JPS63103046A - 冷間鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents
冷間鍛造用アルミニウム合金Info
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- JPS63103046A JPS63103046A JP24737886A JP24737886A JPS63103046A JP S63103046 A JPS63103046 A JP S63103046A JP 24737886 A JP24737886 A JP 24737886A JP 24737886 A JP24737886 A JP 24737886A JP S63103046 A JPS63103046 A JP S63103046A
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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】
〔技術分野〕
本願発明は、自動車用サスペンション、キャブレータ−
などの車輌部品、コンプレッサー用ピストンなどの機械
器具部品、カメラ用鏡筒、スパイクなどのレジャー用品
等に用いられるアルミニウム合金冷間鍛造材に関するも
のである。このようなアルミニウム冷鍛品は軽量で、寸
法精度9表面状態が良好で、機械加工代を少なくでき、
更に安定した強度が得られる特徴を有していることがら
構造部材として広(用いられている。
などの車輌部品、コンプレッサー用ピストンなどの機械
器具部品、カメラ用鏡筒、スパイクなどのレジャー用品
等に用いられるアルミニウム合金冷間鍛造材に関するも
のである。このようなアルミニウム冷鍛品は軽量で、寸
法精度9表面状態が良好で、機械加工代を少なくでき、
更に安定した強度が得られる特徴を有していることがら
構造部材として広(用いられている。
冷鍛用のアルミニウム合金としては、Al−Cu−(M
g)系、Al−Zn−Mg系合金及びAl −Mg−8
i系合金であるが、前2者はその高い強度ゆえに、使用
される場合が多い。一方Al−Mg−8i系合金は前2
者に比べて強度はやや劣るものの、耐食性加工性等に優
れていることから中強度の冷鍛用合金として広く使用さ
れてきている。これらAl−Mg−8i系合金(例えば
JIS 6061.6151合金等)の材料は素材(板
、棒もしくは鍛造ブロック)を完全に焼鈍軟化させた状
態において冷間で鍛造し、それらを焼入後、人工時効を
施すか、もしくは施さずに最終的な製品形状に機械加工
もしくは簡単な成型加工を施して仕上げている。
g)系、Al−Zn−Mg系合金及びAl −Mg−8
i系合金であるが、前2者はその高い強度ゆえに、使用
される場合が多い。一方Al−Mg−8i系合金は前2
者に比べて強度はやや劣るものの、耐食性加工性等に優
れていることから中強度の冷鍛用合金として広く使用さ
れてきている。これらAl−Mg−8i系合金(例えば
JIS 6061.6151合金等)の材料は素材(板
、棒もしくは鍛造ブロック)を完全に焼鈍軟化させた状
態において冷間で鍛造し、それらを焼入後、人工時効を
施すか、もしくは施さずに最終的な製品形状に機械加工
もしくは簡単な成型加工を施して仕上げている。
例えば、カメラの鏡筒、運動靴用スパイクなどの部品は
押出管、押出棒あるいは鋳造棒を素材とし、これを完全
焼鈍軟化状態で冷間で型鍛造を行い、右の後、溶体化、
水焼入れ1人工時効処理等を施して最後て切削加工にて
最終製品形状に仕上げている。
押出管、押出棒あるいは鋳造棒を素材とし、これを完全
焼鈍軟化状態で冷間で型鍛造を行い、右の後、溶体化、
水焼入れ1人工時効処理等を施して最後て切削加工にて
最終製品形状に仕上げている。
上述のように、冷間鍛造するということはこれによって
最終製品形状もしくはそれに近い形状に加工例えば型鍛
造することであって、後工程の機械加工代を少なくする
ためである。然し、製品に強度を与えるために、冷間鍛
造作業入を行うのであるが、焼入時もしくはそれに続く
機械加工時に焼入歪を生じ、充分な寸法精度が得られな
い場合が多く、特に肉厚の薄い製品において問題となっ
ていた。
最終製品形状もしくはそれに近い形状に加工例えば型鍛
造することであって、後工程の機械加工代を少なくする
ためである。然し、製品に強度を与えるために、冷間鍛
造作業入を行うのであるが、焼入時もしくはそれに続く
機械加工時に焼入歪を生じ、充分な寸法精度が得られな
い場合が多く、特に肉厚の薄い製品において問題となっ
ていた。
そこで、冷間鍛造を焼入前に行う試みが行われているが
、然し冷鍛用アルミニウム合金の殆んどは焼入後室温に
放置すると自然時効硬化し、例えば6061.6151
などのAt−Mg−Si系合金は通常焼入後4〜10日
でHv 7 Q程度の硬さとなり、以後もその硬さは漸
増する。このため焼入後に強い冷間鍛造を施すことは、
焼入作業と冷間鍛造作業との両作業間の時間を短縮ある
いは低温で保管して材料が硬くならないうちに作業を行
わなければならないので、多量生産の実際作業として、
困難であった。
、然し冷鍛用アルミニウム合金の殆んどは焼入後室温に
放置すると自然時効硬化し、例えば6061.6151
などのAt−Mg−Si系合金は通常焼入後4〜10日
でHv 7 Q程度の硬さとなり、以後もその硬さは漸
増する。このため焼入後に強い冷間鍛造を施すことは、
焼入作業と冷間鍛造作業との両作業間の時間を短縮ある
いは低温で保管して材料が硬くならないうちに作業を行
わなければならないので、多量生産の実際作業として、
困難であった。
そこで冷間鍛造する前工程の焼入後の自然時効を遅らせ
る手段がとられている。例えば自然時効を遅滞させる元
素のSn 、 In 、 Cd等をAl−Mg−Si系
合金に添加することが試みられており、その中でSnは
取扱い易さと経済性有利の面から一般に用いられている
。然しこれらの元素を添加した場合製品の耐食性を低下
させる欠点があり、尚これらの元素はA1中への常温で
の固溶度が小さいために合金中に低融点の化合物を生成
し易(なり、この低融点化合物は冷間鍛造時に割れの起
点となるおそれがあった。
る手段がとられている。例えば自然時効を遅滞させる元
素のSn 、 In 、 Cd等をAl−Mg−Si系
合金に添加することが試みられており、その中でSnは
取扱い易さと経済性有利の面から一般に用いられている
。然しこれらの元素を添加した場合製品の耐食性を低下
させる欠点があり、尚これらの元素はA1中への常温で
の固溶度が小さいために合金中に低融点の化合物を生成
し易(なり、この低融点化合物は冷間鍛造時に割れの起
点となるおそれがあった。
本願発明は、焼入後でも冷間鍛造が実作業的に可能な可
塑性を有し、かつAl−Mg−Si合金のように耐食性
にすぐれ、中強度の性能を有するような組成成分を有す
る冷鍛用アルミニウム合金を提供することを目的とする
。
塑性を有し、かつAl−Mg−Si合金のように耐食性
にすぐれ、中強度の性能を有するような組成成分を有す
る冷鍛用アルミニウム合金を提供することを目的とする
。
〔7問題点を解決するための手段〕
本願発明は、各基の鍛造用アルミニウム合金の鍛造性に
ついて発明者らは広範囲に検討を行った結果得られた次
のような知見に基づいてなされたものである。即ち冷間
鍛造の様な圧縮加工が主となる加工方法においては、強
度硬度が同じである材料でも、その材料中の種々の合金
元素が、固溶状態にある材料の方が析出状態にある材料
よりも加工性に優れている。つまり固溶状態にある材料
は加工時に加工硬化しても割れに(くその様な材料を、
析出状態にある材料では割れが発生する加工率まで、加
工しても割れずにさらに加工が可能である。
ついて発明者らは広範囲に検討を行った結果得られた次
のような知見に基づいてなされたものである。即ち冷間
鍛造の様な圧縮加工が主となる加工方法においては、強
度硬度が同じである材料でも、その材料中の種々の合金
元素が、固溶状態にある材料の方が析出状態にある材料
よりも加工性に優れている。つまり固溶状態にある材料
は加工時に加工硬化しても割れに(くその様な材料を、
析出状態にある材料では割れが発生する加工率まで、加
工しても割れずにさらに加工が可能である。
そこで焼入状態において各添加元素が実質的に殆ど全て
固溶し得る様に、しかも常温においては析出しにく(な
る様に、さらに適当な温度で加熱すると析出が可能で強
度が向上する様に添加元素の種類上としてSi 、Cu
、Mg、Znの種類の組合せとその量とをコントロー
ルしたことと析出物の析出速度を小さくして自然時効速
度を抑制する微量成分を添加したことに本願発明の特徴
がある。即ち本願発明はその組成成分(wt%)が8i
0.05〜1.8゜Cu0.2〜3.0 、 Mg0
.05〜0.8 、 Fe0.01〜1.2 、
Ti0.001〜0.1 、B0.0001〜0.05
、で更にZn0.1〜1.0 、 Mn0.05〜
1.O、Cr0.01〜0.5 、 Zr0.01〜
0.6.のうち1種以上を含有し、残部が実質的にAl
からなることを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金
である。
固溶し得る様に、しかも常温においては析出しにく(な
る様に、さらに適当な温度で加熱すると析出が可能で強
度が向上する様に添加元素の種類上としてSi 、Cu
、Mg、Znの種類の組合せとその量とをコントロー
ルしたことと析出物の析出速度を小さくして自然時効速
度を抑制する微量成分を添加したことに本願発明の特徴
がある。即ち本願発明はその組成成分(wt%)が8i
0.05〜1.8゜Cu0.2〜3.0 、 Mg0
.05〜0.8 、 Fe0.01〜1.2 、
Ti0.001〜0.1 、B0.0001〜0.05
、で更にZn0.1〜1.0 、 Mn0.05〜
1.O、Cr0.01〜0.5 、 Zr0.01〜
0.6.のうち1種以上を含有し、残部が実質的にAl
からなることを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金
である。
以下に各添加元素について述べる。
SiはMgと共にMg2Siを生成し本発明合金の強度
の向上に寄与する。焼入状態においてはMg25Iの生
成量は少ないことが望ましいが、冷間鍛造後の人工時効
では生ずるMg2Siの量が多いことが望ましい。また
MgtSiの形成に寄与しなかったSl及びMgはいず
れも材料中に固溶してマトリックスの固溶強化に寄与す
る。即ちSi添加量はMg添加量との相関により自然時
効状態においてマトリックス中への固溶量が多い方が望
ましい。Si0.05wt%未満では最終製品において
充分な強度が得られず、1、F3yt%を超えるとAl
−5i系の粗大な金属間化合物が生成し易(なり、材料
の靭性、鍛造性の両者を阻害する。また本願発明の組成
範囲においてはSiとMgとの量比はSi/MHの値が
大きい方が望ましいが、MgはZn 、 Cu等とも析
出相を生成することからZn 、 Cu量が多い場合は
相対的にSi/Mg値は小さくとることもできるが、そ
の場合でもSi/N験≧0.8が望ましい。よってSi
量は0.05〜1.9wtチとした。
の向上に寄与する。焼入状態においてはMg25Iの生
成量は少ないことが望ましいが、冷間鍛造後の人工時効
では生ずるMg2Siの量が多いことが望ましい。また
MgtSiの形成に寄与しなかったSl及びMgはいず
れも材料中に固溶してマトリックスの固溶強化に寄与す
る。即ちSi添加量はMg添加量との相関により自然時
効状態においてマトリックス中への固溶量が多い方が望
ましい。Si0.05wt%未満では最終製品において
充分な強度が得られず、1、F3yt%を超えるとAl
−5i系の粗大な金属間化合物が生成し易(なり、材料
の靭性、鍛造性の両者を阻害する。また本願発明の組成
範囲においてはSiとMgとの量比はSi/MHの値が
大きい方が望ましいが、MgはZn 、 Cu等とも析
出相を生成することからZn 、 Cu量が多い場合は
相対的にSi/Mg値は小さくとることもできるが、そ
の場合でもSi/N験≧0.8が望ましい。よってSi
量は0.05〜1.9wtチとした。
Cuは冷間鍛造前の焼入による自然時効時にはAl−C
u系及びAl −Cu −Mg系の微細なG、Pゾーン
を析出し強度を増大し、その度合はAl −Cu −M
g系の方が顕著である。又人工時効にはAl −Cu系
のθ′相およびAl −Cu −Mg系のS′相を析出
し強度の向上に寄与する。本願発明の目的からは自然時
効時にはA1− Cu −Mg系の析出物の少ない程望
ましい。
u系及びAl −Cu −Mg系の微細なG、Pゾーン
を析出し強度を増大し、その度合はAl −Cu −M
g系の方が顕著である。又人工時効にはAl −Cu系
のθ′相およびAl −Cu −Mg系のS′相を析出
し強度の向上に寄与する。本願発明の目的からは自然時
効時にはA1− Cu −Mg系の析出物の少ない程望
ましい。
またAl −Cu系析出物はMn 、 Cr 、 Zr
等の遷移元素が存在すると析出速度が小さくなり事実上
自然時効が起きなくなることを本発明者らは見出してい
る。従ってCu/Mg比を高クシ、かつ後述する庵。
等の遷移元素が存在すると析出速度が小さくなり事実上
自然時効が起きなくなることを本発明者らは見出してい
る。従ってCu/Mg比を高クシ、かつ後述する庵。
Cr 、 Zrを同時に添加することで本発明合金の所
定の性能の樹立に寄与している。
定の性能の樹立に寄与している。
Cuが0.2wt%未満では最終製品において強度が充
分でな(、また3、0wt%を超えると焼入状態におけ
る強度が太き(なり冷間鍛造性を阻害する。
分でな(、また3、0wt%を超えると焼入状態におけ
る強度が太き(なり冷間鍛造性を阻害する。
よってCu量は0.2〜3.0wt%とじた。
MgはSi、Cuと共に冷間鍛造前の焼入自然時効時に
析出相を生成し易(、この析出相の存在は冷間鍛造性を
阻害する。本願発明ておいては中強度が必要とされるが
Mgは強度の向上に寄与し、特に人工時効を施す場合に
その効果は太きい。従ってMgは冷間鍛造性を太き(阻
害しない範囲内で添加することが望ましい。Mgは0.
05Wt1未満では最終製品の強度が充分でな(,0,
8wt%を超えると自然時効時の強度が増大し、冷間鍛
造性を阻害する。
析出相を生成し易(、この析出相の存在は冷間鍛造性を
阻害する。本願発明ておいては中強度が必要とされるが
Mgは強度の向上に寄与し、特に人工時効を施す場合に
その効果は太きい。従ってMgは冷間鍛造性を太き(阻
害しない範囲内で添加することが望ましい。Mgは0.
05Wt1未満では最終製品の強度が充分でな(,0,
8wt%を超えると自然時効時の強度が増大し、冷間鍛
造性を阻害する。
よってMg量は0.05〜Q、8wtチとした。
Znは焼入を施した場合は、殆どのZnが材料中に固溶
し、冷間鍛造性を向上させ、人工時効を施した場合はZ
nはAl −Zn −Mg系の析出物を生成し、強度増
大に寄与する。Zn量がQ、1wt%未満では冷間鍛造
性向上の効果が小さく、また1、0wt%を超えると焼
入状態での強度が増大するおそれがある。
し、冷間鍛造性を向上させ、人工時効を施した場合はZ
nはAl −Zn −Mg系の析出物を生成し、強度増
大に寄与する。Zn量がQ、1wt%未満では冷間鍛造
性向上の効果が小さく、また1、0wt%を超えると焼
入状態での強度が増大するおそれがある。
従ってZn量は0.1〜1.QWtq6とした。尚Zn
は冷間鍛造性特に割れ発生限界加工率は向上させるが、
一方で変形抵抗が増大するために製品形状によっては鍛
造型への負担が大きくなる。特に鍛造をに薄間部が存在
する形状等においてはZn量はできるだけ少ない方が好
ましく、Znがなくてもよい場合もある。
は冷間鍛造性特に割れ発生限界加工率は向上させるが、
一方で変形抵抗が増大するために製品形状によっては鍛
造型への負担が大きくなる。特に鍛造をに薄間部が存在
する形状等においてはZn量はできるだけ少ない方が好
ましく、Znがなくてもよい場合もある。
Feは鋳塊均質化処理時に微細な析出物を生成し、材料
の再結晶時の粒度及び再結晶粒の方向等の調整に寄与し
、最終的には材料の加工性の向上、異方性の減少に寄与
する。Feが0.01 wt%’未満だと上記の効果が
期待できず、1.2wt%を超えると鋳造時に粗大な晶
出物を生成し、材料の成形時に割れ発生のおそれを生じ
る。よってFe量は0.01〜1,2wtチとした。
の再結晶時の粒度及び再結晶粒の方向等の調整に寄与し
、最終的には材料の加工性の向上、異方性の減少に寄与
する。Feが0.01 wt%’未満だと上記の効果が
期待できず、1.2wt%を超えると鋳造時に粗大な晶
出物を生成し、材料の成形時に割れ発生のおそれを生じ
る。よってFe量は0.01〜1,2wtチとした。
Ti、Bは鋳造時に鋳塊の組織を均一、微細にし、鍛造
素材(鋳造棒、押出帰、厚板)とした場合の組織を均一
化し、鍛造時の加工異方性を減少させ、鍛造性を向上さ
せる。Ti、B共にそれぞれ下限未満ではその効果は小
さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出物が生成し、
鍛造時に割れ発生のおそれがある。
素材(鋳造棒、押出帰、厚板)とした場合の組織を均一
化し、鍛造時の加工異方性を減少させ、鍛造性を向上さ
せる。Ti、B共にそれぞれ下限未満ではその効果は小
さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出物が生成し、
鍛造時に割れ発生のおそれがある。
Mn 、 Cr 、 ZrはそれぞれA[6MrI、
Al、Cr 、 Al、Zr (7)微細な析出物を生
成し、材料の再結晶粒を微細にし、材料の鍛造性、靭性
な向上させると共に、前述の様にAl −Cu系析出物
の析出速度を小さくし、焼入時の自然時効を抑制する。
Al、Cr 、 Al、Zr (7)微細な析出物を生
成し、材料の再結晶粒を微細にし、材料の鍛造性、靭性
な向上させると共に、前述の様にAl −Cu系析出物
の析出速度を小さくし、焼入時の自然時効を抑制する。
Mn 、 Cr 、 Zrそれぞれ下限未満ではその効
果が小さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出が生成
し、鍛造時に割れ発生のおそれが高(なる。Cr 、
Lin 、 Zrはそれぞれ単独で添加しても複合添加
してもよい。
果が小さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出が生成
し、鍛造時に割れ発生のおそれが高(なる。Cr 、
Lin 、 Zrはそれぞれ単独で添加しても複合添加
してもよい。
尚本願発明合金材の鍛造前の素材としては、鋳塊、鋳造
棒、押出棒、厚板等のいずれでもよ(、また製造方法も
常法によることができる。、〔実施例〕 実施例1゜ 第1表に示す様な本願発明実施による合金4種(嵐1〜
4)と本願発明の規定以外の組成成分を有する比較例合
金4種(述5〜8)の計8種類の合金を水冷鋳造により
径240 m1ll長さ450mm第 1 表 ※特許請求の範囲外の数値 第 2 表 の鋳塊をつ(す、これらの鋳塊を500℃にて24時間
均質化処理を行った後400°Cの熱間押出しにより径
60TMlの棒をつ(す、鍛造素材とした。
棒、押出棒、厚板等のいずれでもよ(、また製造方法も
常法によることができる。、〔実施例〕 実施例1゜ 第1表に示す様な本願発明実施による合金4種(嵐1〜
4)と本願発明の規定以外の組成成分を有する比較例合
金4種(述5〜8)の計8種類の合金を水冷鋳造により
径240 m1ll長さ450mm第 1 表 ※特許請求の範囲外の数値 第 2 表 の鋳塊をつ(す、これらの鋳塊を500℃にて24時間
均質化処理を行った後400°Cの熱間押出しにより径
60TMlの棒をつ(す、鍛造素材とした。
次にこれらの鍛造素材を500℃にて溶体化処理し、1
8℃の水に焼入し、その後16°C〜2510Gの室内
に7日間自然時効した後2つの試験を行った。その1つ
はすえ込み冷間鍛造を割れの生じる迄行い、割れ発生限
界加工率を測定し、他の1つの試験は加工率60%の冷
間鍛造を行った後200’CX1時間の人工時効を施し
たものと施さなかったものについては7日間の自然時効
後引張り試験を行い、引張り強度、耐力、伸びを測定し
た。以上の測定結果を第2表に示す。
8℃の水に焼入し、その後16°C〜2510Gの室内
に7日間自然時効した後2つの試験を行った。その1つ
はすえ込み冷間鍛造を割れの生じる迄行い、割れ発生限
界加工率を測定し、他の1つの試験は加工率60%の冷
間鍛造を行った後200’CX1時間の人工時効を施し
たものと施さなかったものについては7日間の自然時効
後引張り試験を行い、引張り強度、耐力、伸びを測定し
た。以上の測定結果を第2表に示す。
第2表によれば、本願発明の実施例の合金隘1〜4はす
べて割れ発生限界加工率は75係以上で、比較例合金の
m5 lN1m6 +i’h8に比べて良い成績を示し
た。だだ宛7は強化成分のCu 、 Mgを含んでない
ので析出相が極めて少ないので上記限界加工率は90係
を示したが、強度に著しく低(中強度とは云えなかった
。本願発明の実施例合金はすべて、自然時効後も人工時
効後も中強度の性能を示した。
べて割れ発生限界加工率は75係以上で、比較例合金の
m5 lN1m6 +i’h8に比べて良い成績を示し
た。だだ宛7は強化成分のCu 、 Mgを含んでない
ので析出相が極めて少ないので上記限界加工率は90係
を示したが、強度に著しく低(中強度とは云えなかった
。本願発明の実施例合金はすべて、自然時効後も人工時
効後も中強度の性能を示した。
実施例2゜
本願発明実施による合金A (Si 0.62、Fe0
.11゜Cu0.62 、Mg0.24 、 Zn0.
32、Ti 01010 、 B 0.044jCr0
.16,:数値はwtチ)とSnを含んだ従来使用され
ている合金B (8i0.64 、 Fe0.25 、
Cu0.31。
.11゜Cu0.62 、Mg0.24 、 Zn0.
32、Ti 01010 、 B 0.044jCr0
.16,:数値はwtチ)とSnを含んだ従来使用され
ている合金B (8i0.64 、 Fe0.25 、
Cu0.31。
Mg1.03.Ti0.013,Bo、002.Cr0
.18,Sn1.09゜:数値はwt% )の2種のA
、B合金を実施例1と同様の製法により径60mmの鍛
造素材につくった。
.18,Sn1.09゜:数値はwt% )の2種のA
、B合金を実施例1と同様の製法により径60mmの鍛
造素材につくった。
このA、82種の鍛造素材を500°Cで溶体化処理後
、18℃の水に焼入れし、16°C〜23℃の室内に7
日間自然時効した後すえ込み冷間鍛造して、割れ発生限
界加工率を測定し、更に200°C×1時間の人工時効
を施した後塩水噴霧中に590時間置装て腐食試験を行
った。即ち単位面積当りの腐食減量を測定した。、これ
らの結果を第3表て示す。
、18℃の水に焼入れし、16°C〜23℃の室内に7
日間自然時効した後すえ込み冷間鍛造して、割れ発生限
界加工率を測定し、更に200°C×1時間の人工時効
を施した後塩水噴霧中に590時間置装て腐食試験を行
った。即ち単位面積当りの腐食減量を測定した。、これ
らの結果を第3表て示す。
第3表によれば本願発明の実施したへ合金の方がBl金
より腐食減量は少な(、冷間鍛造性もよ第 3 表 かった。Snを含んだ従来使用されているB合金は著し
く耐食性が悪かった。
より腐食減量は少な(、冷間鍛造性もよ第 3 表 かった。Snを含んだ従来使用されているB合金は著し
く耐食性が悪かった。
本願発明合金は焼入時効によって中程度の強度を有する
もので、しかも耐食性がある。本合金で製品をつ(ると
きは焼入後も高度の冷間鍛造性を保有するから、焼入し
てから製品に近い形状まで冷間鍛造できて後工程の仕上
り機械加工がらくになる。冷間鍛造後時効を促進させれ
ば中強度となり、しかもSnなどの低融点元素を含まな
いため耐食性に優れている。
もので、しかも耐食性がある。本合金で製品をつ(ると
きは焼入後も高度の冷間鍛造性を保有するから、焼入し
てから製品に近い形状まで冷間鍛造できて後工程の仕上
り機械加工がらくになる。冷間鍛造後時効を促進させれ
ば中強度となり、しかもSnなどの低融点元素を含まな
いため耐食性に優れている。
Claims (1)
- 組成成分(重量%)が、Si0.05〜1.8、Cu0
.2〜3.0、Mg0.05〜0.8、Fe0.01〜
1.2、Ti0.001〜0.1、B0.0001〜0
.05、で更にZn0.1〜1.0、Mn0.05〜1
.0、Cr0.01〜0.5、Zr0.01〜0.3、
のうち1種以上を含有し、残部が実質的にAlからなる
ことを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24737886A JPS63103046A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24737886A JPS63103046A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63103046A true JPS63103046A (ja) | 1988-05-07 |
Family
ID=17162535
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24737886A Pending JPS63103046A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63103046A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0559477A (ja) * | 1991-08-28 | 1993-03-09 | Nippon Light Metal Co Ltd | 鍛造用アルミニウム合金 |
JPH05271834A (ja) * | 1992-03-27 | 1993-10-19 | Sky Alum Co Ltd | 安定な人工時効性を有するアルミニウム合金 |
JP2014208865A (ja) * | 2013-04-16 | 2014-11-06 | 日本軽金属株式会社 | 冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金及びその製造方法 |
CN105951009A (zh) * | 2016-06-15 | 2016-09-21 | 苏州市新鸿基精密部品有限公司 | 一种铝合金的热处理工艺 |
CN107201467A (zh) * | 2017-05-24 | 2017-09-26 | 中国科学院金属研究所 | 一种热处理型抗菌铝合金及其热处理方法 |
-
1986
- 1986-10-20 JP JP24737886A patent/JPS63103046A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0559477A (ja) * | 1991-08-28 | 1993-03-09 | Nippon Light Metal Co Ltd | 鍛造用アルミニウム合金 |
JPH05271834A (ja) * | 1992-03-27 | 1993-10-19 | Sky Alum Co Ltd | 安定な人工時効性を有するアルミニウム合金 |
JP2014208865A (ja) * | 2013-04-16 | 2014-11-06 | 日本軽金属株式会社 | 冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金及びその製造方法 |
CN105951009A (zh) * | 2016-06-15 | 2016-09-21 | 苏州市新鸿基精密部品有限公司 | 一种铝合金的热处理工艺 |
CN107201467A (zh) * | 2017-05-24 | 2017-09-26 | 中国科学院金属研究所 | 一种热处理型抗菌铝合金及其热处理方法 |
CN107201467B (zh) * | 2017-05-24 | 2019-01-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种热处理型抗菌铝合金及其热处理方法 |
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