JPS621839A - 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPS621839A JPS621839A JP13993685A JP13993685A JPS621839A JP S621839 A JPS621839 A JP S621839A JP 13993685 A JP13993685 A JP 13993685A JP 13993685 A JP13993685 A JP 13993685A JP S621839 A JPS621839 A JP S621839A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- eutectic
- rolled
- strength
- alloy
- alloy plate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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】
産業上の利用分野
この発明は強度と耐摩耗性が要求される構造部材や各種
R減部品等に使用されるアルミニウム合金圧延板に関し
、特にAl−Si系合金の圧延板に関するものである。
R減部品等に使用されるアルミニウム合金圧延板に関し
、特にAl−Si系合金の圧延板に関するものである。
従来の技術
強度の浸れた高力A1合金圧延板としては、従来からJ
IS 2000番系のAl−Cu −MO系合金圧延
板やJIS 7000番系のA 1− Zn−MΩ系
含金圧延板などが知られているが、これらは強度および
信頼性は充分に浸れているものの、耐摩耗性が劣り、ま
た応力腐食割れ性も充分ではない。
IS 2000番系のAl−Cu −MO系合金圧延
板やJIS 7000番系のA 1− Zn−MΩ系
含金圧延板などが知られているが、これらは強度および
信頼性は充分に浸れているものの、耐摩耗性が劣り、ま
た応力腐食割れ性も充分ではない。
一方、耐摩耗性に優れたAl2合金としては、A1−S
i系合金が知られており、またこのA1−Si系合金に
Mg、Cu等を含有せしめることによって強度も向上さ
せ得ることが知られている。
i系合金が知られており、またこのA1−Si系合金に
Mg、Cu等を含有せしめることによって強度も向上さ
せ得ることが知られている。
このAl−8t合金は、従来はviv!J、ダイカスト
などの所謂鋳物用合金として使用するのが通常であり、
このような鋳物、ダイカストの場合、強度はある程度得
られても、ミクロキャピテイやガスホールなどの鋳造欠
陥を皆無にすることができないため、材料の延性、靭性
、および疲労強度が劣り、信頼性に欠ける問題がある。
などの所謂鋳物用合金として使用するのが通常であり、
このような鋳物、ダイカストの場合、強度はある程度得
られても、ミクロキャピテイやガスホールなどの鋳造欠
陥を皆無にすることができないため、材料の延性、靭性
、および疲労強度が劣り、信頼性に欠ける問題がある。
そこでこれらの欠点を改善するため、A1−Si系合金
についても鍛造材として使用することがある。鍛造材の
場合は材料の内部組織がある程度改善され、またミクロ
キャピテイやガスホール等の欠陥も圧着されるため、材
料の延性や靭性、疲労強度がある程度改善され、信頼性
もある程度向上する。しかしながらこの場合には鍛造工
程を適用するため、材料の形状が比較的小さいものに限
られ、また生産性も低くならざるを得ない欠点があり、
また通常の鍛造工程だけでは材料の鍛練度が必ずしも充
分ではないため、信頼性の点から必ずしも充分とは言え
ないのが実情である。
についても鍛造材として使用することがある。鍛造材の
場合は材料の内部組織がある程度改善され、またミクロ
キャピテイやガスホール等の欠陥も圧着されるため、材
料の延性や靭性、疲労強度がある程度改善され、信頼性
もある程度向上する。しかしながらこの場合には鍛造工
程を適用するため、材料の形状が比較的小さいものに限
られ、また生産性も低くならざるを得ない欠点があり、
また通常の鍛造工程だけでは材料の鍛練度が必ずしも充
分ではないため、信頼性の点から必ずしも充分とは言え
ないのが実情である。
発明が解決すべき問題点
前述のようにAl−Si系合金は耐摩耗性が轟く、また
強度も付与することができるものであるが、従来主とし
て適用されていた鋳物やダイカストでは信頼性が低く、
一方椴遡材の場合は鋳物やダイカストよりは信頼が高い
ものの、未だ充分ではなく、また形状的にもI11杓さ
れ、生産性も低い等の問題がある。
強度も付与することができるものであるが、従来主とし
て適用されていた鋳物やダイカストでは信頼性が低く、
一方椴遡材の場合は鋳物やダイカストよりは信頼が高い
ものの、未だ充分ではなく、また形状的にもI11杓さ
れ、生産性も低い等の問題がある。
ところで同じ組成のA1合金素材を使用して構造用部材
やi減部品を製造する場合でも、特に圧延板として素材
を提供すれば、鋳物やダイカストの場合と比較して強度
に優れ、しかも延性、靭性、疲労強度に優れた信頼性の
高い構造用部材、1械部品等を得ることができると考え
られ、また圧延板の場合は近代的な大型圧延設備の適用
によって鍛造材の場合と比較して格段に生産性を向上さ
せるとともに、広幅かつ長尺の板を提供することができ
る。したがって前述のようにr14r!l耗性の優れた
Al−Si系合金について圧延板で提供することができ
れば、耐摩耗性が優れると同時に強度、信頼性の高い構
造用部材や1械部品を低コストかつ高能率に得ることが
できると考えられる。
やi減部品を製造する場合でも、特に圧延板として素材
を提供すれば、鋳物やダイカストの場合と比較して強度
に優れ、しかも延性、靭性、疲労強度に優れた信頼性の
高い構造用部材、1械部品等を得ることができると考え
られ、また圧延板の場合は近代的な大型圧延設備の適用
によって鍛造材の場合と比較して格段に生産性を向上さ
せるとともに、広幅かつ長尺の板を提供することができ
る。したがって前述のようにr14r!l耗性の優れた
Al−Si系合金について圧延板で提供することができ
れば、耐摩耗性が優れると同時に強度、信頼性の高い構
造用部材や1械部品を低コストかつ高能率に得ることが
できると考えられる。
しかるにAl−Si系合金は、一般には熱間加工性が劣
り、そのため圧延板の製造は実質的に不可能とされてい
た。また圧延板として用いた場合に、その耐摩耗性や強
度、信頼性を充分に発揮させるために必要な材料組積状
態についても未だ充分な検討がなされておらず、そのた
め従来はへ1−Si系合金を仮に圧延板としたとしても
、真に充分な耐摩耗性、強度、信頼性を与えることはI
nであったと予想される。
り、そのため圧延板の製造は実質的に不可能とされてい
た。また圧延板として用いた場合に、その耐摩耗性や強
度、信頼性を充分に発揮させるために必要な材料組積状
態についても未だ充分な検討がなされておらず、そのた
め従来はへ1−Si系合金を仮に圧延板としたとしても
、真に充分な耐摩耗性、強度、信頼性を与えることはI
nであったと予想される。
この発明は以上の事情を背1としてなされたもので、熱
間圧延が可能でしかも強度と耐摩耗性に優れた組成とし
、しかも単に組成ばかりでなく、圧延板としての材n組
織状態の面からも浸れた耐摩耗性と信頼性の高い機械的
性質(強度、疲労強度等)を充分に発揮させ得るように
したA1−Si系合金の圧延板を提供することを目的と
するものである。
間圧延が可能でしかも強度と耐摩耗性に優れた組成とし
、しかも単に組成ばかりでなく、圧延板としての材n組
織状態の面からも浸れた耐摩耗性と信頼性の高い機械的
性質(強度、疲労強度等)を充分に発揮させ得るように
したA1−Si系合金の圧延板を提供することを目的と
するものである。
問題点を解決するための手段
本発明者等は上述の目的を連成するべく種々実験・検討
を重ねた結果、先ず合金組成の面からは、Sl 9〜1
7%、Cu 0.5〜5%、Mり 0.1〜1.0%を
含有し、さらに必要に応じてMnを1%以下、Niを2
%以下の1種または2種を含有する組成とすることが、
熱間圧延を可能としかつ優れた強度と耐摩耗性を得るた
めに必要であることを見出した。
を重ねた結果、先ず合金組成の面からは、Sl 9〜1
7%、Cu 0.5〜5%、Mり 0.1〜1.0%を
含有し、さらに必要に応じてMnを1%以下、Niを2
%以下の1種または2種を含有する組成とすることが、
熱間圧延を可能としかつ優れた強度と耐摩耗性を得るた
めに必要であることを見出した。
そして圧延板として充分な耐摩耗性、信頼性を発揮させ
るためには、Al−Si系合金に特有のAj!−Si共
晶や初晶Si、その他の金R間化合物が適切な状態で均
一に分散していなければならないことを見出した。すな
わち、Al−Si系合金においてはAj?−Si共品や
初品S!が晶出し、これらが耐摩耗性向上に寄与するが
、充分な?[耗性、機械的信頼性を光揮させるためには
、これらの晶出物が微細でその数が多いことは無論必要
であるが、実際の部材で充分な&4摩耗性を発揮させる
ためにはこれらの晶出物が存在しない領域(したがって
軟質なα−A1相のみの領域)が可及的に小さいことが
必要であることを見出し、この発明をなすに至ったので
ある。
るためには、Al−Si系合金に特有のAj!−Si共
晶や初晶Si、その他の金R間化合物が適切な状態で均
一に分散していなければならないことを見出した。すな
わち、Al−Si系合金においてはAj?−Si共品や
初品S!が晶出し、これらが耐摩耗性向上に寄与するが
、充分な?[耗性、機械的信頼性を光揮させるためには
、これらの晶出物が微細でその数が多いことは無論必要
であるが、実際の部材で充分な&4摩耗性を発揮させる
ためにはこれらの晶出物が存在しない領域(したがって
軟質なα−A1相のみの領域)が可及的に小さいことが
必要であることを見出し、この発明をなすに至ったので
ある。
具体的には、本願の第1発明のアルミニウム合金圧延板
は、Si 9〜17%(1瓜%、以下同じ)、Cu
0.5〜5%、Mo 0.1〜1.0%を含有し、残部
がAlおよび不可避的不純物!物よりなり、かつ長辺の
長さが0.2plI以上の大きさを有するA l −S
i共晶、初晶Siおよびその他の金属間化合物が1mm
2当り合計で5000i個以上存在し、しかもAe−S
i共晶、初晶5i13よびその他の金属濁化合力が存在
しない領域に1!いた円の最大直径が15IJIII″
J、下となるように、A=−S1共晶、初晶S1、およ
びその1世の金属間化合物が分散していることを持分と
するものである。
は、Si 9〜17%(1瓜%、以下同じ)、Cu
0.5〜5%、Mo 0.1〜1.0%を含有し、残部
がAlおよび不可避的不純物!物よりなり、かつ長辺の
長さが0.2plI以上の大きさを有するA l −S
i共晶、初晶Siおよびその他の金属間化合物が1mm
2当り合計で5000i個以上存在し、しかもAe−S
i共晶、初晶5i13よびその他の金属濁化合力が存在
しない領域に1!いた円の最大直径が15IJIII″
J、下となるように、A=−S1共晶、初晶S1、およ
びその1世の金属間化合物が分散していることを持分と
するものである。
また第2発明のアルミニウム合金圧延板は、合金素材成
分として前述のような範囲のSi 、 Qu 。
分として前述のような範囲のSi 、 Qu 。
Mgのほか、さらにMn1.0%以下、Ni2.0%以
下の14!以上を含有し、かつ前記I′i51様なAl
−Si共品、初晶Siその他の金属間化合物の晶出分散
状態を有するものである。
下の14!以上を含有し、かつ前記I′i51様なAl
−Si共品、初晶Siその他の金属間化合物の晶出分散
状態を有するものである。
作用
先ずこの発明のアルミニウム合金圧延板の素材合金成分
の限定理由について説明する。
の限定理由について説明する。
Si :
Slはこの発明で対象とする系の合金で中心となる添加
元素であり、Al−Si共晶、初晶Siとして晶出して
、強度および耐摩耗性を与えるに重要な役別を果たす。
元素であり、Al−Si共晶、初晶Siとして晶出して
、強度および耐摩耗性を与えるに重要な役別を果たす。
Siが9%未満ではこれらの晶出瓜が少なくなり、特に
初晶Siが殆んど晶出しなくなって耐FJ耗性が不充分
となり、一方Siが17%越えれば、強度と耐摩耗性は
侵れるが、初晶Siが過剰となって熱間圧延性が低下す
る。したがってSiは9〜17%の範囲内に限定した。
初晶Siが殆んど晶出しなくなって耐FJ耗性が不充分
となり、一方Siが17%越えれば、強度と耐摩耗性は
侵れるが、初晶Siが過剰となって熱間圧延性が低下す
る。したがってSiは9〜17%の範囲内に限定した。
Cu :
Cuは強度を付与するに有効な元素であるが、0.5%
未満ではその効果が充分に得られず、一方5%を越えれ
ば鋳造割れが生じ易くなるから、0.5〜5%の範囲1
゛1に限定した。
未満ではその効果が充分に得られず、一方5%を越えれ
ば鋳造割れが生じ易くなるから、0.5〜5%の範囲1
゛1に限定した。
Mg :
MgはMClSi として析出して強度向上に寄与する
元素であるが、0.1%未満では強度向上の効果が不充
分であり、一方1.0%を越えれば鋳造性が悪化すると
ともに、熱間圧延性が劣化するから、0.1〜1.0%
の範囲内に限定した。
元素であるが、0.1%未満では強度向上の効果が不充
分であり、一方1.0%を越えれば鋳造性が悪化すると
ともに、熱間圧延性が劣化するから、0.1〜1.0%
の範囲内に限定した。
Mn:
M 11は耐熱性を高めるために第2発明に6いて選択
的に添加されるが、1.0%を越えれば熱間圧延性およ
び靭性が低下するから、その上限を1,0%とした。
的に添加されるが、1.0%を越えれば熱間圧延性およ
び靭性が低下するから、その上限を1,0%とした。
Ni :
Niも耐熱性を高めるために第2発明において選択的に
添加されるが、2.0%を越えれば熱間圧延性が低下す
るとともに常温O牲も低下するから、その上限を2.0
%とした。
添加されるが、2.0%を越えれば熱間圧延性が低下す
るとともに常温O牲も低下するから、その上限を2.0
%とした。
以上のような各成分のほかはAlおよび不可避的不純物
とすれば良い。ここで不純物としては1”eが混入する
のが通常であるが、Fe!が多くなれば靭性が低下する
から、不純物としてのl”e量は0.5%以下に抑制す
ることが好ましい。
とすれば良い。ここで不純物としては1”eが混入する
のが通常であるが、Fe!が多くなれば靭性が低下する
から、不純物としてのl”e量は0.5%以下に抑制す
ることが好ましい。
次にこの発明のアルミニウム合金圧延板における11織
条件の限定理由について説明する。
条件の限定理由について説明する。
先ずこの発明のアルミニウム合金圧延板では、Al−S
i共晶、初晶Si、およびその他の金属間化合物のうち
、0,2IJII!J、上のものが1mm2当り合計で
5000個以上存在することが必要である。
i共晶、初晶Si、およびその他の金属間化合物のうち
、0,2IJII!J、上のものが1mm2当り合計で
5000個以上存在することが必要である。
Al−Si共晶、初晶Si、およびその他の金属間化合
物(Fe系が主体であり、その他Cu系、Mg系も存在
する)は、A1マトリックス(α−Al相)と比較して
格段に硬質であり、これらが微細に多数分散することに
よって#4摩耗性、強度を向上させることができるが、
これらの分散晶出数が1mm2当り5000個未満では
充分な耐摩耗性を得ることができない。なおここで単位
面積当りの晶出物内攻を規定するのに長辺の長さが0.
2声以上のものとしたのは、長辺長さが0.2yIa未
満のものでは光学顕微鏡によって判定する際にAl−S
i共晶、初晶Siおよびその他の金属間化合物と、それ
以外の夾雑物や試料あるいはレンズのゴミや傷とを判別
し難しくなるからであり、長辺長さ0.2声未満の晶出
物の排除を意図するものではないことは勿論である。
物(Fe系が主体であり、その他Cu系、Mg系も存在
する)は、A1マトリックス(α−Al相)と比較して
格段に硬質であり、これらが微細に多数分散することに
よって#4摩耗性、強度を向上させることができるが、
これらの分散晶出数が1mm2当り5000個未満では
充分な耐摩耗性を得ることができない。なおここで単位
面積当りの晶出物内攻を規定するのに長辺の長さが0.
2声以上のものとしたのは、長辺長さが0.2yIa未
満のものでは光学顕微鏡によって判定する際にAl−S
i共晶、初晶Siおよびその他の金属間化合物と、それ
以外の夾雑物や試料あるいはレンズのゴミや傷とを判別
し難しくなるからであり、長辺長さ0.2声未満の晶出
物の排除を意図するものではないことは勿論である。
−5、上記のような1mm2当りの晶出物数の規定は満
足していても、Al−Si共晶、初晶Si、およびその
他の金m間化合物が存在しない領域、すなわち軟質なへ
!マトリックス相のみからなる領域が広ければ、耐摩耗
部材として相手材と鷹擦した場合に、その軟質なAlマ
トリックス相のみの#4vAで相手材と凝着を生じ、充
分な耐摩耗性を発揮できなくなる。この点について本発
明者等が詳細に検討した結果、断面の任意の位置で描い
た円内にAl−Si共晶、初晶Si、およびその他の金
属間化合物が存在しない最大′IX径が15声以下であ
ること、換言すればA1−Si共品、初晶Si、および
その他の金属間化合物が存在しない領域(実質的にAl
マトリックスのみの領域)に描いた円の6大直径が15
声以下となるように、これらの晶出物が均一に分散して
いることが耐摩耗性の向上に8要であることが判明した
。したがってこの発明では単に1mm2当りの晶出物数
だけではなく、その晶出物の存在しない領域を前述のよ
うに、yA定したのである。
足していても、Al−Si共晶、初晶Si、およびその
他の金m間化合物が存在しない領域、すなわち軟質なへ
!マトリックス相のみからなる領域が広ければ、耐摩耗
部材として相手材と鷹擦した場合に、その軟質なAlマ
トリックス相のみの#4vAで相手材と凝着を生じ、充
分な耐摩耗性を発揮できなくなる。この点について本発
明者等が詳細に検討した結果、断面の任意の位置で描い
た円内にAl−Si共晶、初晶Si、およびその他の金
属間化合物が存在しない最大′IX径が15声以下であ
ること、換言すればA1−Si共品、初晶Si、および
その他の金属間化合物が存在しない領域(実質的にAl
マトリックスのみの領域)に描いた円の6大直径が15
声以下となるように、これらの晶出物が均一に分散して
いることが耐摩耗性の向上に8要であることが判明した
。したがってこの発明では単に1mm2当りの晶出物数
だけではなく、その晶出物の存在しない領域を前述のよ
うに、yA定したのである。
なお、Al−Si共晶は微細化させかつ角部を丸味を帯
びさせて球状化させることが望ましく、このように球状
化することによって、より一層の機械的性質の向上、特
に疲労強度の向上や、延性、靭性の向上、ひいては信頼
性向上を図ることができる。
びさせて球状化させることが望ましく、このように球状
化することによって、より一層の機械的性質の向上、特
に疲労強度の向上や、延性、靭性の向上、ひいては信頼
性向上を図ることができる。
次にこの発明のアルミニウム合金圧延板を製造する方法
について説明する。
について説明する。
この発明のアルミニウム合金圧延板を製造するにあたっ
ては、前記成分の合金を常法に従って溶製した後、DC
&i造あるいは半連続鋳造などの常法にしたがって鋳造
し、得られた鋳塊を熱間圧延するに先立ち、好ましくは
450〜550℃X1時間〜15時間加熱した後、熱間
圧延し、かつその熱間圧延の総圧下率を好ましくは75
%以上、熱間圧延終了温度を好ましくは300℃以上と
することが望ましい。
ては、前記成分の合金を常法に従って溶製した後、DC
&i造あるいは半連続鋳造などの常法にしたがって鋳造
し、得られた鋳塊を熱間圧延するに先立ち、好ましくは
450〜550℃X1時間〜15時間加熱した後、熱間
圧延し、かつその熱間圧延の総圧下率を好ましくは75
%以上、熱間圧延終了温度を好ましくは300℃以上と
することが望ましい。
上述のように熱間圧延前の加熱の好ましい条件を450
〜550℃の温度範囲内で1〜15時間としたのは次の
ような理由である。
〜550℃の温度範囲内で1〜15時間としたのは次の
ような理由である。
すなわち、この熱間圧延前の加熱は、本来熱間圧延性が
劣る。17−Si合金の熱間圧延性向上のために重要で
あり、450℃未満の加熱温度、1時間未満の加熱時間
では熱間圧延割れが生じ易い。
劣る。17−Si合金の熱間圧延性向上のために重要で
あり、450℃未満の加熱温度、1時間未満の加熱時間
では熱間圧延割れが生じ易い。
一方550℃を越える加熱温度でば局部溶解が生じ、ま
た15時間を越える加熱rI間では共晶Siが粗大化す
るおそれがある。なおこのような熱間圧延前の均熱処理
は、板状のAl−Si共晶を球状化させて、強度の向上
、疲労強度の向上、靭性、延性の向上をもたらすために
も有効である。
た15時間を越える加熱rI間では共晶Siが粗大化す
るおそれがある。なおこのような熱間圧延前の均熱処理
は、板状のAl−Si共晶を球状化させて、強度の向上
、疲労強度の向上、靭性、延性の向上をもたらすために
も有効である。
また熱間圧延における総圧下キを75%ニス上とするこ
とは、圧延板における晶出物の組織的分散条件を前述の
ような規定の範囲内に収めるために好ましい条件である
。
とは、圧延板における晶出物の組織的分散条件を前述の
ような規定の範囲内に収めるために好ましい条件である
。
すなわち、圧延用鋳塊は、肉厚が500+am〜80o
I11にも及ぶから、肉厚中央部分の冷B1速度が小さ
くなって、Al−Si共晶のサイズ、初晶α相デンドラ
イトが大きくなり易い。このような比較的粗い鋳塊Jf
l織を@細化して、Al−Si共晶、初晶Siあるいは
その他の金属間化合物を1mm2当り5000個以上と
し、かつAl−Si共晶、初晶Si、その他の金属間化
合物が存在しない最大のi![径が15μml以下とす
るためには、熱間圧延の総圧下率を75%以上とするこ
とが望まれる。
I11にも及ぶから、肉厚中央部分の冷B1速度が小さ
くなって、Al−Si共晶のサイズ、初晶α相デンドラ
イトが大きくなり易い。このような比較的粗い鋳塊Jf
l織を@細化して、Al−Si共晶、初晶Siあるいは
その他の金属間化合物を1mm2当り5000個以上と
し、かつAl−Si共晶、初晶Si、その他の金属間化
合物が存在しない最大のi![径が15μml以下とす
るためには、熱間圧延の総圧下率を75%以上とするこ
とが望まれる。
一方、i%!It!l圧延終了菖度を300℃以上とす
ることは、前述のように熱間圧延前に450〜550℃
で1〜15時間均熱する条件と組合わせ、熱間圧延性が
本来劣るAl−Si合金の熱間圧延を円滑に行なうため
に望ましい条件である。すなわち、熱間圧延中に300
℃より低い温度まで温度降下すれば、延性が低下して熱
間圧延が困難となる。したがって所要の17までPAl
ili!圧延を行なうためには、前述のように熱間圧延
前の加熱を行なうとともに、熱間圧延終了温度が300
℃以上となるように制蓼することが望ましい、またこの
ように300℃以上の温度で総圧下率75%以上圧延す
れば、AZ−8t共晶は均−WIIIlに分散して、初
晶31等とともに前述のような分散条件を満たす状態と
なり、かつAj!−8l共晶はその角部が丸味を帯びた
形状となるため、延性が良好となって、その後さらに冷
間圧延を行なうことが可能となる。したがって上述のよ
うな条件で得られた熱延上り板はそのまま模述するよう
な溶体化処理一時効処理に供しても良いが、冷間圧延に
よプてさらに減厚してから溶体化処理一時効処理に供し
ても良い、換言すればこの発明のアルミニウム合金圧延
板は、熱間圧延板のみならず冷間圧延板をも含むのであ
る。
ることは、前述のように熱間圧延前に450〜550℃
で1〜15時間均熱する条件と組合わせ、熱間圧延性が
本来劣るAl−Si合金の熱間圧延を円滑に行なうため
に望ましい条件である。すなわち、熱間圧延中に300
℃より低い温度まで温度降下すれば、延性が低下して熱
間圧延が困難となる。したがって所要の17までPAl
ili!圧延を行なうためには、前述のように熱間圧延
前の加熱を行なうとともに、熱間圧延終了温度が300
℃以上となるように制蓼することが望ましい、またこの
ように300℃以上の温度で総圧下率75%以上圧延す
れば、AZ−8t共晶は均−WIIIlに分散して、初
晶31等とともに前述のような分散条件を満たす状態と
なり、かつAj!−8l共晶はその角部が丸味を帯びた
形状となるため、延性が良好となって、その後さらに冷
間圧延を行なうことが可能となる。したがって上述のよ
うな条件で得られた熱延上り板はそのまま模述するよう
な溶体化処理一時効処理に供しても良いが、冷間圧延に
よプてさらに減厚してから溶体化処理一時効処理に供し
ても良い、換言すればこの発明のアルミニウム合金圧延
板は、熱間圧延板のみならず冷間圧延板をも含むのであ
る。
上述のようにして熱間圧延した後、あるいは熱間圧延−
冷間圧延した後には、必要な強度を付与するために、常
法にしたがって450〜520℃で溶体化処理して焼入
れし、さらに室温時効するか、あるいは150〜200
℃にて5〜40時1人工時効処理を行なうのが通常であ
り、このような溶体化!l連理−効処理を行なうことに
よって所期の性能を有する圧延板を得ることができる。
冷間圧延した後には、必要な強度を付与するために、常
法にしたがって450〜520℃で溶体化処理して焼入
れし、さらに室温時効するか、あるいは150〜200
℃にて5〜40時1人工時効処理を行なうのが通常であ
り、このような溶体化!l連理−効処理を行なうことに
よって所期の性能を有する圧延板を得ることができる。
なお、Al−3t系合金においてはAl−Si共品や初
晶S1の微細化のためにNa53r、Sb、P等のta
ffl添加を行なうことが多いが、この発明の圧延板を
製造する場合にもそのような手段を適用できることは勿
論である。
晶S1の微細化のためにNa53r、Sb、P等のta
ffl添加を行なうことが多いが、この発明の圧延板を
製造する場合にもそのような手段を適用できることは勿
論である。
実施例
[実施例1]
第1表に示す魔1〜隘4の組成のA1合金について、5
5ml1IX25C)+a+x200mmの金型に鋳造
し、得られたgt*を厚さ50膳岱に面削し、第2表の
A−1、A−2、B、C%Dに示す条件で加熱・熱間圧
延した。
5ml1IX25C)+a+x200mmの金型に鋳造
し、得られたgt*を厚さ50膳岱に面削し、第2表の
A−1、A−2、B、C%Dに示す条件で加熱・熱間圧
延した。
熱面圧延の結果を各条件に対応して第3表に示す。
第3表から明らかなように、本発明成分範囲内の合金;
紅1について、熱間圧延前に450〜550℃の範囲内
の温度で1〜15時閘の範囲内の時間均熱し、かつ熱間
圧延終了温度を350″C以上とした場合(条件符号A
−1)には、板厚10vまで支障なく熱間圧延すること
ができた。これに対し同じ成分の合金漱1でも、上記の
条件を外れて加熱・熱間圧延した・場合(条件符号Δ−
2、B−D)には、板厚101!ISまで圧延不可能で
あったか、あるいは圧延できても表面割れやエツジ割れ
の発生が大きいことが判明した。なお合金漱2はSi含
有岳が少ないもの、また合金1l1114は強化元素で
あろCu1Mgを含有しないものであるが、これら・は
条件A−1で圧延可能であった。一方合金No、 3は
Si伍が17%を越える合金であるが、この場合には条
件A−1でも表面削れ、エツジ割れの発生が大きく、製
品化には不適当であった。
紅1について、熱間圧延前に450〜550℃の範囲内
の温度で1〜15時閘の範囲内の時間均熱し、かつ熱間
圧延終了温度を350″C以上とした場合(条件符号A
−1)には、板厚10vまで支障なく熱間圧延すること
ができた。これに対し同じ成分の合金漱1でも、上記の
条件を外れて加熱・熱間圧延した・場合(条件符号Δ−
2、B−D)には、板厚101!ISまで圧延不可能で
あったか、あるいは圧延できても表面割れやエツジ割れ
の発生が大きいことが判明した。なお合金漱2はSi含
有岳が少ないもの、また合金1l1114は強化元素で
あろCu1Mgを含有しないものであるが、これら・は
条件A−1で圧延可能であった。一方合金No、 3は
Si伍が17%を越える合金であるが、この場合には条
件A−1でも表面削れ、エツジ割れの発生が大きく、製
品化には不適当であった。
次に、上述の熱間圧延で板厚10m!lまで支障なく熱
間圧延できた合金尚、1.2.4の板厚10mmの圧延
板(第3表の圧延状況:O印)、合金1階1についてv
1記条件符号A−1と同じ氾葭条件で板厚25■まで圧
延した圧延板、および各含金Na 1.2.4の鋳塊に
ついて、480℃×2時間溶体化処理し、水焼入れした
、さらに170℃X10時間人工時vJ51!l理し、
各種試験用の供試材とした。
間圧延できた合金尚、1.2.4の板厚10mmの圧延
板(第3表の圧延状況:O印)、合金1階1についてv
1記条件符号A−1と同じ氾葭条件で板厚25■まで圧
延した圧延板、および各含金Na 1.2.4の鋳塊に
ついて、480℃×2時間溶体化処理し、水焼入れした
、さらに170℃X10時間人工時vJ51!l理し、
各種試験用の供試材とした。
これらの各供試材について、引張試験および耐摩耗試験
を行なうとともに、Ai’−8t共晶、初晶Si、およ
びその他の金属間化合物の晶出分散状況を調べた。これ
らの結果を第4表に示ず。なおここでrA!!耗試験は
大越式試l!!ffiにより、摩擦距160011m、
g擦速度2e/sac、相手材FC−30で実流した。
を行なうとともに、Ai’−8t共晶、初晶Si、およ
びその他の金属間化合物の晶出分散状況を調べた。これ
らの結果を第4表に示ず。なおここでrA!!耗試験は
大越式試l!!ffiにより、摩擦距160011m、
g擦速度2e/sac、相手材FC−30で実流した。
また第4表中において[晶出物の1mm2当り個数Jは
/l’−Si共晶、初晶Si。
/l’−Si共晶、初晶Si。
およびその他の金属間化合物のうち、長辺が0.2μm
IILX上のものの合計で示す。
IILX上のものの合計で示す。
第4表に示すように、合金隘1の板厚10m1の圧延板
、すなわち熟門圧旺総圧下串80%とした圧延板では、
晶出物(Al−Si共晶、初晶S1、その他の金泥間化
合m)の1−の個数が5000個以上となるとともに、
これら品出物の存在しない最大直径が15声以下となり
、このような晶出物分散状態が()られた結史、第4表
中に示すようにNれたcn !!3粍性を得ることがで
き、またこの場合強度、耐力、伸びが優れていることが
明らかである。一方同じ合金魔1でも板厚2511の圧
延板、すなわち熱間圧延総圧下*50%とした圧延板、
および鋳塊では、いずれも晶出物の存在しない最大直径
が大きく、そのため耐摩耗性が充分ではなく、また強度
、耐力、伸びも劣ることがわかる。
、すなわち熟門圧旺総圧下串80%とした圧延板では、
晶出物(Al−Si共晶、初晶S1、その他の金泥間化
合m)の1−の個数が5000個以上となるとともに、
これら品出物の存在しない最大直径が15声以下となり
、このような晶出物分散状態が()られた結史、第4表
中に示すようにNれたcn !!3粍性を得ることがで
き、またこの場合強度、耐力、伸びが優れていることが
明らかである。一方同じ合金魔1でも板厚2511の圧
延板、すなわち熱間圧延総圧下*50%とした圧延板、
および鋳塊では、いずれも晶出物の存在しない最大直径
が大きく、そのため耐摩耗性が充分ではなく、また強度
、耐力、伸びも劣ることがわかる。
さらにSi含有量が少ない合金Nc12では、10■ま
で圧延した圧延板でも晶出物分散状態が上記の条件を満
足しておらず、そのため耐摩耗性だ劣り、また強度、耐
力も劣る。そしてまた強化元素であるMo 、Cuを含
有しない合金阻4では、110l11の圧延板で晶出物
分数状態は上記の条件を満足したが、強度、耐力が著し
く劣ることが判明した。
で圧延した圧延板でも晶出物分散状態が上記の条件を満
足しておらず、そのため耐摩耗性だ劣り、また強度、耐
力も劣る。そしてまた強化元素であるMo 、Cuを含
有しない合金阻4では、110l11の圧延板で晶出物
分数状態は上記の条件を満足したが、強度、耐力が著し
く劣ることが判明した。
[実施ff42]
第5表の合金階5〜7に示す成分組成のA1合金ニツイ
テ、400X1200X3000gn(7)スラブに連
続鋳造した。また同じ合金Na5〜7について、40X
250X250履嘗の金型にも鋳造し、比較用の鋳塊試
料を作成した。
テ、400X1200X3000gn(7)スラブに連
続鋳造した。また同じ合金Na5〜7について、40X
250X250履嘗の金型にも鋳造し、比較用の鋳塊試
料を作成した。
前記の連続鋳造により得られたスラブを面間し、480
X5時因加熱した後、その温度で圧延を開始した。熱延
上り板厚は8■とし、各熱延上り温度は合金)J15で
は383℃、th6では365℃、阻7では385℃で
あった。各熱延上り板を1000X2500u+に切断
し、490℃で2時間溶体化JL ! I、水焼入tL
L、、170℃で10時門人工時効処理した。また鋳塊
試料についても同じ条件で熱処理した。
X5時因加熱した後、その温度で圧延を開始した。熱延
上り板厚は8■とし、各熱延上り温度は合金)J15で
は383℃、th6では365℃、阻7では385℃で
あった。各熱延上り板を1000X2500u+に切断
し、490℃で2時間溶体化JL ! I、水焼入tL
L、、170℃で10時門人工時効処理した。また鋳塊
試料についても同じ条件で熱処理した。
以上のように処理された各合金N115〜7の圧延板試
料および鋳塊試料について、熱rA理後の機械的性質、
比摩耗m1シャルピーmumおよび疲労強度を調べると
ともに、長辺長さが0.2声以上の晶出物(A!−Si
共晶、初晶Si、およびその他の金風門化合′#)の1
mm2当りの分布数、およびこれらの晶出物が存在しな
い最大直径を調べた。
料および鋳塊試料について、熱rA理後の機械的性質、
比摩耗m1シャルピーmumおよび疲労強度を調べると
ともに、長辺長さが0.2声以上の晶出物(A!−Si
共晶、初晶Si、およびその他の金風門化合′#)の1
mm2当りの分布数、およびこれらの晶出物が存在しな
い最大直径を調べた。
その結果を第6表に示す。なおここで比摩耗量の測定条
件は実施例1の場合と同じである。
件は実施例1の場合と同じである。
また前述のようにして1mした合金Fh5〜7の圧延板
について、種々の温度で高温引張強さを消べた結果を第
1図に示す。
について、種々の温度で高温引張強さを消べた結果を第
1図に示す。
第6表から朗らかなように、各合金瀬5〜7の圧延板に
おいては、晶出物分散状態がこの発明で規定する条件を
満足しており、この場合強度、耐力、伸びが高く、かつ
耐摩耗性が充分にあり、しかも疲労強度および靭性も充
分に高く信頼性が汚れていることが判る。−5各合金N
a5〜7の鋳跣試料では晶出物分散状態のうち特に晶出
物の存在しない最大直径がこの発明で2&J!定する要
件を満たしておらず、いずれの特性も劣り、信頼性に欠
けることが判る。
おいては、晶出物分散状態がこの発明で規定する条件を
満足しており、この場合強度、耐力、伸びが高く、かつ
耐摩耗性が充分にあり、しかも疲労強度および靭性も充
分に高く信頼性が汚れていることが判る。−5各合金N
a5〜7の鋳跣試料では晶出物分散状態のうち特に晶出
物の存在しない最大直径がこの発明で2&J!定する要
件を満たしておらず、いずれの特性も劣り、信頼性に欠
けることが判る。
また′#11図から、待にNiもしくはM、′Iを添加
したき金;載6、;叙7′cは、!%1強度がきく、泗
熱性が!!lt′Lでいることが判明した。
したき金;載6、;叙7′cは、!%1強度がきく、泗
熱性が!!lt′Lでいることが判明した。
発明の効果
以上の実適例からも明らかなように、この発明のアルミ
ニウム合金圧延板は、圧延によってミクロキセピティや
ガスホール等のン厚清欠陥がS′E:肖されかつ内部咀
1tfi改!されているばかりでなく。
ニウム合金圧延板は、圧延によってミクロキセピティや
ガスホール等のン厚清欠陥がS′E:肖されかつ内部咀
1tfi改!されているばかりでなく。
特に耐摩1性や強度の向上に1与する。へ!−81共晶
、初晶Sisおよびその他の金属開化合物の晶出分数状
況が適切にIII allされるため、従来耐摩耗性A
l−Si系合金素材として実用化されていた鋳物やダイ
カストと比較して強度、耐摩耗性が著しく優れると同時
に、疲労強度や靭性、延性も高く、そのため優れた耐摩
耗性および強度が要求される構造用部材や機械部品に使
用すれば従来よりも格段に信頼性を高めることができる
とともにその耐用寿命を延長することができ、また鍛造
材の如く形状寸法が制約されることなく、高能率で広幅
、長尺の叛として提供することができるから、部材の低
コスト化にも大きく貢献することができる。
、初晶Sisおよびその他の金属開化合物の晶出分数状
況が適切にIII allされるため、従来耐摩耗性A
l−Si系合金素材として実用化されていた鋳物やダイ
カストと比較して強度、耐摩耗性が著しく優れると同時
に、疲労強度や靭性、延性も高く、そのため優れた耐摩
耗性および強度が要求される構造用部材や機械部品に使
用すれば従来よりも格段に信頼性を高めることができる
とともにその耐用寿命を延長することができ、また鍛造
材の如く形状寸法が制約されることなく、高能率で広幅
、長尺の叛として提供することができるから、部材の低
コスト化にも大きく貢献することができる。
第1表:実施例1の供試材化学成分(wt%)第3表
第4表
第5表:実施例の供試材成分(航%)
第1図はこの発明の実施例2における各合金陳5〜7の
圧延板の1&温引張強さを示すグラフである。 出頭式 スカイアルミニウム株式会社代理人 弁理
士 豊 1)武 久 (ほか1名)
圧延板の1&温引張強さを示すグラフである。 出頭式 スカイアルミニウム株式会社代理人 弁理
士 豊 1)武 久 (ほか1名)
Claims (2)
- (1)Si9〜17%(重量%、以下同じ)、Cu0.
5〜5%、Mg0.1〜1.0%を含有し、残部がAl
および不可避的不純物よりなり、かつ長辺の長さが0.
2μm以上の大きさを有するAl−Si共晶、初晶Si
およびその他の金属間化合物が1mm^2当り合計で5
000個以上存在し、しかもAl−Si共晶、初晶Si
およびその他の金属間化合物が存在しない領域に描いた
円の最大直径が15μm以下となるように、Al−Si
共晶、初晶Si、およびその他の金属間化合物が分散し
ていることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム合金圧延
板。 - (2)Si9〜17%、Cu0.5〜5%、Mg0.1
〜1.0%を含有し、かつMn1.0%以下およびNi
2.0%以下の1種または2種を含有し、残部がAlお
よび不可避的不純物よりなり、さらに長辺の長さが0.
2μm以上の大きさを有するAl−Si共晶、初晶Si
およびその他の金属間化合物が1mm^2当り合計で5
000個以上存在し、しかもAl−Si共晶、初晶Si
およびその他の金属間化合物が存在しない領域に描いた
円の最大直径が15μm以下となるように、Al−Si
共晶、初晶Si、およびその他の金属間化合物が分散し
ていることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム合金圧延
板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13993685A JPS621839A (ja) | 1985-06-26 | 1985-06-26 | 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13993685A JPS621839A (ja) | 1985-06-26 | 1985-06-26 | 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS621839A true JPS621839A (ja) | 1987-01-07 |
Family
ID=15257116
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13993685A Pending JPS621839A (ja) | 1985-06-26 | 1985-06-26 | 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS621839A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01132734A (ja) * | 1987-02-10 | 1989-05-25 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ベ−ン材用アルミニウム合金 |
EP0747494A1 (en) * | 1995-06-06 | 1996-12-11 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | A1-based composite material having adhesion resistance property and process for producing the same |
WO1997025449A1 (en) * | 1996-01-05 | 1997-07-17 | Norsk Hydro Technology B.V. | Wear-resistant aluminum alloy and compressor piston formed therefrom |
JP2001200326A (ja) * | 2000-01-18 | 2001-07-24 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法 |
JP2003027171A (ja) * | 2001-07-17 | 2003-01-29 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法ならびにカーエアコンディショナ用ピストン |
JP2021000661A (ja) * | 2016-10-27 | 2021-01-07 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | 金属鋳造及び圧延ライン |
US11821065B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-11-21 | Novelis Inc. | High strength 6XXX series aluminum alloys and methods of making the same |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51130754A (en) * | 1975-05-12 | 1976-11-13 | Hitachi Ltd | Pulley |
JPS5320243A (en) * | 1976-08-06 | 1978-02-24 | Fichtel & Sachs Ag | Multistage shifting hub for twoowheel vehicles |
JPS541410A (en) * | 1977-06-06 | 1979-01-08 | Hitachi Ltd | Swash plate type motion transforming device member |
JPS58177425A (ja) * | 1982-04-13 | 1983-10-18 | Nippon Light Metal Co Ltd | Al−Cu−Si−Mg系合金の製造方法 |
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 |
-
1985
- 1985-06-26 JP JP13993685A patent/JPS621839A/ja active Pending
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51130754A (en) * | 1975-05-12 | 1976-11-13 | Hitachi Ltd | Pulley |
JPS5320243A (en) * | 1976-08-06 | 1978-02-24 | Fichtel & Sachs Ag | Multistage shifting hub for twoowheel vehicles |
JPS541410A (en) * | 1977-06-06 | 1979-01-08 | Hitachi Ltd | Swash plate type motion transforming device member |
JPS58177425A (ja) * | 1982-04-13 | 1983-10-18 | Nippon Light Metal Co Ltd | Al−Cu−Si−Mg系合金の製造方法 |
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 |
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01132734A (ja) * | 1987-02-10 | 1989-05-25 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ベ−ン材用アルミニウム合金 |
EP0747494A1 (en) * | 1995-06-06 | 1996-12-11 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | A1-based composite material having adhesion resistance property and process for producing the same |
WO1997025449A1 (en) * | 1996-01-05 | 1997-07-17 | Norsk Hydro Technology B.V. | Wear-resistant aluminum alloy and compressor piston formed therefrom |
US5851320A (en) * | 1996-01-05 | 1998-12-22 | Norsk Hydro, A. S. | Wear-resistant aluminum alloy and compressor piston formed therefrom |
JP2001200326A (ja) * | 2000-01-18 | 2001-07-24 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法 |
JP2003027171A (ja) * | 2001-07-17 | 2003-01-29 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法ならびにカーエアコンディショナ用ピストン |
JP2021000661A (ja) * | 2016-10-27 | 2021-01-07 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | 金属鋳造及び圧延ライン |
JP2021185000A (ja) * | 2016-10-27 | 2021-12-09 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | 金属鋳造及び圧延ライン |
US11590565B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-02-28 | Novelis Inc. | Metal casting and rolling line |
JP2023085318A (ja) * | 2016-10-27 | 2023-06-20 | ノベリス・インコーポレイテッド | 金属鋳造及び圧延ライン |
US11806779B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-11-07 | Novelis Inc. | Systems and methods for making thick gauge aluminum alloy articles |
US11821065B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-11-21 | Novelis Inc. | High strength 6XXX series aluminum alloys and methods of making the same |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN100475999C (zh) | 可焊高强度Al-Mg-Si合金 | |
US4844750A (en) | Aluminum-lithium alloys | |
US4806174A (en) | Aluminum-lithium alloys and method of making the same | |
US5198045A (en) | Low density high strength al-li alloy | |
CA2089171C (en) | Improved lithium aluminum alloy system | |
US4077810A (en) | Aluminum alloys having improved mechanical properties and workability and method of making same | |
US5938867A (en) | Method of manufacturing aluminum aircraft sheet | |
US5882449A (en) | Process for preparing aluminum/lithium/scandium rolled sheet products | |
EP0826072B1 (en) | Improved damage tolerant aluminum 6xxx alloy | |
US20070217943A1 (en) | Al-Mg Alloy Sheet with Excellent Formability at High Temperatures and High Speeds and Method of Production of Same | |
EP1407057A1 (en) | Weldable high strength al-mg-si alloy | |
JPS58224141A (ja) | 成形用アルミニウム合金冷延板の製造方法 | |
US4961792A (en) | Aluminum-lithium alloys having improved corrosion resistance containing Mg and Zn | |
JPH0372147B2 (ja) | ||
US4790884A (en) | Aluminum-lithium flat rolled product and method of making | |
CA1338007C (en) | Aluminum-lithium alloys | |
JP7318274B2 (ja) | Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法並びに成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法 | |
JPS621839A (ja) | 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 | |
JP2004250738A (ja) | Al−Mg系合金板 | |
JP2001107168A (ja) | 耐食性に優れた高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 | |
JP2000160272A (ja) | プレス成形性に優れたAl合金板 | |
JPH05331588A (ja) | フランジ成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP3191258B2 (ja) | 最終成形加工時にストレッチャー・ストレインマークの発生しない熱処理型Al合金の製造方法 | |
JPH04318145A (ja) | 強度かつ耐食性に優れるAl−Mg系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
JPH01127642A (ja) | 絞り成形用熱処理型高強度アルミニウム合金板及びその製造法 |