JPH11293430A - 高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物 - Google Patents
高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物Info
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- JPH11293430A JPH11293430A JP9768498A JP9768498A JPH11293430A JP H11293430 A JPH11293430 A JP H11293430A JP 9768498 A JP9768498 A JP 9768498A JP 9768498 A JP9768498 A JP 9768498A JP H11293430 A JPH11293430 A JP H11293430A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 短時間の熱処理により高靱性アルミニウム合
金鋳物を得る製造方法およびそれにより得られる高靱性
アルミニウム合金鋳物を提供することである。 【解決手段】 本発明の高靱性アルミニウム合金鋳物の
製造方法は、質量比率で、Ｓｉ３．５〜５．０％、Ｍｇ
０．１５〜０．４％、Ｃｕ１．０％以下、改良処理剤、
残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ
０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合
金鋳物を、８２３Ｋ（５５０°Ｃ）を超え８４８Ｋ（５
７５°Ｃ）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する
溶体化処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０°Ｃ）
〜４５３Ｋ（１８０°Ｃ）の温度で１〜３時間の時効処
理を施すことを特徴とする。本発明の製造方法により得
られる高靱性アルミニウム合金鋳物は、アルミニウム基
地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６μｍ2以下、かつ円形度
が０．５５以上を有し、伸びが２３％以上、衝撃値が２
３×１０4Ｊ／ｍ2以上を有する。また、引張強さが２９
０ＭＰａ以上、耐力が２００ＭＰａ以上である。
金鋳物を得る製造方法およびそれにより得られる高靱性
アルミニウム合金鋳物を提供することである。 【解決手段】 本発明の高靱性アルミニウム合金鋳物の
製造方法は、質量比率で、Ｓｉ３．５〜５．０％、Ｍｇ
０．１５〜０．４％、Ｃｕ１．０％以下、改良処理剤、
残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ
０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合
金鋳物を、８２３Ｋ（５５０°Ｃ）を超え８４８Ｋ（５
７５°Ｃ）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する
溶体化処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０°Ｃ）
〜４５３Ｋ（１８０°Ｃ）の温度で１〜３時間の時効処
理を施すことを特徴とする。本発明の製造方法により得
られる高靱性アルミニウム合金鋳物は、アルミニウム基
地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６μｍ2以下、かつ円形度
が０．５５以上を有し、伸びが２３％以上、衝撃値が２
３×１０4Ｊ／ｍ2以上を有する。また、引張強さが２９
０ＭＰａ以上、耐力が２００ＭＰａ以上である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高靱性アルミニウ
ム合金鋳物（以下、「アルミ鋳物」という）の製造方法
およびアルミ鋳物に関し、より詳しくは、アルミ鋳物に
最適な熱処理を施すことで、鍛造法に匹敵する大きい伸
び、および高い衝撃性を付与して、自動車用足廻り部品
のホイールやクロスメンバー、冷凍機、圧縮機の高速回
転部品のインペラーなどに適用できるアルミ鋳物の製造
方法およびアルミ鋳物に関する。
ム合金鋳物（以下、「アルミ鋳物」という）の製造方法
およびアルミ鋳物に関し、より詳しくは、アルミ鋳物に
最適な熱処理を施すことで、鍛造法に匹敵する大きい伸
び、および高い衝撃性を付与して、自動車用足廻り部品
のホイールやクロスメンバー、冷凍機、圧縮機の高速回
転部品のインペラーなどに適用できるアルミ鋳物の製造
方法およびアルミ鋳物に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用足廻り部品のホイールは、鋼板
を加工して製作されるものもあるが、軽量化、意匠（デ
ザイン）性などから、アルミ鋳物（例えば（ＪＩＳ）Ａ
Ｃ４ＣＨ材）でも製作されてきている。また、クロスメ
ンバーも、軽量化を目的にアルミ鋳物で製作されようと
している。しかし、従来のアルミ鋳物は、まだまだ伸び
や衝撃値などの靱性や、強度が小さい。このため、アル
ミ鋳物は、ホイールやクロスメンバーでも比較的中型以
下の自動車に適用されているにすぎず、トラック用のホ
イールなど比較的大型の自動車にはアルミニウム合金鍛
造品（例えば（ＪＩＳ）Ｈ４００での合金番号６０６１
（化学成分は重量％で、Ｓｉ：０．４０〜０．８％、Ｆ
ｅ：０．７％以下、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％、Ｍ
ｎ：０．１５％以下、Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｃｒ：
０．０４〜０．３５％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：
０．１５％以下、その他：０．１５％以下、残部Ａｌ）
など）が用いられてきている。
を加工して製作されるものもあるが、軽量化、意匠（デ
ザイン）性などから、アルミ鋳物（例えば（ＪＩＳ）Ａ
Ｃ４ＣＨ材）でも製作されてきている。また、クロスメ
ンバーも、軽量化を目的にアルミ鋳物で製作されようと
している。しかし、従来のアルミ鋳物は、まだまだ伸び
や衝撃値などの靱性や、強度が小さい。このため、アル
ミ鋳物は、ホイールやクロスメンバーでも比較的中型以
下の自動車に適用されているにすぎず、トラック用のホ
イールなど比較的大型の自動車にはアルミニウム合金鍛
造品（例えば（ＪＩＳ）Ｈ４００での合金番号６０６１
（化学成分は重量％で、Ｓｉ：０．４０〜０．８％、Ｆ
ｅ：０．７％以下、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％、Ｍ
ｎ：０．１５％以下、Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｃｒ：
０．０４〜０．３５％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：
０．１５％以下、その他：０．１５％以下、残部Ａｌ）
など）が用いられてきている。
【０００３】アルミニウム合金鍛造品は、靱性および伸
びが大きく、また内部欠陥が少ないので強度に優れるな
ど、信頼性が高い。しかし製造コストが高く、更に好み
の意匠を得ることが難しいなどの課題がある。一方、ト
ラック用のホイールなど比較的大型の部品をアルミ鋳物
で製造しようとしてアルミ鍛造品と同等の靱性や強度を
与えるには、部品を厚肉に構成しなければならならず、
重量が増加してしまい、軽量化することが難しい。
びが大きく、また内部欠陥が少ないので強度に優れるな
ど、信頼性が高い。しかし製造コストが高く、更に好み
の意匠を得ることが難しいなどの課題がある。一方、ト
ラック用のホイールなど比較的大型の部品をアルミ鋳物
で製造しようとしてアルミ鍛造品と同等の靱性や強度を
与えるには、部品を厚肉に構成しなければならならず、
重量が増加してしまい、軽量化することが難しい。
【０００４】アルミ鋳物で、アルミニウム合金鍛造品並
みの高強度、高靱性を出そうと、特開平５−５１４８号
公報には、重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．４％、Ｃｕ：
１．５〜２．５％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、またはさ
らにＳｒ：０．００５〜０．２％を含み、残部Ａｌとな
る溶湯を２５０〜１５００ｋｇｆ／ｍｍ２で加圧して金
型に鋳込み、得られた部材を溶体化処理する開示があ
る。
みの高強度、高靱性を出そうと、特開平５−５１４８号
公報には、重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．４％、Ｃｕ：
１．５〜２．５％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、またはさ
らにＳｒ：０．００５〜０．２％を含み、残部Ａｌとな
る溶湯を２５０〜１５００ｋｇｆ／ｍｍ２で加圧して金
型に鋳込み、得られた部材を溶体化処理する開示があ
る。
【０００５】一方、本発明者らは、先に特開平７−３１
０１５０号公報および特開平７−３１０１５１号公報と
して、（ＪＩＳ）ＡＣ４ＣＨなどのＡｌ−Ｓｉ系で鋳造
したアルミ鋳物を、急速に昇温して共晶点近傍（例えば
５７０℃）に到達した後急冷、または離型後直ちに急冷
し、しかる後時効処理を行う、特に高温短時間の溶体化
処理により、通常行われる７９３Ｋ（５２０℃）〜８２
３Ｋ（５５０℃）で４〜６時間の溶体化処理に匹敵する
引張強さ、衝撃値を経済的に得る提案をしている。
０１５０号公報および特開平７−３１０１５１号公報と
して、（ＪＩＳ）ＡＣ４ＣＨなどのＡｌ−Ｓｉ系で鋳造
したアルミ鋳物を、急速に昇温して共晶点近傍（例えば
５７０℃）に到達した後急冷、または離型後直ちに急冷
し、しかる後時効処理を行う、特に高温短時間の溶体化
処理により、通常行われる７９３Ｋ（５２０℃）〜８２
３Ｋ（５５０℃）で４〜６時間の溶体化処理に匹敵する
引張強さ、衝撃値を経済的に得る提案をしている。
【０００６】しかしながら、上記特開平５−５１４８号
公報では、Ｓｉ：２．５〜４．４重量％として、金型へ
の加圧鋳造により伸びを１０〜１２％として引張強さを
向上させているが、反面、Ｃｕをこのように多量に含有
させると耐食性が劣化するおそれがある。トラック用ホ
イールのように頻繁に雨水に曝される部品等の場合に
は、引張強さが損われない範囲でＣｕ含有量は少ないほ
うがよい。また、特開平５−５１４８号公報では、加圧
鋳造法のうち溶湯鍛造により製造しているが、トラック
用ホイールなどの大型部品に対しては加圧鋳造装置が大
がかりとなってコストが上昇し、経済的に製造すること
が難しい。また、Ｃｕ：１．５〜２．５重量％含有させ
ると共晶Ｓｉの偏析が発生し易く、機械的性質がバラツ
クことがある。
公報では、Ｓｉ：２．５〜４．４重量％として、金型へ
の加圧鋳造により伸びを１０〜１２％として引張強さを
向上させているが、反面、Ｃｕをこのように多量に含有
させると耐食性が劣化するおそれがある。トラック用ホ
イールのように頻繁に雨水に曝される部品等の場合に
は、引張強さが損われない範囲でＣｕ含有量は少ないほ
うがよい。また、特開平５−５１４８号公報では、加圧
鋳造法のうち溶湯鍛造により製造しているが、トラック
用ホイールなどの大型部品に対しては加圧鋳造装置が大
がかりとなってコストが上昇し、経済的に製造すること
が難しい。また、Ｃｕ：１．５〜２．５重量％含有させ
ると共晶Ｓｉの偏析が発生し易く、機械的性質がバラツ
クことがある。
【０００７】自動車用足廻り部品のホイールやクロスメ
ンバー、冷凍機、圧縮機の高速回転部品のインペラーな
どの部品においては、特に、伸び、衝撃値、引張強さ、
耐力などの機械的性質が重要である。前記特開平５−５
１４８号公報、特開平７−３１０１５０号公報および特
開平７−３１０１５１号公報によっても、伸びは７〜１
２％程度、衝撃値は８〜１３×１０4Ｊ／ｍ2 程度であ
り、また、引張 強さは２６０〜３３０ＭＰａ程度であ
り、自動車用足廻り部品や高速回転部品などに適用する
には機械的性質を更に向上する必要がある。
ンバー、冷凍機、圧縮機の高速回転部品のインペラーな
どの部品においては、特に、伸び、衝撃値、引張強さ、
耐力などの機械的性質が重要である。前記特開平５−５
１４８号公報、特開平７−３１０１５０号公報および特
開平７−３１０１５１号公報によっても、伸びは７〜１
２％程度、衝撃値は８〜１３×１０4Ｊ／ｍ2 程度であ
り、また、引張 強さは２６０〜３３０ＭＰａ程度であ
り、自動車用足廻り部品や高速回転部品などに適用する
には機械的性質を更に向上する必要がある。
【０００８】本発明者らは、前記特開平５−５１４８号
公報、特開平７−３１０１５０号公報および特開平７−
３１０１５１号公報に開示の特性をさらに向上させよう
と、特開平９−２７２９４２号公報として、重量比率
で、Ｓｉ：１．６５〜５．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４
％、Ｆｅ：０．２％以下、残部実質的にＡｌおよび不可
避的不純物の組成を含有する鋳造後のアルミ鋳物を、８
２３Ｋ（５５０℃）をこえ８４８Ｋ（５７５℃）の温度
に到達後急冷する溶体化処理を行い、しかる後に４１３
Ｋ（１４０℃）〜４７３Ｋ（２００℃）の温度で８〜５
５時間の時効処理を行う熱処理を施すことで、Ｓｉ含有
量の少ないアルミ鋳物で、伸び、衝撃値などの靱性に加
え、引張強さ、耐力を確保する技術を開示している。
公報、特開平７−３１０１５０号公報および特開平７−
３１０１５１号公報に開示の特性をさらに向上させよう
と、特開平９−２７２９４２号公報として、重量比率
で、Ｓｉ：１．６５〜５．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４
％、Ｆｅ：０．２％以下、残部実質的にＡｌおよび不可
避的不純物の組成を含有する鋳造後のアルミ鋳物を、８
２３Ｋ（５５０℃）をこえ８４８Ｋ（５７５℃）の温度
に到達後急冷する溶体化処理を行い、しかる後に４１３
Ｋ（１４０℃）〜４７３Ｋ（２００℃）の温度で８〜５
５時間の時効処理を行う熱処理を施すことで、Ｓｉ含有
量の少ないアルミ鋳物で、伸び、衝撃値などの靱性に加
え、引張強さ、耐力を確保する技術を開示している。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
９−２７２９４２号公報では、熱処理のうちの時効処理
に要する時間が８〜５５時間と長時間になり、まだまだ
経済的ではない。このため、さらに経済的に、伸び、衝
撃値などの靱性に加え、引張強さ、耐力を確保できる製
造方法の開発が望まれていた。本発明の課題は、経済的
に、機械的性質すなわち伸び、衝撃値などの靱性に加
え、引張強さ、耐力を有するアルミ鋳物の製造方法およ
びアルミ鋳物を得ることにある。
９−２７２９４２号公報では、熱処理のうちの時効処理
に要する時間が８〜５５時間と長時間になり、まだまだ
経済的ではない。このため、さらに経済的に、伸び、衝
撃値などの靱性に加え、引張強さ、耐力を確保できる製
造方法の開発が望まれていた。本発明の課題は、経済的
に、機械的性質すなわち伸び、衝撃値などの靱性に加
え、引張強さ、耐力を有するアルミ鋳物の製造方法およ
びアルミ鋳物を得ることにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、経済的に
製造できて、かつ上記特性を得るために、Ｓｉ量を低く
抑えて靱性を確保し、かつＣｕ量を少なくして耐食性を
確保したアルミ合金組成とし、この組成に溶体化処理お
よび時効処理を組み合わせ、継続して鋭意研究を行っ
た。そして、Ｓｉ：３．５〜４．５％と低く抑え、鋳造
後のアルミ鋳物を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８
Ｋ（５７５℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷
する溶体化処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０
℃）〜４５３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効
処理を施すことにより、時効処理時間を含む熱処理時間
が短縮され、しかも、伸び、衝撃値などの靱性が格段に
優れるアルミ鋳物が得られることを見出し本発明に想到
した。
製造できて、かつ上記特性を得るために、Ｓｉ量を低く
抑えて靱性を確保し、かつＣｕ量を少なくして耐食性を
確保したアルミ合金組成とし、この組成に溶体化処理お
よび時効処理を組み合わせ、継続して鋭意研究を行っ
た。そして、Ｓｉ：３．５〜４．５％と低く抑え、鋳造
後のアルミ鋳物を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８
Ｋ（５７５℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷
する溶体化処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０
℃）〜４５３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効
処理を施すことにより、時効処理時間を含む熱処理時間
が短縮され、しかも、伸び、衝撃値などの靱性が格段に
優れるアルミ鋳物が得られることを見出し本発明に想到
した。
【００１１】すなわち、第１発明の高靱性アルミ鋳物の
製造方法は、質量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍ
ｇ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処
理剤、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特
にＦｅ：０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアルミ
鋳物を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５
℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化
処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３
Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこ
とを特徴とする。
製造方法は、質量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍ
ｇ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処
理剤、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特
にＦｅ：０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアルミ
鋳物を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５
℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化
処理を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３
Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこ
とを特徴とする。
【００１２】また、第２発明の高靱性アルミ鋳物は、質
量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜
０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処理剤、残部実質
的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ：０．２
％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合金鋳物
を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５℃）
未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理
を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３Ｋ
（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこと
により、アルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６
μｍ2以下、かつ円形度が０．５５以上を有し、伸びが
２３％以上、かつ衝撃値が２３×１０4Ｊ／ｍ2以上有す
ることを特徴とする。
量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜
０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処理剤、残部実質
的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ：０．２
％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合金鋳物
を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５℃）
未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理
を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３Ｋ
（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこと
により、アルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６
μｍ2以下、かつ円形度が０．５５以上を有し、伸びが
２３％以上、かつ衝撃値が２３×１０4Ｊ／ｍ2以上有す
ることを特徴とする。
【００１３】また、第３発明の高靱性アルミ鋳物は、質
量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜
０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処理剤、残部実質
的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ：０．２
％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合金鋳物
を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５℃）
未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理
を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３Ｋ
（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこと
により、アルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６
μｍ2以下、かつ円形度が０．５５以上 を有し、伸びが
２３％以上、かつ衝撃値が２３×１０4Ｊ／ｍ2以上、引
張強さが２９０ＭＰａ以上、耐力が２００ＭＰａ以上を
有することを特徴とする。なお、第１発明〜第３発明で
の改良処理剤としては、Ｓｒ：０．０００４〜０．００
２％および／またはＴｉ：０．２５％以下である。
量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜
０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良処理剤、残部実質
的にＡｌおよび不可避的不純物のうち特にＦｅ：０．２
％以下の組成を含有する鋳造後のアルミニウム合金鋳物
を、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ（５７５℃）
未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理
を行い、しかる後に４３３Ｋ（１６０℃）〜４５３Ｋ
（１８０℃）の温度で１〜３時間の時効処理を施すこと
により、アルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が６
μｍ2以下、かつ円形度が０．５５以上 を有し、伸びが
２３％以上、かつ衝撃値が２３×１０4Ｊ／ｍ2以上、引
張強さが２９０ＭＰａ以上、耐力が２００ＭＰａ以上を
有することを特徴とする。なお、第１発明〜第３発明で
の改良処理剤としては、Ｓｒ：０．０００４〜０．００
２％および／またはＴｉ：０．２５％以下である。
【００１４】以下、本発明での化学組成（質量％）およ
び熱処理条件の限定理由を説明する。 （１）Ｓｉ：３．５〜４．５％ Ｓｉは、伸び、衝撃値などの靱性、および湯流れ性など
鋳造性等に影響を及ぼす。Ｓｉが３．５％未満では湯流
れ性が悪くなる。一方、Ｓｉが４．５％を超えると、ア
ルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が増加し、共晶
Ｓｉがネットワーク状になって、伸び、衝撃値などの靱
性を低下させる。従って、Ｓｉ：３．５〜４．５％とす
る。最も好ましくは、Ｓｉ：４．０〜４．５％とする。
び熱処理条件の限定理由を説明する。 （１）Ｓｉ：３．５〜４．５％ Ｓｉは、伸び、衝撃値などの靱性、および湯流れ性など
鋳造性等に影響を及ぼす。Ｓｉが３．５％未満では湯流
れ性が悪くなる。一方、Ｓｉが４．５％を超えると、ア
ルミニウム基地中の共晶Ｓｉ粒子の面積が増加し、共晶
Ｓｉがネットワーク状になって、伸び、衝撃値などの靱
性を低下させる。従って、Ｓｉ：３．５〜４．５％とす
る。最も好ましくは、Ｓｉ：４．０〜４．５％とする。
【００１５】（２）Ｍｇ：０．１５〜０．４％ Ｍｇは、溶体化処理および時効処理を施す熱処理によ
り、Ｍｇ2Ｓｉを析出して強度の向上に有効に寄与す
る。Ｍｇが０．１５％未満では強度の向上に効果が少な
い。一方、Ｍｇが０．４％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの析
出が過多となるきらいがあり、靱性を低下させる。従っ
て、Ｍｇ：０．１５〜０．４％とする。最も好ましく
は、Ｍｇ：０．１５〜０．２％とする。
り、Ｍｇ2Ｓｉを析出して強度の向上に有効に寄与す
る。Ｍｇが０．１５％未満では強度の向上に効果が少な
い。一方、Ｍｇが０．４％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの析
出が過多となるきらいがあり、靱性を低下させる。従っ
て、Ｍｇ：０．１５〜０．４％とする。最も好ましく
は、Ｍｇ：０．１５〜０．２％とする。
【００１６】（３）Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕは、強度向上に有効であるが、耐食性を劣化させ
る。トラック用ホイールのように頻繁に雨水に曝される
部品等の場合には、強度が損われない限り、Ｃｕは少な
いほうがよい。従ってＣｕ：１．０％以下とする。好ま
しくはＣｕ：０．３％以下とする。
る。トラック用ホイールのように頻繁に雨水に曝される
部品等の場合には、強度が損われない限り、Ｃｕは少な
いほうがよい。従ってＣｕ：１．０％以下とする。好ま
しくはＣｕ：０．３％以下とする。
【００１７】（４）Ｆｅ：０．２％以下 不可避的不純物としてＦｅは、多量に存在すると針状晶
を形成し、０．２％を超えると靱性の低下を 招く。従
って、Ｆｅ：０．２％以下とする。
を形成し、０．２％を超えると靱性の低下を 招く。従
って、Ｆｅ：０．２％以下とする。
【００１８】（５）Ｓｒ：０．０００４〜０．００２％ Ｓｒは、共晶Ｓｉの微細化および球状化による改良処理
に有効な元素である。共晶Ｓｉの微細化により強度およ
び靱性ともに改善される。Ｓｒが０．０００４％未満で
は、靱性、強度の改良効果が少ない。一方、Ｓｒが０．
００２％を超えると、引けに及ぼす影響が大きく、また
ピンホールなどの鋳造欠陥の発生を助長する。従って、
Ｓｒ：０．０００４〜０．００２％とする。好ましく
は、Ｓｒ：０．０００８〜０．０１０％とする。
に有効な元素である。共晶Ｓｉの微細化により強度およ
び靱性ともに改善される。Ｓｒが０．０００４％未満で
は、靱性、強度の改良効果が少ない。一方、Ｓｒが０．
００２％を超えると、引けに及ぼす影響が大きく、また
ピンホールなどの鋳造欠陥の発生を助長する。従って、
Ｓｒ：０．０００４〜０．００２％とする。好ましく
は、Ｓｒ：０．０００８〜０．０１０％とする。
【００１９】（６）Ｔｉ：０．２５％以下 Ｔｉは、結晶粒を微細化させ、靱性の向上に有効な元素
であるが、０．２５％を超えて含有させてもその効果の
向上は望めず、かえってＡｌ−Ｔｉ系の化合物を晶出し
て靱性を低下させる。従って、Ｔｉ：０．２５％以下と
する。好ましくは、Ｔｉ：０．２％以下とする。
であるが、０．２５％を超えて含有させてもその効果の
向上は望めず、かえってＡｌ−Ｔｉ系の化合物を晶出し
て靱性を低下させる。従って、Ｔｉ：０．２５％以下と
する。好ましくは、Ｔｉ：０．２％以下とする。
【００２０】（７）溶体化処理：８２３Ｋ（５５０℃）
を超え８４８Ｋ（５７５℃）未満の温度で２〜４時間保
持した後、冷水による急冷 ５５０℃を超え５７５℃未満の温度に到達したらただち
に水中焼入れ急冷する溶体化処理により、凝固過程で生
じた偏析の多くがアルミ基地中に固溶され均一分散され
る。またＳｉやＭｇも同様に固溶され均一分散される。
そして、その後に行う時効処理によってＭｇ2Ｓｉ析出
し、鋳造後のアルミ鋳物に靱性と引張強さなどの機械的
性質を向上させる。８２３Ｋ（５５０℃）以下の温度で
溶体化処理したのでは、共晶Ｓｉ粒子の真円度の向上、
共晶Ｓｉ粒子の微細化および分散化効果が少なく、これ
らの効果を付与するには長時間を必要とするが、８２３
Ｋ（５５０℃）を超える高温で短時間の溶体化処理によ
って、共晶Ｓｉ粒子の真円度が向上し、共晶Ｓｉ粒子の
微細化および分散化が起こる。一方、溶体化処理温度が
８４８Ｋ（５７５℃）以上では共晶地が溶融するので、
上限温度を８４８Ｋ（５７５℃）未満とする。従って溶
体化処理温度は、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ
（５７５℃）未満とする。また、８２３Ｋ（５５０℃）
を超え８４８Ｋ（５７５℃）未満の温度に２〜４時間保
持することにより、上記効果が得られる。
を超え８４８Ｋ（５７５℃）未満の温度で２〜４時間保
持した後、冷水による急冷 ５５０℃を超え５７５℃未満の温度に到達したらただち
に水中焼入れ急冷する溶体化処理により、凝固過程で生
じた偏析の多くがアルミ基地中に固溶され均一分散され
る。またＳｉやＭｇも同様に固溶され均一分散される。
そして、その後に行う時効処理によってＭｇ2Ｓｉ析出
し、鋳造後のアルミ鋳物に靱性と引張強さなどの機械的
性質を向上させる。８２３Ｋ（５５０℃）以下の温度で
溶体化処理したのでは、共晶Ｓｉ粒子の真円度の向上、
共晶Ｓｉ粒子の微細化および分散化効果が少なく、これ
らの効果を付与するには長時間を必要とするが、８２３
Ｋ（５５０℃）を超える高温で短時間の溶体化処理によ
って、共晶Ｓｉ粒子の真円度が向上し、共晶Ｓｉ粒子の
微細化および分散化が起こる。一方、溶体化処理温度が
８４８Ｋ（５７５℃）以上では共晶地が溶融するので、
上限温度を８４８Ｋ（５７５℃）未満とする。従って溶
体化処理温度は、８２３Ｋ（５５０℃）を超え８４８Ｋ
（５７５℃）未満とする。また、８２３Ｋ（５５０℃）
を超え８４８Ｋ（５７５℃）未満の温度に２〜４時間保
持することにより、上記効果が得られる。
【００２１】（８）時効処理：高温溶体化処理後、続い
て高温度で短時間の時効処理 前記高温溶体化処理に続いて、４３３Ｋ（１６０℃）〜
４５３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間保持する高温
で短時間の時効処理を行う。通常の時効処理は、４１８
Ｋ（１４５℃）×６時間で行われるが、本発明において
は、４３３Ｋ（１６０℃）以上の温度で１時間以上保持
することでＭｇ2Ｓｉの析出量を増加促進させて強度の
向上を図る。一方、時効処理温度を４５３Ｋ（１８０
℃）を超えて高くしてもＭｇ2Ｓｉの促進が飽和し、こ
れを超えて行うと過時効状態となりＭｇ2Ｓｉが再固溶
して強度が低下する。
て高温度で短時間の時効処理 前記高温溶体化処理に続いて、４３３Ｋ（１６０℃）〜
４５３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間保持する高温
で短時間の時効処理を行う。通常の時効処理は、４１８
Ｋ（１４５℃）×６時間で行われるが、本発明において
は、４３３Ｋ（１６０℃）以上の温度で１時間以上保持
することでＭｇ2Ｓｉの析出量を増加促進させて強度の
向上を図る。一方、時効処理温度を４５３Ｋ（１８０
℃）を超えて高くしてもＭｇ2Ｓｉの促進が飽和し、こ
れを超えて行うと過時効状態となりＭｇ2Ｓｉが再固溶
して強度が低下する。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、発明の実施の形態を説明す
る。 （実施の形態） Ｓｉ：３〜４％、Ｍｇ：０．３〜０．４％、０．３％、
Ｆｅ：０．１％、Ｃｕ：０．５％、Ｓｒ：８０〜１００
ｐｐｍ、Ｔｉ：０．１５〜０．２％、残部実質的にＡｌ
および不可避的不純物のアルミニウム合金となるように
溶湯を調整し、低圧鋳造装置により鋳造してトラック用
ホイールを作製した。低圧鋳造装置は、金型に形成され
たトラック用ホイールのキャビティと、キャビティと溶
湯の保持炉を接続するストークとを備えている。保持炉
では溶湯を温度が７２０℃となるよう保持および加熱を
行い、保持炉内を２ＭＰａに加圧し、ストークを介して
上部の金型キャビティ内に注入した。このとき、金型温
度は３５０℃に制御しながら行った。キャビティ内でア
ルミ鋳物が凝固した後、低圧鋳造装置から取り出し、熱
処理（Ｔ６処理）を施した。
る。 （実施の形態） Ｓｉ：３〜４％、Ｍｇ：０．３〜０．４％、０．３％、
Ｆｅ：０．１％、Ｃｕ：０．５％、Ｓｒ：８０〜１００
ｐｐｍ、Ｔｉ：０．１５〜０．２％、残部実質的にＡｌ
および不可避的不純物のアルミニウム合金となるように
溶湯を調整し、低圧鋳造装置により鋳造してトラック用
ホイールを作製した。低圧鋳造装置は、金型に形成され
たトラック用ホイールのキャビティと、キャビティと溶
湯の保持炉を接続するストークとを備えている。保持炉
では溶湯を温度が７２０℃となるよう保持および加熱を
行い、保持炉内を２ＭＰａに加圧し、ストークを介して
上部の金型キャビティ内に注入した。このとき、金型温
度は３５０℃に制御しながら行った。キャビティ内でア
ルミ鋳物が凝固した後、低圧鋳造装置から取り出し、熱
処理（Ｔ６処理）を施した。
【００２３】以下、（１）溶体化処理条件の共晶Ｓｉ粒
子の形態に及ぼす影響、（２）溶体化処理条件と機械的
性質との関係、（３）時効処理条件と機械的性質との関
係について、順次説明する。 （１）溶体化処理条件の共晶Ｓｉ粒子の形態に及ぼす影
響 溶体化処理条件を表１の〜の６条件で溶体化処理を
行い、共晶Ｓｉ粒子の形態を調べた。そして、光学顕微
鏡で観察した金属組織写真を図１〜図６（図１〜図６と
も同倍率）に示す。
子の形態に及ぼす影響、（２）溶体化処理条件と機械的
性質との関係、（３）時効処理条件と機械的性質との関
係について、順次説明する。 （１）溶体化処理条件の共晶Ｓｉ粒子の形態に及ぼす影
響 溶体化処理条件を表１の〜の６条件で溶体化処理を
行い、共晶Ｓｉ粒子の形態を調べた。そして、光学顕微
鏡で観察した金属組織写真を図１〜図６（図１〜図６と
も同倍率）に示す。
【００２４】
【表１】 溶体化処理 No. 温度（Ｋ）（℃） 保持時間 共晶Ｓｉ粒子の形態 １ ８５４Ｋ（５８１℃） なし 図１ ２ ８４８Ｋ（５７５℃） なし 図２ ３ ８４８Ｋ（５７５℃） ３時間 図３ ４ ８３８Ｋ（５６５℃） なし 図４ ５ ８３８Ｋ（５６５℃） ３時間 図５ ６ ８３８Ｋ（５６５℃） ８時間 図６
【００２５】Ｎｏ．１は、高温の８５４Ｋ（５８１℃）
で、保持時間なしの条件で溶体化処理したにもかかわら
ず、図１の金属組織顕微鏡写真に示すとおり一部に溶解
がみられる。Ｎｏ．２の、８４８Ｋ（５７５℃）で、保
持時間なしで溶体化処理したものは、図２に示すとお
り、共晶Ｓｉ粒子が微細ではあるが、円形度が０．５５
未満の約０．５２と悪い。なお、円形度１が真円であ
る。Ｎｏ．３の、８４８Ｋ（５７５℃）で、３時間保持
して溶体化処理したものは、図３に示すとおり、共晶Ｓ
ｉ粒子の凝集が生じて粗大化している。Ｎｏ．４の、８
３８Ｋ（５６５℃）で、保持時間なしで溶体化処理した
ものは、図４に示すとおり、共晶Ｓｉ粒子が微細ではあ
るが、円形度が０．５５未満の約０．５２と悪い。Ｎ
ｏ．５の８３８Ｋ（５６５℃）で、３時間保持して溶体
化処理を施した場合には、共晶Ｓｉ粒子が微細で、かつ
円形度も０．５２以上の０．５８と良好であった。Ｎ
ｏ．６の、８３８Ｋ（５６５℃）で、８時間保持して溶
体化処理したものは、図６に示すとおり、共晶Ｓｉ粒子
の凝集が生じて粗大化している。
で、保持時間なしの条件で溶体化処理したにもかかわら
ず、図１の金属組織顕微鏡写真に示すとおり一部に溶解
がみられる。Ｎｏ．２の、８４８Ｋ（５７５℃）で、保
持時間なしで溶体化処理したものは、図２に示すとお
り、共晶Ｓｉ粒子が微細ではあるが、円形度が０．５５
未満の約０．５２と悪い。なお、円形度１が真円であ
る。Ｎｏ．３の、８４８Ｋ（５７５℃）で、３時間保持
して溶体化処理したものは、図３に示すとおり、共晶Ｓ
ｉ粒子の凝集が生じて粗大化している。Ｎｏ．４の、８
３８Ｋ（５６５℃）で、保持時間なしで溶体化処理した
ものは、図４に示すとおり、共晶Ｓｉ粒子が微細ではあ
るが、円形度が０．５５未満の約０．５２と悪い。Ｎ
ｏ．５の８３８Ｋ（５６５℃）で、３時間保持して溶体
化処理を施した場合には、共晶Ｓｉ粒子が微細で、かつ
円形度も０．５２以上の０．５８と良好であった。Ｎ
ｏ．６の、８３８Ｋ（５６５℃）で、８時間保持して溶
体化処理したものは、図６に示すとおり、共晶Ｓｉ粒子
の凝集が生じて粗大化している。
【００２６】そこで、図１〜図６について、共晶Ｓｉ粒
子の面積、円形度を測定した。なお、円形度＝（粒子面
積）／（計測した粒子と同じ周囲長さ（Ｉ）を持つ円の
面積）＝４πＳ／Ｉ2で表す。画像解析でＳｉ粒子を５
００〜１０００ケぐらい測定し、その後統計処理にて求
める。共晶Ｓｉ粒子の面積（μｍ2 ）と溶体化処理時間
との関係を図７に、また共晶Ｓｉ粒子の円形度と溶体化
処理時間との関係を図８に示す。なお、図７と図８にお
いて、黒四角印で示す「Ａｓ Ｃａｓｔ」は「鋳放し状
態のもの」、白三角印で示す「８５４Ｋ Ｓ．Ｔ．」は
「８５４Ｋ（５８１℃）の温度で溶体化処理（Ｓｏｌｕ
ｔｉｏｎ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施したもの」、白丸
印で示す「８４８Ｋ Ｓ．Ｔ．」は「８４８Ｋ（５７５
℃）の温度で溶体化処理を施したもの」、および黒菱形
印で示す「８３８Ｋ Ｓ．Ｔ．」は「８３８Ｋ（５６５
℃）の温度で溶体化処理を施したもの」を意味する。
子の面積、円形度を測定した。なお、円形度＝（粒子面
積）／（計測した粒子と同じ周囲長さ（Ｉ）を持つ円の
面積）＝４πＳ／Ｉ2で表す。画像解析でＳｉ粒子を５
００〜１０００ケぐらい測定し、その後統計処理にて求
める。共晶Ｓｉ粒子の面積（μｍ2 ）と溶体化処理時間
との関係を図７に、また共晶Ｓｉ粒子の円形度と溶体化
処理時間との関係を図８に示す。なお、図７と図８にお
いて、黒四角印で示す「Ａｓ Ｃａｓｔ」は「鋳放し状
態のもの」、白三角印で示す「８５４Ｋ Ｓ．Ｔ．」は
「８５４Ｋ（５８１℃）の温度で溶体化処理（Ｓｏｌｕ
ｔｉｏｎ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施したもの」、白丸
印で示す「８４８Ｋ Ｓ．Ｔ．」は「８４８Ｋ（５７５
℃）の温度で溶体化処理を施したもの」、および黒菱形
印で示す「８３８Ｋ Ｓ．Ｔ．」は「８３８Ｋ（５６５
℃）の温度で溶体化処理を施したもの」を意味する。
【００２７】図７と図８において、白丸印で示す溶体化
処理温度が８４８Ｋ（５７５℃）のものでは、溶体化処
理時間の増加に伴って共晶Ｓｉ粒子の面積が増加し、溶
体化処理時間が５時間では面積が１７．３μｍ2と大き
い。一方、共晶Ｓｉ粒子の円形度は溶体化処理時間の増
加に伴って逆に低下し、溶体化処理時間が５時間では円
形度は０．５２と低くなる。溶体化処理温度が最高の８
５４Ｋ（５８１℃）では、図１に示すように、一部に溶
融が見られたので、８５４Ｋ（５８１℃）で所定時間保
持する加熱処理は省略している。
処理温度が８４８Ｋ（５７５℃）のものでは、溶体化処
理時間の増加に伴って共晶Ｓｉ粒子の面積が増加し、溶
体化処理時間が５時間では面積が１７．３μｍ2と大き
い。一方、共晶Ｓｉ粒子の円形度は溶体化処理時間の増
加に伴って逆に低下し、溶体化処理時間が５時間では円
形度は０．５２と低くなる。溶体化処理温度が最高の８
５４Ｋ（５８１℃）では、図１に示すように、一部に溶
融が見られたので、８５４Ｋ（５８１℃）で所定時間保
持する加熱処理は省略している。
【００２８】黒菱形印で示す溶体化処理温度８３８Ｋ
（５６５℃）では、溶体化処理時間の増加に伴って共晶
Ｓｉ粒子の面積も増加し、溶体化処理時間３〜５時間で
ほぼその増加が飽和し、面積約６μｍ2と小さく、溶体
化処理時間の変化に対してもその変化は小さい。一方、
円形度は溶体化処理時間５時間で最大の約０．６に達
し、他の溶体化処理温度で処理したものよりも高い値を
示した。以上より、溶体化処理温度は８３８Ｋ（５６５
℃）が好ましい。
（５６５℃）では、溶体化処理時間の増加に伴って共晶
Ｓｉ粒子の面積も増加し、溶体化処理時間３〜５時間で
ほぼその増加が飽和し、面積約６μｍ2と小さく、溶体
化処理時間の変化に対してもその変化は小さい。一方、
円形度は溶体化処理時間５時間で最大の約０．６に達
し、他の溶体化処理温度で処理したものよりも高い値を
示した。以上より、溶体化処理温度は８３８Ｋ（５６５
℃）が好ましい。
【００２９】（２）溶体化処理条件と機械的性質との関
係 次に、溶体化処理条件と機械的性質との関係について説
明する。図９〜図１１に、溶体化処理条件と、０．２％
耐力、破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃値）の関係
を示す。白丸印で示す溶体化処理温度８４８Ｋ（５７５
℃）では、０．２％耐力は溶体化処理時間の増加に対し
て向上する（図９）が、破断伸びおよび吸収エネルギー
（衝撃値）は逆に著しい低下を示してる（図１０および
図１１）。黒菱形印で示す溶体化処理温度が８３８Ｋ
（５６５℃）では、溶体化処理時間の増加に対して０．
２％耐力は約１４０ＭＰａと変わらないが、破断伸びお
よび吸収エネルギー（衝撃値）は、破断伸びが約２５％
以上で、吸収エネルギー（衝撃値）は約３４×１０4Ｊ
／ｍ2以上となり、本実施例においては溶体化処理を、
温度８３８Ｋ（５６５℃）で３時間保持したものが最も
良好な結果を得た。
係 次に、溶体化処理条件と機械的性質との関係について説
明する。図９〜図１１に、溶体化処理条件と、０．２％
耐力、破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃値）の関係
を示す。白丸印で示す溶体化処理温度８４８Ｋ（５７５
℃）では、０．２％耐力は溶体化処理時間の増加に対し
て向上する（図９）が、破断伸びおよび吸収エネルギー
（衝撃値）は逆に著しい低下を示してる（図１０および
図１１）。黒菱形印で示す溶体化処理温度が８３８Ｋ
（５６５℃）では、溶体化処理時間の増加に対して０．
２％耐力は約１４０ＭＰａと変わらないが、破断伸びお
よび吸収エネルギー（衝撃値）は、破断伸びが約２５％
以上で、吸収エネルギー（衝撃値）は約３４×１０4Ｊ
／ｍ2以上となり、本実施例においては溶体化処理を、
温度８３８Ｋ（５６５℃）で３時間保持したものが最も
良好な結果を得た。
【００３０】（３）時効処理条件と機械的性質との関係 次に、時効処理条件と機械的性質との関係について説明
する。時効処理を高温側の４４３Ｋ（１７０℃）と低温
側の４１８Ｋ（１４５℃）で行い、時効処理条件に対す
る、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びなどの機械的性
質を調べた。その結果を、図１２〜図１５に示す。な
お、図１２〜図１５において横軸に示す時効処理時間は
ｋｓ（キロ秒）を対数目盛表示である。図１２の時効処
理時間と引張強さとの関係を示す図から、時効処理時間
の増加に対して引張強さは向上（増加）している。白三
角印で示す高温側の４４３Ｋ（１７０℃）の場合、約１
０4秒（約２．８時間）で引張強さは飽和し、最高値は
約３２０ＭＰａである。一方、白丸印で示す低温側の４
１８Ｋ（１４５℃）の場合、約７×１０2キロ秒（約１
９０時間、即ち約８日）の長時間 で引張強さは飽和
し、高温側の４４３Ｋ（１７０℃）で約２．８時間の時
効処理で得られる引張強さ約３２０ＭＰａと同等あるい
は若干高い値を示している。図１３の時効処理時間と
０．２％耐力との関係を示す図から、図１２の時効処理
時間と引張強さとの関係と同様に、時効処理時間の増加
に対して０．２％耐力が向上（増加）している。
する。時効処理を高温側の４４３Ｋ（１７０℃）と低温
側の４１８Ｋ（１４５℃）で行い、時効処理条件に対す
る、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びなどの機械的性
質を調べた。その結果を、図１２〜図１５に示す。な
お、図１２〜図１５において横軸に示す時効処理時間は
ｋｓ（キロ秒）を対数目盛表示である。図１２の時効処
理時間と引張強さとの関係を示す図から、時効処理時間
の増加に対して引張強さは向上（増加）している。白三
角印で示す高温側の４４３Ｋ（１７０℃）の場合、約１
０4秒（約２．８時間）で引張強さは飽和し、最高値は
約３２０ＭＰａである。一方、白丸印で示す低温側の４
１８Ｋ（１４５℃）の場合、約７×１０2キロ秒（約１
９０時間、即ち約８日）の長時間 で引張強さは飽和
し、高温側の４４３Ｋ（１７０℃）で約２．８時間の時
効処理で得られる引張強さ約３２０ＭＰａと同等あるい
は若干高い値を示している。図１３の時効処理時間と
０．２％耐力との関係を示す図から、図１２の時効処理
時間と引張強さとの関係と同様に、時効処理時間の増加
に対して０．２％耐力が向上（増加）している。
【００３１】一般に、低温側での時効処理では、引張強
さおよび０．２％耐力が最高値に達して飽和するのに長
時間を要し、高温側での時効処理では、引張強さおよび
０．２％耐力が最高値に達して飽和するのに短時間で済
む。引張強さおよび０．２％耐力の最高値は、低温側で
長時間の時効処理するよりも、高温側で時効処理する方
が、低い値で飽和すると言われている。しかし、満足で
きる所望の強度が短時間の処理で得られることが作業効
率向上やエネルギー低減等の面から良いので、高温短時
間の時効処理を採用する方が好ましい。ここで、靱性に
主眼をおき、所望の引張強さを２９０ＭＰａ以上とする
と、時効処理時間は４４３Ｋ（１７０℃）で７２００秒
（２時間）、同様に０．２％耐力を２００ＭＰａ以上と
すると、時効処理時間は４４３Ｋ（１７０℃）で７２０
０秒（２時間）となる。
さおよび０．２％耐力が最高値に達して飽和するのに長
時間を要し、高温側での時効処理では、引張強さおよび
０．２％耐力が最高値に達して飽和するのに短時間で済
む。引張強さおよび０．２％耐力の最高値は、低温側で
長時間の時効処理するよりも、高温側で時効処理する方
が、低い値で飽和すると言われている。しかし、満足で
きる所望の強度が短時間の処理で得られることが作業効
率向上やエネルギー低減等の面から良いので、高温短時
間の時効処理を採用する方が好ましい。ここで、靱性に
主眼をおき、所望の引張強さを２９０ＭＰａ以上とする
と、時効処理時間は４４３Ｋ（１７０℃）で７２００秒
（２時間）、同様に０．２％耐力を２００ＭＰａ以上と
すると、時効処理時間は４４３Ｋ（１７０℃）で７２０
０秒（２時間）となる。
【００３２】図１４、図１５は、時効処理温度および時
効処理時間と、破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃
値）の関係を示す図である。時効処理時間の増加に従っ
て破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃値）は低下し、
前述の引張強さおよび０．２％耐力の場合とは逆の傾向
を示している。これは、時効処理によってアルミ基地中
にＭｇ2Ｓｉが析出して粘さが低下したことを示し、一
方、Ｍｇ2Ｓｉの析出量が多いほど引張強さおよ び耐力
が向上することを示している。図１４、図１５から、時
効処理時間が７２００秒（２時間）で、伸びが２３％
で、吸収エネルギー（衝撃値）が２３×１０4Ｊ／ｍ2と
なり、高靱性アルミ鋳物を製造することができる。
効処理時間と、破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃
値）の関係を示す図である。時効処理時間の増加に従っ
て破断伸びおよび吸収エネルギー（衝撃値）は低下し、
前述の引張強さおよび０．２％耐力の場合とは逆の傾向
を示している。これは、時効処理によってアルミ基地中
にＭｇ2Ｓｉが析出して粘さが低下したことを示し、一
方、Ｍｇ2Ｓｉの析出量が多いほど引張強さおよ び耐力
が向上することを示している。図１４、図１５から、時
効処理時間が７２００秒（２時間）で、伸びが２３％
で、吸収エネルギー（衝撃値）が２３×１０4Ｊ／ｍ2と
なり、高靱性アルミ鋳物を製造することができる。
【００３３】つまり、本発明での最も好ましい形態は、
Ｓｉ：４〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜０．２０％、Ｔ
ｉ：０．２％、Ｓｒ：８０〜１００ｐｐｍ、Ｃｕ：０．
３％以下、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のう
ち特にＦｅ：０．２％以下の組成からなる靱性材のアル
ミ鋳物を溶体化処理条件が８３８Ｋ（５６５℃）で３時
間保持として、水焼入れ（急冷）後、時効処理条件は４
４３Ｋ（１７０℃）で２時間保持の熱処理を行う。およ
びこれにより得られる高靱性アルミ鋳物である。本発明
の実施の形態での高温側の時効処理温度は４４３Ｋ（１
７０℃）の場合について述べたが、その前後の温度であ
る４３３Ｋ（１６０℃）または４５３Ｋ（１８０℃）の
温度を採用しても本発明の高温短時間の時効処理の効果
は期待できる。例えば、４３３Ｋ（１６０℃）の時効処
理温度では時効処理時間を３時間程度とし、また４５３
Ｋ（１８０℃）の時効処理温度では時効処理時間を１〜
２時間程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：４〜４．５％、Ｍｇ：０．１５〜０．２０％、Ｔ
ｉ：０．２％、Ｓｒ：８０〜１００ｐｐｍ、Ｃｕ：０．
３％以下、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のう
ち特にＦｅ：０．２％以下の組成からなる靱性材のアル
ミ鋳物を溶体化処理条件が８３８Ｋ（５６５℃）で３時
間保持として、水焼入れ（急冷）後、時効処理条件は４
４３Ｋ（１７０℃）で２時間保持の熱処理を行う。およ
びこれにより得られる高靱性アルミ鋳物である。本発明
の実施の形態での高温側の時効処理温度は４４３Ｋ（１
７０℃）の場合について述べたが、その前後の温度であ
る４３３Ｋ（１６０℃）または４５３Ｋ（１８０℃）の
温度を採用しても本発明の高温短時間の時効処理の効果
は期待できる。例えば、４３３Ｋ（１６０℃）の時効処
理温度では時効処理時間を３時間程度とし、また４５３
Ｋ（１８０℃）の時効処理温度では時効処理時間を１〜
２時間程度とするのが好ましい。
【００３４】（比較例）（ＪＩＳ）ＡＣ４ＣＨ相当材の
アルミ鋳物について、７９３Ｋ（５２０℃）〜８２３Ｋ
（５５０℃）で６時間保持した後急冷する溶体化処理の
後、４１８Ｋ（１４５℃）の温度で４〜６時間保持の時
効処理を行った。その結果、破断伸びは７〜１２％程
度、衝撃値が８〜１０×１０4Ｊ／ｍ2と本発明に比べて
低い値であった。
アルミ鋳物について、７９３Ｋ（５２０℃）〜８２３Ｋ
（５５０℃）で６時間保持した後急冷する溶体化処理の
後、４１８Ｋ（１４５℃）の温度で４〜６時間保持の時
効処理を行った。その結果、破断伸びは７〜１２％程
度、衝撃値が８〜１０×１０4Ｊ／ｍ2と本発明に比べて
低い値であった。
【００３５】
【発明の効果】以上詳細に説明のとおり、本発明の高靱
性アルミ鋳物の製造方法およびこの製造方法により得ら
れる高靱性アルミ鋳物は、Ｓｉ含有量を低く抑えた組成
で鋳造後、８２３Ｋ（５５０℃）をこえ８４８Ｋ（５７
５℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する高温
溶体化処理を施し、続いて４３３Ｋ（１６０℃）〜４５
３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間保持する時効処理
を施すことで、靱性と強度に優れ、用途に応じた要求特
性の確保に対応できる。このため、例えばホイールやク
ロスメンバーなどの自動車用足廻り部品や、冷凍機、圧
縮機のインペラーなどの高速回転部品などを薄肉にして
軽量化でき、産業上きわめて有用である。特に従来の低
温側での長時間時効処理に比べ、高温側での短時間時効
処理により所要の特性を確保できる点で工業的にその効
果は極めて大きい。
性アルミ鋳物の製造方法およびこの製造方法により得ら
れる高靱性アルミ鋳物は、Ｓｉ含有量を低く抑えた組成
で鋳造後、８２３Ｋ（５５０℃）をこえ８４８Ｋ（５７
５℃）未満の温度で２〜４時間保持した後急冷する高温
溶体化処理を施し、続いて４３３Ｋ（１６０℃）〜４５
３Ｋ（１８０℃）の温度で１〜３時間保持する時効処理
を施すことで、靱性と強度に優れ、用途に応じた要求特
性の確保に対応できる。このため、例えばホイールやク
ロスメンバーなどの自動車用足廻り部品や、冷凍機、圧
縮機のインペラーなどの高速回転部品などを薄肉にして
軽量化でき、産業上きわめて有用である。特に従来の低
温側での長時間時効処理に比べ、高温側での短時間時効
処理により所要の特性を確保できる点で工業的にその効
果は極めて大きい。
【図１】８５４Ｋ（５８１℃）、保持時間なしの条件で
溶体化処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
溶体化処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図２】８４８Ｋ（５７５℃）、保持時間なしで溶体化
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図３】８４８Ｋ（５７５℃）、３時間保持して溶体化
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図４】８３８Ｋ（５６５℃）、保持時間なしで溶体化
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図５】８３８Ｋ（５６５℃）、３時間保持して溶体化
処理を施した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
処理を施した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図６】８３８Ｋ（５６５℃）、８時間保持して溶体化
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
処理した金属組織顕微鏡写真を示す図である。
【図７】溶体化処理時間と共晶Ｓｉ粒子の面積との関係
を示す図である。
を示す図である。
【図８】溶体化処理時間と円形度との関係を示す図であ
る。
る。
【図９】溶体化処理時間と０．２％耐力との関係を示す
図である。
図である。
【図１０】溶体化処理時間と破断伸びとの関係を示す図
である。
である。
【図１１】溶体化処理時間と吸収エネルギー（衝撃値）
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図１２】時効処理時間と引張強さとの関係を示す図で
ある。
ある。
【図１３】時効処理時間と０．２％耐力との関係を示す
図である。
図である。
【図１４】時効処理時間と破断伸びとの関係を示す図で
ある。
ある。
【図１５】時効処理時間と吸収エネルギー（衝撃値）と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
（なし）。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ
Claims (4)
- 【請求項１】 質量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、
Ｍｇ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良
処理剤、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち
特にＦｅ：０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアル
ミニウム合金鋳物を、８２３Ｋを超え８４８Ｋ未満の温
度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理を行い、
しかる後に４３３Ｋ〜４５３Ｋの温度で１〜３時間の時
効処理を施すことを特徴とする高靱性アルミニウム合金
鋳物の製造方法。 - 【請求項２】 質量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、
Ｍｇ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良
処理剤、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち
特にＦｅ：０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアル
ミニウム合金鋳物を、８２３Ｋを超え８４８Ｋ未満の温
度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理を行い、
しかる後に４３３Ｋ〜４５３Ｋの温度で１〜３時間の時
効処理を施すことにより、アルミニウム基地中の共晶Ｓ
ｉ粒子の面積が６μｍ2以下、かつ円形度が０．６０以
上を有し、伸びが２３％以上、かつ衝撃値が２３×１０
4Ｊ／ｍ2以上有することを特徴とする高靱性アルミニウ
ム合金鋳物。 - 【請求項３】 質量比率で、Ｓｉ：３．５〜４．５％、
Ｍｇ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：１．０％以下、改良
処理剤、残部実質的にＡｌおよび不可避的不純物のうち
特にＦｅ：０．２％以下の組成を含有する鋳造後のアル
ミニウム合金鋳物を、８２３Ｋを超え８４８Ｋ未満の温
度で２〜４時間保持した後急冷する溶体化処理を行い、
しかる後に４３３Ｋ〜４５３Ｋの温度で１〜３時間の時
効処理を施すことにより、アルミニウム基地中の共晶Ｓ
ｉ粒子の面積が６μｍ2以下、かつ円形度が０．５５以
上 を有し、伸びが２３％以上、かつ衝撃値が２３×１
０4Ｊ／ｍ2以上、引張強さが２９０ＭＰａ以上、耐力が
２００ＭＰａ以上を有することを特徴とする高靱性アル
ミニウム合金鋳物。 - 【請求項４】 請求項１乃至請求項３の何れか１項に記
載の改良処理剤が、Ｓｒ：０．０００４〜０．００２％
および／またはＴｉ：０．２５％以下であることを特徴
とする高靱性アルミニウム合金鋳物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9768498A JPH11293430A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9768498A JPH11293430A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293430A true JPH11293430A (ja) | 1999-10-26 |
Family
ID=14198814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9768498A Pending JPH11293430A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11293430A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002012582A1 (en) * | 2000-08-08 | 2002-02-14 | Asahi Tec Corporation | Aluminum alloy formed by precipitation hardening and method for heat treatment thereof |
| EP3162460A1 (de) * | 2015-11-02 | 2017-05-03 | Mubea Performance Wheels GmbH | Leichtmetallgussbauteil und verfahren zum herstellen eines leichtmetallgussbauteils |
| CN107868889A (zh) * | 2016-09-23 | 2018-04-03 | 比亚迪股份有限公司 | 铝合金及其制备方法和应用以及车辆车身骨架连接件和电动汽车 |
| CN115505799A (zh) * | 2022-09-23 | 2022-12-23 | 重庆慧鼎华创信息科技有限公司 | 一种高强韧重力铸造铝合金及其制备方法和应用 |
-
1998
- 1998-04-09 JP JP9768498A patent/JPH11293430A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002012582A1 (en) * | 2000-08-08 | 2002-02-14 | Asahi Tec Corporation | Aluminum alloy formed by precipitation hardening and method for heat treatment thereof |
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| EP3162460A1 (de) * | 2015-11-02 | 2017-05-03 | Mubea Performance Wheels GmbH | Leichtmetallgussbauteil und verfahren zum herstellen eines leichtmetallgussbauteils |
| WO2017076801A1 (de) * | 2015-11-02 | 2017-05-11 | Mubea Performance Wheels Gmbh | Verfahren zum herstellen eines leichtmetallgussbauteils und leichtmetallgussbauteil |
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| JP2019501777A (ja) * | 2015-11-02 | 2019-01-24 | ムベア パフォーマンス ウィールズ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＭｕｂｅａ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｗｈｅｅｌｓ ＧｍｂＨ | 軽金属鋳造部材の製造方法および軽金属鋳造部材 |
| US10801089B2 (en) | 2015-11-02 | 2020-10-13 | Mubea Performance Wheels Gmbh | Light metal cast component |
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