６％までの銅、0.2％を超え１％
までのマグネシウムおよび0.03％を超え１％まで
のアンチモンを含み、残部アルミニウムおよび不
純物からなる耐熱性高力アルミニウム合金であ
る。 本発明の合金は鋳造性がすぐれているから各種
鋳造法によつて鋳物材とし、使用に供することが
できるほか、加工性も良好なので鋳造体を適当な
加工法によつて塑性加工を施して用いることもで
きるので大量生産材としての用途も期待できる。 また本発明の合金は従来のこの種の合金に較べ
析出処理に要する時間を大巾に短縮できるので経
済的効果も高い。 本発明合金における各成分組成の限定理由につ
いて述べる。 珪素は合金を強化すると共に鋳造性を改善する
ために必須な元素である。６％以下では鋳造性改
善効果が十分でなく、また13％を超えると靭性が
耐熱衝撃性を著しく低下させるので好ましくな
い。 銅は人工時効処理を施こすことによつて合金に
強度を付与するものであるが、３％以下では後述
するアンチモンの添加による時効性促進の効果が
得られず、６％を超えると未固溶のAl−Cu形金
属間化合物の母相中における残存量が多くなり強
靭性や耐疲労性を低下させ、また鋳造割れ感受性
が高まるので実用上好ましくない。 マグネシウムは人工時効処理時にMg2Siなどの
析出物を形成することにより合金の強化をするが
0.2％以下では析出物の形成量が十分でなく、一
方１％を超えると伸び、耐衝撃性を著しく損な
う。 アンチモンは合金中の銅含有量が３％を超える
とき時効処理に際して銅による合金の時効硬化性
を促進し、合金強度の向上にすぐれた効果を発揮
する（実施例１第１図および実施例２第２図参
照）ほか、合金の耐熱衝撃性を改善する効果をも
併せ有する。アンチモン0.03％以下ではこれらの
効果が十分でなく、また１％を超えて添加しても
その効果に著しい変化はみられない。 本発明の合金に前述の元素のほかに従来この種
の合金の高温における強度を高めるために配合さ
れる1.5％までのMn、1.0％までのCrおよび2.5％
までのNiなどを添加することは耐熱性向上の見
地から有効である。 また、本発明合金の鋳造に際して、従来行なは
れているように合金の結晶粒微細化を目的として
0.3％までのチタン、0.05％までの硼素などの微
細化用元素を添加する操作を加えることも何等差
支えない。殊にTiの添加はこの合金を鋳造材と
して用いる場合に引け性の改善を行なう効果もあ
る。又本発明によるものは0.05％以下のベリリウ
ム（Be）添加によるMg添加時の酸化防止を適宜
に図つてよい。 以下に本発明による合金の優れた諸特性につい
て各別に明らかにした実施例を示す。即ちこれら
の実施例においては本発明によるもの諸特性を各
個に示したものであるが、本発明による合金はこ
れらの実施例で示された各特性を夫々同等に共に
具備するものであることは勿論である。 実施例 １ 第１図は珪素９％、マグネシウム0.5％を含む
Al−Si−Cu−Mg系合金においてアンチモンを添
加（0.15％）した場合と無添加の場合とについて
合金中の銅含有量を種々に変化させアンチモンの
添加が時効処理後の合金の機械的性質におよぼす
影響について試験した結果を示すものである。図
中縦軸は引張り強さと伸びを、横軸は銅含有量を
示す。なお、試験はＦ材について実施した。熱処
理は試料を500℃×10hrの溶体化処理後、水中焼
入れし、200℃×1hrの人工時効処理を施した。 第１図よりアンチモン無添加の合金においては
合金の引張り強さは銅量の増加に従つて上昇する
が、伸びは銅量が３％を超えると急激に低下する
こと、合金中にアンチモンを添加するときは、銅
量が低い場合は無添加の場合に較べ伸びは著しく
改善されるが、強度はむしろ低下すること、しか
し銅量が３％を超えた場合には伸び、強度とも無
添加のものに較べて改善され、特に強度において
引続き向上が得られていることが判る。 即ち、この試験の結果よりアンチモンは合金中
の銅含有量が３％を超えて存在するとき合金の時
効硬化性を促進し強度、伸び共に改善する作用を
有することが明らかである。 実施例 ２ 第２図は本発明合金におけるアンチモン添加の
時効硬化性促進におよぼす影響を確認するために
行つた試験結果を示すものである。 〓〓〓〓
試験に際しては珪素10％、銅４％マグネシウム
0.4％を含むAl−Si−Cu−Mg系合金にアンチモン
0.15％を添加した合金およびアンチモン無添加の
合金（各Ｆ材）について各合金を520℃×10hrの
溶体化処理後水中焼入れし、180℃の温度で人工
時効処理した場合の時間経過毎の各合金試料の硬
度を測定した。図中縦軸はプリネル硬度ＨB横軸
は経過時間を示す。 第２図の結果より明らかなように銅含有量３％
を超える合金においてアンチモンを添加したもの
は無添加のものより著しく合金の時効硬化性が促
進されること、即ちアンチモンの添加は合金強度
の向上に寄与するだけでなく、高い強度の合金が
極めて短時間の熱処理で求められることが判る。
例えば比較材たるSb無添加のものが８〜12時間
で得られる合金強度が本発明のものでは１時間程
度で得られ、熱エネルギー的に頗る有利である。 実施例 ３ 次に本発明合金と従来のAl−Si−Cu−Mg系実
用合金の機械的性質について比較した結果を示
す。 即ち第１表は本発明の実施例に供した合金の化
学組成、第２表はその測定結果である。 表中試料No.(1)乃至(7)は本発明合金であつて、
又それらのうち試料No.(7)については鍛造材につ
いて試験を行つた結果を示す。試料No.(8)および
(9)は従来実用化されているAl−Si−Cu−Mg系合
金についての代表例である。 なお試料No.(7)の鍛造材は100mmφ×300mmの円
柱状鋳塊を480℃×2hrのソーキングした後420〜
450℃の温度で鍛造比１：９のすえ込み鍛造を行
つた。鍛造によつて割れを生ずることなく良好な
製品が得られている。
【表】
【表】
〓〓〓〓
【表】
第２表から明らかなように本発明合金試料No.
(1)乃至(7)は引張り強さ45Kg/mm2附近あるいはそれ
以上の値を示しまた伸びも２％以上であるのに対
し従来の公知合金においては引張り強さは35Kg/
mm2附近、また伸びは１％以下であり、本発明の合
金は極めて強靭性に富むものであり、殊に試料
No.(3)乃至(5)にあつては200℃、１時間と極く短
時間の時効処理にも拘らず、相当の強度を示すこ
とが判る。 実施例 ４ 第３図は本発明合金の有するすぐれた耐熱衝撃
性を示す試験結果を示したものである。 試験は本発明合金（Si9.5％、Cu4.2％、Mg0.5
％、Sb0.15％）と比較のため上記組成中アンチモ
ンを欠いた合金の各Ｆ材を500℃×10hrの溶体化
処理後、水中焼入れし、これを170℃×10hr時効
処理したものについて行なつた。 試験は中心部に５mmφの孔を有する100mmφ、
厚み３mmの円盤状試験片を該試験片中心部をガス
バーナーで急熱し、試験片全体の温度が350℃に
達した後直ちに水中（約20℃）に急冷する。この
急熱急冷を一サイクルとして繰返する試験片内に
内部拘束による熱応力が発生し、加熱中心部の孔
より亀裂が発生するが、この亀裂が発生する迄の
サイクル数および亀裂の伝播速度を測定すること
によつて各合金の耐熱衝撃性を比較した。 第３図より明らかなように本発明合金はアンチ
モンの入らない比較合金、に較べ亀裂発生の時期
が相当に高サイクル側に存在し、且つ亀裂伝播速
度も頗るゆるやかであつて著しく耐熱衝撃性にす
ぐれていることが判る。 以上述べたように本発明合金は強靭で且つ耐熱
性にすぐれたアルミニウム合金材を提供し得るの
で輸送機械部材、特にピストン、プーリー、軸受
材料などの使用に好適であるし、また時効処理時
間の大巾な短縮が可能であるので熱エネルギー的
及び製造作業上何れからしても有利に製造するこ
とができる等の作用効果を有しており、工業的に
その効果の大きい発明である。
(1)乃至(7)は引張り強さ45Kg/mm2附近あるいはそれ
以上の値を示しまた伸びも２％以上であるのに対
し従来の公知合金においては引張り強さは35Kg/
mm2附近、また伸びは１％以下であり、本発明の合
金は極めて強靭性に富むものであり、殊に試料
No.(3)乃至(5)にあつては200℃、１時間と極く短
時間の時効処理にも拘らず、相当の強度を示すこ
とが判る。 実施例 ４ 第３図は本発明合金の有するすぐれた耐熱衝撃
性を示す試験結果を示したものである。 試験は本発明合金（Si9.5％、Cu4.2％、Mg0.5
％、Sb0.15％）と比較のため上記組成中アンチモ
ンを欠いた合金の各Ｆ材を500℃×10hrの溶体化
処理後、水中焼入れし、これを170℃×10hr時効
処理したものについて行なつた。 試験は中心部に５mmφの孔を有する100mmφ、
厚み３mmの円盤状試験片を該試験片中心部をガス
バーナーで急熱し、試験片全体の温度が350℃に
達した後直ちに水中（約20℃）に急冷する。この
急熱急冷を一サイクルとして繰返する試験片内に
内部拘束による熱応力が発生し、加熱中心部の孔
より亀裂が発生するが、この亀裂が発生する迄の
サイクル数および亀裂の伝播速度を測定すること
によつて各合金の耐熱衝撃性を比較した。 第３図より明らかなように本発明合金はアンチ
モンの入らない比較合金、に較べ亀裂発生の時期
が相当に高サイクル側に存在し、且つ亀裂伝播速
度も頗るゆるやかであつて著しく耐熱衝撃性にす
ぐれていることが判る。 以上述べたように本発明合金は強靭で且つ耐熱
性にすぐれたアルミニウム合金材を提供し得るの
で輸送機械部材、特にピストン、プーリー、軸受
材料などの使用に好適であるし、また時効処理時
間の大巾な短縮が可能であるので熱エネルギー的
及び製造作業上何れからしても有利に製造するこ
とができる等の作用効果を有しており、工業的に
その効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は本発明による合金と比較材について
Cu量との関係での機械的性質の変化を示した図
表、第２図はその人工時効時間による硬度変化を
比較して示した図表、第３図はその耐熱衝撃性を
比較して示した図表である。 〓〓〓〓
て、第１図は本発明による合金と比較材について
Cu量との関係での機械的性質の変化を示した図
表、第２図はその人工時効時間による硬度変化を
比較して示した図表、第３図はその耐熱衝撃性を
比較して示した図表である。 〓〓〓〓
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量で６％を超え13％までの珪素、３％を超
え６％までの銅、0.2％を超え１％までのマグネ
シウムおよび0.03％を超え１％までのアンチモン
を含み、残部アルミニウムおよび不純物よりなる
耐熱性高力アルミニウム合金。 ２ 重量で６％を超え13％までの珪素、３％を超
え６％までの銅、0.2％を超え１％までのマグネ
シウムおよび0.03％を超え１％までのアンチモン
を含み、さらに1.5％までのマンガン、1.0％まで
のクロム、2.5％までのニツケルおよび0.3％まで
のチタンの１種または２種以上を含み、残部アル
ミニウムおよび不純物よりなる耐熱性高力アルミ
ニウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14120478A JPS5569234A (en) | 1978-11-17 | 1978-11-17 | Heat resistant, high tensile aluminum alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14120478A JPS5569234A (en) | 1978-11-17 | 1978-11-17 | Heat resistant, high tensile aluminum alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5569234A JPS5569234A (en) | 1980-05-24 |
| JPS6135261B2 true JPS6135261B2 (ja) | 1986-08-12 |
Family
ID=15286556
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14120478A Granted JPS5569234A (en) | 1978-11-17 | 1978-11-17 | Heat resistant, high tensile aluminum alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5569234A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU536976B2 (en) * | 1980-09-10 | 1984-05-31 | Comalco Limited | Aluminium-silicon alloys |
| JPS5858244A (ja) * | 1981-10-01 | 1983-04-06 | Mitsubishi Keikinzoku Kogyo Kk | 高圧凝固鋳造用アルミニウム合金 |
| JPS5873740A (ja) * | 1981-10-28 | 1983-05-04 | Nippon Light Metal Co Ltd | 鋳物用アルミニウム合金 |
| JPS60197838A (ja) * | 1984-03-19 | 1985-10-07 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗性押出鍛造用アルミニウム合金 |
| JPS6274043A (ja) * | 1985-09-27 | 1987-04-04 | Ube Ind Ltd | 加圧鋳造用高力アルミニウム合金 |
| JPH0650114B2 (ja) * | 1985-11-26 | 1994-06-29 | 三菱重工業株式会社 | スクロ−ル型流体機械 |
| JP4800864B2 (ja) | 2006-07-03 | 2011-10-26 | 株式会社豊田中央研究所 | コンプレッサ |
-
1978
- 1978-11-17 JP JP14120478A patent/JPS5569234A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5569234A (en) | 1980-05-24 |
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