JPS63145741A - 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

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。

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ｖＩ造
用ＡＮ−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金及びその製
造方法に関するしのである。

［従来の技術］ 一般にｆ）造品とＫ　７ｊ４品とでは、礪械的性質につ
いて鍛造品が優れていることは周知の如くである。

黙しながら、鋳造でなければ！Ｆ！！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！８Ｔｌ川高力アルミ
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。ｌｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系アルミニ
ウム合金がある。このＡｆ−Ｃｕ−Ｍｇ系を基本組成と
した合金としては、スミカＯ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ｌ−１−１３（特
公昭５２−２１４４８号）は重量百分率でＣＩＩ　：　
　４．２〜５．２％、Ｍｇ：　　０，２〜０．４％。

Ｓｔ　　：　　０，１５〜０．３％、　　Ｆｅ　　：　
　０，１以下、Ｍｎ：０．１〜０．５％、７ｉ：０，１
〜０．３％、３：０，０１〜０．１％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／
ａ＋ｍ２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、このスミ力ロイト１−１３にあっては次のご
とき問題点があった。

１０７　サイクルにおける疲労強度は９に！；ｌ　／１
１１１２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
。

またｔ！ｒＴｉ割れが発生し易＜　、ｕ　３１性の面に
おいても劣っ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鍛造品に匹
敵する鋳造用Ａｊ！−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合
金を１に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第１の発明の
鋳造用Ａ　ｌｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金は
Ａｊ！−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金に少量のＶと少
量のＷとを添加したものである。

また、第２の発明の鋳造用ＡＩｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系高力ア
ルミニウム合金の製造方法は少量のＶと少δのＷとを添
加したＡｆ−Ｃｕ−Ｍ（ｌ系ア□ルミニウム合金を真空
雰囲気中で２２１製してｗＩ造し、５２０℃付近で溶体
化処理した後、焼゛入れし、１６０℃付近で焼もどして
人工時効処理するものである。

［作　用］ 第゛１の発明の如く構成され、上記へβ−Ｃｕ　−Ｍｏ
系アルミニウム合金に上記少量のＶを添加したことによ
り、Ａｆ−Ｃｕ−Ｍｏ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、Ｂ温じん性が
高められ、焼？１れが防止されてＨ’；ａ　ＦＪれが防
止されるものである。且つ、上記少量のＷ＠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、第２の発明の如くなされ、上記少量の■と上記少
量の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Ａｆ−Ｃｕ−Ｍｇ系ア
ルミニウム合金に５２０℃付近で溶体化ｆｆ１ｌ！Ｉ！
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、フｒｔＬ属介在物がき
わめて少量なために固溶したＣＬＩＡｊ！ｚ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！８造用Ａｉ’−ＧＯ−Ｍｏ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。

ここで、以下に示す第１〜第４の実施例における鋳造用
へで−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金は５２５℃ｘ
　１４ｈｒの溶体化処理を行な９た箋、９０℃以上の温
水中にて焼入れ、１６５℃Ｘ　２０ｈｒの焼もどしをし
て人工時効処理を施すというｆｆＪ　ｎ方法を採用した
。

第１の実施例の鋳造用ＡＩｌ−Ｃｕ−Ｍ！］系＾力アル
ミニウム合金は１１百分率でＣｕ　：　　４．７％。

Ｍｇ　：　　０，３５％を含有したＡｌ１−ＣＩｌ−Ｍ
ｇ系アルミニウム合金にｉ！重量百分率でＶ：０，１８
％、Ｗ：０．１７％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、なしながら溶製し、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Ａｉ’−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■及びＷを添加しない八で−ＣＬＩＴＭｇ系ア
ルミニウニアルミニウム合金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１！７られた疲労特性を示すも
のである。図中、■はｆｆ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
示ずものであり、■は■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ｖｉ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Ｋ
ｌ　ｖｔされた。この疲労強度の増加率は１０６サイク
ル強さで１５％、１０７サイクル強さで１Ｇ％を示して
いるが、この値は八で−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金
に添加するＶ及びＷの添加ｍ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ＡＮ−ＣＩ−Ｍｇ系高力アル
ミニウム合金は重量百分率でＣＩｌ　：　　４．６％、
Ｍｇ：　　０，３７％を含有した／ｌ！−Ｃｕ−Ｍｃ＋
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ｆＩＩ！！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−ＣＩＪ−Ｍｇ系
高力アルミニウム合全高力アルミニウム合金すべく上記
Ｖ及びＷを添加しないへ２−Ｃｕ−ＭｒＪ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、Ｏ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ｊ′ｌｉ用ＡＮ−ＣＯ−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、町らか
に増加傾向を示している。

また、第２の実施例のｔ２ｆ造用ＡクーＣｌ１−Ｍ０系
高力アルミニウム合金の２００℃におけるクリ−プ破断
強さはｆＩ造用アルミニウム合金の中でも浸れた耐熱性
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１８造用Ａｌ−ＣＬＩ−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ＡＱを添加すると、耐熱性がより増大することがｒ
１１認された。

また、第３の実施例の鋳造用△６−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り百分率で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ＡＪ２−Ｃｕ　−Ｍｇ系高力アルミニウ
ム合金における疲労強度をＷ１認すべく上記■及びＷを
添加せず、旦つ大気中でアルゴンガス吹き込み脱ガスを
行なったΔＲ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム含アルミニウ
ム合金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、［相］は凱厨百分率でＶ：０．１９％、Ｗ
：０．０９％を含有させ真空脱ガス処理した場合の疲労
特性を示すものであり、［相］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Ａｌ７Ｃｕ−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■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１０　　サイクル強さで１３ｋ
ｇ、、’ｍｎ＋２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１１２等のガス
成分の著しい低減、Ｊｔ合金１ｒｉ介在物生成防止およ
び脱ガスに伴なう非金属介在物の浮上分離ににって合金
の清浄化、析出相の均一化が実現されろためである。

上記第３の実施例の鋳造用へり−ＣＩｌ−Ｍ（ｌ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（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苔と
充分なり（りる。

更に第４の実施例の鋳造用Ａｌ−へＩｌ−Ｍｇ系高力ア
ルミニウム合金は１ｍｍ分率でＣＬＩ　：　　４，７９
６、　Ｍｇ　：　　０．２９％を含有したＡｌ−ＣＩｌ
　−Ｍｌ）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興し、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ｖＩ造
した。そして、この第４の実施例の鋳造用Ａｆ−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ｌｌ認すべく上記Ｖ及びＷを添加しない
ＡＩｌ−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、■及びＷを添加しないＡＩｌ−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−Ｃ１ｌ−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△ｆ−Ｃｕ−ｆｖｌｃ
＋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、ｖＩｆＩ性が向上したのがＭ１
＝された。

これは１）に■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＄８Ｔ
ｌ用Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム合金の侵れた
特性はへＪ２−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
せたとぎにＶ＆認され、■＝０．３０％、ｌ／ｌ／：０
．３５％を越えるとそれ以上■及びＷを添加しても変化
しない。

［発明の効果゛１ 以上型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。

＋ｎ　　Ａｌｌ−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にす、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
！８通用Ａｉ’−Ｃｕ−Ｍｙ系高力アルミニウム合金を
提供することができる。

＋３１　　少量のＶと少量のＷとを添加し、溶製及びｖ
ｒ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。

（４）　　そのため鍛造材に匹敵する儂れたａ減的性質
を有する鋳造用へβ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金を
得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の鋳造用Ａｆ−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−Ｍ＋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がス処理
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１３ｉｊ’Ｄ　Ａｌ−ＣＩｌ　
−Ｍ９系高力アルミニウム合金を真空脱ガス’２！ｌＦ
［！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。 特許出願人　　石川島播磨重工業株式会社代理人弁理士
　　絹　　谷　　信　　雄第１図 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金に少量のＶ
   と少量のＷとを添加した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。 （２）上記Ｖが上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合
   金に対して重量百分率で０．１０〜 ０．３０％、上記Ｗが上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニ
   ウム合金に対して重量百分率で ０．０５〜０．３５％添加された上記特許請求の範囲第
   １項記載の鋳造用Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系高力アルミニウム
   合金。 （３）少量のＶと少量のＷとを添加したＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
   ｇ系アルミニウム合金を溶製して鋳造し、５２０℃付近
   で溶体化処理した後、焼入れし、１６０℃付近で焼もど
   して人工時効処理することを特徴とする鋳造用Ａｌ−Ｃ
   ｕ− Ｍｇ系高力アルミニウム合金の製造方法。 （４）上記少量のＶと少量のＷとを添加したＡｌ−Ｃｕ
   −Ｍｇ系アルミニウム合金の溶製が真空雰囲気中で施さ
   れる上記特許請求の範囲第３項記載の鋳造用Ａｌ−Ｃｕ
   −Ｍｇ系高力アルミニウム合金の製造方法。