JPS62174356A - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法 - Google Patents
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法Info
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- JPS62174356A JPS62174356A JP1330686A JP1330686A JPS62174356A JP S62174356 A JPS62174356 A JP S62174356A JP 1330686 A JP1330686 A JP 1330686A JP 1330686 A JP1330686 A JP 1330686A JP S62174356 A JPS62174356 A JP S62174356A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野１
本発明はＡｌ−Ｍｇ−８ｉ系遅時効硬化型鍛造泪アルミ
ニウム合金小径鋳造棒の製造法に関し、さらに詳しくは
、遅時効硬化冷間鍛造用素材としてソーキングおよび焼
入処理を省略することができるＡｔ Ｍｇ Ｓｉ系
遅遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造
法に関する。
ニウム合金小径鋳造棒の製造法に関し、さらに詳しくは
、遅時効硬化冷間鍛造用素材としてソーキングおよび焼
入処理を省略することができるＡｔ Ｍｇ Ｓｉ系
遅遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造
法に関する。
［従来技術１
最近、アルミニウム合金の冷間鍛造材の使用が増加して
きているが、Ａｌ−Ｍｇ Ｓｉ系合金、例えば、Ｍｇ
０．４５−０．８ｗｔ％、Ｓｉ ０．６〜１．２ｕ＋Ｌ
％含有の６１５１合金は変形抵抗が小さく、冷間鍛造性
がよいのでＣｕ ３．５〜５．Ｏｕ＋ｔ％含有のＡｌ−
Ｃｕ系合金に代わりつつあるのが現状である。
きているが、Ａｌ−Ｍｇ Ｓｉ系合金、例えば、Ｍｇ
０．４５−０．８ｗｔ％、Ｓｉ ０．６〜１．２ｕ＋Ｌ
％含有の６１５１合金は変形抵抗が小さく、冷間鍛造性
がよいのでＣｕ ３．５〜５．Ｏｕ＋ｔ％含有のＡｌ−
Ｃｕ系合金に代わりつつあるのが現状である。
しかして、アルミニウム合金の鍛造用素材として、冷間
鍛造時の変形抵抗を下げるために０材を使用し、冷間鍛
造後に焼入れ、焼戻しの熱処理を行なうことによって強
度を向上させてから実用に供されていた。
鍛造時の変形抵抗を下げるために０材を使用し、冷間鍛
造後に焼入れ、焼戻しの熱処理を行なうことによって強
度を向上させてから実用に供されていた。
しかし、この場合には下記に示す問題点がある。
１）バーニング等の品質異常が発生し易い。
２）薄物では焼入歪が発生し易い。
３）焼入設備が必要となる。
［発明が解決しようとする問題点１
本発明は上記に説明したような従来におけるアルミニウ
ム合金の冷間鍛造材の問題点に鑑みなされたもので、本
発明者は研究を重ねた結果、アルミニウム合金の鍛造用
素材として初めから焼入れした素材を使用し、かつ、焼
入れ後常温時効を遅滞させた素材と腰鍛造に際して冷間
鍛造後に焼戻しを行なってから実用に供すれば、このよ
うな問題はなくなることを見出した。
ム合金の冷間鍛造材の問題点に鑑みなされたもので、本
発明者は研究を重ねた結果、アルミニウム合金の鍛造用
素材として初めから焼入れした素材を使用し、かつ、焼
入れ後常温時効を遅滞させた素材と腰鍛造に際して冷間
鍛造後に焼戻しを行なってから実用に供すれば、このよ
うな問題はなくなることを見出した。
本発明者はこのような知見に基き、常温において１〜６
箇月の遅時効硬化性を有し、さらに、冷間鍛造後の焼戻
しによりＨｖ１００以上の高硬度が得られるＡＩ Ｍ
ｇ Ｓｉ系遅遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径
鋳造棒製造法を開発したのである。
箇月の遅時効硬化性を有し、さらに、冷間鍛造後の焼戻
しによりＨｖ１００以上の高硬度が得られるＡＩ Ｍ
ｇ Ｓｉ系遅遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径
鋳造棒製造法を開発したのである。
Ｅ問題点を解決するための手段１
本発明に係るＡＩ Ｍｇ Ｓｉ系遅遅時効硬化型鍛
造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造法の特徴とすると
ころは、 Ｍｇ０．３〜０．８Ｉｌｌｔ％、Ｓｉ０．４０〜１．５
Ｉｌｌｔ％、Ｓｎ ０．０１〜１．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｕ
０．０５〜１．Ｏｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．，００１〜０．
１０ｗｔ％、Ｂ ０．０００１〜０．０１１１１Ｌ％を
含有し、かつ、Ｓｉ含有量をＭｇ含有量より多くし、さ
らに、 Ｍｎ １，０ＩＩｌｔ％以下、Ｃｒ ０．３０ｗＬ％以
下、Ｚｒ ０．３０ｗｔ％以下 のうちから選んだ１種或いは２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミ
ニウム合金を、鋳造持５５０°Ｃの温度から常温までの
冷却速度を１００’Ｃ／分以上としたことにある。
造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造法の特徴とすると
ころは、 Ｍｇ０．３〜０．８Ｉｌｌｔ％、Ｓｉ０．４０〜１．５
Ｉｌｌｔ％、Ｓｎ ０．０１〜１．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｕ
０．０５〜１．Ｏｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．，００１〜０．
１０ｗｔ％、Ｂ ０．０００１〜０．０１１１１Ｌ％を
含有し、かつ、Ｓｉ含有量をＭｇ含有量より多くし、さ
らに、 Ｍｎ １，０ＩＩｌｔ％以下、Ｃｒ ０．３０ｗＬ％以
下、Ｚｒ ０．３０ｗｔ％以下 のうちから選んだ１種或いは２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミ
ニウム合金を、鋳造持５５０°Ｃの温度から常温までの
冷却速度を１００’Ｃ／分以上としたことにある。
本発明に係るＡＩ Ｍｇ Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造
用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法（以下単に本発
明に係る製造法ということがある。）について詳細に説
明する。
用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法（以下単に本発
明に係る製造法ということがある。）について詳細に説
明する。
先ず、本発明に係る製造法において使用するアルミニウ
ム合金の含有成分および成分割合について説明する。
ム合金の含有成分および成分割合について説明する。
Ｎ旬は硬化元素であり、ＳｉとＭｇ２Ｓｉを形成して強
度を向上させ、一方焼入感受性を鋭敏にする元素であり
、含有量が０．３ｗｔ％未満では強度向上の効果が少な
く、また、０．＆ｕｔ％を越えて含有されると焼入感受
性、冷間鍛造性を阻害し、かつ、Ｓｎと結合して遅時効
硬化性を阻害する。よって、Ｍｇ含有量は０．３〜０．
８ｗｔ％とする。
度を向上させ、一方焼入感受性を鋭敏にする元素であり
、含有量が０．３ｗｔ％未満では強度向上の効果が少な
く、また、０．＆ｕｔ％を越えて含有されると焼入感受
性、冷間鍛造性を阻害し、かつ、Ｓｎと結合して遅時効
硬化性を阻害する。よって、Ｍｇ含有量は０．３〜０．
８ｗｔ％とする。
ＳｉはＭｇと同様に硬化元素であり、Ｍｇ２５ｉを形成
して強度を向上させる元素であり、含有量が０．４０ｕ
＋ｔ％未満では強度向上の効果がなく、また、１．５ｗ
ｔ％を越えて含有されると冷間鍛造性を阻害する。よっ
て、Ｓｉ含有量は０．４０〜１．５…Ｌ％とする。
して強度を向上させる元素であり、含有量が０．４０ｕ
＋ｔ％未満では強度向上の効果がなく、また、１．５ｗ
ｔ％を越えて含有されると冷間鍛造性を阻害する。よっ
て、Ｓｉ含有量は０．４０〜１．５…Ｌ％とする。
Ｓｎは遅時効硬化性を付与するための重要な元素であり
、含有量が０．０１…Ｌ％未満では遅時効硬化性が充分
ではなく、また、１．Ｏｕ＋ｔ％を越えて含有されると
靭性を害するようになって冷間鍛造性を阻害する。よっ
て、Ｓｎ含有量は０．０１〜１，０ｗｔ％とする。
、含有量が０．０１…Ｌ％未満では遅時効硬化性が充分
ではなく、また、１．Ｏｕ＋ｔ％を越えて含有されると
靭性を害するようになって冷間鍛造性を阻害する。よっ
て、Ｓｎ含有量は０．０１〜１，０ｗｔ％とする。
ＣＬＩは強度向上に役立つ元素であり、含有量が０．０
５ｗｔ％未満ではこのような効果はなく、１．Ｏｕ＋Ｌ
％を越える含有量では冷間鍛造性を害する。よって、Ｃ
ｕ含有量は０．０５〜１．ＯＬＩ＋Ｌ％とする。
５ｗｔ％未満ではこのような効果はなく、１．Ｏｕ＋Ｌ
％を越える含有量では冷間鍛造性を害する。よって、Ｃ
ｕ含有量は０．０５〜１．ＯＬＩ＋Ｌ％とする。
Ｔｉ、Ｂは鋳造組織を微細化し、冷間鍛造性を向上させ
るが、一方焼入感受性をやや悪くする元素であり、含有
量がＴｉ ０．００１ｗｔ％未満、Ｂ ０００００１ｗ
ｔ％未満では微細化効果がなく、また、Ｔｉ０．１０ｗ
ｔ％、および、Ｂ ０．０１ｗｔ％を越える含有量では
夫々Ａｌと巨大な金属間化合物を生成して冷間鍛造性を
害する。よって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０，１０ｗ
Ｌ％、Ｂ含有量は０．０００１−０．０１ｕ＋ｔ％以下
とする。 上記説明したＭｇ含有量とＳｉ含有量との関
係は、ｓｉ＞Ｍｇとしなければ、遅時効硬化性が発揮で
きなくなる。よって、Ｓｉ含有量をＭｇ含有量より多く
する。
るが、一方焼入感受性をやや悪くする元素であり、含有
量がＴｉ ０．００１ｗｔ％未満、Ｂ ０００００１ｗ
ｔ％未満では微細化効果がなく、また、Ｔｉ０．１０ｗ
ｔ％、および、Ｂ ０．０１ｗｔ％を越える含有量では
夫々Ａｌと巨大な金属間化合物を生成して冷間鍛造性を
害する。よって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０，１０ｗ
Ｌ％、Ｂ含有量は０．０００１−０．０１ｕ＋ｔ％以下
とする。 上記説明したＭｇ含有量とＳｉ含有量との関
係は、ｓｉ＞Ｍｇとしなければ、遅時効硬化性が発揮で
きなくなる。よって、Ｓｉ含有量をＭｇ含有量より多く
する。
Ｍｎは強度を付与する元素であり、含有量が１．０１ｌ
ｌｔ％を越えると冷間鍛造性を害するようになる。よっ
て、Ｍｎ含有量は１．ＯｗＬ％以下とする。
ｌｔ％を越えると冷間鍛造性を害するようになる。よっ
て、Ｍｎ含有量は１．ＯｗＬ％以下とする。
Ｃｒ、Ｚｒは共に強度を向上させる元素であり、含有量
が夫々０，３０ｕｔ％を越えるとＡｌと巨大金属間化合
物を生成し、冷間鍛造性を阻害するようになる。よって
、Ｃｒ含有量、Ｚｒ含有量は０．３０ｕ＋ｔ％以下とす
る。
が夫々０，３０ｕｔ％を越えるとＡｌと巨大金属間化合
物を生成し、冷間鍛造性を阻害するようになる。よって
、Ｃｒ含有量、Ｚｒ含有量は０．３０ｕ＋ｔ％以下とす
る。
次に、本発明に係る製造法における５５０°Ｃの温度か
ら常温までの焼入速度について説明する。
ら常温までの焼入速度について説明する。
焼入速度は速い程高い強度が得られるものであり、即ち
、１００℃／分未満の焼入速度では冷間鍛造後の焼戻し
により高い強度が得られなくなる。
、１００℃／分未満の焼入速度では冷間鍛造後の焼戻し
により高い強度が得られなくなる。
よって、焼入速度は１００℃／分以上とすることにより
目標を満足する強度が得られる。
目標を満足する強度が得られる。
［実施例１
本発明に係るＡＩ Ｍｇ Ｓｉ系遅遅時効硬化型鍛
造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造法の実施例を説明
し、併せて比較例を説明する。
造用アルミニウム合金小径鋳造棒製造法の実施例を説明
し、併せて比較例を説明する。
実施例
第１表に示す含有成分および成分割合のアルミニウム合
金を常法に従って溶解鋳造し、３０φの小径連続鋳造棒
および２５５ｍｍφ連続鋳造塊とした。次いで、３０φ
小径連続鋳造捧については、厚さ２ｍｍの皮むきをした
後、また、２５５φ連続鋳造塊については３０φ小径連
続鋳造棒の場合の寸法を合せて切出後、硬度測定による
遅時効硬化性、５０％冷間鍛造性および冷間鍛造後のＴ
８硬度を測定した。
金を常法に従って溶解鋳造し、３０φの小径連続鋳造棒
および２５５ｍｍφ連続鋳造塊とした。次いで、３０φ
小径連続鋳造捧については、厚さ２ｍｍの皮むきをした
後、また、２５５φ連続鋳造塊については３０φ小径連
続鋳造棒の場合の寸法を合せて切出後、硬度測定による
遅時効硬化性、５０％冷間鍛造性および冷間鍛造後のＴ
８硬度を測定した。
その結果を第２表に示す。
この第２表から、本発明に係る製造法によるアルミニウ
ム合金の３０φ小径連続鋳造棒は遅時効硬化を有し、冷
開鍛造性も良好で、かつ、冷開鍛造後の焼戻し後の硬度
ら）（ｖｌｏＯ以上あり、製品硬度として満足するもの
であり、比較例に比し優れていることがわかる。
ム合金の３０φ小径連続鋳造棒は遅時効硬化を有し、冷
開鍛造性も良好で、かつ、冷開鍛造後の焼戻し後の硬度
ら）（ｖｌｏＯ以上あり、製品硬度として満足するもの
であり、比較例に比し優れていることがわかる。
［発明の効果１
以上説明したように、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−８ｉ系
遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造
法は上記の構成であるから、製造されたアルミニウム合
金は冷間鍛造素材としてソーキングおよび焼入を省略す
ることができるという効果を有している。
遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造
法は上記の構成であるから、製造されたアルミニウム合
金は冷間鍛造素材としてソーキングおよび焼入を省略す
ることができるという効果を有している。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｍｇ０．３〜０．８ｗｔ％、Ｓｉ０．４０〜１．５ｗｔ
％、Ｓｎ０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ０．０５〜１．
０ｗｔ％、Ｔｉ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ０．０
００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、かつ、Ｓｉ含有量を
Ｍｇ含有量より多くし、さらに、 Ｍｎ１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ０．３０ｗｔ％以下、Ｚｒ
０．３０ｗｔ％以下 のうちから選んだ１種或いは２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミ
ニウム合金を、鋳造時５５０℃の温度から常温までの冷
却速度を１００℃／分以上としたことを特徴とするＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小
径鋳造棒の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330686A JPS62174356A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330686A JPS62174356A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174356A true JPS62174356A (ja) | 1987-07-31 |
Family
ID=11829496
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1330686A Pending JPS62174356A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金小径鋳造棒の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62174356A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6113850A (en) * | 1993-03-22 | 2000-09-05 | Aluminum Company Of America | 2XXX series aluminum alloy |
| EP2489755A4 (en) * | 2009-10-16 | 2015-11-11 | Showa Denko Kk | METHOD FOR PRODUCING A BRAKE PISTON |
-
1986
- 1986-01-24 JP JP1330686A patent/JPS62174356A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6113850A (en) * | 1993-03-22 | 2000-09-05 | Aluminum Company Of America | 2XXX series aluminum alloy |
| EP2489755A4 (en) * | 2009-10-16 | 2015-11-11 | Showa Denko Kk | METHOD FOR PRODUCING A BRAKE PISTON |
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