JPH0339454A - Ｖｔｒシリンダー用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、ｖＲＴシリンダー用アルアルミニウム合金鋳
造棒造方法に関する。

［従来の技術］ 従来、ｖＲＴシリンダーにはアルミニウム合金押出棒を
素材とした鍛造品が多く使用されているが、低コスト化
のため押出工程のない鋳造棒の製法への切替えが望まれ
、実施されつつある。しかし、鋳造棒は押出棒のように
押出加工によって素材の加工性向上を図ることができな
いため、鍛造の際に割れ、亀裂を生じやすいという問題
を有する。また、素材を冷間鍛造して製品形状とする際
、従来は２回鍛造、すなわち、−度鍛造して素材を製品
形状に近づけた後、鍛造時に加工硬化した素材を焼鈍し
、鍛造しやすい状態にしてから再鍛造を行ない、製品形
状に仕上げるという方法がとられていたが、工程合理化
のため、１回鍛造化が望まれており、さらにＶＴＲシリ
ンダーの軽量化、低コスト化にともなって、製品形状が
薄肉化、複雑化し、素材に求められる鍛造性はより厳し
いものになっている。

このため、鋳造棒を鍛造すると、割れや亀裂が生じやす
く、鋳造棒を使用する上での大きな問題になっている。

このため、鋳造棒を鍛造すると、割れや亀裂が生じゃす
く、鋳造棒を使用する上での大きな問題になっている。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は、こうした実情の下に鍛造の際に割れ、亀裂の
生じにくいＶＴＲシリンダー用アルミニウム合金鋳造棒
の製造方法を提供することを目的とする。

［３題を解決するための手段］ 本発明は前記の問題点を解消し、鍛造性の良好なＶＴＲ
シリンダー用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法を提供
するものであり、その要旨とするところは、Ｃｕ　　３
〜４．５　ｉｆ［４１％、ＭｇＯ０３〜１．８　ｆｆｉ
量％、Ｎｉ０．５〜２．５ｆｆｉ量％、Ｓ　ｉ　　Ｏ，
１〜０．９ｆｆｉ量％、Ｆ　ｅ　　Ｏ，１〜０．７　ｆ
ｆｉ量％を含み、残りアルミニウムと不純物とからなる
アルミニウム合金を平均冷却速度５ｏ″Ｃ／ｓｅｅ以上
でφ８０關以下に鋳造後、４５０〜５２０℃で８時間以
上均質化処理し、３３０〜３９０℃で２時間以上焼鈍し
た後、その温度から平均冷却速度２０’Ｃ／ｈｒ以下で
２５０℃以下まで徐冷することを特徴とするＶＴＲシリ
ンダー用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法にある。

本発明における上記合金成分、および製造方法の限定理
由は下記の通りである。

Ｃｕ　：　Ｃｕは本来、鍛造後に実施される（Ｔ６焼入
れ、焼戻し）処理によってＶＴＲシリンダーの強度を高
めるために添加される元素であるが、鍛造の際は次のよ
うな影響を及ぼす。

すなわち、Ａｌ中に存在するＣｕは主に品出物や析出物
を形成し、一部はＡｌ中に固溶する。このうち、晶出物
は鋳造時の他の元素と共に形成される粗大な化合物であ
り、鍛造割れの起点となる。したがって、鋳造後には晶
出物を均質化処理によってできるだけ多く溶入（固溶）
させることが望ましい。析出物はその働きによって大き
く２つに分けられる。

一つは素材の硬さを低下させる安定相（θ：Ａ１２　Ｃ
ｕ％Ｓ　：Ａ１２　ＣｕＭｇ）であり、一つは硬さや強
度を向上させる準安定相やＧ８Ｐ帯である。このうち、
Ｇ、Ｐ帯は鋳造や均質化処理後に過飽和に固溶している
Ｃｕによって自然に放置された状態でも短期間のうちに
形成され、素材の硬さを高める。素材の鍛造性は硬さが
低いほど向上するから、鍛造前には軟化処理によって、
鋳造や均質化処理で過飽和に固溶したＣｕをＧ、Ｐ帯や
準安定相ではなく安定相の形で多量に析出させることが
望ましい。従って、晶出物量を少なくし、安定相を多く
することが鍛造性の向上には望ましい。

しかし、４．５ｗｔ％を超えると鍛造割れの起点となる
晶出物が著しく多くなり、均質化処理でこれを溶入化さ
せると、過飽和に固溶するＣｕが著しく多く収る。この
ため、軟化処理でそのほとんどを安定相の形で析出させ
ることが困難となり、硬さの低下が不十分となる。また
、３ｗｔ％未満では（Ｔ６焼入れ、焼戻し）処理におい
て析出する準安定相やＧ。

Ｐｌｌ）が少ないため十分な強度が得られない。

従って、３〜４．５ｗｔ％の範囲とする。

Ｍｇ　：　ＭｇもＣｕ同様にＴ６処理でＶＴＲシリンダ
ーの強度を高めるために添加される元素であるが、鍛造
前には軟化処理によって安定相を多量に析出させて素材
の硬さを低下させ、鍛造性を向上させることができる。

しかし、１．８ｆｆｌ量％を超えると硬さの低下が不十
分となり、又０．３重量％未満ではＴ６処理後に十分な
強度が得られない。従って、０．３〜１．８重量％の範
囲とする。

Ｓｉ：ＳｉもＣｕ、Ｍｇ同様にＴ６処理でＶＴＲシリン
ダーの強度を高めるために添加される元素であるが、鍛
造前には軟化処理によって安定相を多量に析出させて素
材の硬さを低下させ、鍛造性を向上させることができる
。

しかし、０．９ｆｆｌ量％を超えると硬さの低下が不十
分となり、また０、１１１ｔ％未満ではＴ６処理後に十
分な強度が得られない。従って、０．１〜０．９重量％
の範囲とする。

Ｎｉ　：ＮｉはＡＩ中への固溶量が極めて少なく、添加
量のほとんどが晶出物としてＡＩ中に残存し、均質化処
理でも溶入させることはほとんど不可能である。この晶
出物はＶＴＲシリンダーの耐摩耗性、切削性の向上に寄
与するが、鍛造の際は割れの起点として働き、鍛造性の
低下を招く。０．５重量％未満では耐摩耗性、切削性へ
の寄与が小さく、２．５重量％を超えると鍛造性が著し
く低下する。従って、０．５〜２．５重量％の範囲とす
る。

Ｆｅ：Ｆｅ鋳造の際はＮｉと結合してＦｅ−Ｎｉ系化合
物を形成し、ＶＴＲシリンダーの耐摩耗性に寄与する。

しかし、Ｆｅ−Ｎ１系化合物は均質化処理でほとんど溶
入しないため、鍛造の際は、割れの起点となる。０．１
重量％未満では十分な耐摩耗性が得られず、０．７ｆｆ
ｉ量％を超えると鍛造性が著しく低下する。従って、０
．１〜０．７　ｆｆｉ量％の範囲とする。

鋳造冷却速度二本系合金が凝固する際は、初晶Ａ１が樹
枝状に成長した後、樹枝間に主に合金元素からなる化合
物が晶出する。この化合物は非常に脆く、また樹枝間隔
（ＤＡＳ）に比例して大きくなるため、ＤＡＳが大きい
程鍛造性は低下する。特にＤＡＳの平均値が１５μｍを
超えると鍛造性が著しく低下する。ところで、ＤＡＳは
冷却速度と次式の関係にあり、 Ｃ−に／Ｄ” Ｃ：冷却速度（’Ｃ／　５ｅｅ） Ｄ：ＤＡＳ（μｍ） ｍ、に：定数 本系合金の場合は、Ｋｍ　７．８ＸｌＧ’　、ｍ−２，
７である。従って、ＤＡＳの平均値を１５μｍ以下にす
るには、平均５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を必要とす
る。

鋳造サイズ； また、平均冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以上にするには、
φ８０ｍｍ以下であることが必要である。

φ８０＋ｇｍを超えると、平均冷却速度を５０℃／ｓｅ
Ｃ以上とすることが困難になるからである。

鋳造速度を４５０ｍｍ／ｗｉｎ以上にし、冷却水量３０
１／ｓｉｎ以上とするのが望ましい。

均質化処理；鍛造の際、割れの起点となるのは主に晶出
物である。従って、晶出物量が多いほど鍛造性は低下す
る。本系合金の場合、晶出物含有量が２０％を越えると
鍛造性の低下が著しい。しかし、本系合金の鋳造後の晶
出物含有量は２０％を超えるため、均質化処理で品出物
を溶入化させなければならず、２０％以下を達成するに
は４５０℃以上で８時間以上の処理が必要である。これ
より低温では、上記で限定した成分を有する全ての合金
の晶出物含有率を２０％以下にするのは不可能である。

また高温で処理するほど短時間で晶出物含有率は２０％
以下になるが、４５０℃の場合は８時間以上を必要とす
る。

また処理温度が５２０℃を越えると、共晶融解が起こり
、材料が著しく劣化する。従って、均質化処理は４５０
〜５２０℃で８時間以上しなければならない。

軟化処理（焼紬）：索材の硬さは鍛造性に大きな影響を
およぼす。硬さが高いと素材の伸びが小さくなり鍛造性
が著しく低下する。従って、鍛造前の硬さはできるだけ
低くしなければならず、水系合金をＶＴＲシリンダーに
鍛造するには、ビッカース硬さ（Ｈｖ）で５５以下にし
なければならない。硬さを低下させるには、固溶してい
る主硬化成分（Ｃｕ、Ｍｇ。

Ｓｔ）を多量に安定相の形で析出させなければならず、
通常実施されている軟化処理（３５゜〜４５０℃に１〜
２時間保持し、約３００’Ｃまで炉冷（約り０℃／ｈｒ
）後空冷もしくは炉冷なしで空冷）で硬さをＨｖ≦５５
にするのは困難である。これを達成するには３３０〜３
９０　”Ｃに少なくとも２時間以上保持し、平均冷却速
度２０”Ｃ／ｈｒ以下で徐冷しなければならない。また
、本系合金は低温度でもかなりの固溶量を持つため、徐
冷は２５０’Ｃ以下まで行わなければならない。これ以
上の高温で徐冷を中止すると、軟化処理終了後、自然時
効硬化により著しく硬さが増加する。従って、軟化処理
では３３０〜３９０℃に２時間以上保持し、平均冷却速
度２０℃以下で２５０℃以下まで徐冷することが必要で
ある。

上記の工程を経た後、鋳造材料はＶＴＲ用シリンダーと
しての所定の形状に鍛造され、さらに強度、硬度を増大
するためにＴ６処理に付され、最後に切削加工により製
品に仕上げられる。

［実施例］ 以下に実施例を挙げて、本発明をさらに詳細に説明する
。

実施例１ 後記衣１に示した化学成分を有する合金を溶解後、溶湯
処理をして介在物除去、脱ガスを行ない、Ｔｔ、Ｂをそ
れぞれ０．０２ｆｆｌ量％、０．００４重量％添加し、
鋳造速度５１０ｍｍ／ｍ１ｎ、平均冷却速度１２０℃／
ｓｅｃでφ６５闘に鋳造した。この鋳造棒を４８０℃で
１８時間均質化処理した後、晶出物含有量を測定した。

その後、軟化処理として３８０℃に６時間保持し、冷却
速度１０℃／ｈｒで１５０℃まで徐冷した。この軟化後
の素材を用いて鍛造試験を行なった。結果を表２に示す
。また、軟化後の素材をＴ６処理（５００’ＣＸ　１　
ｈｒ−水冷−１７５℃Ｘ８ｈｒ）Ｌ、耐摩耗性と硬さを
調べた結果を表２に併記する。

表１の合金の巾でＮｏ、１〜５は本発明の化学成分を有
する合金であり、Ｎｏ、８〜８は比較材である。Ｎｏ、
　１〜５は鍛造性、およびＴ６処理後の耐摩耗性、硬さ
に勝れている。

しかし、Ｎｏ、６はＣｕ、Ｍｇ１ｌが多いために軟化後
の硬さが高く、さらに鍛造割れの起点となる粗大な晶出
物が多くなり、鍛造性に劣る。

Ｎｏ、７はＮ１Ｅｔが多いために鍛造割れの起点となる
粗大な品出物が多くなり、鍛造性に劣る。

また、Ｎｏ、８はＣｕ１Ｍｇ、Ｎｉ量が少ないためにＴ
６処理後の硬さ、耐摩耗性に劣る。

なお、鍛造性、耐摩耗性はっぎの方法で評価した。

鍛造性：φ２０Ｘ　Ｌ　３ｈｍの円柱状試験片の両底面
を拘束したまま圧縮速度１０ｍｍ／＋ｇｌｎで種々の全
圧縮し、側面に割れが発生する際の変形率（限界変形率
）で鍛造性を評価した。限界変形率が５０％以上であれ
ばＶＴＲシリンダーへの鍛造は十分可能である。

耐摩耗性：耐摩耗性は入超式摩耗試験で評価した。試験
条件は、 摩擦距離　２００ｍ 摩擦速度　２．３８ｍ／ｓｅｃ 最終荷重　２．１）ｃｇ 相手材　　５５０Ｃ（Ｈｖ＝７５０） φ３０ＸＬ３ｍｓ＋ 無潤滑 である。比摩耗量８　＋ｎ　／　ｋｇ以下、ビッカース
硬さ　１２０以上であれば、ＶＴＲシリンダーとしての
耐摩耗性、硬さは十分である。

表１ 実施例１に供した合金の化学成分（ｖｔ％）表２ 実施例４の諸特性 実施ｆｌＪ２ Ｃｕ４．０重量％、Ｍｇ　　１．５ｆｆｉｆｆｉ％、Ｓ
ｉ０．３ｆｆｉ量％、Ｎｉ１．ｅｆｆｉ量％、Ｆ　ｅ　
Ｏ，２５重量％を含み、残りアルミニウムと不純物とか
らなるアルミニウム合金を溶解し、溶湯処理をして、Ｔ
ｉＯ，０２ｆｆｉ量％、Ｂ　　Ｏ，００４重量％を添加
後、鋳造速度５００８１７ｇｉｎ　％平均冷却速度１０
０℃／ｓｅｃでφ６５　ａｍに鋳造した。

この鋳塊を表３記載の条件で３００〜５１０℃で１０〜
２４時間均質化処理した後、晶出物含有率を測定した。

その後、軟化処理として２５０〜３８０℃に４〜３０時
間保持し、冷却速度ｌＯ〜ｉｏｏ℃／ｈｒで１５０℃ま
で冷却した。但し、Ｎｏ。

１５のみはｌＯ℃／ｈｒで２８０℃まで徐冷した後、空
冷した。以上の素材を用いて行った鍛造試験の結果を表
３に示す。表３中軟化後の硬さは、軟化処理後自然時効
硬化によって硬さが増加し、硬さがピークになる約１ケ
月後の硬さ測定値である。

表３の合金の中でＮｏ、１〜８は本発明の実施例、Ｎｏ
、９〜１５は比較例である。Ｎｏ、１〜８と比へてＮｏ
、９、ｌＯは均質化処理が不十分であるため、鍛造割れ
の起点となる粗大な品出物が多く、鍛造性に劣り、Ｎｏ
、１１〜１５は軟化処理が不十分であるため、鍛造前の
硬さが高く、鍛造性に劣る。なお、Ｎｏ、１〜１５のＴ
６処理後のビッカース硬さは全て１２０以上、また比摩
耗量は全て８■八ｇであった。なお、鍛造性の評価方法
は実施例１の場合と同じである。

表３ 実施例２の特性 （）内は１５０℃までの冷却速度（”Ｃ／ｈｒ）軟化処
理終了ａ、シから１ケ月後の硬さ２６０℃まで徐冷後、
空冷 ［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、鍛造性、耐摩耗
性、硬度に優れ、ＶＴＲシリンダー用としてきわめて適
合性のあるアルミニウム合金鋳造棒を得ることができる
。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃｕ；３〜４．５重量％、Ｍｇ；０．３〜１．８重量％
   、Ｎｉ；０．５〜２．５重量％、Ｓｉ；０．１〜０．９
   重量％、Ｆｅ；０．１〜０．７重量％を含み、残りアル
   ミニウムと不純物とからなるアルミニウム合金を平均冷
   却速度５０℃／ｓｅｃ以上でφ８０ｍｍ以下に鋳造後、
   ４５０〜５２０℃で８時間以上均質化処理し、３３０〜
   ３９０℃で２時間以上焼鈍した後、その温度から平均冷
   却速度２０℃／ｈｒ以下で２５０℃以下まで徐冷するこ
   とを特徴とするＶＴＲシリンダー用アルミニウム合金鋳
   造棒の製造方法。