JP2003147496A - 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 - Google Patents
輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 工程が簡素で低コスト化が促進され、得られ
る製品が均質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成
型ビレットの製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１
１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ
１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ
０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５
ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８
ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１
種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共
晶Ｓｉの平均粒径が２００μm以下で、しかもデンドラ
イト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度で、冷間型枠
鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
加工する。
る製品が均質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成
型ビレットの製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１
１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ
１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ
０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５
ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８
ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１
種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共
晶Ｓｉの平均粒径が２００μm以下で、しかもデンドラ
イト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度で、冷間型枠
鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
加工する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、輸送機器用として
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】半溶融ビレットを用いるチクソキャスト
法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析・欠陥が少な
く、金型寿命が長いなどの利点があり最近注目されてい
る技術である。これに用いるビレットの鋳造方法として
は、ペシネー・アルマックス方式として知られているビ
レット段階で初晶α（Ａｌ）相を球状化するため、半溶
融温度域で電磁・機械撹拌を行う方法（方式Ａ）や、鋳
造時に通常添加されている量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−
Ｂを添加し、その後半溶融温度域まで昇温し初晶α（Ａ
ｌ）相を球状化させる方法（方式Ｂ）がある。また、押
出・圧延にて歪みを導入後、方式Ｂのように昇温し球状
化させる方法（方式Ｃ）が広く知られている。
法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析・欠陥が少な
く、金型寿命が長いなどの利点があり最近注目されてい
る技術である。これに用いるビレットの鋳造方法として
は、ペシネー・アルマックス方式として知られているビ
レット段階で初晶α（Ａｌ）相を球状化するため、半溶
融温度域で電磁・機械撹拌を行う方法（方式Ａ）や、鋳
造時に通常添加されている量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−
Ｂを添加し、その後半溶融温度域まで昇温し初晶α（Ａ
ｌ）相を球状化させる方法（方式Ｂ）がある。また、押
出・圧延にて歪みを導入後、方式Ｂのように昇温し球状
化させる方法（方式Ｃ）が広く知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の半溶融製造法の
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ２沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ２沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
【０００４】特許第２９７６０７３号には、改良された
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓ
ｉ１１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、
Ｆｅ１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔ
ｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．
５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．
８ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも
１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、
共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかもデンド
ライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミ
ニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導
入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度
で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温
度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保
持して半溶融加工する方法である。
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓ
ｉ１１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、
Ｆｅ１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔ
ｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．
５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．
８ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも
１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、
共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかもデンド
ライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミ
ニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導
入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度
で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温
度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保
持して半溶融加工する方法である。
【０００７】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【０００８】また、上記目的を達成するため、本願の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１１．０〜
１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５
〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少
なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８ｗｔ％及び
Ｎｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１種以上と、
Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．０３〜０．
０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少な
くとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から
成り、共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかも
デンドライト枝（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアル
ミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工
導入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温
度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶
温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で
保持して半溶融加工する方法である。
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１１．０〜
１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５
〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少
なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８ｗｔ％及び
Ｎｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１種以上と、
Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．０３〜０．
０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少な
くとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から
成り、共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかも
デンドライト枝（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアル
ミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工
導入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温
度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶
温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で
保持して半溶融加工する方法である。
【０００９】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下本発明で用いるアルミニウム
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
【００１１】Ｃｕ成分は、機械的性質の向上のみなら
ず、硬度・切削性・鋳造性を良くするが、０．４０ｗｔ
％未満ではその効果は小さく、一方５．５ｗｔ％を越え
ると耐食性の低下をまねくので０．４０〜５．５ｗｔ％
とした。
ず、硬度・切削性・鋳造性を良くするが、０．４０ｗｔ
％未満ではその効果は小さく、一方５．５ｗｔ％を越え
ると耐食性の低下をまねくので０．４０〜５．５ｗｔ％
とした。
【００１２】Ｓｉ成分は、鋳造性を良くする効果がある
が、その量が１１．０ｗｔ％未満ではその効果は小さ
く、一方１５．０ｗｔ％を越えると伸び・靭性が劣化し
冷間鍛造加工性が悪くなるので、１１．０〜１５．０ｗ
ｔ％とした。
が、その量が１１．０ｗｔ％未満ではその効果は小さ
く、一方１５．０ｗｔ％を越えると伸び・靭性が劣化し
冷間鍛造加工性が悪くなるので、１１．０〜１５．０ｗ
ｔ％とした。
【００１３】Ｍｇ成分は、Ｍｇ２Ｓｉを析出し機械的性
質の向上に寄与するが、０．４０ｗｔ％未満ではその効
果は小さく、一方１．８ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工
性が悪くなるため、０．４０〜１．８ｗｔ％とした。
質の向上に寄与するが、０．４０ｗｔ％未満ではその効
果は小さく、一方１．８ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工
性が悪くなるため、０．４０〜１．８ｗｔ％とした。
【００１４】Ｆｅ成分は、Ａｌ成分と金属間化合物をつ
くり、多く含有されるとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とな
り伸び・靭性・耐食性に悪影響を及ぼすため、１．５ｗ
ｔ％以下とした。
くり、多く含有されるとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とな
り伸び・靭性・耐食性に悪影響を及ぼすため、１．５ｗ
ｔ％以下とした。
【００１５】Ｔｉ成分は、鋳塊の組織を微細化し、鋳塊
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が小さく、一方０．５ｗｔ％を超えるとＴｉＡｌ
３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の
割れや輸送機器部品の機械的性質の低下をまねくので
０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が小さく、一方０．５ｗｔ％を超えるとＴｉＡｌ
３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の
割れや輸送機器部品の機械的性質の低下をまねくので
０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１６】Ｂ成分もまたＴｉ成分と共に鋳塊の組織を
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
越えると冷間鍛造加工時の割れや輸送機器部品の機械的
性質の低下をまねくので、０．０００１〜０．５ｗｔ％
とした。
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
越えると冷間鍛造加工時の割れや輸送機器部品の機械的
性質の低下をまねくので、０．０００１〜０．５ｗｔ％
とした。
【００１７】Ｚｎ成分は、鋳造性を改善するが、耐食性
を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とした。
を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とした。
【００１８】Ｍｎ成分は、粗大金属間化合物の生成によ
る靭性低下を起こすことから０．６５ｗｔ％以下とし
た。
る靭性低下を起こすことから０．６５ｗｔ％以下とし
た。
【００１９】Ｎｉ成分は、高温強度の向上に寄与する
が、０．０５ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方
１．７ｗｔ％を超えると耐食性を劣化させるため、０．
０５〜１．７ｗｔ％とした。
が、０．０５ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方
１．７ｗｔ％を超えると耐食性を劣化させるため、０．
０５〜１．７ｗｔ％とした。
【００２０】Ｓｒ、Ｎａ、Ｓｂ成分は、共晶Ｓｉを微細
化し機械的性質の向上に寄与するが、Ｓｒ０．００１ｗ
ｔ％、Ｎａ０．００３ｗｔ％、Ｓｂ０．０５ｗｔ％未満
ではその効果は小さく、一方Ｓｒ０．１０ｗｔ％、Ｎａ
０．０１ｗｔ％を越えると鋳造時の溶湯の流動性が低下
し、Ｓｂ０．２ｗｔ％を越えると溶体化処理時に灰黒色
に着色し外観を害するため、Ｓｒ０．００１〜０．１０
ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｂ０．０
５〜０．２ｗｔ％とした。
化し機械的性質の向上に寄与するが、Ｓｒ０．００１ｗ
ｔ％、Ｎａ０．００３ｗｔ％、Ｓｂ０．０５ｗｔ％未満
ではその効果は小さく、一方Ｓｒ０．１０ｗｔ％、Ｎａ
０．０１ｗｔ％を越えると鋳造時の溶湯の流動性が低下
し、Ｓｂ０．２ｗｔ％を越えると溶体化処理時に灰黒色
に着色し外観を害するため、Ｓｒ０．００１〜０．１０
ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｂ０．０
５〜０．２ｗｔ％とした。
【００２１】共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、
しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下
であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が２
００μｍを越え、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）
が２００μｍを越えると半溶融温度域に加熱した際に初
晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また
均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下と
した。
しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下
であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が２
００μｍを越え、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）
が２００μｍを越えると半溶融温度域に加熱した際に初
晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また
均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下と
した。
【００２２】鋳造で得られたビレットを均質化処理する
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕの
晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理に
よって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を
小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に
達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また共
晶Ｓｉの球状化や鋳造歪の除去も不充分である。しかし
５５０℃を越える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造
時の加工性を損う。また、１０時間を越える加熱時間で
は、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が得
られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質
化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加
熱とした。
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕの
晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理に
よって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を
小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に
達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また共
晶Ｓｉの球状化や鋳造歪の除去も不充分である。しかし
５５０℃を越える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造
時の加工性を損う。また、１０時間を越える加熱時間で
は、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が得
られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質
化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加
熱とした。
【００２３】次に加工歪みの導入は、工程が簡素化で
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を越えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）
で定義した。
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を越えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）
で定義した。
【００２４】加工導入速度は、ビレット鋳塊の結晶粒微
細化や共晶Ｓｉの微細化と均質化処理を加えることによ
り大幅にアップできる。生産性から言えば加工導入速度
はできるだけ早い方が好ましい。しかしながら、５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．を越えると鍛造時に割れが生じたり、鍛造
デッドゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため
５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下とした。また冷間型枠鍛造の際
のビレット温度は、再結晶温度以上では所定の加工率に
対する歪み導入が不充分となり、半溶融温度に昇温して
も初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため再結晶温
度未満とした。
細化や共晶Ｓｉの微細化と均質化処理を加えることによ
り大幅にアップできる。生産性から言えば加工導入速度
はできるだけ早い方が好ましい。しかしながら、５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．を越えると鍛造時に割れが生じたり、鍛造
デッドゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため
５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下とした。また冷間型枠鍛造の際
のビレット温度は、再結晶温度以上では所定の加工率に
対する歪み導入が不充分となり、半溶融温度に昇温して
も初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため再結晶温
度未満とした。
【００２５】その後、ビレットを共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を越えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため共晶温度
以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を越えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため共晶温度
以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
【００２６】
【実施例】以下本発明の具体的な実施例を示す。図１は
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
【００２７】Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｒ及びＳｂをそれぞれ下記表１に示すよう
な組成となるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミ
ニウム合金ビレットを鋳造した。
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｒ及びＳｂをそれぞれ下記表１に示すよう
な組成となるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミ
ニウム合金ビレットを鋳造した。
【００２８】
【表１】
【００２９】上記表１に示すアルミニウム合金ビレット
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示した加工歪み導入時の成型性は、
表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型
性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判
定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、
成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶
α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められるものを○と
し、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融
成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では初晶α（Ａ
ｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍ
を越えるサイズのものを×と判定した。
表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型
性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判
定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、
成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶
α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められるものを○と
し、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融
成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では初晶α（Ａ
ｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍ
を越えるサイズのものを×と判定した。
【００３２】図２は、初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が
○評価の代表例写真を示す。
○評価の代表例写真を示す。
【００３３】
【発明の効果】以上述べて来た如く、本発明によれば、
従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コスト
化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）相サ
イズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の
面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動車部
材等の輸送機器用として使用が可能である。
従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コスト
化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）相サ
イズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の
面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動車部
材等の輸送機器用として使用が可能である。
【図１】冷間型枠鍛造の模式図である。
【図２】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は５０倍である。
例の顕微鏡組織写真であり、倍率は５０倍である。
１ 鍛造用金型
２ 鍛造用金型ポンチ
３ アルミニウム合金ビレット
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１３年１１月８日（２００１．１１．
８）
８）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】発明の詳細な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、輸送機器用として
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
用いるアルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】半溶融ビレットを用いるチクソキャスト
法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析・欠陥が少な
く、金型寿命が長いなどの利点があり最近注目されてい
る技術である。これに用いるビレットの鋳造方法として
は、ペシネー・アルマックス方式として知られているビ
レット段階で初晶α（Ａｌ）相を球状化するため、半溶
融温度域で電磁・機械撹拌を行う方法（方式Ａ）や、鋳
造時に通常添加されている量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−
Ｂを添加し、その後半溶融温度域まで昇温し初晶α（Ａ
ｌ）相を球状化させる方法（方式Ｂ）がある。また、押
出・圧延にて歪みを導入後、方式Ｂのように昇温し球状
化させる方法（方式Ｃ）が広く知られている。
法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析・欠陥が少な
く、金型寿命が長いなどの利点があり最近注目されてい
る技術である。これに用いるビレットの鋳造方法として
は、ペシネー・アルマックス方式として知られているビ
レット段階で初晶α（Ａｌ）相を球状化するため、半溶
融温度域で電磁・機械撹拌を行う方法（方式Ａ）や、鋳
造時に通常添加されている量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ−
Ｂを添加し、その後半溶融温度域まで昇温し初晶α（Ａ
ｌ）相を球状化させる方法（方式Ｂ）がある。また、押
出・圧延にて歪みを導入後、方式Ｂのように昇温し球状
化させる方法（方式Ｃ）が広く知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の半溶融製造法の
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ ２ 沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で、製造コストが高
くつく不具合があった。また、方式Ｂでは、多量のＡｌ
−Ｔｉ−Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ ２ 沈降に
よる品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪み
を導入する方法は均一な歪みの導入が難しく、また押出
では常温押出により作業工程が煩雑で、しかも均一な歪
み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工
が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問
題があった。
【０００４】特許第２９７６０７３号には、改良された
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完
全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度
未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶
を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該
材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させる
ことによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マト
リックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶
構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるた
めに変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をそ
の固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２
段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法
は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言える
が、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱
制御が難しいという問題があった。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均
質な輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレット
の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓ
ｉ１１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、
Ｆｅ１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔ
ｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．
５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．
８ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも
１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、
共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかもデンド
ライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミ
ニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導
入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度
で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温
度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保
持して半溶融加工する方法である。
め、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビ
レットの製造方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓ
ｉ１１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、
Ｆｅ１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔ
ｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．
５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．
８ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも
１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、
共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかもデンド
ライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミ
ニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導
入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度
で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温
度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保
持して半溶融加工する方法である。
【０００７】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【０００８】また、上記目的を達成するため、本願の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１１．０〜
１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５
〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少
なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８ｗｔ％及び
Ｎｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１種以上と、
Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．０３〜０．
０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少な
くとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から
成り、共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかも
デンドライト枝（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアル
ミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工
導入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温
度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶
温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で
保持して半溶融加工する方法である。
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法は、Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１１．０〜
１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５
〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少
なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８ｗｔ％及び
Ｎｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１種以上と、
Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．０３〜０．
０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少な
くとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から
成り、共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかも
デンドライト枝（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアル
ミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工
導入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温
度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶
温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で
保持して半溶融加工する方法である。
【０００９】この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉ
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
の分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うと好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下本発明で用いるアルミニウム
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
合金成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳
述する。
【００１１】Ｃｕ成分は、機械的性質の向上のみなら
ず、硬度・切削性・鋳造性を良くするが、０．４０ｗｔ
％未満ではその効果は小さく、一方５．５ｗｔ％を越え
ると耐食性の低下をまねくので０．４０〜５．５ｗｔ％
とした。
ず、硬度・切削性・鋳造性を良くするが、０．４０ｗｔ
％未満ではその効果は小さく、一方５．５ｗｔ％を越え
ると耐食性の低下をまねくので０．４０〜５．５ｗｔ％
とした。
【００１２】Ｓｉ成分は、鋳造性を良くする効果がある
が、その量が１１．０ｗｔ％未満ではその効果は小さ
く、一方１５．０ｗｔ％を越えると伸び・靭性が劣化し
冷間鍛造加工性が悪くなるので、１１．０〜１５．０ｗ
ｔ％とした。
が、その量が１１．０ｗｔ％未満ではその効果は小さ
く、一方１５．０ｗｔ％を越えると伸び・靭性が劣化し
冷間鍛造加工性が悪くなるので、１１．０〜１５．０ｗ
ｔ％とした。
【００１３】Ｍｇ成分は、Ｍｇ２Ｓｉを析出し機械的性
質の向上に寄与するが、０．４０ｗｔ％未満ではその効
果は小さく、一方１．８ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工
性が悪くなるため、０．４０〜１．８ｗｔ％とした。
質の向上に寄与するが、０．４０ｗｔ％未満ではその効
果は小さく、一方１．８ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工
性が悪くなるため、０．４０〜１．８ｗｔ％とした。
【００１４】Ｆｅ成分は、Ａｌ成分と金属間化合物をつ
くり、多く含有されるとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とな
り伸び・靭性・耐食性に悪影響を及ぼすため、１．５ｗ
ｔ％以下とした。
くり、多く含有されるとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とな
り伸び・靭性・耐食性に悪影響を及ぼすため、１．５ｗ
ｔ％以下とした。
【００１５】Ｔｉ成分は、鋳塊の組織を微細化し、鋳塊
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が小さく、一方０．５ｗｔ％を超えるとＴｉＡｌ
３ の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の
割れや輸送機器部品の機械的性質の低下をまねくので
０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではそ
の効果が小さく、一方０．５ｗｔ％を超えるとＴｉＡｌ
３ の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の
割れや輸送機器部品の機械的性質の低下をまねくので
０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１６】Ｂ成分もまたＴｉ成分と共に鋳塊の組織を
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
越えると冷間鍛造加工時の割れや輸送機器部品の機械的
性質の低下をまねくので、０．０００１〜０．５ｗｔ％
とした。
微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１
ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を
越えると冷間鍛造加工時の割れや輸送機器部品の機械的
性質の低下をまねくので、０．０００１〜０．５ｗｔ％
とした。
【００１７】Ｚｎ成分は、鋳造性を改善するが、耐食性
を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とした。
を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とした。
【００１８】Ｍｎ成分は、粗大金属間化合物の生成によ
る靭性低下を起こすことから０．６５ｗｔ％以下とし
た。
る靭性低下を起こすことから０．６５ｗｔ％以下とし
た。
【００１９】Ｎｉ成分は、高温強度の向上に寄与する
が、０．０５ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方
１．７ｗｔ％を超えると耐食性を劣化させるため、０．
０５〜１．７ｗｔ％とした。
が、０．０５ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方
１．７ｗｔ％を超えると耐食性を劣化させるため、０．
０５〜１．７ｗｔ％とした。
【００２０】Ｓｒ、Ｎａ、Ｓｂ成分は、共晶Ｓｉを微細
化し機械的性質の向上に寄与するが、Ｓｒ０．００１ｗ
ｔ％、Ｎａ０．００３ｗｔ％、Ｓｂ０．０５ｗｔ％未満
ではその効果は小さく、一方Ｓｒ０．１０ｗｔ％、Ｎａ
０．０１ｗｔ％を越えると鋳造時の溶湯の流動性が低下
し、Ｓｂ０．２ｗｔ％を越えると溶体化処理時に灰黒色
に着色し外観を害するため、Ｓｒ０．００１〜０．１０
ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｂ０．０
５〜０．２ｗｔ％とした。
化し機械的性質の向上に寄与するが、Ｓｒ０．００１ｗ
ｔ％、Ｎａ０．００３ｗｔ％、Ｓｂ０．０５ｗｔ％未満
ではその効果は小さく、一方Ｓｒ０．１０ｗｔ％、Ｎａ
０．０１ｗｔ％を越えると鋳造時の溶湯の流動性が低下
し、Ｓｂ０．２ｗｔ％を越えると溶体化処理時に灰黒色
に着色し外観を害するため、Ｓｒ０．００１〜０．１０
ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｂ０．０
５〜０．２ｗｔ％とした。
【００２１】共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、
しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下
であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が２
００μｍを越え、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）
が２００μｍを越えると半溶融温度域に加熱した際に初
晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また
均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下と
した。
しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下
であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が２
００μｍを越え、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）
が２００μｍを越えると半溶融温度域に加熱した際に初
晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また
均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するの
で、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下と
した。
【００２２】鋳造で得られたビレットを均質化処理する
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕの
晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理に
よって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を
小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に
達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また共
晶Ｓｉの球状化や鋳造歪の除去も不充分である。しかし
５５０℃を越える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造
時の加工性を損う。また、１０時間を越える加熱時間で
は、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が得
られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質
化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加
熱とした。
ことにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕの
晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理に
よって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を
小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に
達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また共
晶Ｓｉの球状化や鋳造歪の除去も不充分である。しかし
５５０℃を越える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造
時の加工性を損う。また、１０時間を越える加熱時間で
は、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が得
られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質
化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加
熱とした。
【００２３】次に加工歪みの導入は、工程が簡素化で
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を越えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１ とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２ とした時、（Ｌ１ −Ｌ２ ）／Ｌ１ ×１００（％）
で定義した。
き、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように
冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一
に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、
５％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域
まで昇温しても初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れ
ず、一方５０％を越えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変
化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生する
ため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビ
レットの元の長さをＬ１ とし、鍛造後のビレットの長さ
をＬ２ とした時、（Ｌ１ −Ｌ２ ）／Ｌ１ ×１００（％）
で定義した。
【００２４】加工導入速度は、ビレット鋳塊の結晶粒微
細化や共晶Ｓｉの微細化と均質化処理を加えることによ
り大幅にアップできる。生産性から言えば加工導入速度
はできるだけ早い方が好ましい。しかしながら、５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．を越えると鍛造時に割れが生じたり、鍛造
デッドゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため
５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下とした。また冷間型枠鍛造の際
のビレット温度は、再結晶温度以上では所定の加工率に
対する歪み導入が不充分となり、半溶融温度に昇温して
も初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため再結晶温
度未満とした。
細化や共晶Ｓｉの微細化と均質化処理を加えることによ
り大幅にアップできる。生産性から言えば加工導入速度
はできるだけ早い方が好ましい。しかしながら、５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．を越えると鍛造時に割れが生じたり、鍛造
デッドゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため
５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下とした。また冷間型枠鍛造の際
のビレット温度は、再結晶温度以上では所定の加工率に
対する歪み導入が不充分となり、半溶融温度に昇温して
も初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため再結晶温
度未満とした。
【００２５】その後、ビレットを共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を越えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため共晶温度
以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相
の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大き
く加圧成型が困難となる。また、８０％を越えると均一
な組織を有する成型品が得られない。このため共晶温度
以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
【００２６】
【実施例】以下本発明の具体的な実施例を示す。図１は
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中
符号１は鍛造用金型、２は鍛造用金型ポンチ、３はアル
ミニウム合金ビレットを示す。
【００２７】Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｒ及びＳｂをそれぞれ下記表１に示すよう
な組成となるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミ
ニウム合金ビレットを鋳造した。
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｒ及びＳｂをそれぞれ下記表１に示すよう
な組成となるように溶湯を調製し、連続鋳造にてアルミ
ニウム合金ビレットを鋳造した。
【００２８】
【表１】
【００２９】上記表１に示すアルミニウム合金ビレット
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
を、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半
溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も
表２に併記した。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示した加工歪み導入時の成型性は、
表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型
性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判
定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、
成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶
α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められるものを○と
し、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融
成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では初晶α（Ａ
ｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍ
を越えるサイズのものを×と判定した。
表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型
性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判
定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、
成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶
α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められるものを○と
し、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融
成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では初晶α（Ａ
ｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍ
を越えるサイズのものを×と判定した。
【００３２】図２は、初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が
○評価の代表例写真を示す。
○評価の代表例写真を示す。
【００３３】
【発明の効果】以上述べて来た如く、本発明によれば、
従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コスト
化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）相サ
イズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の
面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動車部
材等の輸送機器用として使用が可能である。
従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コスト
化が図れる。また、得られる組織も初晶α（Ａｌ）相サ
イズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の
面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動車部
材等の輸送機器用として使用が可能である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｂ２２Ｄ 21/04 Ｂ２２Ｄ 21/04 Ａ
// Ｃ２２Ｃ 21/02 Ｃ２２Ｃ 21/02
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４
６１１ ６１１
６２４ ６２４
６３０ ６３０Ａ
６３１ ６３１Ｚ
６８１ ６８１
６８２ ６８２
６８５ ６８５
６９１ ６９１Ｂ
６９１Ｃ
６９４ ６９４Ａ
６９４Ｚ
(72)発明者 村山 康幸
福岡県大牟田市四山町80番地 九州三井ア
ルミニウム工業株式会社内
(72)発明者 岩下 綱樹
福岡県大牟田市四山町80番地 九州三井ア
ルミニウム工業株式会社内
Ｆターム(参考） 4E087 AA01 BA04 BA14 CB03 DB15
DB22 GA07 HB17
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１
１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ
１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ
０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５
ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８
ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１
種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共
晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以下で、しかもデンドラ
イト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を
製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度５０ｍ
ｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度未満の温度で、冷間型枠
鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温
し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融
加工することを特徴とする輸送機器用アルミニウム合金
の半溶融成型ビレットの製造方法。 - 【請求項２】 アルミニウム合金を製造し、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うことを特徴とする請求項１記載の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法。 - 【請求項３】 Ｃｕ０．４０〜５．５ｗｔ％、Ｓｉ１
１．０〜１５．０ｗｔ％、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ
１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．６５ｗｔ％以下と、Ｔｉ
０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５
ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｍｇ０．４０〜１．８
ｗｔ％及びＮｉ０．０５〜１．７ｗｔ％の少なくとも１
種以上と、Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．
００３〜０．０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ
％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡ
ｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が２００μｍ以
下で、しかもデンドライト枝間隔が２００μｍ以下であ
るアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０
％、加工導入速度５０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で再結晶温度
未満の温度で、冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、そ
の後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％とな
る温度で保持して半溶融加工することを特徴とする輸送
機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方
法。 - 【請求項４】 アルミニウム合金を製造し、加工歪みを
導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の均質化処理を行うことを特徴とする請求項３記載の輸
送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造
方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001342715A JP3840400B2 (ja) | 2001-11-08 | 2001-11-08 | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2001342715A JP3840400B2 (ja) | 2001-11-08 | 2001-11-08 | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003147496A true JP2003147496A (ja) | 2003-05-21 |
| JP3840400B2 JP3840400B2 (ja) | 2006-11-01 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008001954A (ja) * | 2006-06-23 | 2008-01-10 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | セミソリッド鋳造用アルミニウム合金及びアルミニウム合金鋳物の製造方法 |
| JP2008291364A (ja) * | 2007-05-24 | 2008-12-04 | Aluminium Rheinfelden Gmbh | 耐熱性アルミニウム合金 |
| JP2010132995A (ja) * | 2008-12-08 | 2010-06-17 | Miyamoto Kogyo Kk | エンジンまたはコンプレッサーのピストン用アルミニウム合金及びエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法 |
| CN106435290A (zh) * | 2015-08-13 | 2017-02-22 | 现代自动车株式会社 | 具有优良的弹性和耐磨性的过共晶铝-硅基合金 |
| CN107400792A (zh) * | 2017-06-27 | 2017-11-28 | 太仓市雅兴精密冲压件厂 | 一种压铸用耐冲击合金的制备方法 |
| JP2020125527A (ja) * | 2019-02-06 | 2020-08-20 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鋳造材 |
| CN113005341A (zh) * | 2021-02-23 | 2021-06-22 | 珠海市润星泰电器有限公司 | 一种高导热铝合金及其制备方法 |
-
2001
- 2001-11-08 JP JP2001342715A patent/JP3840400B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| CN113005341A (zh) * | 2021-02-23 | 2021-06-22 | 珠海市润星泰电器有限公司 | 一种高导热铝合金及其制备方法 |
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