(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ０．５ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％、残部が実質的にＡｌの組成から成るＡｌ合金を製造し、
次いで歪み率１０〜４０％、加工導入速度１０ｍｍ/ｓｅｃ．以下で２００℃以下のビレット温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、
その後５７６〜５８５℃の温度で保持する
ことを特徴とする輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法。
【請求項２】
Ｃｕ０．５ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％と、Ｓｒ０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成るＡｌ合金を製造し、
次いで歪み率１０〜４０％、加工導入速度１０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で２００℃以下のビレット温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、
その後５７６〜５８５℃の温度で保持する
ことを特徴とする輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、輸送機器用として用いるＡｌ合金の半溶融ビレットの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
半溶融ビレットを用いるチクソキャスト法は、従来の金型鋳造法と比較し鋳造偏析・欠陥が少なく、金型寿命が長いなどの利点があり最近注目されている技術である。
そのビレットの鋳造方法としては、ペシネ・アルマックス方式として知られているビレット段階で初晶α（Ａｌ）を球状化するため、半溶融温度域で電磁・機械攪拌を行う方法（方式Ａ）や、鋳造時に通常添加されている量よりも多量のＡｌ−Ｔｉ―Ｂを添加し、その後半溶融温度域まで昇温し初晶α（Ａｌ）を球状化させる方法（Ｂ）がある。
また、押出・圧延にて歪みを導入後方式Ｂのように昇温し球状化させる方法（方式Ｃ）もある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
従来の半溶融製造法の場合、方式Ａでは工程が非常に煩雑で製造コストが高くつく。また方式Ｂでは、多量のＡｌ−Ｔｉ―Ｂを添加するため溶融炉内でのＴｉＢ２沈降による品質不安定が発生し、更に方式Ｃの圧延により歪みを導入するのは均一な歪みの導入が難しく、また押出では常温押出により作業工程が煩雑となり、また均一な歪み導入が難しいし、両歪み導入法とも加工後の製品加工が必要となり、量産化や低コスト化が図れないという問題があった。
【０００４】
本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、工程が簡素で低コスト化を促進でき、得られる製品が均質な輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため本願の第一発明は、Ｃｕ０．５ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％、残部が実質的にＡｌの組成から成るＡｌ合金を製造し、次いで歪み率１０〜４０％、加工導入速度１０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後５７６〜５８５℃の温度で保持する輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法を採用する。
【０００６】
また、本願の第二発明は、Ｃｕ０．５ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％と、Ｓｒ０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０１ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．２ｗｔ％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成るＡｌ合金を製造し、次いで歪み率１０〜４０％、加工導入速度１０ｍｍ／ｓｅｃ．以下で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後５７６〜５８５℃の温度で保持する輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法を採用する。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下本発明で用いるＡｌ合金の成分量の数値限定等種々の数値限定理由について詳述する。
まず、Ｃｕ成分については、Ｃｕ成分は耐応力腐食割れ性を維持するのに有効であるが、０．５ｗｔ％を越えると耐食性が悪くなるので０．５ｗｔ％以下とした。
【０００８】
Ｓｉ成分は、鋳造する際の湯流れを良くし、鋳造割れ・引け性を改善し、耐摩耗性を向上させるが、その量が５．０ｗｔ％未満ではそれらの効果が少なく、一方１０ｗｔ％を越えると伸び・靭性が劣化し鍛造加工性が悪くなるので５．０〜１０ｗｔ％とした。
【０００９】
Ｍｇ成分は、Ｍｇ２Ｓｉを析出し強度の向上に寄与するが、０．２ｗｔ％未満ではその効果が少なく、一方０．７ｗｔ％を越えるとＭｇ２Ｓｉ析出量は過多となり靭性の低下をまねくので０．２〜０．７ｗｔ％とした。
【００１０】
Ｚｎ成分は、耐食性を劣化させるため０．３５ｗｔ％を上限とした。
【００１１】
Ｆｅ成分は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となり伸び・靭性・耐食性に悪影響を及ぼすが、０．５５ｗｔ％以下ならば実質的に悪影響が見られない。
【００１２】
Ｍｎ成分は、Ｔ６時の溶体化処理において再結晶粗大化を抑制し、強度・伸び・靭性を向上させるが、０．５ｗｔ％を越えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系化合物の脆い金属間化合物が多くなり、加工性に悪影響を及ぼすので０．５ｗｔ％とした。
【００１３】
Ｔｉ成分は、鋳塊の組織を微細化し鋳塊割れの発生を防止するが、０．００５ｗｔ％未満ではその効果が少なく、一方０．５ｗｔ％を越えると、ＴｉＢ２・ＴｉＡｌ３等の巨大な晶出物の発生を促進させ、鍛造加工時の割れの原因となるので０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１４】
Ｓｒ成分は、共晶Ｓｉを微細化し衝撃値・伸びを向上させるが、その量が０．００５ｗｔ％未満ではそれらの効果が少なく、一方０．０３ｗｔ％を越えると加工性の低下や、ガス・介在物混入の原因となるためその量を０．００５〜０．０３ｗｔ％とした。
【００１５】
Ｎａ成分は、共晶Ｓｉを微細化し衝撃値・伸びを向上させるが、その量が０．００３ｗｔ％未満ではそれらの効果が少なく、一方０．０１ｗｔ％を越えると流動性や、脱ガス性の低下の原因となるためその量を０．００３〜０．０１ｗｔ％とした。
【００１６】
Ｓｂ成分は、同じく共晶Ｓｉを微細化させるが、その量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果を発現させるのに不十分であり、一方０．２ｗｔ％を超えると靭性が低下するためその量を０．０５〜０．２ｗｔ％とした。
【００１７】
次に加工歪みの導入は、工程が簡素化でき加工後の製品の成形が少ないように鍛造を採用し、かつ少ない加工率で歪みが導入されるように冷間で行い、製品全体に均一な歪みが導入されるように型枠鍛造とする。
歪み率は、１０％未満の場合には歪み導入が少ないため半溶融温度域まで昇温しても初晶αの均一な球状化は図れず、一方４０％を越えると冷間鍛造時に割れが発生し、初晶αサイズにも変化は見られないため１０〜４０％とした。
【００１８】
Ａｌ合金ビレットの冷間型枠鍛造における成型開始から成型終了までの距離を成型に要した時間で除したものである加工導入速度は、１０ｍｍ/ｓｅｃ．を越えると鍛造時に割れが生じたり、鍛造デッドゾーンが発生し易くなるため１０ｍｍ/ｓｅｃ．以下とした。
また冷間型枠鍛造の際のビレット温度は、２００℃を越えると所定の加工率に対する歪み導入が不十分となり、初晶αが粒状組織とならないと共に、工程も煩雑となるため２００℃以下とした。
【００１９】
半溶融温度域での熱処理温度は、５７６℃より低い場合は初晶αが球状化せず、共晶Ｓｉが成長した残溶融部が発生し、一方５８５℃より高いと合金が溶解し成形できなくなるため５７６〜５８５℃とした。
【００２０】
【実施例】
以下本発明の具体的な実施例を示す。
図１は本発明方法で用いる冷間型枠鍛造の模式図であり、図中符号１は鍛造用金型鋳型、２は鍛造用金型鋳型ポンチ、３はＡｌ合金ビレットを示す。
【００２１】
Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＳｒ、Ｔｉをそれぞれ下記表１に示すような組成となるように溶湯を調製し、連続鋳造にてＡｌ合金ビレットを鋳造した。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
図２は、冷間フリー鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であるが、フリーの冷間鍛造の場合半溶融温度域まで熱処理を行っても初晶αが球状化しない部位があることが判る。
図３は、冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であるが、このように図１に示した型枠鍛造でフリー鍛造と同歪み率を導入後に半溶融温度域まで熱処理を施した場合は、初晶αは各部位で球状化組織となる。
【００２４】
図４は、歪み率１０％未満の冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であるが、歪み率が１０％未満の場合は、デンドライト結晶に十分な歪みが導入されないため初晶αが均一な球状化とならない。
図５は、歪み率１０〜４０％冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であるが、この場合には十分な歪みが均一に導入され、初晶αは平均サイズが１００μｍの球状化となっていることが判る。しかし歪み率が４０％を越えると鍛造後のビレットに割れ発生が起こる。
【００２５】
図６は、冷間型枠鍛造後５７６℃未満の温度での熱処理品の顕微鏡組織写真であるが、この場合にはＡｌ−Ｓｉ二次元共晶温度よりやや低くなるため共晶Ｓｉの未溶解部が確認され、初晶αも球状化組織とならない。また、５８５℃より高温となるとビレットが溶解し、その後の成形が困難となる。
【００２６】
【発明の効果】
以上述べて来た如く、本発明方法によれば、従来の半溶融ビレットよりも工程が簡素化され低コスト化が図れる。
また得られる組織も初晶αサイズが平均１００μｍ以下で、かつ面積率５０％の均一球状化組織となっており、自動車部材等の輸送機器用として使用が可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間型枠鍛造の模式図である。
【図２】冷間フリー鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図３】冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図４】歪み率１０％未満の冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図５】歪み率１０〜４０％の冷間型枠鍛造後半溶融温度域での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図６】冷間型枠鍛造後５７６℃未満の温度での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図７】冷間型枠鍛造後５７６〜５８５℃の温度での熱処理品の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【符号の説明】
１    鍛造用金型鋳型
２    鍛造用金型鋳型ポンチ
３    Ａｌ合金ビレット
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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