JPH0759731B2 - 鋳造用Ａ▲ｌ▼−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
鋳造用Ａ▲ｌ▼−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製造方法Info
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- JPH0759731B2 JPH0759731B2 JP61292614A JP29261486A JPH0759731B2 JP H0759731 B2 JPH0759731 B2 JP H0759731B2 JP 61292614 A JP61292614 A JP 61292614A JP 29261486 A JP29261486 A JP 29261486A JP H0759731 B2 JPH0759731 B2 JP H0759731B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は車両、船舶、陸上機械分野で用いられる鋳造用
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金及びその製造方法に
関するものである。
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金及びその製造方法に
関するものである。
［従来の技術］ 一般に鍛造品と鋳造品とでは、機械的性質について鍛造
品が優れていることは周知の如くである。
品が優れていることは周知の如くである。
然しながら、鋳造でなければ製造できない形状の部品も
あり、近年車両、船舶、陸上機械分野においては疲労強
度に優れ、耐熱性を有する鋳造用高力アルミニウム合金
が求められている。
あり、近年車両、船舶、陸上機械分野においては疲労強
度に優れ、耐熱性を有する鋳造用高力アルミニウム合金
が求められている。
従来、鋳造用高力アルミニウム合金としては、例えばジ
ュラルミンに代表されるAl−Cu−Mg系アルミニウム合金
である。このAl−Cu−Mg系を基本組成とした合金として
は、スミカロイＨ−13（日本）、Ｘ 149（米国）、KO
−１（米国）等の合金が開発されている。なかでも、ス
ミカロイＨ−13（特公昭52−21448号）は重量百分率でC
u:4.2〜5.2％,Mg:0.2〜0.4％,Si:0.15〜0.3％,Fe:0.1以
下,Mn:0.1〜0.5％,Ti:0.1〜0.3％,B:0.01〜0.1％から成
るアルミニウム合金であり、その機械的性質は引張強さ
48kg/mm2のとき0.2％耐力43kg/mm2、伸び６％を示す優
れた合金である。
ュラルミンに代表されるAl−Cu−Mg系アルミニウム合金
である。このAl−Cu−Mg系を基本組成とした合金として
は、スミカロイＨ−13（日本）、Ｘ 149（米国）、KO
−１（米国）等の合金が開発されている。なかでも、ス
ミカロイＨ−13（特公昭52−21448号）は重量百分率でC
u:4.2〜5.2％,Mg:0.2〜0.4％,Si:0.15〜0.3％,Fe:0.1以
下,Mn:0.1〜0.5％,Ti:0.1〜0.3％,B:0.01〜0.1％から成
るアルミニウム合金であり、その機械的性質は引張強さ
48kg/mm2のとき0.2％耐力43kg/mm2、伸び６％を示す優
れた合金である。
［発明が解決しようとする問題点］ ところで、このスミカロイＨ−13にあっては次のごとき
問題点があった。
問題点があった。
107サイクルにおける疲労強度は9kg/mm2であり、この値
は他の一般的鋳造用合金、例えばA356等と比較して劣っ
ているという問題があった。
は他の一般的鋳造用合金、例えばA356等と比較して劣っ
ているという問題があった。
また鋳造割れが発生し易く、鋳造性の面においても劣っ
ているという問題があった。
ているという問題があった。
上述のごとき問題点に鑑みて本発明は疲労強度及び鋳造
性を向上させると共に、耐熱性を向上させて鋳造品に匹
敵する鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を提供
することを目的とするものである。
性を向上させると共に、耐熱性を向上させて鋳造品に匹
敵する鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を提供
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］ 従来技術における問題点を解決するために本発明は重量
百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜0.4％、Si:0.15〜
0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5％、Ti:0.1〜0.3
％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、W:0.05〜0.35
％、残部Al及び不可避的不純物からなる鋳造用Al−Cu−
Mg系高力アルミニウム合金であり、その製造方法として
は、重量百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜0.4％、S
i:0.15〜0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5％、Ti:0.
1〜0.3％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、W:0.05〜
0.35％、残部Al及び不可避的不純物からなるAl−Cu−Mg
系高力アルミニウム合金材料を真空脱ガスしながら溶製
した後、鋳造し、520℃付近で約14時間溶体化処理した
後、90℃以上の温水中で焼入れし、160℃付近で約20時
間焼きもどして人工時効処理するものである。
百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜0.4％、Si:0.15〜
0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5％、Ti:0.1〜0.3
％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、W:0.05〜0.35
％、残部Al及び不可避的不純物からなる鋳造用Al−Cu−
Mg系高力アルミニウム合金であり、その製造方法として
は、重量百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜0.4％、S
i:0.15〜0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5％、Ti:0.
1〜0.3％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、W:0.05〜
0.35％、残部Al及び不可避的不純物からなるAl−Cu−Mg
系高力アルミニウム合金材料を真空脱ガスしながら溶製
した後、鋳造し、520℃付近で約14時間溶体化処理した
後、90℃以上の温水中で焼入れし、160℃付近で約20時
間焼きもどして人工時効処理するものである。
次に、本発明のそれぞれの添加元素の限定理由を説明す
る。
る。
CuとMgを本発明の範囲内で添加することにより優れた機
械的性質と鋳造性を示す。これら、Cu、Mgが下限以下で
は時効硬化性が低下し高い強度が得られなく、また、上
限以上では伸びが低下し鋳造割れを起こしやすくなる。
械的性質と鋳造性を示す。これら、Cu、Mgが下限以下で
は時効硬化性が低下し高い強度が得られなく、また、上
限以上では伸びが低下し鋳造割れを起こしやすくなる。
Siが0.15％以下では添加による強度向上の効果が少なく
なり、0.3％以上では伸びの低下が大きくなり実用性が
乏しくなる。
なり、0.3％以上では伸びの低下が大きくなり実用性が
乏しくなる。
Feは伸びを低下させるので、0.1％以下に抑えなければ
ならない。
ならない。
Mnはこの合金の機械的性質を損なうことなく耐力腐食割
れ性を向上させる効果がある。0.1％以下ではこの効果
は少なく、0.5％以上では添加量の増大に対する効果の
向上が認められない。
れ性を向上させる効果がある。0.1％以下ではこの効果
は少なく、0.5％以上では添加量の増大に対する効果の
向上が認められない。
Tiは鋳造割れ傾向を小さくし、機械的性質を向上させ
る。しかし、0.3％を越えても効果の向上が認められな
いばかりでなく、さらに多くなると針状の化合物が晶出
し、かえって機械的性質を損なう。
る。しかし、0.3％を越えても効果の向上が認められな
いばかりでなく、さらに多くなると針状の化合物が晶出
し、かえって機械的性質を損なう。
また、これらと共にＢを極少量添加することにより、合
金の鋳造割れ傾向を少なくする効果を確実いすることが
できる。
金の鋳造割れ傾向を少なくする効果を確実いすることが
できる。
Ｖは合金の疲労強度及び靭性を向上させ、鋳造割れを防
止する効果を発揮する。そして、添加量を0.10〜0.30％
の範囲に限定したのは、0.10％以下では、このような効
果が現れにくく、反対に0.30％を越えても効果の向上が
みられないばかりでなく、コストの上昇を招いてしまう
からである。
止する効果を発揮する。そして、添加量を0.10〜0.30％
の範囲に限定したのは、0.10％以下では、このような効
果が現れにくく、反対に0.30％を越えても効果の向上が
みられないばかりでなく、コストの上昇を招いてしまう
からである。
Ｗは耐熱性を向上させる効果を発揮する。そして、Ｖと
同様に0.05％以下では、このような効果が現れにくく、
反対に0.35％を越えても効果の向上がみられないばかり
でなく、コストの上昇を招いてしまうからである。
同様に0.05％以下では、このような効果が現れにくく、
反対に0.35％を越えても効果の向上がみられないばかり
でなく、コストの上昇を招いてしまうからである。
［作 用］ 本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金は、
従来のAl−Cu−Mg系アルミニウム合金にさらに0.1〜0.3
％のＶを添加したことにより、Al−Cu−Mg系アルミニウ
ム合金の結晶粒が微細化されて疲労強度が増大されると
共に、高温じん性が高められ、焼割れが防止されて鋳造
割れが防止されるものである。且つ、0.05〜0.35％のＷ
を添加したことにより、耐熱性が向上されるものであ
る。
従来のAl−Cu−Mg系アルミニウム合金にさらに0.1〜0.3
％のＶを添加したことにより、Al−Cu−Mg系アルミニウ
ム合金の結晶粒が微細化されて疲労強度が増大されると
共に、高温じん性が高められ、焼割れが防止されて鋳造
割れが防止されるものである。且つ、0.05〜0.35％のＷ
を添加したことにより、耐熱性が向上されるものであ
る。
また、本発明方法は従来のAl−Cu−Mg系アルミニウム合
金にさらに0.1〜0.3％のＶと0.05〜0.35％のＷとが添加
されて真空雰囲気中で溶製され、大気中または真空雰囲
気中で鋳造されたAl−Cu−Mg系アルミニウム合金に520
℃付近で溶体化処理が施された後、焼入れされ、160℃
付近で焼もどして人工時効処理すると、ガス成分、非金
属介在物がきわめて少量なために固溶したCuAl2が結晶
粒内及び粒界に均一に析出する過程で機械的性質が向上
し、疲労強度が増大するものである。
金にさらに0.1〜0.3％のＶと0.05〜0.35％のＷとが添加
されて真空雰囲気中で溶製され、大気中または真空雰囲
気中で鋳造されたAl−Cu−Mg系アルミニウム合金に520
℃付近で溶体化処理が施された後、焼入れされ、160℃
付近で焼もどして人工時効処理すると、ガス成分、非金
属介在物がきわめて少量なために固溶したCuAl2が結晶
粒内及び粒界に均一に析出する過程で機械的性質が向上
し、疲労強度が増大するものである。
［実施例］ 以下に本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合
金及びその製造方法の実施例及びその特性を添付図面に
従って詳述する。
金及びその製造方法の実施例及びその特性を添付図面に
従って詳述する。
ここで、以下に示す第１〜第４の実施例における鋳造用
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金は525℃×14hrの溶
体化処理を行なった後、90℃以上の温水中にて焼入れ、
165℃×20hrの焼もどしをして人工時効処理を施すとい
う製造方法を採用した。
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金は525℃×14hrの溶
体化処理を行なった後、90℃以上の温水中にて焼入れ、
165℃×20hrの焼もどしをして人工時効処理を施すとい
う製造方法を採用した。
第１の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合
金は重量百分率でCu:4.7％,Mg:0.35％を含有したAl−Cu
−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.18％,W:0.1
7％を含有させたものである。第１の実施例にあっては
大気中でアルゴンガスを吹き込む方法により脱ガスをし
ながら溶製し、大気中で鋳造を行なった。そして、この
第１の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合
金における疲労強度を確認すべく上記Ｖ及びＷを添加し
ないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金と比較して回転曲げ
試験を常温にて行なった。
金は重量百分率でCu:4.7％,Mg:0.35％を含有したAl−Cu
−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.18％,W:0.1
7％を含有させたものである。第１の実施例にあっては
大気中でアルゴンガスを吹き込む方法により脱ガスをし
ながら溶製し、大気中で鋳造を行なった。そして、この
第１の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合
金における疲労強度を確認すべく上記Ｖ及びＷを添加し
ないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金と比較して回転曲げ
試験を常温にて行なった。
第１図は試験結果により得られた疲労特性を示すもので
ある。図中、は重量百分率でV:0.18％,W:0.17％を含
有させた場合の疲労特性を示すものであり、はＶ及び
Ｗを含有しない場合の疲労特性を示すものである。図示
するように、第１の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力ア
ルミニウム合金はＶ及びＷの添加により疲労強度が増大
していることが確認された。この疲労強度の増加率は10
6サイクル強さで15％、107サイクル強さで16％を示して
いるが、この値はAl−Cu−Mg系アルミニウム合金に添加
するＶ及びＷの添加量によって変化するものである。
ある。図中、は重量百分率でV:0.18％,W:0.17％を含
有させた場合の疲労特性を示すものであり、はＶ及び
Ｗを含有しない場合の疲労特性を示すものである。図示
するように、第１の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力ア
ルミニウム合金はＶ及びＷの添加により疲労強度が増大
していることが確認された。この疲労強度の増加率は10
6サイクル強さで15％、107サイクル強さで16％を示して
いるが、この値はAl−Cu−Mg系アルミニウム合金に添加
するＶ及びＷの添加量によって変化するものである。
次に第２の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウ
ム合金は重量百分率でCu:4.6％,Mg:0.37％を含有したAl
−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.15％,
W:0.25％を含有させたものである。
ム合金は重量百分率でCu:4.6％,Mg:0.37％を含有したAl
−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.15％,
W:0.25％を含有させたものである。
溶製中の溶湯の脱ガス法は第１の実施例と同様に大気中
でアルゴンガスを吹き込む方法により行なった。そし
て、第２の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウ
ム合金における耐熱性を確認すべく上記Ｖ及びＷを添加
しないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金と比較してクリー
プ試験を200℃にて行なった。
でアルゴンガスを吹き込む方法により行なった。そし
て、第２の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウ
ム合金における耐熱性を確認すべく上記Ｖ及びＷを添加
しないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金と比較してクリー
プ試験を200℃にて行なった。
第２図は試験結果により得られたクリープ破断特性を示
すものである。図中は重量百分率でV:0.15％,W:0.25
％を含有させた場合のクリープ破断特性を示すものであ
り、はＶ及びＷを含有しない場合のクリープ破断特性
を示すものである。図示するように、第２の実施例の鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金はＶ及びＷの添
加によりクリープ破断強さが増大していることが確認さ
れた。このクリープ破断強度の増加は0.6kg/mm2程度と
小さいが、明らかに増加傾向を示している。
すものである。図中は重量百分率でV:0.15％,W:0.25
％を含有させた場合のクリープ破断特性を示すものであ
り、はＶ及びＷを含有しない場合のクリープ破断特性
を示すものである。図示するように、第２の実施例の鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金はＶ及びＷの添
加によりクリープ破断強さが増大していることが確認さ
れた。このクリープ破断強度の増加は0.6kg/mm2程度と
小さいが、明らかに増加傾向を示している。
また、第２の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニ
ウム合金の200℃におけるクリープ破断強さは鍛造用ア
ルミニウム合金の中でも優れた耐熱性を示す2618合金の
クリープ破断強さに匹敵する。更に、第２の実施例の鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金に重量百分率で
0.05〜0.2％までのAgを添加すると、耐熱性がより増大
することが確認された。
ウム合金の200℃におけるクリープ破断強さは鍛造用ア
ルミニウム合金の中でも優れた耐熱性を示す2618合金の
クリープ破断強さに匹敵する。更に、第２の実施例の鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金に重量百分率で
0.05〜0.2％までのAgを添加すると、耐熱性がより増大
することが確認された。
また、第３の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニ
ウム合金は重量百分率でCu:5.3％,Mg:0.32％を含有した
Al−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.19
％,W:0.09％を含有させたものである。特に第３の実施
例にあっては710℃で30分間ロータリポンプにて排気し
て真空脱ガス処理を施しながら溶製し、大気中で鋳造し
たものである。そして、この第３の実施例の鋳造用Al−
Cu−Mg系高力アルミニウム合金における疲労強度を確認
すべく上記Ｖ及びＷを添加せず、且つ大気中でアルゴン
ガス吹き込み脱ガスを行なったAl−Cu−Mg系アルミニウ
ム合金と比較して常温にて回転曲げ試験を行なった。
ウム合金は重量百分率でCu:5.3％,Mg:0.32％を含有した
Al−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.19
％,W:0.09％を含有させたものである。特に第３の実施
例にあっては710℃で30分間ロータリポンプにて排気し
て真空脱ガス処理を施しながら溶製し、大気中で鋳造し
たものである。そして、この第３の実施例の鋳造用Al−
Cu−Mg系高力アルミニウム合金における疲労強度を確認
すべく上記Ｖ及びＷを添加せず、且つ大気中でアルゴン
ガス吹き込み脱ガスを行なったAl−Cu−Mg系アルミニウ
ム合金と比較して常温にて回転曲げ試験を行なった。
第３図は試験結果により得られた疲労特性を示すもので
ある。図中、は重量百分率でV:0.19％,W:0.09％を含
有さて真空脱ガス処理した場合の疲労特性を示すもので
あり、はＶ及びＷを含有せず大気中でアルゴンガス吹
き込み脱ガスを行なった場合の疲労特性を示すものであ
る。図示するように、第３の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg
系高力アルミニウム合金は真空脱ガス処理を施すことに
よりＶ及びＷの添加の効果は著しく増大しているのが確
認された。
ある。図中、は重量百分率でV:0.19％,W:0.09％を含
有さて真空脱ガス処理した場合の疲労特性を示すもので
あり、はＶ及びＷを含有せず大気中でアルゴンガス吹
き込み脱ガスを行なった場合の疲労特性を示すものであ
る。図示するように、第３の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg
系高力アルミニウム合金は真空脱ガス処理を施すことに
よりＶ及びＷの添加の効果は著しく増大しているのが確
認された。
この疲労強度の増加率は107サイクル強さで13kg/mm2以
上であり、これはＶ及びＷを含有せず大気中でアルゴン
ガス吹き込み脱ガスを行なった合金と比較して40％以上
もの著しい増加を示した。これは真空脱ガス処理を施す
ことによりH2等のガス成分の著しい低減、非金属介在物
生成防止および脱ガズに伴なう非金属介在物の浮上分離
によって合金の清浄化、析出相の均一化が実現されるた
めである。
上であり、これはＶ及びＷを含有せず大気中でアルゴン
ガス吹き込み脱ガスを行なった合金と比較して40％以上
もの著しい増加を示した。これは真空脱ガス処理を施す
ことによりH2等のガス成分の著しい低減、非金属介在物
生成防止および脱ガズに伴なう非金属介在物の浮上分離
によって合金の清浄化、析出相の均一化が実現されるた
めである。
上記第３の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウ
ム合金の常温における疲労強度は7075鍛造材の疲労強度
よりも若干劣るが、本発明の合金は第２の実施例に示し
た如く耐熱性にも優れていることから、100℃以上の温
度で使用する場合には鍛造材の代替と充分なり得る。
ム合金の常温における疲労強度は7075鍛造材の疲労強度
よりも若干劣るが、本発明の合金は第２の実施例に示し
た如く耐熱性にも優れていることから、100℃以上の温
度で使用する場合には鍛造材の代替と充分なり得る。
更に第４の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウ
ム合金は重量百分率でCu:4.7％,Mg:0.29％を含有したAl
−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.19％、
W:0.18％を含有させたものである。第４の実施例にあっ
ては大気中でアルゴンガスを吹き込む方法により脱ガス
をしながら溶製し、大気中で最小羽根厚0.6mmのターボ
チャージャーインペラとして鋳造した。そして、この第
４の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金
製のターボチャージャーインペラの性能を確認すべく上
記Ｖ及びＷを添加しないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金
製インペラを製造して比較を行なった。
ム合金は重量百分率でCu:4.7％,Mg:0.29％を含有したAl
−Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.19％、
W:0.18％を含有させたものである。第４の実施例にあっ
ては大気中でアルゴンガスを吹き込む方法により脱ガス
をしながら溶製し、大気中で最小羽根厚0.6mmのターボ
チャージャーインペラとして鋳造した。そして、この第
４の実施例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金
製のターボチャージャーインペラの性能を確認すべく上
記Ｖ及びＷを添加しないAl−Cu−Mg系アルミニウム合金
製インペラを製造して比較を行なった。
その結果、Ｖ及びＷを添加しないAl−Cu−Mg系アルミニ
ウム合金にあっては、その約90％のインペラで羽根先端
部にクラックの発生が確認された。しかし、第４の実施
例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金にあって
はＶ及びＷの添加によりクラックは全く発生しなかっ
た、これによりAl−Cu−Mg系アルミニウム合金にＶ及び
Ｗを添加することによって鋳造割れが防止され、鋳造性
が向上したのが確認された。これは特にＶが焼割れを防
止する性質を有するためである。
ウム合金にあっては、その約90％のインペラで羽根先端
部にクラックの発生が確認された。しかし、第４の実施
例の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金にあって
はＶ及びＷの添加によりクラックは全く発生しなかっ
た、これによりAl−Cu−Mg系アルミニウム合金にＶ及び
Ｗを添加することによって鋳造割れが防止され、鋳造性
が向上したのが確認された。これは特にＶが焼割れを防
止する性質を有するためである。
尚、以上の第１〜第４の実施例に示した本発明の鋳造用
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金の優れた特性はAl−
Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.10％以
上、W:0.05％以上含有させたときに確認され、V:0.30
％,W:0.35％を越えるとそれ以上Ｖ及びＷを添加しても
変化しない。
Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金の優れた特性はAl−
Cu−Mg系アルミニウム合金に重量百分率でV:0.10％以
上、W:0.05％以上含有させたときに確認され、V:0.30
％,W:0.35％を越えるとそれ以上Ｖ及びＷを添加しても
変化しない。
［発明の効果］ 以上要するに本発明によれば次のごとき優れた効果を発
揮する。
揮する。
（１） Al−Cu−Mg系アルミニウム合金に少量のＶと少
量のＷとを添加することにより、耐熱性及び耐疲労特性
を向上させることができる。
量のＷとを添加することにより、耐熱性及び耐疲労特性
を向上させることができる。
（２） 上記少量のＶを添加したことにより、鋳造性を
向上させることができるため、薄肉の回転体に適した鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を提供すること
ができる。
向上させることができるため、薄肉の回転体に適した鋳
造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を提供すること
ができる。
（３） 少量のＶと少量のＷとを添加し、溶製及び鋳造
したAl−Cu−Mg系アルミニウム合金を520℃付近で溶体
化処理後、焼入れし、160℃付近で人工時効処理するこ
とにより、耐疲労特性を向上させることができる。特に
真空雰囲気中で上記合金の溶製を施した場合には耐疲労
特性を著しく向上させることができる。
したAl−Cu−Mg系アルミニウム合金を520℃付近で溶体
化処理後、焼入れし、160℃付近で人工時効処理するこ
とにより、耐疲労特性を向上させることができる。特に
真空雰囲気中で上記合金の溶製を施した場合には耐疲労
特性を著しく向上させることができる。
（４） そのため鍛造材に匹敵する優れた機械的性質を
有する鋳造用Al−Cu−Mg系アルミニウム合金を得ること
ができる。
有する鋳造用Al−Cu−Mg系アルミニウム合金を得ること
ができる。
第１図は本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム
合金を大気中でのアルゴンガス吹き込み脱ガス処理を施
しながら溶製した場合の疲労特性を示すグラフ、第２図
は本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を
大気中でアルゴンガス吹き込み脱ガス処理を施しながら
溶製した場合のクリープ破断特性を示すグラフ、第３図
は本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を
真空脱ガス処理を施しながら溶製した場合の疲労特性を
示すグラフである。
合金を大気中でのアルゴンガス吹き込み脱ガス処理を施
しながら溶製した場合の疲労特性を示すグラフ、第２図
は本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を
大気中でアルゴンガス吹き込み脱ガス処理を施しながら
溶製した場合のクリープ破断特性を示すグラフ、第３図
は本発明の鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金を
真空脱ガス処理を施しながら溶製した場合の疲労特性を
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 堀 利光 東京都江東区豊洲３丁目１番15号 石川島 播磨重工業株式会社技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭61−52345（ＪＰ，Ａ) 特公 昭55−14864（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】重合百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜
0.4％、Si:0.15〜0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5
％、Ti:0.1〜0.3％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、
W:0.05〜0.35％、残部Al及び不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合
金。 - 【請求項２】重量百分率で、Cu:4.2〜5.2％、Mg:0.2〜
0.4％、Si:0.15〜0.30％、Fe:0.1％以下、Mn:0.1〜0.5
％、Ti:0.1〜0.3％、B:0.01〜0.1％、V:0.10〜0.30％、
W:0.05〜0.35％、残部Al及び不可避的不純物からなるAl
−Cu−Mg系高力アルミニウム合金材料を真空脱ガスしな
がら溶製した後、鋳造し、520℃付近で約14時間溶体化
処理した後、90℃以上の温水中で焼入れし、160℃付近
で約20時間焼きもどして人工時効処理することを特徴と
する鋳造用Al−Cu−Mg系高力アルミニウム合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61292614A JPH0759731B2 (ja) | 1986-12-10 | 1986-12-10 | 鋳造用Ａ▲ｌ▼−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61292614A JPH0759731B2 (ja) | 1986-12-10 | 1986-12-10 | 鋳造用Ａ▲ｌ▼−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63145741A JPS63145741A (ja) | 1988-06-17 |
| JPH0759731B2 true JPH0759731B2 (ja) | 1995-06-28 |
Family
ID=17784077
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61292614A Expired - Lifetime JPH0759731B2 (ja) | 1986-12-10 | 1986-12-10 | 鋳造用Ａ▲ｌ▼−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0759731B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5122207A (en) * | 1991-07-22 | 1992-06-16 | General Motors Corporation | Hypo-eutectic aluminum-silicon-copper alloy having bismuth additions |
| US5122208A (en) * | 1991-07-22 | 1992-06-16 | General Motors Corporation | Hypo-eutectic aluminum-silicon alloy having tin and bismuth additions |
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| CN108080548A (zh) * | 2017-12-20 | 2018-05-29 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种2024铝合金自由锻件的加工方法 |
| CN108127344A (zh) * | 2017-12-20 | 2018-06-08 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种6082铝合金自由锻件的加工方法 |
| CN114959387B (zh) * | 2022-05-13 | 2023-03-21 | 内蒙古工业大学 | 一种高强度耐热铸造铝合金及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
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|---|---|---|---|---|
| JPS5514864A (en) * | 1978-07-19 | 1980-02-01 | Nittetsu Mining Co Ltd | Selecting method for graphite, iron from waste mixture of iron mill containing graphite and iron |
| JPS6152345A (ja) * | 1984-08-22 | 1986-03-15 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 超塑性Ａｌ合金 |
-
1986
- 1986-12-10 JP JP61292614A patent/JPH0759731B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63145741A (ja) | 1988-06-17 |
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