JPH0678580B2 - 鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents
鍛造用アルミニウム合金Info
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- JPH0678580B2 JPH0678580B2 JP10207890A JP10207890A JPH0678580B2 JP H0678580 B2 JPH0678580 B2 JP H0678580B2 JP 10207890 A JP10207890 A JP 10207890A JP 10207890 A JP10207890 A JP 10207890A JP H0678580 B2 JPH0678580 B2 JP H0678580B2
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- Japan
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- eutectic
- forging
- aluminum alloy
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は鍛造用アルミニウム合金に関するものであり、
さらに詳しく述べるならば、近年、車輌などの産業機械
部品の軽量化指向に対応した高強度アルミニウム合金で
あって、かつ耐摩耗性、切削性および耐加熱変色性を兼
備した鍛造用アルミニウム合金に関するものである。
さらに詳しく述べるならば、近年、車輌などの産業機械
部品の軽量化指向に対応した高強度アルミニウム合金で
あって、かつ耐摩耗性、切削性および耐加熱変色性を兼
備した鍛造用アルミニウム合金に関するものである。
従来、高強度および耐摩耗性が要求される鍛造用アルミ
ニウム合金としてAl−Si系共晶合金が一般に使用されて
おり、その代表的なものはAl−Si共晶合金にCu、Mg、Ni
等を添加したJIS A4032合金がある。近年、性質の改良
の要請がますます高まっているため、Al−Si系共晶合金
を改良するための多くの提案がなされている。
ニウム合金としてAl−Si系共晶合金が一般に使用されて
おり、その代表的なものはAl−Si共晶合金にCu、Mg、Ni
等を添加したJIS A4032合金がある。近年、性質の改良
の要請がますます高まっているため、Al−Si系共晶合金
を改良するための多くの提案がなされている。
特公昭53−20242号公報によると、CuとMgを添加したAl
−Si共晶合金溶湯を急冷することによって、高温強度、
耐摩耗性、快削性を兼備したアルミニウム合金が公知で
ある。またこの合金は押出等の予備加工を経ることなく
鋳塊状態のままで鍛造加工することが可能である。
−Si共晶合金溶湯を急冷することによって、高温強度、
耐摩耗性、快削性を兼備したアルミニウム合金が公知で
ある。またこの合金は押出等の予備加工を経ることなく
鋳塊状態のままで鍛造加工することが可能である。
特公昭53−20243号公報によると、Al−Si共晶合金に添
加するCuとMgの量比を特定するとともに共晶組織におけ
るシリコン結晶を微細粒子状にすることによって塑性加
工性を高める提案がなされている。
加するCuとMgの量比を特定するとともに共晶組織におけ
るシリコン結晶を微細粒子状にすることによって塑性加
工性を高める提案がなされている。
また、（Ａ）特開昭62−149839号公報によると、JIS A4
032合金の特性、とくに強度を改善するために、1.5〜3.
0％Cu、0.1〜1.5％Mn、0.2〜1.5％Mgなる組成に、0.05
〜1.0％Sbを添加する提案がなされている。この公報の
説明では、SbはCuの影響により粗大化し易い初晶Siと共
晶のSiの微細化を図る作用があると述べられている。
032合金の特性、とくに強度を改善するために、1.5〜3.
0％Cu、0.1〜1.5％Mn、0.2〜1.5％Mgなる組成に、0.05
〜1.0％Sbを添加する提案がなされている。この公報の
説明では、SbはCuの影響により粗大化し易い初晶Siと共
晶のSiの微細化を図る作用があると述べられている。
さらに、（Ｂ）特開昭62−44548号公報によると、Cu単
独もしくはCuとMgを添加したAl−Si共晶合金に、切削性
および耐焼付性を改善するためにPb、Sn、Biを同時添加
する提案がなされ、また（Ｃ）特開昭62−86142号公報
によるとCu、ｇを添加したAl−Si共晶合金に、耐磁気テ
ープ摩耗性を改善するためにZnを添加する提案がなされ
ている。
独もしくはCuとMgを添加したAl−Si共晶合金に、切削性
および耐焼付性を改善するためにPb、Sn、Biを同時添加
する提案がなされ、また（Ｃ）特開昭62−86142号公報
によるとCu、ｇを添加したAl−Si共晶合金に、耐磁気テ
ープ摩耗性を改善するためにZnを添加する提案がなされ
ている。
上述のように、（Ａ）の合金では少量のSbの添加により
連続鍛造塊の共晶Si粒子が微細化され初晶Siの晶出が抑
制され、それによって強度、耐摩耗性、鍛造性が改善さ
れ、また上記（Ｂ）の合金ではPb、Sn、Biの添加により
切削性、耐焼付性の改善が図られる。さらに上記（Ｃ）
の合金ではZnの添加により機械的強度や耐磁気テープ摩
耗性が改善される。しかしながらこれらの効果に拘わら
ずこの種の合金には共通した欠点が内在し、その解決が
求められている。
連続鍛造塊の共晶Si粒子が微細化され初晶Siの晶出が抑
制され、それによって強度、耐摩耗性、鍛造性が改善さ
れ、また上記（Ｂ）の合金ではPb、Sn、Biの添加により
切削性、耐焼付性の改善が図られる。さらに上記（Ｃ）
の合金ではZnの添加により機械的強度や耐磁気テープ摩
耗性が改善される。しかしながらこれらの効果に拘わら
ずこの種の合金には共通した欠点が内在し、その解決が
求められている。
すなわち、上記の如きAl−Si−Cu−Mg系合金は熱間鍛造
もしくは冷間鍛造された後にT6等の加熱処理を施される
が、大気雰囲気で実施されるこの熱処理においてSb含有
合金では黒色に、Zn、Pb、Sn、Bi含有合金で灰色又暗灰
色に変色し、アルミニウム合金本来の光彩を失い汚染色
によって鍛造品の商品価値を損なう。
もしくは冷間鍛造された後にT6等の加熱処理を施される
が、大気雰囲気で実施されるこの熱処理においてSb含有
合金では黒色に、Zn、Pb、Sn、Bi含有合金で灰色又暗灰
色に変色し、アルミニウム合金本来の光彩を失い汚染色
によって鍛造品の商品価値を損なう。
さらに、変色を呈したアルミニウム合金の表面は合金本
体の耐摩耗性、耐焼付性などの表面特性が損なわれる傾
向がある。したがって、商品価値を保ちまた表面特性の
劣化を防ぐため変色鍛造品は数10μｍ〜数100μｍの深
さで表面研摩、切削して変質層を完全に除去するかある
いは外観だけが問題になるときは酸洗浄処理等が必要に
なっている。このような処理はコストが嵩むものではな
く処理した鍛造製品でも用中発熱、加熱環境に置かれる
と再び変色してしまうため本質的解決策が求められてい
る。
体の耐摩耗性、耐焼付性などの表面特性が損なわれる傾
向がある。したがって、商品価値を保ちまた表面特性の
劣化を防ぐため変色鍛造品は数10μｍ〜数100μｍの深
さで表面研摩、切削して変質層を完全に除去するかある
いは外観だけが問題になるときは酸洗浄処理等が必要に
なっている。このような処理はコストが嵩むものではな
く処理した鍛造製品でも用中発熱、加熱環境に置かれる
と再び変色してしまうため本質的解決策が求められてい
る。
また、上記した特公昭53−2024号および20243号公報で
公知のような組織微細化によりAl−Si共晶合金の鍛造性
は著しく改良され、Sb等の共晶微細化剤を添加しなくと
も微細共晶組の合金がられるので、Sb特有の汚染色は生
じないが、再生塊を使用してAl−Si共晶合金を溶製する
と不可避的不純物による汚染色が生じる。すなわち、こ
の場合は同一部品でもZn、Pbなどの不純物の種類や量に
より色彩がまちまちになり、商品価値を著しく損ねてい
た。また、更に鍛造性を向上させるためには、マクロ組
織の微細化が必要であった。
公知のような組織微細化によりAl−Si共晶合金の鍛造性
は著しく改良され、Sb等の共晶微細化剤を添加しなくと
も微細共晶組の合金がられるので、Sb特有の汚染色は生
じないが、再生塊を使用してAl−Si共晶合金を溶製する
と不可避的不純物による汚染色が生じる。すなわち、こ
の場合は同一部品でもZn、Pbなどの不純物の種類や量に
より色彩がまちまちになり、商品価値を著しく損ねてい
た。また、更に鍛造性を向上させるためには、マクロ組
織の微細化が必要であった。
本発明は上記の現状に鑑み、強度、耐摩耗性、切削性、
鍛造性等が改良されてきたAl−Si系共晶合金のすぐれた
特性を維持しつつ、特に鍛造工程、熱処理工程あるいは
使用中の熱的環境において変色がなく合金本来の美しい
光彩を保有するとともに表面特性の劣化がなく、しかも
マクロ組織を微細にすることにより鍛造加工性をさらに
改良して割れの発生も低減しうるAl−Si−Cu−Mg系鍛造
用合金を提供することを目的とする。
鍛造性等が改良されてきたAl−Si系共晶合金のすぐれた
特性を維持しつつ、特に鍛造工程、熱処理工程あるいは
使用中の熱的環境において変色がなく合金本来の美しい
光彩を保有するとともに表面特性の劣化がなく、しかも
マクロ組織を微細にすることにより鍛造加工性をさらに
改良して割れの発生も低減しうるAl−Si−Cu−Mg系鍛造
用合金を提供することを目的とする。
本発明の第１は、重量で、Si ９−11％、Cu ２−４
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Sb 0.1−0.5％、B
e 0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及
び不純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴と
する鍛造用アルミニウム合金であり、 本発明の第２は、重量で、Si ９−11％、Cu ２−４
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Zn 0.05−1.5％及
び／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合計2.0％以下、B
e 0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及
び不純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴と
する鍛造用アルミニウム合金であり、 本発明の第３は、重量で、Si ９−11％、Cu ２−４
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Sb 0.1−0.5％とZ
n0.05−1.5％及び／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合
計2.0％以下、Be 0.001−0.2％、B0.02−0.05％を含
み、残部Al及び不純物からなり、耐加熱変色性を有する
とを特徴とする鍛造用アルミニウム合金である。
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Sb 0.1−0.5％、B
e 0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及
び不純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴と
する鍛造用アルミニウム合金であり、 本発明の第２は、重量で、Si ９−11％、Cu ２−４
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Zn 0.05−1.5％及
び／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合計2.0％以下、B
e 0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及
び不純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴と
する鍛造用アルミニウム合金であり、 本発明の第３は、重量で、Si ９−11％、Cu ２−４
％,Mg 0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6、Sb 0.1−0.5％とZ
n0.05−1.5％及び／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合
計2.0％以下、Be 0.001−0.2％、B0.02−0.05％を含
み、残部Al及び不純物からなり、耐加熱変色性を有する
とを特徴とする鍛造用アルミニウム合金である。
本発明合金の成分範囲限定の根拠について以下述べる。
ケイ素はアルミニウム合金マトリックスの強化に役立つ
ばかりでなく、Al−Siの共晶組織を形成し、耐摩耗性を
向上させる。
ばかりでなく、Al−Siの共晶組織を形成し、耐摩耗性を
向上させる。
本発明の含有量範囲であるSi ９−11％では、鍛造合金
のほぼ全体に共晶Siが分布し、耐摩耗性を高め、また粗
大な初晶Siが少ないので鍛造加工性や切削性も良好であ
る。
のほぼ全体に共晶Siが分布し、耐摩耗性を高め、また粗
大な初晶Siが少ないので鍛造加工性や切削性も良好であ
る。
一方、Si含有量が９％未満では、共晶Siの割合が減少
し、鍛造加工性は良好となるが、耐摩耗性がやや劣る。
Si含有量が11％を超えると、耐摩耗性がより向上するが
初晶Siが多くなるので鍛造加工性が劣化する。
し、鍛造加工性は良好となるが、耐摩耗性がやや劣る。
Si含有量が11％を超えると、耐摩耗性がより向上するが
初晶Siが多くなるので鍛造加工性が劣化する。
銅は、アルミニウム合金に熱処性を付与し、高強度を得
るために必要な元素である。Ｃはその含有量が２％未満
では強度が得られず、一方、４％を超えると、耐摩耗性
が損なわれるとともに、初晶Siが生成し易くなり鍛造加
工性も損なわれる。
るために必要な元素である。Ｃはその含有量が２％未満
では強度が得られず、一方、４％を超えると、耐摩耗性
が損なわれるとともに、初晶Siが生成し易くなり鍛造加
工性も損なわれる。
マグネシウムは、アルミニウム中に固溶し、合金基質の
強化に役立つとともに、熱処理によってMg2Siの金属間
化合物となって強度、耐摩耗性向上に寄与する。しかし
Mg含有量が0.3％未満では、固溶強化と時効硬化が不足
するため強度および耐摩耗性が不十分であり、一方、0.
6％を超えると鍛造加工性が悪くなるとともに、熱処理
後の変色に影響を与える。
強化に役立つとともに、熱処理によってMg2Siの金属間
化合物となって強度、耐摩耗性向上に寄与する。しかし
Mg含有量が0.3％未満では、固溶強化と時効硬化が不足
するため強度および耐摩耗性が不十分であり、一方、0.
6％を超えると鍛造加工性が悪くなるとともに、熱処理
後の変色に影響を与える。
マンガンは、固溶強化と時効硬化により強度及び耐摩耗
性を高めるが、0.3％未満では効果が少なく、0.6％を超
えると粗大な金属間化合物を晶出し易くなり、鍛造加工
性を著しく損なうことになる。
性を高めるが、0.3％未満では効果が少なく、0.6％を超
えると粗大な金属間化合物を晶出し易くなり、鍛造加工
性を著しく損なうことになる。
ボロンはマクロ組織を微細均一化し、鍛造時の圧縮強度
を増す効果があるが、0.02％未満ではその効果が十分で
なく、0.05％を超えると効果は飽和されてまう。
を増す効果があるが、0.02％未満ではその効果が十分で
なく、0.05％を超えると効果は飽和されてまう。
第１および第３の発明の合金において含有されるSbは共
晶組織のSi結晶粒を微細化する。
晶組織のSi結晶粒を微細化する。
特に冷却速度が遅い太径ビレットでは、共晶Siの粗大化
が起こり易いため、強度、耐摩耗性が低下する傾向があ
る。これを防止するためにSbの添加は有効であるが、Sb
含有量が0.1％未満でその効果が少ない。一方、Sb含有
量が0.5％を超えると、Sbを含む金属間化合物を晶出
し、鍛造加工性が劣化する。さらに、Zn、Pb、Sn、Biな
どの再生鋳塊のアルミニウム合金に含まれる元素が不可
避的不純物として第１の発明合金中に多量に含有される
場合は、これら不純物とSbの相乗作用により光輝性が失
われ、後述のBe添加を行なっても光輝性の回復が難しい
ので、Sbの含有量の上限は0.5％とする。なお、Zn、P
b、Sn、Biなどの元素は、通常は不純物であり添加の必
要の無いものであるが、再生塊の使用によりあるいは、
これらを含む合金の溶製後本発明の合金を溶解すると炉
内汚染によりかなりの量まで増加する。
が起こり易いため、強度、耐摩耗性が低下する傾向があ
る。これを防止するためにSbの添加は有効であるが、Sb
含有量が0.1％未満でその効果が少ない。一方、Sb含有
量が0.5％を超えると、Sbを含む金属間化合物を晶出
し、鍛造加工性が劣化する。さらに、Zn、Pb、Sn、Biな
どの再生鋳塊のアルミニウム合金に含まれる元素が不可
避的不純物として第１の発明合金中に多量に含有される
場合は、これら不純物とSbの相乗作用により光輝性が失
われ、後述のBe添加を行なっても光輝性の回復が難しい
ので、Sbの含有量の上限は0.5％とする。なお、Zn、P
b、Sn、Biなどの元素は、通常は不純物であり添加の必
要の無いものであるが、再生塊の使用によりあるいは、
これらを含む合金の溶製後本発明の合金を溶解すると炉
内汚染によりかなりの量まで増加する。
第２発明の合金はSbを含有せず、Zn、Pb、Sn、Biの少な
くとも１種を切削性改善成分として含有する。しかし、
Zn0.05％以上、Pb、Sn、Bi計0.1％以上では、先に述べ
たSbの添加なしでもアルミニウムの持つ本来の光輝性が
失われる。
くとも１種を切削性改善成分として含有する。しかし、
Zn0.05％以上、Pb、Sn、Bi計0.1％以上では、先に述べ
たSbの添加なしでもアルミニウムの持つ本来の光輝性が
失われる。
また、Znの含有量は、1.5％を超えると鍛造性および機
械的強度が低下し、Pb、Sn、Biの含有量は各1.0％、合
計2.0％を超えると耐摩耗性が損なわれ、また光輝性を
回復することができないので、Zn、Pb、Sn、Biの含有量
の上限はこれによって定まる。
械的強度が低下し、Pb、Sn、Biの含有量は各1.0％、合
計2.0％を超えると耐摩耗性が損なわれ、また光輝性を
回復することができないので、Zn、Pb、Sn、Biの含有量
の上限はこれによって定まる。
第２発明の合金においては、前掲特公昭53−20243号に
開示された冷却速度の大きい連鋳法により細径鋳塊を製
造することによって、太径ビレットでのSb添加品と同等
以上の共晶Siの微細化が可能である。
開示された冷却速度の大きい連鋳法により細径鋳塊を製
造することによって、太径ビレットでのSb添加品と同等
以上の共晶Siの微細化が可能である。
第１〜第３発明の合金に添加されるベリリウムはアルミ
ニウム合金の高温熱処理時に表面が変色する現象を抑制
する働きがあるが、Be含有量が0.001％未満では、この
効果を達成できず、0.2％を超えると、機械的性質、特
に靭性を低下させる。
ニウム合金の高温熱処理時に表面が変色する現象を抑制
する働きがあるが、Be含有量が0.001％未満では、この
効果を達成できず、0.2％を超えると、機械的性質、特
に靭性を低下させる。
Mgを含有するアルミニウム合金が酸化雰囲気中で加熱さ
れると、深さが数10μｍ〜数100μｍの合金表面で酸化
反応が起こりスピネルAl2O3・nMgOが生成することが知
られている。
れると、深さが数10μｍ〜数100μｍの合金表面で酸化
反応が起こりスピネルAl2O3・nMgOが生成することが知
られている。
アルミニウム合金がさらに、Sb、Zn、Pb、Sn、Bi等を含
有すると、これらの元素が酸化物としてあるいは金属状
態でスピネルと化合して、これらが表面の汚染物となる
ものと考えられる。
有すると、これらの元素が酸化物としてあるいは金属状
態でスピネルと化合して、これらが表面の汚染物となる
ものと考えられる。
したがって、酸化反応生成物の種類によって加熱後のア
ルミニウム合金は種々の色に変色する。本発明が特徴と
するBeはAl合金表面において極めて薄い皮膜を形成して
Alを被覆し酸素との反応と、これによるスピネルの形成
を妨げると推測される。
ルミニウム合金は種々の色に変色する。本発明が特徴と
するBeはAl合金表面において極めて薄い皮膜を形成して
Alを被覆し酸素との反応と、これによるスピネルの形成
を妨げると推測される。
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
実施例１ 表１に示す組成の合金を50mmφに連続鋳造し、この鋳造
棒を350〜450℃にて加熱し約60％の加工率の鍛造加工を
600トンハンマーで行なった。
棒を350〜450℃にて加熱し約60％の加工率の鍛造加工を
600トンハンマーで行なった。
その後、灯油バーナー炉で530℃にて溶体化処理を行な
った後、表面の色を観察した結果を表２に示す。
った後、表面の色を観察した結果を表２に示す。
実施例２ 表１のNo.1の組成の発明合金とNo.9の比較合金により直
径50mmφの細径連続鋳造棒を作製し、これを490℃で均
質化処理した後直径45mmφの据え込み試験片に成形加工
した。油圧プレスにより400℃において据え込み鍛造を
行なった。加工率を変えて種々なる加工率において据え
込み鍛造試験を実施した結果、試験片No.1は加工率92％
まで割れが発生しなかったが、試験片No.9は加工率84％
以上で割れが発生した。
径50mmφの細径連続鋳造棒を作製し、これを490℃で均
質化処理した後直径45mmφの据え込み試験片に成形加工
した。油圧プレスにより400℃において据え込み鍛造を
行なった。加工率を変えて種々なる加工率において据え
込み鍛造試験を実施した結果、試験片No.1は加工率92％
まで割れが発生しなかったが、試験片No.9は加工率84％
以上で割れが発生した。
（１）第１〜第３発明によれば、鍛造品は熱処理等の加
熱環境を経ても黒色、灰色等の汚染色を呈することがな
く金属光沢を有し、製品の価値を高める。また、金属光
沢の喪失に伴って起こる製品表面の変質もなくなるの
で、表面を研磨等で除去することが不必要になり、歩留
まり低下が避けられ、さらに酸洗等による金属光沢回復
の処理も不必要になるのでコスト上昇要因が除かれる。
熱環境を経ても黒色、灰色等の汚染色を呈することがな
く金属光沢を有し、製品の価値を高める。また、金属光
沢の喪失に伴って起こる製品表面の変質もなくなるの
で、表面を研磨等で除去することが不必要になり、歩留
まり低下が避けられ、さらに酸洗等による金属光沢回復
の処理も不必要になるのでコスト上昇要因が除かれる。
（２）第１〜第３の発明の合金はSi、Cu、Mg及びMnの添
加により高強度、耐摩耗性を発揮する。またＢ添加によ
りマクロ組の微細化をはかり鍛造性を高めている。これ
らの共通元素に加えて第１の発明合金においてはSbの添
加により、共晶Siをさらに微細化し上記性能を向上する
ことができる。
加により高強度、耐摩耗性を発揮する。またＢ添加によ
りマクロ組の微細化をはかり鍛造性を高めている。これ
らの共通元素に加えて第１の発明合金においてはSbの添
加により、共晶Siをさらに微細化し上記性能を向上する
ことができる。
第２の発明の合金は、Zn、Pb、Sn、Bi等が不純物として
混入することを許容するので、再生塊の使用により原料
コストを低減することができる。第３発明の合金は、Sb
を含有し、さらにZn、Pb、Sn、Bi等を不純物として混入
することを許容するので、前記二つの発明の効果を同時
に奏する。
混入することを許容するので、再生塊の使用により原料
コストを低減することができる。第３発明の合金は、Sb
を含有し、さらにZn、Pb、Sn、Bi等を不純物として混入
することを許容するので、前記二つの発明の効果を同時
に奏する。
（３）本願第１〜第３発明によれば、熱処理等の加熱過
程を経た鍛造製品表面には変質組織がなく、α−Al、共
晶Si、Mg2Si、Sbの金属間化合物などの共晶Al−Si系合
金本来の組から構成される。また、Mg、Sb等の添加元素
が、スピネルなどとして失われず所望の特性を発揮する
ため、耐摩耗性上重要な表面特性がすぐれた金属が得ら
れる。
程を経た鍛造製品表面には変質組織がなく、α−Al、共
晶Si、Mg2Si、Sbの金属間化合物などの共晶Al−Si系合
金本来の組から構成される。また、Mg、Sb等の添加元素
が、スピネルなどとして失われず所望の特性を発揮する
ため、耐摩耗性上重要な表面特性がすぐれた金属が得ら
れる。
（４）バリが出易い形状のものの鍛造を行なう場合には
第１〜第３発明の合金はバリから内部に入る割れを低減
するのに役立つ。
第１〜第３発明の合金はバリから内部に入る割れを低減
するのに役立つ。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 塩飽 紀之 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 伊藤 忠直 福島県喜多方市字慶徳道下5067―１ (72)発明者 関口 常久 神奈川県横浜市神奈川区神之木台43―13 (72)発明者 近藤 良一 神奈川県横浜市保土ケ谷区上菅田町431
Claims (3)
- 【請求項１】重量で、Si ９−11％、Cu ２−４％,Mg
0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6％、Sb 0.1−0.5％、Be
0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及び不
純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴とする
鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】重量で、Si ９−11％、Cu ２−４％、Mg
0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6％、Zn 0.05−1.5％及び
／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合計2.0％以下、Be
0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を含み、残部Al及び
不純物からなり、耐加熱変色性を有することを特徴とす
る鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項３】重量で、Si ９−11％、Cu ２−４％,Mg
0.3−0.6％、Mn 0.3−0.6％、Sb 0.1−0.5％とZn
0.05−1.5％及び／又はPb、Sn、Biの各0.1−1.0％、合
計2.0％以下、Be 0.001−0.2％、Ｂ 0.02−0.05％を
含み、残部Al及び不純物からなり、耐加熱変色性を有す
ることを特徴とする鍛造用アルミニウム合金。
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|---|---|---|---|
| JP10207890A JPH0678580B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 鍛造用アルミニウム合金 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10207890A JPH0678580B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 鍛造用アルミニウム合金 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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ID=14317742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10207890A Expired - Fee Related JPH0678580B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 鍛造用アルミニウム合金 |
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|---|---|
| JP (1) | JPH0678580B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
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-
1990
- 1990-04-18 JP JP10207890A patent/JPH0678580B2/ja not_active Expired - Fee Related
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