JPS6140300B2 - - Google Patents
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- JPS6140300B2 JPS6140300B2 JP17440382A JP17440382A JPS6140300B2 JP S6140300 B2 JPS6140300 B2 JP S6140300B2 JP 17440382 A JP17440382 A JP 17440382A JP 17440382 A JP17440382 A JP 17440382A JP S6140300 B2 JPS6140300 B2 JP S6140300B2
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Landscapes
- Mold Materials And Core Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、熱処理時における着色がなく、合金
溶解時の酸化膜（すなわち滓）の発生が著しく少
ない鋳物用アルミニウム合金に関する。 従来、Sbを含むＡ―Si―Mg系合金
（JISAC4C、AC4A等）は鋳造性、改良持続性が
良好で、熱処理により優れた靭性と強度を示すこ
と等から、各種産業部品等に広く使用されてい
る。しかし、この合金は、Sbを含まない通常の
Ａ―Si―Mg系合金に比べると、高温の酸化雰
囲気中で熱処理すると鋳肌が酸化されて黒色化す
る。また、溶解時における酸化膜の生成量が多い
ためにメタル損失が大きい点が不利であつた。 本発明は、前述の問題点を解決するものであつ
て、Si6〜10％、Mg0.2〜0.8％、Sb0.08〜0.2％、
Be0.002〜0.010％、Ca0.01〜0.07％、残部アルミ
ニウムと不可避的な不純物よりなる鋳物用アルミ
ニウム合金、及びさらに前記の合金にMn0.1〜
0.5％添加した鋳物用アルミニウム合金を提供す
ることを目的とする。 本発明の合金における各成分組成の限定理由は
次の通りである。 Siは流動性を向上させるために６％以上添加す
ると好結果が得られるが、10％を越えると靭性を
低下させるので、６〜10％が適当である。 Mgは熱処理によりMg2Siを析出させ強度を高
める効果を有し、そのために0.2％以上添加する
が、0.8％を越えると靭性を低下させるので、0.2
〜0.8％が好適である。 Sbは合金中の共晶Siを微細化する性質を有
し、0.08％より少ないとその効果が不十分であ
り、また0.2％より多量添加してもその効果の向
上は望めず、むしろ機械的性質や耐食性が低下す
るため、0.08〜0.2％が好適である。 Beは溶湯酸化を抑制するのに著しい効果があ
る。0.002％よりも少ないとその効果が不十分で
あり、また0.010％より多量添加してもその効果
の向上は余り望めないので、0.002〜0.010％が適
当である。 Caは、前記組成範囲のBeと共存することによ
り、Sbを含むＡ―Si―Mg系合金（JISAC4A、
AC4A等）に特有な熱処理時の着色を抑制し、金
属光沢を与える。0.01％より少ないとその効果は
不十分であり、また0.07％より多いと金属光沢が
得られなくなるために、0.01〜0.07％が適当であ
る。Ａ―Si―Mg系合金に上記組成範囲のCa又
はBeを単独添加した場合は熱処理時の着色を抑
制できない。Caを単独添加した場合、熱処理後
に金属光沢が得られず、またBeを単独添加した
場合、鋳造後において鋳肌が着色する。 Mnは特許請求の範囲第１項記載の合金の鋳造
性をさらに向上させる効果を有する。0.1％より
少ないとその効果が不十分であり、また0.5％よ
り多く添加すると靭性が低下するので、0.1〜0.5
％が適当である。 大型鋳物や複雑な形状をした鋳物（厚さが一定
でない鋳物）の場合には凝固速度がおそいから凝
固完了後の鋳物の結晶粒は粗い。結晶粒を微細化
するためにTiを0.05〜0.20％添加することは有益
である。他方、小型の鋳物あるいは厚さが肉薄の
鋳物の場合には、Tiを添加しなくても、溶湯の
冷却速度が速いから溶湯中に超微粒子が続々と発
生し、その超微粒子を核として結晶が生長するの
で結晶粒が微細化された鋳物が得られ、満足すべ
き機械的性質及び引け性試験結果を有している。 Feはアルミニウム中に不純物として不可避的
に含有される成分である。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第１表は鋳造後及び熱処理後の鋳肌の色を示
す。各種組成の合金を750℃で、離型剤を塗つた
鋳型を300℃に加熱して鋳造した。熱処理は、空
気雰囲気の調質炉で、530℃にて８時間行つた。
鋳肌の着色状況は８段階の評価にて行つた。 従来合金―２、―３では、従来合金―１
と異なり、熱処理後鋳肌は着色する。本発明合金
―１ないし―４は鋳造後、熱処理後も金属光
沢を示す。比較合金は、―２を除き、鋳造後、
熱処理後の両方、あるいは熱処理後において着色
する。
溶解時の酸化膜（すなわち滓）の発生が著しく少
ない鋳物用アルミニウム合金に関する。 従来、Sbを含むＡ―Si―Mg系合金
（JISAC4C、AC4A等）は鋳造性、改良持続性が
良好で、熱処理により優れた靭性と強度を示すこ
と等から、各種産業部品等に広く使用されてい
る。しかし、この合金は、Sbを含まない通常の
Ａ―Si―Mg系合金に比べると、高温の酸化雰
囲気中で熱処理すると鋳肌が酸化されて黒色化す
る。また、溶解時における酸化膜の生成量が多い
ためにメタル損失が大きい点が不利であつた。 本発明は、前述の問題点を解決するものであつ
て、Si6〜10％、Mg0.2〜0.8％、Sb0.08〜0.2％、
Be0.002〜0.010％、Ca0.01〜0.07％、残部アルミ
ニウムと不可避的な不純物よりなる鋳物用アルミ
ニウム合金、及びさらに前記の合金にMn0.1〜
0.5％添加した鋳物用アルミニウム合金を提供す
ることを目的とする。 本発明の合金における各成分組成の限定理由は
次の通りである。 Siは流動性を向上させるために６％以上添加す
ると好結果が得られるが、10％を越えると靭性を
低下させるので、６〜10％が適当である。 Mgは熱処理によりMg2Siを析出させ強度を高
める効果を有し、そのために0.2％以上添加する
が、0.8％を越えると靭性を低下させるので、0.2
〜0.8％が好適である。 Sbは合金中の共晶Siを微細化する性質を有
し、0.08％より少ないとその効果が不十分であ
り、また0.2％より多量添加してもその効果の向
上は望めず、むしろ機械的性質や耐食性が低下す
るため、0.08〜0.2％が好適である。 Beは溶湯酸化を抑制するのに著しい効果があ
る。0.002％よりも少ないとその効果が不十分で
あり、また0.010％より多量添加してもその効果
の向上は余り望めないので、0.002〜0.010％が適
当である。 Caは、前記組成範囲のBeと共存することによ
り、Sbを含むＡ―Si―Mg系合金（JISAC4A、
AC4A等）に特有な熱処理時の着色を抑制し、金
属光沢を与える。0.01％より少ないとその効果は
不十分であり、また0.07％より多いと金属光沢が
得られなくなるために、0.01〜0.07％が適当であ
る。Ａ―Si―Mg系合金に上記組成範囲のCa又
はBeを単独添加した場合は熱処理時の着色を抑
制できない。Caを単独添加した場合、熱処理後
に金属光沢が得られず、またBeを単独添加した
場合、鋳造後において鋳肌が着色する。 Mnは特許請求の範囲第１項記載の合金の鋳造
性をさらに向上させる効果を有する。0.1％より
少ないとその効果が不十分であり、また0.5％よ
り多く添加すると靭性が低下するので、0.1〜0.5
％が適当である。 大型鋳物や複雑な形状をした鋳物（厚さが一定
でない鋳物）の場合には凝固速度がおそいから凝
固完了後の鋳物の結晶粒は粗い。結晶粒を微細化
するためにTiを0.05〜0.20％添加することは有益
である。他方、小型の鋳物あるいは厚さが肉薄の
鋳物の場合には、Tiを添加しなくても、溶湯の
冷却速度が速いから溶湯中に超微粒子が続々と発
生し、その超微粒子を核として結晶が生長するの
で結晶粒が微細化された鋳物が得られ、満足すべ
き機械的性質及び引け性試験結果を有している。 Feはアルミニウム中に不純物として不可避的
に含有される成分である。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第１表は鋳造後及び熱処理後の鋳肌の色を示
す。各種組成の合金を750℃で、離型剤を塗つた
鋳型を300℃に加熱して鋳造した。熱処理は、空
気雰囲気の調質炉で、530℃にて８時間行つた。
鋳肌の着色状況は８段階の評価にて行つた。 従来合金―２、―３では、従来合金―１
と異なり、熱処理後鋳肌は着色する。本発明合金
―１ないし―４は鋳造後、熱処理後も金属光
沢を示す。比較合金は、―２を除き、鋳造後、
熱処理後の両方、あるいは熱処理後において着色
する。
【表】
【表】
実施例 ２
第２表に示す組成の合金を溶解保持したときの
酸化による重量増加を第１図に示す。従来合金の
中でもSbを含む合金―５、―６は重量増加
が大きいが、本発明合金―５は溶湯の酸化が著
しく抑制されていることが判る。試験は熱天秤を
用いて行つた。
酸化による重量増加を第１図に示す。従来合金の
中でもSbを含む合金―５、―６は重量増加
が大きいが、本発明合金―５は溶湯の酸化が著
しく抑制されていることが判る。試験は熱天秤を
用いて行つた。
【表】
実施例 ３
第３表に示す組成の合金にT6処理（530℃にて
８時間溶体化処理を行い、水焼入れ後、室温にて
15時間放置し、140℃にて６時間焼もどしを行う
熱処理）を行つた後の機械的性質を第２図に示
す。本発明合金―６は、Ca量の変化に伴い、
引張強さ及び耐力はほとんど変化しないが、伸び
及び衝撃値はCa0.04％付近において極小値を示
す。しかしこの極小値はNaあるいはCaで改良処
理を施した比較合金―１１あるいは―１２と
比較しても遜色がない。なお、伸び及び衝撃値の
変化は、Ａ―７％Si―0.33％Mg合金のミクロ
組織に及ぼすSbとCaの共存効果を調査した結
果、共晶Siの微細化の程度に起因しているものと
考えられる。
８時間溶体化処理を行い、水焼入れ後、室温にて
15時間放置し、140℃にて６時間焼もどしを行う
熱処理）を行つた後の機械的性質を第２図に示
す。本発明合金―６は、Ca量の変化に伴い、
引張強さ及び耐力はほとんど変化しないが、伸び
及び衝撃値はCa0.04％付近において極小値を示
す。しかしこの極小値はNaあるいはCaで改良処
理を施した比較合金―１１あるいは―１２と
比較しても遜色がない。なお、伸び及び衝撃値の
変化は、Ａ―７％Si―0.33％Mg合金のミクロ
組織に及ぼすSbとCaの共存効果を調査した結
果、共晶Siの微細化の程度に起因しているものと
考えられる。
【表】
実施例 ４
第４表に示す組成の合金をテーターモールド
（Tatur mold）を用いて引け性試験を行つた結果
を第５表に示す。ちなみに、テーターモールド法
はA.Taturによつて提唱された測定法で、第３図
に示す寸法（単位はmm）を有するテーター鋳型を
使つて鋳造した第４図に示すテーター試料の引け
を測定する。第５図をみると、試料内部のポロシ
テイーの発生状況は、従来合金―７では引け巣
集中型を示すが、本発明合金―７では引け巣分
散型を示す。本発明合金―７にMnを添加した
本発明合金―８は引け巣集中型を示す。
（Tatur mold）を用いて引け性試験を行つた結果
を第５表に示す。ちなみに、テーターモールド法
はA.Taturによつて提唱された測定法で、第３図
に示す寸法（単位はmm）を有するテーター鋳型を
使つて鋳造した第４図に示すテーター試料の引け
を測定する。第５図をみると、試料内部のポロシ
テイーの発生状況は、従来合金―７では引け巣
集中型を示すが、本発明合金―７では引け巣分
散型を示す。本発明合金―７にMnを添加した
本発明合金―８は引け巣集中型を示す。
【表】
【表】
本発明合金の利点は次のとおりである。(i)合金
溶解時の酸化膜の発生が著しく少ない。(ii)通常の
Sbを含むＡ―Si―Mg合金は熱処理後黒色化す
るが、本発明合金は熱処理後でも金属光沢を維持
し、良好な外観が得られる。(iii)すぐれた強度と伸
びを有する。 本発明合金は上述の利点を有するので、各種産
業部品に用いることができ、例えばホイール、ハ
ンドルクラウン用材料として好適である。
溶解時の酸化膜の発生が著しく少ない。(ii)通常の
Sbを含むＡ―Si―Mg合金は熱処理後黒色化す
るが、本発明合金は熱処理後でも金属光沢を維持
し、良好な外観が得られる。(iii)すぐれた強度と伸
びを有する。 本発明合金は上述の利点を有するので、各種産
業部品に用いることができ、例えばホイール、ハ
ンドルクラウン用材料として好適である。
第１図は第２表に示す組成の合金を溶解保持し
たときの酸化による重量増加を示すグラフ、第２
図は第３表に示す組成の合金にT6処理を施した
後の機械的性質を示すグラフ、第３図はテーター
鋳型の断面図、第４図はテーター試料の概略図で
ある。
たときの酸化による重量増加を示すグラフ、第２
図は第３表に示す組成の合金にT6処理を施した
後の機械的性質を示すグラフ、第３図はテーター
鋳型の断面図、第４図はテーター試料の概略図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Si6〜10％、Mg0.2〜0.8％、Sb0.08〜0.2％、
Be0.002〜0.010％、Ca0.01〜0.07％、残部アルミ
ニウムと不可避的な不純物よりなる鋳物用アルミ
ニウム合金。 ２ Si6〜10％、Mg0.2〜0.8％、Sb0.08〜0.2％、
Be0.002〜0.010％、Ca0.01〜0.07％、Mn0.1〜0.5
％、残部アルミニウムと不可避的な不純物よりな
る鋳物用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17440382A JPS5964736A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 鋳物用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17440382A JPS5964736A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 鋳物用アルミニウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5964736A JPS5964736A (ja) | 1984-04-12 |
| JPS6140300B2 true JPS6140300B2 (ja) | 1986-09-08 |
Family
ID=15977952
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17440382A Granted JPS5964736A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 鋳物用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5964736A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0243339A (ja) * | 1988-07-31 | 1990-02-13 | Asahi Tec Corp | 鋳造用アルミニウム合金および車両用ホイール |
| JP2016132786A (ja) * | 2015-01-16 | 2016-07-25 | 日立金属株式会社 | アルミニウム合金製ロードホイールの製造方法 |
| JP6454450B1 (ja) * | 2018-03-27 | 2019-01-16 | 日軽エムシーアルミ株式会社 | Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金鋳物材の製造方法 |
| EP3778945B1 (en) * | 2018-03-27 | 2025-07-02 | Nikkei MC Aluminium Co., Ltd. | Al-si-mg-based aluminum alloy |
-
1982
- 1982-10-04 JP JP17440382A patent/JPS5964736A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5964736A (ja) | 1984-04-12 |
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