JP2007092125A

JP2007092125A - Aluminum alloy, aluminum alloy bar, method for manufacturing aluminum alloy ingot for forging, and forged and formed article

Info

Publication number: JP2007092125A
Application number: JP2005283358A
Authority: JP
Inventors: Tadanao Ito; 忠直伊藤; Hitoo Kitamura; 仁雄北村
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2005-09-29
Filing date: 2005-09-29
Publication date: 2007-04-12

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an aluminum alloy which has eutectic Si refined, has pro-eutectic Si less formed, inhibits a harmful intermetallic compound from forming, makes the DAS of an α crystal lowered, and has macro crystal grains all finely granulated. <P>SOLUTION: The aluminum alloy includes 8-18 mass% Si, 2.5-6.0 mass% of Cu, 0.3-1.2 mass% of Mg, 0.010-0.020 mass% of B, and Ti in such an amount by mass% that a value of (B-0.45 Ti) is 0.010 or more; and has pro-eutectic Si with the maximum size of 50 μm or less, eutectic Si with an average size of 10 μm or less, and the DAS of the aluminum α crystal with a size of 15 μm or less. <P>COPYRIGHT: (C)2007,JPO&INPIT

Description

本発明は、耐摩耗性の要求される製品に用いるアルミニウム合金及びそれを用いた鍛造成形品に関するもので、特に、エンジン、コンプレッサ等の自動車部品或いは磁気テープ等のガイド等の摺動部材に多用されているアルミニウム合金、アルミニウム合金棒、鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法及び鍛造成形品に関するものである。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to an aluminum alloy used for a product that requires wear resistance and a forged product using the same, and is particularly used for sliding parts such as automobile parts such as engines and compressors or guides such as magnetic tape. The present invention relates to an aluminum alloy, an aluminum alloy rod, a method for producing an aluminum alloy ingot for forging, and a forged product.

エンジンピストン、コンプレッサーピストン等の自動車用摺動部品、或いは、磁気テープのガイド等の電気器具用摺動部材としては、軽量化の要求からアルミニウム合金が使用されている。そして、自動車用摺動部品、或いは、電気器具用摺動部材は、特に、摺動時の耐摩耗性が必要であり、熱膨張の少ないことが必要であるため、共晶Ｓｉを晶出させ、これに耐摩耗性を持たせた共晶系Ａｌ−Ｓｉ系合金が比較的多く使用されている。 As a sliding part for automobiles such as an engine piston and a compressor piston, or a sliding member for electric appliances such as a guide for a magnetic tape, an aluminum alloy is used in order to reduce the weight. In addition, since sliding parts for automobiles or sliding members for electric appliances are particularly required to have wear resistance during sliding and have little thermal expansion, eutectic Si is crystallized out. A relatively large amount of eutectic Al-Si alloy with wear resistance is used.

近年、それら部品の高性能化、高品質化の要求が高まるに連れ、高強度を狙った元素を添加したＡｌ−Ｓｉ系合金が各種提案されている。現在最も大量に使用されているのは、溶体化熱処理によってＭｇ₂Ｓｉ、ＣｕＡｌ₂等の析出効果を狙ったＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇを基本とする合金である。これは、耐摩耗性を持たせるため、Ｓｉをなるべく高めた共晶系の１０質量％付近のものが比較的多い。これは、共晶となって粒界に存在する微細なＳｉが耐摩耗性に効果があるためである。更に、内部品質の信頼性と強度向上のため、製法としては、鋳物から鍛造品になり、微細組織を持たせた鋳造欠陥等のない部品に変わりつつある。 In recent years, as the demand for higher performance and higher quality of these parts increases, various Al-Si alloys to which elements aiming at high strength are added have been proposed. At present, an alloy based on Al—Si—Cu—Mg that aims at the precipitation effect of Mg ₂ Si, CuAl _2, etc. by solution heat treatment is used most in large quantities. In order to provide wear resistance, there are comparatively many eutectic-based materials in the vicinity of 10% by mass with Si as high as possible. This is because fine Si that is eutectic and exists at the grain boundaries is effective in wear resistance. Furthermore, in order to improve the reliability and strength of the internal quality, the manufacturing method is changing from castings to forgings and changing to parts having a fine structure and no casting defects.

鍛造の材料は、通常、丸棒をある長さに切断し、横に置いて直径方向に鍛造する横打ち鍛造、或いは、スライス状に切断して金型に置いて、金型形状に鍛造する型鍛造などがある。それら鍛造品の特性、品質は、もととなる材料、材料組織に大きく依存しており、具体的には、冷却速度を高め、組織を細かくコントロールした連続鋳造品が鍛造性を向上させるとともに、最終製品の機械的特性の向上が期待され、材料の主流となっている。
丸棒としては、約４インチ径〜１０数インチ径のビレットを押出し、丸棒とする押出棒や、最近では、４インチ未満の細径棒を直接連続鋳造した連鋳棒が使用されている。
このような合金材料の例として、Ｓｉが１０重量％付近の共晶系Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を連続鋳造し、塑性加工、析出硬化させることで耐摩耗及び強度向上が図られている（例えば、特許文献１、特許文献２及び特許文献３参照。）。
特公昭５５−１２０９５号公報特公昭５８−３６６６８号公報特公昭５６−３８６６６号公報 The forging material is usually a horizontal forging in which a round bar is cut to a certain length and placed sideways and forged in the diametrical direction, or cut into slices and placed in a die forging into a die shape. There are die forging. The characteristics and quality of these forged products are highly dependent on the underlying material and material structure. Specifically, continuous casting products that increase the cooling rate and finely control the structure improve forgeability, Improvements in the mechanical properties of the final product are expected, making it the mainstream material.
As the round bar, there are used an extruded bar obtained by extruding a billet having a diameter of about 4 inches to several tens of inches to form a round bar, and recently, a continuous cast bar obtained by directly continuously casting a small diameter bar of less than 4 inches. .
As an example of such an alloy material, wear resistance and strength are improved by continuously casting a eutectic Al-Si-Cu-Mg alloy having Si of about 10% by weight, plastic working, and precipitation hardening. (For example, refer to Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3.)
Japanese Patent Publication No.55-12095 Japanese Patent Publication No. 58-36668 Japanese Examined Patent Publication No. 56-38666

一方、昨今複雑な形状を成形するようになってきており、新たな課題として鍛造加工性が重要となってきているが、従来の検討では、鍛造性について充分に評価されていなかった。
一般にこれら従来の耐摩耗性合金は、４００℃近傍の温度まで加熱して鍛造する、所謂、熱間鍛造、或いは、常温にて鍛造する冷間鍛造が多く行われているが、これらの材料の鋳造組織は、組成上、マクロ結晶が柱状晶又は羽毛状晶等の粗大な結晶となりやすく、鍛造時にそれらの粒界に沿って割れが発生し、或いは、結晶粒が混在する不均一性から、均等に変形しない等の問題が発生している。 On the other hand, in recent years, complex shapes have been formed, and forging processability has become important as a new issue. However, forgeability has not been sufficiently evaluated in conventional studies.
In general, these conventional wear-resistant alloys are often forged by heating to a temperature close to 400 ° C., so-called hot forging, or cold forging forged at room temperature. From the composition, the macrocrystal tends to be a coarse crystal such as a columnar crystal or a feather crystal on the composition, cracks occur along the grain boundary during forging, or from non-uniformity in which crystal grains are mixed, Problems such as non-uniform deformation have occurred.

これを解決するためには、通常、内部組織を均一微細化している。この鋳造時のマクロ組織を微細にするための手段として、２０００系、６０００系、７０００系合金において通常行われているのは、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金を鋳造前に添加し、そのＴｉを核とした結晶粒の発生を促し、微細化を計るものである。同様に、Ａｌ−Ｔｉの添加による微細化も同様に行われているが、Ａｌ−ＴｉよりもＡｌ−Ｔｉ−Ｂの方が微細化能が大きいとされている。 In order to solve this problem, the internal structure is usually refined uniformly. As a means for making the macro structure fine at the time of casting, what is usually performed in 2000 series, 6000 series, and 7000 series alloys is that Al-Ti-B master alloy is added before casting, and Ti is added. It promotes the generation of crystal grains as nuclei and makes them finer. Similarly, miniaturization by addition of Al-Ti is performed in the same manner, but Al-Ti-B is said to have a higher miniaturization capacity than Al-Ti.

しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ、或いは、Ａｌ−Ｔｉの添加による組織微細化は、Ａｌ−Ｓｉ系合金において効果が低く、せいぜい柱状晶が消えた粗い粒状晶程度の効果しか得られず、このような組織の場合、自由鍛造面に粗い組織がそのまま表面に現れ、オレンジピール状の表面荒れがみられ、商品価値がなくなる場合がある。
又、それら粗大なマクロ結晶粒に起因する問題は、材料を鍛造する前のシヤー切断時の端面の平滑度にも影響し、平坦な切断面が得られず、鍛造後の製品の欠肉等に繋がる。 However, the refinement of the structure by the addition of Al-Ti-B or Al-Ti has a low effect in Al-Si alloys, and can only obtain the effect of coarse granular crystals in which columnar crystals disappear at most. In the case of a fine structure, a rough structure appears on the surface as it is on the free forging surface, orange peel-like surface roughness is observed, and the commercial value may be lost.
In addition, problems caused by these coarse macro-grains also affect the smoothness of the end face during shear cutting before forging the material, and a flat cut surface cannot be obtained. It leads to.

前述の共晶系Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを添加し、マクロ組織の８０％以上を等軸晶としてシヤー切断性を高めている（例えば、特許文献４参照。）。
しかし、Ｆｅ、Ｍｎの無作為な添加は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系の粗大で硬い晶出物が晶出しやすくなり、機械的特性を阻害低下させる要因となる。
特許第２５０６１１５号明細書 Fe, Mn, Ti, and B are added to the eutectic Al—Si—Cu—Mg alloy described above, and shear cutting performance is improved by making 80% or more of the macrostructure equiaxed (for example, Patent Document 4). reference.).
However, the random addition of Fe and Mn makes it easy to crystallize Al-Fe-Mn (-Si) -based coarse and hard crystallized materials, which causes a deterioration in mechanical properties.
Japanese Patent No. 2506115

又、特に、Ｓｉが１０質量％以上の組成では、マクロ組織の等軸晶化におけるＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金の添加の効果が小さいために、Ｔｉ、Ｂをかなり多量に添加する必要がある。その結果、鋳塊は等軸晶とはなるが、マクロ結晶の粒径が数ｍｍ以上の粗大な粒状晶であるため、鍛造性を向上させる効果は小さい。更に、都合の悪いことに、過剰に添加したＴｉ、Ｂが溶湯中にてＴｉＢ₂の硬い粒子となって凝集し、ハードスポット状に材料内部に滞留し、切削バイトの摩耗や機械的特性の劣化を招く可能性がある。 In particular, when the composition of Si is 10% by mass or more, since the effect of adding the Al—Ti—B master alloy in the equiaxed crystallization of the macro structure is small, it is necessary to add a large amount of Ti and B. . As a result, the ingot becomes an equiaxed crystal, but the effect of improving forgeability is small because the grain size of the macrocrystal is a coarse granular crystal of several mm or more. Furthermore, unfortunately, excessively added Ti and B are aggregated as hard TiB ₂ particles in the molten metal, staying inside the material in a hard spot shape, and wear and mechanical properties of the cutting tool Degradation may occur.

鍛造性を向上させるためにＢの添加を行い、マクロ組織の微細化を図っている（例えば、特許文献５参照。）。
しかし、単にＢを添加しただけでは、溶解原料としてのＡｌ地金中の不純物Ｔｉと溶湯中にて容易に結合し、ＴｉＢ₂の粒子が生成され、前述のように切削バイト摩耗や特性劣化の可能性が無いとは言えない。Ａｌ−Ｂによって微細化効果をねらっているが、前述のように地金中のＴｉ等とＢとが反応し、ＴｉＢ₂の化合物が凝集したり、又過剰にＢが添加されると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｇ系等の他の晶出物の晶出を促し、機械的特性、鍛造性を阻害する可能性が大きくなり問題が生じる。
特公平６−７８５８０号公報 In order to improve the forgeability, B is added to refine the macro structure (for example, refer to Patent Document 5).
However, by simply adding B, impurities Ti in Al metal as a melting raw material are easily bonded in the molten metal, and TiB ₂ particles are generated. It cannot be said that there is no possibility. Al-B aims for a finer effect, but Ti and B in the metal react with each other as described above to cause aggregation of TiB ₂ compound, or when B is added excessively, Al The crystallization of other crystallized substances such as -Fe-Mn type and Al-Mg type is promoted, and the possibility of hindering mechanical properties and forgeability is increased, resulting in a problem.
Japanese Examined Patent Publication No. 6-78580

そして、Ｂを０．００５重量％〜０．０３重量％、かつ、Ｆｅを０．２重量％〜０．５重量％、Ｍｎを０．２重量％〜０．５重量％共存させた高Ｓｉ系合金が提案されている（例えば、特許文献６参照。）。
しかし、Ｆｅ、Ｍｎの共存下では、Ｂを過剰に添加すると、ＴｉＢ₂の粒子の発生の問題のみではなく、前述のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系晶出物、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物が通常よりもα晶のデンドライト間に晶出しやすくなる。そして、この部分で組織が脆くなり、機械的特性の劣化を招くことが判った。
更に、Ｔｉを０．０１重量％〜０．２５重量％、Ｂを０．０５重量％〜０．２５重量％のようにかなり過剰に添加すると、Ｆｅ、Ｍｎが入らない場合でも、ＴｉＢ₂のみならず、ＡｌＢ₂、或いは、ＡｌＢ₁₂の化合物のα晶デンドライト間への蓄積を促し、大きく特性を落とすことが判った。
特開平１−１０４７４１号公報 Further, high Si containing B in an amount of 0.005 wt% to 0.03 wt%, Fe in an amount of 0.2 wt% to 0.5 wt%, and Mn in an amount of 0.2 wt% to 0.5 wt%. A system alloy has been proposed (see, for example, Patent Document 6).
However, in the coexistence of Fe and Mn, when B is added excessively, not only the problem of TiB ₂ particle generation, but also the aforementioned Al—Fe—Mn (—Si) -based crystals and Al—Mg-based crystals The product is more likely to crystallize between α-dendrites than usual. And it turned out that a structure | tissue becomes weak in this part and causes deterioration of a mechanical characteristic.
Furthermore, when Ti is added in an excessive amount such as 0.01 wt% to 0.25 wt% and B is added 0.05 wt% to 0.25 wt%, even when Fe and Mn do not enter, only TiB ₂ is added. In other words, it was found that AlB ₂ or AlB ₁₂ compounds promote accumulation between α-crystal dendrites and greatly deteriorate the characteristics.
Japanese Patent Laid-Open No. 1-104741

本発明は、以下のような発明である。
（１）Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％、Ｂを０．０１０質量％〜０．０２０質量％含み、かつ、Ｔｉを（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となる質量％含むとともに、初晶Ｓｉが最大５０μｍ以下で、共晶Ｓｉが平均１０μｍ以下で、アルミニウムα晶のＤＡＳが１５μｍ以下であるアルミニウム合金。
（２）断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶である（１）に記載のアルミニウム合金。
（３）断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下である（１）又は（２）に記載のアルミニウム合金。
（４）Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含む（１）から（３）の何れか１つに記載のアルミニウム合金。
（５）長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内である（１）から（４）の何れか１つに記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金棒。
（６）少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行う鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（７）直接冷却式鋳造装置で鋳造することを特徴とする（６）に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（８）冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造することを特徴とする（６）又は（７）に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（９）（６）から（８）の何れか１つに記載された鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造された鋳塊を鍛造用素材として用いて製造した鍛造成形品。 The present invention is as follows.
(1) Si is 8% by mass to 18% by mass, Cu is 2.5% by mass to 6.0% by mass, Mg is 0.3% by mass to 1.2% by mass, and B is 0.010% by mass to 0% by mass. 0.020% by mass and Ti (B-0.45Ti) containing 0.0% or more by mass%, primary Si is at most 50 μm or less, eutectic Si is an average of 10 μm or less, aluminum An aluminum alloy having an α-crystal DAS of 15 μm or less.
(2) The aluminum alloy according to (1), wherein the macro crystal grains of the cross section are granular crystals over the entire surface.
(3) The aluminum alloy according to (1) or (2), wherein the average grain size of the macro crystal grains in the cross section is 300 μm or less.
(4) The aluminum alloy according to any one of (1) to (3), which contains Fe and / or Mn less than 0.2% by mass.
(5) A uniform macro structure is exhibited in the longitudinal direction and an orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction, and the difference in elongation between the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction is within 10% (1) to ( An aluminum alloy rod comprising the aluminum alloy according to any one of 4).
(6) At least 8% by mass to 18% by mass of Si, 2.5% by mass to 6.0% by mass of Cu, 0.3% by mass to 1.2% by mass of Mg, and Ti as impurities Forging in which Al-B master alloy is added to Al-Si-based aluminum alloy molten metal so that the value of (B-0.45Ti) is 0.010 or more in mass% in the ingot after casting, and then casting is performed. For producing aluminum alloy ingots for use.
(7) The method for producing an aluminum alloy ingot for forging according to (6), wherein the casting is performed by a direct cooling type casting apparatus.
(8) The method for producing an aluminum ingot for forging according to (6) or (7), wherein the production is performed by casting at a cooling rate of 4 ° C./second or more.
(9) A forged molded product produced using the ingot produced by the method for producing an aluminum ingot for forging described in any one of (6) to (8) as a forging material.

（１）の本発明のアルミニウム合金によれば、Ｂの添加下限をこのようにすることによって充分な組織微細化効果が得られ、添加下限をこのようにすることによって特性劣化の他晶出物の晶出及び凝集を抑えることができる。
更に、Ｔｉ、Ｂをこのような関係にすることで、Ｔｉ、ＢがＴｉＢ₂の硬い粒子となり、ハードスポット状に材料内部に滞留することがなく、切削バイトの摩耗を抑えることができ、鍛造成形品の機械的特性の劣化を招くこともない。
粗大なマクロ結晶粒に起因する問題の発生を抑えることができ、鍛造用素材を得るためのシヤー切断時の端面の平滑度が良好となるので、鍛造後の製品の欠肉の発生を抑えることができる。
自由鍛造面に粗い組織が現れることがなく、オレンジピール状の表面荒れの発生が無い鍛造成形品を得ることができる。
（イ）共晶Ｓｉを微細化でき、（ロ）初晶Ｓｉの発生を抑え、（ハ）有害な金属間化合物の発生を抑え、（ニ）α晶のＤＡＳを小さくでき、（ホ）マクロ結晶粒が全面微細粒状化したものとなる。その結果、鍛造性の向上を図ることができ、従来の耐摩耗性アルミニウム合金で得られなかった熱間、冷間鍛造性が得られ、機械的特性についても等方性のある優れた材料である。
そして、（２）の本発明のアルミニウム合金によれば、断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶であるので、結晶粒が微細でその分布が均一となるため、粒界に沿って発生する割れを抑えたり、鍛造時の成形方向の不均一の問題を抑えたりすることができる。
更に、（３）の本発明のアルミニウム合金によれば、断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下であるので、（２）のアルミニウム合金で得られる効果がより確実になる。
そして、（４）の本発明のアルミニウム合金によれば、Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含むので、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系晶出物、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物がα晶のデンドライト間に晶出することを抑えることができ、この部分で組織が脆くなったり、機械的特性が劣化したりするのを抑えることができる。
又、（５）の本発明のアルミニウム合金棒によれば、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内であるので、鍛造時の成形方向の不均一の問題を抑えることができる。
又、（６）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行うので、（１）に記載のアルミニウム合金を容易に製造することができる。
そして、（７）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、直接冷却式鋳造装置で鋳造するので、（５）に記載のアルミニウム合金棒を容易に製造することができる。
更に、（８）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造するので、（１）〜（３）に記載のアルミニウム合金を容易に製造することができる。
又、（９）の本発明の鍛造成形品によれば、表面荒れが無く、成形精度が良く、機械的特性に優れた鍛造成形品とすることができる。 According to the aluminum alloy of the present invention of (1), a sufficient effect of refining the structure can be obtained by making the lower limit of addition of B in this way. Crystallization and aggregation can be suppressed.
Furthermore, by making Ti and B in such a relationship, Ti and B become hard particles of TiB ₂ and do not stay inside the material in the form of hard spots, so that wear of the cutting tool can be suppressed, and forging The mechanical properties of the molded product are not deteriorated.
The occurrence of problems due to coarse macro-crystal grains can be suppressed, and the smoothness of the end face during shear cutting to obtain a forging material will be good, thus suppressing the occurrence of missing parts in the product after forging. Can do.
A rough structure does not appear on the free forging surface, and a forged molded product having no orange peel-like surface roughness can be obtained.
(B) Eutectic Si can be refined, (b) Primary crystal Si can be suppressed, (c) Harmful intermetallic compounds can be suppressed, (d) α-crystal DAS can be reduced, and (e) Macro. The crystal grains are finely grained on the entire surface. As a result, it is possible to improve forgeability, obtain hot and cold forgeability that could not be obtained with conventional wear-resistant aluminum alloys, and have excellent mechanical properties with isotropic properties. is there.
According to the aluminum alloy of the present invention of (2), since the macro crystal grains in the cross section are granular crystals over the entire surface, the crystal grains are fine and the distribution is uniform, so that they are generated along the grain boundaries. It is possible to suppress cracks that occur and to prevent the problem of non-uniform molding direction during forging.
Furthermore, according to the aluminum alloy of the present invention of (3), since the average grain size of the macro crystal grains in the cross section is 300 μm or less, the effect obtained by the aluminum alloy of (2) becomes more reliable.
According to the aluminum alloy of the present invention of (4), Fe and / or Mn is contained in an amount of less than 0.2% by mass, so that an Al—Fe—Mn (—Si) based crystallization product, an Al—Mg based crystallization Crystallization of an object between α-crystal dendrites can be suppressed, and it is possible to suppress the structure from becoming brittle or from deteriorating mechanical properties in this portion.
Further, according to the aluminum alloy rod of the present invention of (5), a uniform macro structure is exhibited in the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction, and the elongation in the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction is exhibited. Is within 10%, it is possible to suppress the problem of non-uniformity in the molding direction during forging.
Moreover, according to the manufacturing method of the aluminum alloy ingot for forging of this invention of (6), Si is 8 mass%-18 mass%, Cu is 2.5 mass%-6.0 mass%, Mg is at least. The Al—Si based aluminum alloy melt containing 0.3% by mass to 1.2% by mass and containing Ti as an impurity has a value of (B−0.45Ti) of 0.010% by mass in the ingot after casting. Since the casting is performed after the Al—B master alloy is added as described above, the aluminum alloy described in (1) can be easily manufactured.
And according to the manufacturing method of the aluminum alloy ingot for forging of this invention of (7), since it casts with a direct cooling type casting apparatus, the aluminum alloy rod as described in (5) can be manufactured easily.
Furthermore, according to the method for producing an aluminum alloy ingot for forging according to the present invention of (8), since the aluminum alloy is produced by casting at a cooling rate of 4 ° C./second or more, the aluminum according to (1) to (3) Alloys can be easily manufactured.
Moreover, according to the forged molded product of the present invention of (9), a forged molded product having no surface roughness, good molding accuracy, and excellent mechanical properties can be obtained.

本発明の合金は、摺動部材に使用されるため、耐摩耗性が必要である。そのための添加元素としてＳｉを８質量％〜１８質量％含有する。
更に、本発明では、Ｂを、０．０１０質量％〜０．０２０質量％に限定した。Ｂの含有量をこの範囲とすることにより、Ｓｉの含有量が多い本発明の合金においても、全断面に渡って均一微細なマクロ組織となる。
Ｓｉは、冷却速度に応じて平均粒径が２μｍ〜１０μｍ（好ましくは、２μｍ〜３μｍ。）の大きさの共晶粒子となってα晶デンドライトの粒界に分散して存在している。その結果、これが耐摩耗性に効果を発揮する。例えば、金型鋳物では、針状になる場合もあるが、連続鋳造法を用いることにより、冷却速度を速くすることができ、粒状に細かくすることができる。Ｓｉが８質量％未満では、共晶粒子の量が少なく耐摩耗性の効果が少なくなる。
Ｓｉが共晶点である１１質量％以上の所謂過共晶合金の状態では、共晶粒とともに、Ｓｉが最大粒径１５μｍ〜５０μｍ（好ましくは、１５μｍ〜２５μｍ。）の初晶結晶粒子としてマクロ結晶粒中の全体に分散して晶出する。
なお、初晶粒子は、あまり大きくなると、切削加工時脱落が起こったり、バイト破損を起こしたりすることがあるため、５０μｍを超えないことが望ましい。 Since the alloy of the present invention is used for a sliding member, wear resistance is required. For that purpose, Si is contained in an amount of 8% by mass to 18% by mass.
Furthermore, in this invention, B was limited to 0.010 mass%-0.020 mass%. By setting the B content in this range, even in the alloy of the present invention having a large Si content, a uniform and fine macro structure is obtained over the entire cross section.
Si is present as eutectic particles having an average particle size of 2 μm to 10 μm (preferably 2 μm to 3 μm) depending on the cooling rate, and is dispersed in the grain boundaries of the α-crystal dendrites. As a result, this is effective for wear resistance. For example, a mold casting may be needle-shaped, but by using a continuous casting method, the cooling rate can be increased and the shape can be made finer. When Si is less than 8% by mass, the amount of eutectic particles is small and the effect of wear resistance is reduced.
In a so-called hypereutectic alloy state in which Si is an eutectic point of 11% by mass or more, macromolecules as primary crystal grains having a maximum grain size of 15 μm to 50 μm (preferably 15 μm to 25 μm) together with eutectic grains. Crystallized by being dispersed throughout the crystal grains.
It should be noted that if the primary crystal particles become too large, they may fall off during cutting or cause breakage of the cutting tool. Therefore, it is desirable that the primary crystal particles do not exceed 50 μm.

この初晶は、共晶より大きく、均一に分散させれば、更に耐摩耗性が増す。耐摩耗性が必要な場合は、この初晶を出すために１１質量％以上の過共晶合金とするのが好ましい。
ただし、Ｓｉが１８質量％を超えると、溶製温度が高くなり、ガス吸収が多くなったり、鋳造温度として高温が必要となって鋳造が難しくなり、又、初晶粒子の断面内での分散が均一でなく、断面内での偏析が多くなる結果、機械的特性が劣化する。従って、過共晶合金として、実用的なのは、Ｓｉは１８質量％が上限である。 This primary crystal is larger than the eutectic, and if it is uniformly dispersed, the wear resistance is further increased. When wear resistance is required, it is preferable to use a hypereutectic alloy of 11% by mass or more in order to produce this primary crystal.
However, if Si exceeds 18% by mass, the melting temperature becomes high, gas absorption increases, casting temperature becomes high and casting becomes difficult, and dispersion of primary crystal particles in the cross section Is not uniform, and segregation in the cross section increases, resulting in deterioration of mechanical properties. Therefore, as a hypereutectic alloy, the upper limit of Si is 18% by mass.

Ｓｉの共晶粒子、初晶粒子の粒径を前述の範囲に抑えるためには、鋳造時の冷却速度が大きい方がよく、製造法としては直接冷却鋳造方法、例えば、縦型の半連続鋳造法、或いは、水平の連続鋳造法を用いるのが好ましい。特に、棒状の鋳塊を得る場合に鋳造棒径が１００ｍｍφ以下（好ましくは、２５ｍｍφ〜５０ｍｍφ。）の小さい径の方が好ましい。小さい径の鋳塊は、冷却速度を大きくすることができ、更に表面と中心部との差を小さくすることができるからである。
冷却速度は、４℃／秒以上が好ましい。この冷却速度以上であると、ＤＡＳ（２次デンドライトアームスペース）も細かくなり（例えば、平均１５μｍ以下。好ましくは１０μｍ以下。）、この結果、デンドライトサイズが小さくなることにより、デンドライト間に発生する金属間化合物も小さくなるので好ましい。
なお、ＤＡＳの大きさは、例えば、軽金属学会発行の『軽金属（１９９８年）、Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ．４５』に記載の『デンドライトアームスペーシングの測定方法』に従って測定できる。 In order to keep the particle size of Si eutectic particles and primary crystal particles within the above-mentioned range, it is better that the cooling rate at the time of casting is large, and the production method is a direct cooling casting method, for example, vertical semi-continuous casting. It is preferable to use a method or a horizontal continuous casting method. In particular, when obtaining a bar-shaped ingot, the smaller diameter of the cast bar diameter is preferably 100 mmφ or less (preferably 25 mmφ to 50 mmφ). This is because the ingot having a small diameter can increase the cooling rate and further reduce the difference between the surface and the central portion.
The cooling rate is preferably 4 ° C./second or more. When this cooling rate is exceeded, DAS (secondary dendrite arm space) also becomes finer (for example, an average of 15 μm or less, preferably 10 μm or less). As a result, the metal generated between the dendrites is reduced by reducing the dendrite size. Since the intermetallic compound is also small, it is preferable.
The size of DAS is described in, for example, “Light Metals (1998), Vol. 38, no. 1, p. 45 ”can be measured according to the“ Dendrite arm spacing measurement method ”.

従来の、押出しによって製造される細径材は、押出しに用いるビレットが太いので、ビレットを得るための冷却速度が遅くなるので、鋳塊組織、特に、共晶、初晶Ｓｉが粗大となり、例えば、初晶が１００μｍ超えとなり、押出し後もそのまま細径材中に残り、この初晶部分での特性劣化が生じる。又、場合によっては、１００μｍ超えのＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物が粗大に晶出することがあり、それも又機械的特性を劣化させる原因となる。又、押出棒は、長手方向（押出方向）に強度があるが、長手方向（押出方向）と直交する直交方向で弱いのが一般的であり、方向による伸びに差ができるため、型に入れない自由鍛造には、好ましくない。
一方、本発明の合金は、直接冷却鋳造方法にて直接細径材を連続鋳造棒として鋳造し、その後表面をピーリングするような製造方法によって得られた細径材であるので、通常のビレットから押出しによって製造される細径材よりも冷却速度が速いため、初晶、共晶Ｓｉをより微細にすることができるので好ましい。 Conventional thin-diameter materials produced by extrusion have thick billets used for extrusion, so the cooling rate for obtaining billets is slow, so the ingot structure, especially eutectic, primary crystal Si becomes coarse, for example The primary crystal exceeds 100 μm and remains in the small-diameter material even after extrusion, and the characteristic deterioration occurs in this primary crystal portion. In some cases, Al—Fe—Mn compounds exceeding 100 μm may crystallize coarsely, which also causes deterioration of mechanical properties. Extrusion rods are strong in the longitudinal direction (extrusion direction), but generally weak in the orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction (extrusion direction). Not preferred for free forging.
On the other hand, the alloy of the present invention is a small diameter material obtained by a production method in which a direct thin diameter material is cast as a continuous casting rod by a direct cooling casting method and then the surface is peeled off. Since the cooling rate is faster than that of the small-diameter material produced by extrusion, the primary crystal and eutectic Si can be made finer, which is preferable.

Ｓｉの共晶粒子は、粗大になると、切削時脱落しやすくなり、又、初晶Ｓｉ同様、組織の均一性が乏しくなる。従って、平均１０μｍ以下が好ましい。このためには、前述の細径サイズの連続鋳造方式の方が望ましい。更に、鋳造後、均質化熱処理（例えば、４９０℃〜５００℃、数時間保持。）を実施することにより、Ｓｉの共晶粒子は、片状であったものが球状になり、又、温度を高温、時間を長時間にすることでα晶中の過飽和のＳｉを初晶へ凝集させることができ、結晶粒の大きさを大きくするようなコントロールも可能となる。そこで、均質化熱処理を加えることが好ましい。 When the eutectic particles of Si are coarse, they are likely to fall off during cutting, and the uniformity of the structure is poor as in the case of primary Si. Accordingly, the average value is preferably 10 μm or less. For this purpose, the above-described small-diameter continuous casting method is more desirable. Further, by performing a homogenization heat treatment (for example, 490 ° C. to 500 ° C., maintained for several hours) after casting, the Si eutectic particles are in the form of spheroids, and the temperature is changed. By increasing the temperature and the time for a long time, supersaturated Si in the α crystal can be aggregated into the primary crystal, and control to increase the size of the crystal grains is also possible. Therefore, it is preferable to apply a homogenization heat treatment.

本合金素材は、丸棒に鋳造されて鍛造用に使用されることを目的としている。鍛造としては、熱間鍛造、冷間鍛造いずれの場合もある。本発明の合金は、材料のマクロ結晶粒を微細にし、均一化しているので、鍛造性は向上し、変形能が向上し、特に、最大加工率を大きくすることができる。 This alloy material is intended to be used for forging after being cast into a round bar. Forging may be either hot forging or cold forging. In the alloy of the present invention, since the macro crystal grains of the material are made fine and uniform, the forgeability is improved, the deformability is improved, and in particular, the maximum working rate can be increased.

このような合金を得るために従来から行われていることは、合金溶湯へのＡｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｂの微細化剤添加である。微細化剤添加は、２０００系、６０００系、７０００系の高力合金では一般的な方法であり、マクロ結晶粒を微細にし、鍛造加工時の割れを防止している。 In order to obtain such an alloy, what is conventionally performed is addition of a finer agent of Al—Ti or Al—Ti—B to the molten alloy. The addition of a finer agent is a common method for high-strength alloys of the 2000 series, 6000 series, and 7000 series, making the macrocrystal grains fine and preventing cracks during forging.

一方、本合金は、耐摩耗性の優れたＡｌ−Ｓｉ系合金であり、この種の合金にＡｌ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂを添加することによるマクロ結晶の微細化は、従来行われてきていない。それは、Ｓｉが多くなると、特に、共晶組成以上になると、Ａｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｂの添加による微細化効果は、あまり期待できなかったからである。例えば、特許文献４（特許第２５０６１１５号明細書）では、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂを添加しているが、マクロ組織は、粒状晶とはなるが、その組織の状態は前述の２０００系、６０００系合金で得られているような微細な組織とは言えない粗大なもので、実際追試してみると、鍛造性としては不十分であった。 On the other hand, this alloy is an Al—Si based alloy with excellent wear resistance, and refinement of macrocrystals by adding Al—Ti and Al—Ti—B to this type of alloy has been conventionally performed. Not. This is because when the amount of Si increases, especially when the eutectic composition is exceeded, the effect of miniaturization due to the addition of Al—Ti or Al—Ti—B cannot be expected. For example, in Patent Document 4 (Patent No. 2506115 specification), Al—Ti—B is added, but the macro structure becomes a granular crystal, but the state of the structure is the above 2000 series, 6000 series. It is a coarse structure that cannot be said to be a fine structure as obtained with an alloy.

本発明の合金組成の範囲を、図１に基づいて説明する。 The range of the alloy composition of the present invention will be described with reference to FIG.

本発明では、Ｂを、０．０１質量％〜０．０２質量％に限定した。Ｓｉの含有量が多い本発明の合金においても、全断面に渡って均一微細なマクロ組織となるからである。Ｂが０．０１質量％未満（図１における領域Ｅ。）では、微細化の効果が無くなり、断面で見た場合、全面均一微細なマクロ組織とならず、一部に柱状晶や羽毛状晶が混じるので好ましくない。 In this invention, B was limited to 0.01 mass%-0.02 mass%. This is because even the alloy of the present invention having a large Si content has a uniform and fine macro structure over the entire cross section. When B is less than 0.01% by mass (region E in FIG. 1), the effect of miniaturization is lost, and when viewed in cross section, the entire surface does not have a uniform and fine macrostructure, and partly columnar crystals or feathery crystals. Is not preferable because it is mixed.

更に、Ｂが０．０１質量％以上であって、Ｂ、Ｔｉの質量％を、（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにする。そうでない場合（図１における領域Ｂ，Ｃ。）、鋳造中にＴｉＢ₂が発生して凝集し、鋳造時間とともにＴｉＢ₂が沈降する。このように、ＴｉＢ₂が発生するだけでは機械的特性の劣化への影響が小さいが、ＴｉＢ₂が凝集すると、機械的特性の劣化への影響が大きくなり、実質的にＢの充分な効果が得られなくなる。
なお、この組成は、合金の鋳塊を直接分析したものによって、又はＪＩＳＨ０３２１の化学成分の検査方法に開示されている通り、鋳造直前の溶湯からのサンプリング試料を分析したものによって鋳造品の合金組成として規定できる。 Further, B is 0.01% by mass or more, and the mass% of B and Ti is set such that the value of (B-0.45Ti) is 0.010 or more. Otherwise (area in FIG 1 B, C.), TiB 2 are agglomerated occur during casting, TiB ₂ settles with casting time. As described above, the generation of TiB ₂ only has a small influence on the deterioration of the mechanical characteristics. However, when TiB ₂ aggregates, the influence on the deterioration of the mechanical characteristics becomes large, and a substantial effect of B is substantially obtained. It cannot be obtained.
This composition is obtained by directly analyzing the ingot of the alloy, or by analyzing a sampling sample from the molten metal immediately before casting as disclosed in the chemical component inspection method of JIS H 0321. It can be defined as an alloy composition.

ここで、Ｂと結合するＴｉはＢ添加前に溶湯中に存在したものであり、添加したものだけでなく、アルミニウム地金から溶湯中に不可避成分として含まれてくるもの、他のリターン材（再生品）からの混入等である。 Here, Ti combined with B is present in the molten metal before addition of B, and is not only added but also included as an unavoidable component in the molten metal from the aluminum metal, other return materials ( Mixed products).

上記条件での鋳造組織は、全面に渡って粒状で微細なマクロ結晶となる。粗大な粒状晶では、鍛造性が落ちるため、マクロ結晶粒径は、平均３００μｍ以下（好ましくは、５０μｍ〜１００μｍ。）が好ましい。これ以上では、例えば、据え込み時の据え込み率があがらなかったり、自由鍛造面にしわが入ったり、ひどい場合は微割れが入ったりする。 The cast structure under the above conditions becomes granular and fine macrocrystals over the entire surface. For coarse granular crystals, forgeability is reduced, and the average macrocrystal grain size is preferably 300 μm or less (preferably 50 μm to 100 μm). Above this, for example, the upsetting rate at the time of upsetting does not increase, the free forging surface is wrinkled, and if it is severe, fine cracks may occur.

ここで、「微細な粒状晶」とは、通常実施されるマクロ的方法によって観察した場合、目視でその状態は確認できるが、目視レベルでは粒径計測できない状態のものである。試料を研磨後、偏光エッチング処理して偏光顕微鏡にて計測できるレベルのものである。
ここで、「全面に渡って」とは、鋳造品の断面観察において９８％以上の視野において柱状晶或いは羽毛状晶との混在が見られない状態である。 Here, the “fine granular crystals” are those in a state where the state can be visually confirmed when observed by a macroscopic method that is usually performed, but the particle size cannot be measured at the visual level. After polishing the sample, it is of a level that can be measured with a polarizing microscope after being subjected to polarization etching treatment.
Here, “over the entire surface” is a state in which mixing of columnar crystals or feather crystals is not observed in the field of view of 98% or more in the cross-sectional observation of the cast product.

全面粒状晶でないと、例えば、粒状晶と柱状晶が混在したり、羽毛状晶が混在したりすると、それを素材として据え込みなどの成形を実施した時に、変形能に部分的な差が出るために均一な変形が得られなくなり、例えば、据え込み鍛造を施した場合、円形の素材を用いてもその成形品が真円とならないことがある。 If the entire surface is not a granular crystal, for example, if a granular crystal and a columnar crystal are mixed, or if a feather crystal is mixed, there is a partial difference in deformability when molding such as upsetting by using it as a raw material. Therefore, uniform deformation cannot be obtained. For example, when upsetting forging is performed, the molded product may not be a perfect circle even if a circular material is used.

次に、Ｂが０．０２０質量％を超える（図１における領域Ａ。）と、α晶間に、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物を晶出しやすくなり、結晶粒間が脆くなり、機械的特性を落とす。
又、Ｂが０．０２０質量％以上でも、Ｔｉが多量に存在し、（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０を超えるようなＴｉの範囲（図１における領域Ａの右側。）になると、微細化効果は薄れる。又、先に述べたＴｉＢ₂の蓄積が時間とともに生じ、有害な異物となって機械的特性を落とし、鍛造性も悪くなる。 Next, when B exceeds 0.020% by mass (region A in FIG. 1), Al-Mg based crystals are easily crystallized between the α crystals, the crystal grains become brittle, and the mechanical properties are increased. Drop.
Further, even when B is 0.020% by mass or more, Ti is present in a large amount, and the range of (B-0.45Ti) exceeds 0.010 (on the right side of region A in FIG. 1). As a result, the effect of miniaturization is reduced. Further, the accumulation of TiB ₂ described above occurs with time, and becomes a harmful foreign matter, which deteriorates mechanical properties and deteriorates forgeability.

ここで、鍛造性とは、熱間又は冷間での据え込み率を変えたときの割れの発生する限界によって比較できる。据え込み率が高いほど割れが発生しにくいことになるので、鍛造性が良い。或いは、同一据え込み率で、自由面に割れ、穴等の欠陥、オレンジピール等の表面肌不良がでないほど鍛造性が良いと評価する。
この関係を図示すると、図１のようになり、本発明である領域Ｄが最適組成である。 Here, the forgeability can be compared by the limit at which cracking occurs when the upsetting ratio between hot and cold is changed. As the upsetting rate is higher, cracking is less likely to occur, so forgeability is better. Alternatively, it is evaluated that the forgeability is so good that there is no crack on the free surface, defects such as holes, and surface skin defects such as orange peel at the same upsetting rate.
This relationship is illustrated in FIG. 1, and the region D according to the present invention has an optimum composition.

Ｃｕは、鍛造後の溶体化処理により、析出硬化による強度向上を狙うとともに、合金マトリックスを強化し、Ｓｉの共晶結晶粒、Ｓｉの初晶結晶粒をマクロ結晶粒中に保持し、それらの脱落を阻止する。
その結果、耐摩耗性に貢献するので好ましい。Ｃｕが２．５質量％未満では、その効果が少なく、添加量の増加に従って効果は大きくなるが、６．０質量％を超えては、その効果は、それ以上に上がらず、鍛造時の割れ等製造時の問題が出てくる。 Cu aims to improve the strength by precipitation hardening by solution treatment after forging, strengthens the alloy matrix, holds the eutectic crystal grains of Si and the primary crystal grains of Si in the macro crystal grains, and Prevent dropping out.
As a result, it contributes to wear resistance, which is preferable. If the Cu content is less than 2.5% by mass, the effect is small and the effect increases as the amount added increases. However, if the Cu content exceeds 6.0% by mass, the effect does not increase any more, and cracking occurs during forging. The problem at the time of manufacture etc. comes out.

Ｍｇは、同様に溶体化により、析出時効硬化による機械的特性向上に寄与するが、０．３質量％未満では、効果が乏しく、１．２質量％を超えると、鋳造時の酸化物が増し、機械的特性が低下或いは鍛造時の割れが発生しやすくなる。 Similarly, Mg contributes to improvement of mechanical properties by precipitation age hardening by solution, but if it is less than 0.3% by mass, the effect is poor, and if it exceeds 1.2% by mass, the oxide during casting increases. In addition, mechanical properties are deteriorated or cracking during forging is likely to occur.

なお、Ｆｅ、Ｍｎは添加しないでも鍛造性はよいが、添加の必要がある場合は、０．２質量％未満が、粗大な金属間化合物の発生を抑える意味で好ましい。
ＦｅとＭｎは、固溶強化、再結晶抑制として使用されるが、主として鋳造条件、例えば、鋳造径が太くなって凝固速度が遅い場合、Ｓｉ共晶よりも粗大な金属間化合物を晶出する可能性があるため、機械的特性を阻害低下させる要因となるので、いずれも必要に応じて０．２質量％未満に抑えるのが好ましい。 In addition, although forgeability is good even if Fe and Mn are not added, when addition is necessary, less than 0.2% by mass is preferable in terms of suppressing generation of coarse intermetallic compounds.
Fe and Mn are used as solid solution strengthening and recrystallization suppression, but mainly crystallize an intermetallic compound coarser than Si eutectic when the casting diameter is large and the solidification rate is slow, for example. Since there is a possibility, it becomes a factor that hinders and lowers the mechanical properties. Therefore, it is preferable that both be suppressed to less than 0.2% by mass as necessary.

本発明の合金のミクロ結晶粒の状態は、そのα晶はＤＡＳ（２次デンドライトアーム間隔）で１５μｍ以下となっている。ＤＡＳが１５μｍを超えると、デンドライトの形状が花弁状となるので、前述のＦｅ、Ｍｎ添加効果で記したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物、又、更に新たなＡｌ−Ｍｇ系晶出物等が花弁状のα晶デンドライトの間に蓄積しやすくなり、α晶同士の結晶粒界が脆くなり、マクロ組織が微細であっても、良好な機械的特性が得られず、鍛造性も落ちることとなる。 As for the state of the micro crystal grains of the alloy of the present invention, the α crystal is 15 μm or less in terms of DAS (secondary dendrite arm interval). When the DAS exceeds 15 μm, the dendritic shape becomes a petal shape. Are likely to accumulate between the petal-like α-crystal dendrites, the crystal grain boundaries between α-crystals become brittle, and even if the macrostructure is fine, good mechanical properties cannot be obtained and forgeability is reduced. It becomes.

次に、製造方法について説明する。 Next, a manufacturing method will be described.

図２は本発明のアルミニウム合金及び棒状鋳塊の製造設備の一例を示す工程図である。
図２において、溶解保持炉（溶解工程）は、アルミニウム合金用の原材料を溶解し、アルミニウム合金溶湯を得るためのものである。
溶湯処理装置（溶湯処理工程）は、溶解保持炉からのアルミニウム合金溶湯中のアルミニウム酸化物及び水素ガスをインラインで除去するためのものである。
連続鋳造装置（連続鋳造工程）は、溶湯処理装置から供給されるアルミニウム合金溶湯から、後述するように、アルミニウム合金連続鋳造棒を鋳造するもので、本例では、水平式の連続鋳造装置である。
同調切断装置（切断工程）は、連続鋳造装置で鋳造したアルミニウム合金連続鋳造棒を、定尺に切断するものである。
熱処理装置（熱処理工程）は、同調切断装置で切断した定尺のアルミニウム合金連続鋳造棒を均質化熱処理するものである。
ピーリング装置〔外周除去装置（外周除去工程）〕は、熱処理装置で熱処理したアルミニウム合金連続鋳造棒の外周部分を除去するものである。
矯正装置〔曲がり矯正装置（矯正工程）〕は、熱処理装置で熱処理したアルミニウム合金連続鋳造棒の内部を次の非破壊検査装置で検査する場合、アルミニウム合金連続鋳造棒の内部を精度よく検査できるようにするためにアルミニウム合金連続鋳造棒の曲がりを矯正するものである。
非破壊検査装置（非破壊検査工程）は、矯正装置で曲がりを矯正したアルミニウム合金連続鋳造棒の内部に、欠陥があるかないかを検査するものである。 FIG. 2 is a process diagram showing an example of production equipment for an aluminum alloy and a bar-shaped ingot according to the present invention.
In FIG. 2, a melting and holding furnace (melting step) is for melting a raw material for an aluminum alloy to obtain a molten aluminum alloy.
The molten metal treatment apparatus (molten metal treatment step) is for removing in-line the aluminum oxide and hydrogen gas in the molten aluminum alloy from the melting and holding furnace.
The continuous casting apparatus (continuous casting process) is a horizontal continuous casting apparatus that casts an aluminum alloy continuous casting rod from the molten aluminum alloy supplied from the molten metal processing apparatus, as will be described later. .
The synchronized cutting device (cutting step) is for cutting an aluminum alloy continuous cast bar cast by a continuous casting device into a fixed length.
The heat treatment device (heat treatment step) is for homogenizing heat treatment of a fixed aluminum alloy continuous cast bar cut by a synchronous cutting device.
The peeling device [periphery removing device (periphery removing step)] removes the outer peripheral portion of the aluminum alloy continuous cast bar heat-treated by the heat treatment device.
The straightening device [bending straightening device (rectifying process)] is capable of accurately inspecting the inside of an aluminum alloy continuous cast bar when the inside of the aluminum alloy continuous cast bar heat treated by the heat treatment device is inspected by the following nondestructive inspection device. Therefore, the bending of the aluminum alloy continuous casting rod is corrected.
The nondestructive inspection device (nondestructive inspection step) is for inspecting whether or not there is a defect inside the aluminum alloy continuous cast bar whose curvature has been corrected by a correction device.

アルミニウム合金棒の製品仕様によっては、矯正装置、非破壊検査装置を省略し、溶解保持炉→溶湯処理装置→連続鋳造装置→同調切断装置→ピーリング装置→熱処理装置（ホモ、均質化処理を兼ねる。）の順とすることもできる。
そして、図３の内、溶解保持炉、連続鋳造装置、熱処理装置（ホモ）をミニマム製造システムとして配設することにより、連続鋳造装置における鋳造材の連続鋳造、熱処理装置（ホモ）による熱処理を連続して実施でき、棒材の製造が連続して行える。 Depending on the product specifications of the aluminum alloy rod, the straightening device and the nondestructive inspection device are omitted, and the melting and holding furnace → the molten metal processing device → the continuous casting device → the synchronized cutting device → the peeling device → the heat treatment device (also serving as homogenization and homogenization processing). ).
In FIG. 3, a melting and holding furnace, a continuous casting apparatus, and a heat treatment apparatus (homo) are arranged as a minimum production system, so that continuous casting of cast material in the continuous casting apparatus and heat treatment by the heat treatment apparatus (homo) are continuously performed. The bar can be manufactured continuously.

ここで、アルミニウム合金溶湯の原料としてＢを含まない場合は、溶解保持炉から連続鋳造装置の直前の間で、Ａｌ−Ｂ母合金を合金溶湯に添加する。そのＡｌ−Ｂ母合金の添加量は、最終的な鋳塊において、質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるように予め予備実験によって求めた量である。 Here, when B is not included as a raw material of the molten aluminum alloy, the Al—B master alloy is added to the molten alloy immediately before the continuous casting apparatus from the melting holding furnace. The added amount of the Al—B master alloy is an amount obtained in advance by a preliminary experiment so that the value of (B−0.45Ti) in mass% is 0.010 or more in the final ingot.

ところで、Ｂ添加前に溶湯中に存在したＴｉは、Ｂ添加によってＴｉＢ₂となり、Ａｌ溶湯よりも重い微粒子となり、凝集して多くは沈降する。この凝集、沈降の現象は数分から数１０分の静置のためのある程度の時間が必要であるから、短時間で鋳造する場合は、ＴｉＢ₂を炉底に残すことで鋳造品にはＴｉＢ₂が入らないが、途中の樋でＢ添加を行う場合は、鋳造前にメカニカルなフィルタ装置をつけ、沈降していない余分なＴｉＢ₂を除去し、ＴｉＢ₂の凝集を避けることが好ましい。このようにして、質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０〜０．０１０の範囲としたものが、不要なＴｉＢ₂の発生及び凝集を抑えることができるので好ましい。これが負の値になると、Ｔｉが過剰となり、更にＢが多いと、ＴｉＢ₂の発生が多くなる。これが０．０１０以上となると、過剰なＢの結果、有害で粗大なＡｌ−Ｍｇ化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ（−Ｓｉ）化合物等の晶出を促す。 By the way, Ti existing in the molten metal before addition of B becomes TiB ₂ by addition of B, becomes finer particles heavier than the molten Al, and agglomerates and mostly settles. Since this agglomeration and sedimentation phenomenon requires a certain amount of time for standing for several minutes to several tens of minutes, when casting in a short time, TiB ₂ is left in the furnace bottom to leave TiB ₂ in the cast product. However, when B is added in the middle, it is preferable to attach a mechanical filter device before casting to remove excess TiB ₂ that has not settled to avoid aggregation of TiB ₂ . Thus, those in mass% the value of (B-0.45Ti) was in the range of 0 to 0.010 it is, since it is possible to suppress the generation and aggregation of unnecessary TiB ₂ preferred. If this is a negative value, Ti will be excessive, and if more B is present, the generation of TiB ₂ will increase. When this is 0.010 or more, crystallization of harmful and coarse Al—Mg compounds, Al—Mn—Fe (—Si) compounds, etc. is promoted as a result of excess B.

＜連続鋳造装置＞
図３は水平式連続鋳造装置の一例を示す説明図である。
図３において、２０２はアルミニウム合金溶湯１を溜めるタンディッシュを示し、側壁に開口２０３が設けられている。
２０４は耐火性板状体を示し、タンディッシュ２０２の外側に開口２０３を囲むように取り付けられ、開口２０３に連通する注湯孔２０５が設けられている。
３０２は水平式連続鋳造装置３０１を構成する筒状の鋳型を示し、中心軸がほぼ水平となるように耐火性板状体２０４に取り付けられ、鋳型３０２とアルミニウム合金溶湯１との間の円周上へ、耐火性板状体２０４と鋳型３０２との間から気体を供給する気体供給路３０３と、鋳型３０２とアルミニウム合金連続鋳造棒２との間の円周上へ潤滑油を供給する潤滑油供給路３０４と、出口でアルミニウム合金連続鋳造棒２の周囲へ冷却水を供給する冷却水供給路３０５とが設けられている。 <Continuous casting equipment>
FIG. 3 is an explanatory view showing an example of a horizontal continuous casting apparatus.
In FIG. 3, 202 indicates a tundish for storing the molten aluminum alloy 1, and an opening 203 is provided on the side wall.
Reference numeral 204 denotes a refractory plate-like body, which is attached to the outside of the tundish 202 so as to surround the opening 203, and a pouring hole 205 communicating with the opening 203 is provided.
Reference numeral 302 denotes a cylindrical mold constituting the horizontal continuous casting apparatus 301, which is attached to the refractory plate 204 so that the central axis is substantially horizontal, and the circumference between the mold 302 and the molten aluminum alloy 1. Lubricating oil for supplying a lubricating oil on the circumference between the gas supply path 303 for supplying gas from between the refractory plate-like body 204 and the mold 302 and the circumference between the mold 302 and the aluminum alloy continuous casting rod 2 A supply path 304 and a cooling water supply path 305 for supplying cooling water to the periphery of the aluminum alloy continuous casting rod 2 at the outlet are provided.

次に、アルミニウム合金連続鋳造棒２の鋳造について説明する。
図示を省略した溶湯処理装置からタンディッシュ２０２内へ供給されたアルミニウム合金溶湯１は、耐火性板状体２０４の注湯孔２０５から、中心軸がほぼ水平となるように保持された鋳型３０２内へ供給され、鋳型３０２の出口で強制冷却されてアルミニウム合金連続鋳造棒２となる。
ここで、タンディッシュ２０２内に貯留するアルミニウム合金溶湯１の組成について説明する。
アルミニウム合金溶湯は、特に、Ｓｉを８質量％〜１８質量％（好ましくは、９質量％〜１１質量％。）含有するものは、アルミニウム合金連続鋳造棒２中のＡｌとＳｉとが微細な共晶と称する層状構造を構成するため、機械的特性に優れ、かつ、硬質なＳｉによって耐摩耗性が向上するために好ましい。
アルミニウム合金連続鋳造棒の合金成分の組成比は、例えば、ＪＩＳＨ１３０５に記載されているような光電測光式発光分光分析装置によって確認できる。 Next, casting of the aluminum alloy continuous casting rod 2 will be described.
The molten aluminum alloy 1 supplied into the tundish 202 from the molten metal treatment apparatus (not shown) is contained in the mold 302 held from the pouring hole 205 of the refractory plate-like body 204 so that the central axis is substantially horizontal. And is forcibly cooled at the outlet of the mold 302 to form the aluminum alloy continuous casting rod 2.
Here, the composition of the molten aluminum alloy 1 stored in the tundish 202 will be described.
In particular, the molten aluminum alloy contains Si in an amount of 8% by mass to 18% by mass (preferably 9% by mass to 11% by mass). Since a layered structure called a crystal is formed, it is preferable because the mechanical properties are excellent and the wear resistance is improved by hard Si.
The composition ratio of the alloy components of the aluminum alloy continuous casting rod can be confirmed by a photoelectric photometric emission spectroscopic analyzer as described in JIS H 1305, for example.

水平連続鋳造装置について説明したが、冷却速度を大きくすることができ、棒形状の鋳造ができる直接冷却式鋳造装置であれば、他に縦型連続鋳造装置、縦型半連続鋳造、ＤＣ連続鋳造装置、ホットトップ鋳造装置、気体加圧式ホットトップ鋳造装置、電磁場鋳造装置などを用いることができる。
気体加圧式ホットトップ鋳造装置では、ホットトップ鋳造方式においてヘッダーと鋳型との間から気体を供給することにより、鋳型と接触せず、水冷のみで鋳塊を冷却凝固できるので、鋳塊の品質が高まる。
又、電磁場鋳造装置とは、鋳型の代わりに電磁コイルを置き、電磁コイルによって溶湯を保持してその表面を鋳型と接触しないようにコントロールし、その状態で水を直接掛ける。即ち、鋳型と接触せず、水冷のみで鋳塊を冷却凝固できるので、気体加圧式ホットトップ鋳造装置と同じように、鋳型からの伐熱がなく、表面偏析のないものができる。 The horizontal continuous casting apparatus has been described. However, a vertical continuous casting apparatus, vertical semi-continuous casting, and DC continuous casting can be used as long as the cooling rate can be increased and a direct cooling type casting apparatus capable of casting a rod shape. An apparatus, a hot top casting apparatus, a gas pressure hot top casting apparatus, an electromagnetic field casting apparatus, or the like can be used.
In the gas pressure type hot top casting device, by supplying gas from between the header and the mold in the hot top casting system, the ingot can be cooled and solidified only by water cooling without contact with the mold. Rise.
In the electromagnetic field casting apparatus, an electromagnetic coil is placed in place of the mold, the molten metal is held by the electromagnetic coil, and the surface thereof is controlled so as not to come into contact with the mold, and water is directly applied in this state. That is, since the ingot can be cooled and solidified only by water cooling without contacting with the mold, there is no heat from the mold and no surface segregation, as in the case of the gas pressure hot top casting apparatus.

前述したミクロ組織を得るには、なるべく１００ｍｍφ以下の細径で連続鋳造を行うことが好ましい。特に、３０ｍｍφ以下の鋳造の冷却速度が最も好ましく、１５℃／秒程度にまで向上し、望ましいＤＡＳを持ったα晶が得られる。
又、過冷却が大きくなって粗大な初晶Ｓｉ、その他晶出物の晶出を抑えることができる。
特に、５０ｍｍφ以下の細径にて連続鋳造を行うことにより、鋳造速度を大きくとれ、冷却速度が大幅に改善される。このためには、水平にて鋳造することにより、これが可能となる。 In order to obtain the microstructure described above, it is preferable to perform continuous casting with a small diameter of 100 mmφ or less as much as possible. In particular, a cooling rate of casting of 30 mmφ or less is most preferable, and the cooling rate is improved to about 15 ° C./second, and an α crystal having a desirable DAS can be obtained.
In addition, crystallization of coarse primary crystal Si and other crystallized substances can be suppressed by increasing supercooling.
In particular, by performing continuous casting with a small diameter of 50 mmφ or less, the casting speed can be increased and the cooling speed can be greatly improved. This can be done by casting horizontally.

このような装置と方法で製造したアルミニウム合金棒は、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内であるアルミニウム合金棒となる。
従来のようなビレット鋳造から押出しによる棒を材料とする場合、押出方向の加工組織のため長手方向（押出方向）の機械的特性は良いが、長手方向（押出方向）と直交する直交方向の特性は、落ちる。
本発明による材料は、このような異方性が無く、どの方向をとっても均質であるために鍛造の自由度が高い。例えば、引張試験を行うと、棒の長手方向とこの長手方向と直交する直交方向とで殆ど均一な伸びを示す。
なお、殆ど均一とは、その数値比較で１０％以内である。 The aluminum alloy rod manufactured by such an apparatus and method exhibits a uniform macro structure in the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction, and the difference in elongation between the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction. Is an aluminum alloy rod having a content of 10% or less.
In the case of using a rod by extrusion from billet casting as in the past, the mechanical characteristics in the longitudinal direction (extrusion direction) are good due to the processed structure in the extrusion direction, but the characteristics in the orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction (extrusion direction). Falls.
Since the material according to the present invention does not have such anisotropy and is homogeneous in any direction, the degree of freedom in forging is high. For example, when a tensile test is performed, almost uniform elongation is exhibited in the longitudinal direction of the bar and the orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction.
Note that almost uniform is within 10% in the numerical comparison.

以上のようにして製造された棒状の鍛造用アルミニウム合金鋳塊を更に所定の長さに切断して、必要に応じて表面切削処理を施し、熱間鍛造用素材、冷間鍛造用素材を製造することができる。 The rod-shaped forging aluminum alloy ingot produced as described above is further cut into a predetermined length and subjected to surface cutting treatment as necessary to produce hot forging materials and cold forging materials. can do.

＜鍛造用素材の説明＞
本発明に用いる鍛造用素材は、前述の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造されたものである。
棒状材は、更にシャー切断によって所定の長さに切断され、必要に応じて面削処理を施して、次工程に送られる。 <Description of forging materials>
The forging material used in the present invention is manufactured by the aforementioned method for manufacturing an aluminum ingot for forging according to the present invention.
The rod-shaped material is further cut into a predetermined length by shear cutting, and is subjected to a face grinding process if necessary, and is sent to the next step.

＜鍛造成形工程＞
本発明での鍛造は型鍛造であり、本発明に用いる鍛造装置の構成の一例を、図４に基づいて説明する。
鍛造装置６０１は、鍛造機６１１と、下ダイセットプレート６１２に取り付けられた下金型６２２と、上ダイセットプレート６１３に取り付けられた上金型６２５とを含むものである。
なお、上ダイセットプレート６１３は、ガイドポスト６１４で案内されて下ダイセットプレート６１２に接離する。
次に、本発明に用いる金型の一例の断面図を図５に示す。
鍛造用金型６２１は、金属素材から鍛造成形品を鍛造するための下金型６２２と上金型６２５、及び、成形品を下金型６２２内から取り出すためのノックアウトピン６２７を含んで構成されている。
下金型６２２は、中心部に鍛造成形孔６２３が設けられている。そして、必要に応じて、スプレー前後移送装置（図示省略。）、スプレー回転装置（図示省略。）を備え、シャフト（図示省略。）を介して、スプレー前後装置に取り付けられた潤滑剤スプレーノズル（図示省略。）を有している潤滑剤塗布装置を設置することができる。 <Forging process>
Forging in the present invention is die forging, and an example of the configuration of a forging device used in the present invention will be described with reference to FIG.
The forging device 601 includes a forging machine 611, a lower die 622 attached to the lower die set plate 612, and an upper die 625 attached to the upper die set plate 613.
The upper die set plate 613 is guided by the guide post 614 and comes into contact with and separates from the lower die set plate 612.
Next, FIG. 5 shows a cross-sectional view of an example of a mold used in the present invention.
The forging die 621 includes a lower die 622 and an upper die 625 for forging a forged molded product from a metal material, and a knockout pin 627 for taking out the molded product from the lower die 622. ing.
The lower die 622 is provided with a forging hole 623 in the center. If necessary, a lubricant spray nozzle (not shown) including a spray front / rear transfer device (not shown) and a spray rotation device (not shown) attached to the spray before / after device via a shaft (not shown). It is possible to install a lubricant application device having an illustration omitted.

本発明は、熱間、温間、冷間を問わないで適用することができる。一般には、鍛造の温度条件（金型、素材）により、鍛造用素材の流動性が変わり、それに合わせた金型の設計をする。 The present invention can be applied regardless of whether it is hot, warm or cold. Generally, the fluidity of the forging material changes depending on the forging temperature conditions (mold, material), and the die is designed according to it.

準備した鍛造用素材３を上金型６２５、下金型６３２によって形成される空間（鍛造成形孔６２３）に押し込み、成形品を鍛造成形する。又、成形された素形材はノックアウトピン６３７によって下金型６３２から取出される。
なお、鍛造に際しては金型内周に潤滑剤を塗布してから実施するのが好ましい。
又、鍛造用素材３には、必要に応じて、潤滑剤処理を施すのが好ましい。 The prepared forging material 3 is pushed into a space (forged molding hole 623) formed by the upper mold 625 and the lower mold 632, and the molded product is forged. Further, the molded material is taken out from the lower mold 632 by the knockout pin 637.
Note that forging is preferably performed after applying a lubricant to the inner periphery of the mold.
The forging material 3 is preferably subjected to a lubricant treatment as necessary.

＜成形品の特徴＞
（イ）共晶Ｓｉを微細化でき、（ロ）初晶Ｓｉの発生を抑え、（ハ）有害な金属間化合物の発生を抑え、（ニ）α晶のＤＡＳを小さくでき、（ホ）マクロ結晶粒が全面微細粒状化したものとなる、特徴を有した素材を鍛造成形したものであるので、その結果、鍛造性が向上しているため、従来の耐摩耗性アルミニウム合金で得られなかった良好な熱間、冷間鍛造性が得られ、機械的特性についても等方性を有する成形品となる。
特に、加工率を高め、複雑な形状を有した成形品とすることができる。 <Features of molded products>
(B) Eutectic Si can be refined, (b) Primary crystal Si can be suppressed, (c) Harmful intermetallic compounds can be suppressed, (d) α-crystal DAS can be reduced, and (e) Macro. Since the crystal grain is made by forging a material with features that make the entire surface finely granulated, as a result, the forgeability is improved, so it could not be obtained with conventional wear resistant aluminum alloys Good hot and cold forgeability is obtained, and a molded product having isotropic mechanical properties is obtained.
In particular, the processing rate can be increased and a molded product having a complicated shape can be obtained.

〔実施例１〕〜〔実施例４〕 [Example 1] to [Example 4]

表１に示した組成（Ｓｉ：８質量％〜１７質量％、Ｃｕ：２質量％〜５質量％、Ｂ／Ｔｉを変えたもの。）の合金を準備した。
鋳造は、水平連続鋳造装置、縦型連続鋳造装置を用いて、鋳造棒は直径を３５ｍｍ〜１００ｍｍとした。
各鋳造棒から、試料をサンプリングしてマクロ観察、ミクロ観察して、組織状態、結晶粒径などを評価した。
マクロ結晶状態は、鋳造品の横断面を全面エッチングし目視、及び１０倍拡大鏡にて確認。マクロ結晶粒径は、断面を偏光エッチングし、偏光顕微鏡にて一定距離を切断する個数から計算。
ミクロ結晶粒径は、断面を研磨後、４００倍顕微鏡にて初晶と共晶とを画像解析にて測定。
ＤＡＳは、ミクロ組織のα晶の２次デンドライトアームの間隔を計測した。
結果として、本発明（実施例１：Ｎｏ２、実施例２：Ｎｏ３、実施例３：Ｎｏ１１、実施例４：Ｎｏ１３）は、鋳造径による冷却速度と、Ｂ／Ｔｉ比とにより、全面微細なマクロ組織が得られた。
なお、Ｎｏ１は比較例１、Ｎｏ４〜Ｎｏ１０は比較例２〜比較例８、Ｎｏ１２は比較例９である。 An alloy having the composition shown in Table 1 (Si: 8% by mass to 17% by mass, Cu: 2% by mass to 5% by mass, B / Ti changed) was prepared.
For casting, a horizontal continuous casting apparatus and a vertical continuous casting apparatus were used, and the diameter of the casting rod was 35 mm to 100 mm.
Samples were sampled from each cast bar and subjected to macro observation and micro observation to evaluate the structure state, crystal grain size, and the like.
The macro crystal state is confirmed by visual inspection and a 10 × magnifier after the entire cross section of the cast product is etched. The macrocrystal grain size is calculated from the number of cross-sections that are polarized and etched with a polarizing microscope.
The microcrystal grain size was measured by image analysis of primary and eutectic crystals with a 400x microscope after polishing the cross section.
DAS measured the space | interval of the secondary dendrite arm of (alpha) crystal | crystallization of a microstructure.
As a result, according to the present invention (Example 1: No2, Example 2: No3, Example 3: No11, Example 4: No13), the entire surface of the macro is fine depending on the cooling rate by the casting diameter and the B / Ti ratio. The organization was obtained.
No1 is Comparative Example 1, No4 to No10 are Comparative Example 2 to Comparative Example 8, and No12 is Comparative Example 9.

＜鍛造性評価＞
各鋳造品（ビレット）の中央から１５ｍｍφ×２０ｍｍＬの円柱を切り出し、４００℃で熱間据え込みを行った。据え込み前の厚さをＬ１、据え込み後の厚さをＬ２とし、 <Forgeability evaluation>
A cylinder of 15 mmφ × 20 mmL was cut out from the center of each cast product (billet) and hot upset was performed at 400 ° C. The thickness before installation is L1, and the thickness after installation is L2.

として計算し、８０％まで据え込み、外周部の表面割れ等の外観不良無しを○とし、外観不良有りを×として評価した。
本発明（実施例１：Ｎｏ２、実施例２：Ｎｏ３、実施例３：Ｎｏ１１、実施例４：Ｎｏ１３）は、８０％以上の熱間変形にても割れが発生しなかった。 As a result, it was set up to 80%, evaluation was made with no appearance defects such as surface cracks at the outer peripheral portion, and evaluation was made with x for appearance defects.
In the present invention (Example 1: No2, Example 2: No3, Example 3: No11, Example 4: No13), cracks did not occur even with hot deformation of 80% or more.

〔実施例５〕，〔実施例６〕 [Example 5], [Example 6]

表２に示した組成（Ｃｕ：２．８質量％と４．４質量％、Ｂ／Ｔｉを変えたもの。）の合金を準備した。
従来法（比較例１０〜比較例１７をＮｏ１４〜Ｎｏ２１、比較例１８〜比較例２０をＮｏ２３〜Ｎｏ２５とする。）として、金型鋳造でＤＡＳが大きくなったものと、押出材で粒状晶＋一部再結晶したものを含めた。 An alloy having the composition shown in Table 2 (Cu: 2.8% by mass and 4.4% by mass, with B / Ti changed) was prepared.
As conventional methods (Comparative Example 10 to Comparative Example 17 are No14 to No21, Comparative Example 18 to Comparative Example 20 are No23 to No25), DAS is increased by die casting, and extruded material is a granular crystal + Some recrystallized materials were included.

＜鍛造性評価＞
各材料を４９０℃にて均質化処理し、３７０℃で４時間保持して炉冷を行った後、中心から１５ｍｍφ×２０ｍｍＬの円柱を試料として切り出し、常温で据え込み圧縮した。先の計算式により、表面に割れが出るときの据込率を求め、冷間鍛造性の評価指標とした。
更に、材料をＴ６（４９０℃水焼き入れ後、１８０℃×７時間時効。）後、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との２種の引っ張り試験片を切り出して加工し、常温での引っ張り試験を行った。
本発明〔実施例５（Ｎｏ２２）及び実施例６（Ｎｏ２６）〕では、機械的特性は良好で、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向で特性に大きな差は無かった。
金型鋳造材は、機械的特性が落ち、押出材では、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向で特性に大きな差がでている。 <Forgeability evaluation>
Each material was homogenized at 490 ° C., held at 370 ° C. for 4 hours and cooled in a furnace, and then a 15 mmφ × 20 mm L cylinder was cut out from the center as a sample and placed at room temperature for compression. The upsetting rate when cracks appear on the surface was determined by the above formula and used as an evaluation index for cold forgeability.
Further, after T6 (aging at 490 ° C. water quenching and 180 ° C. × 7 hours), the material was cut out and processed in two types of tensile test pieces: a longitudinal direction and an orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction. A tensile test was conducted.
In the present invention [Example 5 (No. 22) and Example 6 (No. 26)], the mechanical characteristics were good, and there was no significant difference in characteristics between the longitudinal direction and the orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction.
The mold casting material has poor mechanical characteristics, and the extruded material has a large difference in characteristics between the longitudinal direction and the orthogonal direction perpendicular to the longitudinal direction.

本発明の合金組成の範囲を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the range of the alloy composition of this invention. 本発明のアルミニウム合金及び棒状鋳塊の製造設備の一例を示す工程図である。It is process drawing which shows an example of the manufacturing equipment of the aluminum alloy and rod-shaped ingot of this invention. 水平式連続鋳造装置の一例を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows an example of a horizontal type continuous casting apparatus. 本発明に用いる鍛造装置の構成の一例を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows an example of a structure of the forging apparatus used for this invention. 本発明に用いる金型の一例を示す断面図である。It is sectional drawing which shows an example of the metal mold | die used for this invention.

符号の説明Explanation of symbols

Ａ〜Ｅ領域
１アルミニウム合金溶湯
２アルミニウム合金連続鋳造棒
３鍛造用素材
２０２タンディッシュ
２０３開口
２０４耐火性板状体
２０５注湯孔
３０１水平式連続鋳造装置
３０２鋳型
３０３気体供給路
３０４潤滑油供給路
３０５冷却水供給路
６０１鍛造装置
６１１鍛造機
６１２下ダイセットプレート
６１３上ダイセットプレート
６１４ガイドポスト
６２１鍛造用金型
６２２下金型
６２３鍛造成形孔
６２５上金型
６２７ノックアウトピン AE region 1 Aluminum alloy melt 2 Aluminum alloy continuous casting rod 3 Forging material 202 Tundish 203 Opening 204 Refractory plate 205 Pouring hole 301 Horizontal continuous casting apparatus 302 Mold 303 Gas supply path 304 Lubricating oil supply path 305 Cooling water supply path 601 Forging device 611 Forging machine 612 Lower die set plate 613 Upper die set plate 614 Guide post 621 Forging die 622 Lower die 623 Forging hole 625 Upper die 627 Knockout pin

Claims

Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％、Ｂを０．０１０質量％〜０．０２０質量％含み、かつ、Ｔｉを（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となる質量％含むとともに、初晶Ｓｉが最大５０μｍ以下で、共晶Ｓｉが平均１０μｍ以下で、アルミニウムα晶のＤＡＳが１５μｍ以下であるアルミニウム合金。 8 mass% to 18 mass% of Si, 2.5 mass% to 6.0 mass% of Cu, 0.3 mass% to 1.2 mass% of Mg, 0.010 mass% to 0.020 mass of B % And Ti (B-0.45Ti) value of 0.010 or more is included, primary Si is 50 μm or less at maximum, eutectic Si is 10 μm or less on average, aluminum α crystal An aluminum alloy having a DAS of 15 μm or less.

断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶である請求項１に記載のアルミニウム合金。 The aluminum alloy according to claim 1, wherein the macro crystal grains of the cross section are granular crystals over the entire surface.

断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載のアルミニウム合金。 The aluminum alloy according to claim 1 or 2, wherein the average grain size of the macro crystal grains in the cross section is 300 µm or less.

Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含む請求項１から請求項３の何れか１項に記載のアルミニウム合金。 The aluminum alloy according to any one of claims 1 to 3, comprising Fe and / or Mn in an amount of less than 0.2% by mass.

長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内である請求項１から請求項４の何れか１項に記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金棒。 5. A uniform macro structure is exhibited in the longitudinal direction and an orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction, and a difference in elongation between the longitudinal direction and the orthogonal direction orthogonal to the longitudinal direction is within 10%. An aluminum alloy rod made of the aluminum alloy according to any one of the above items.

少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行う鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。 Al—Si containing at least 8% by mass to 18% by mass of Si, 2.5% by mass to 6.0% by mass of Cu, 0.3% by mass to 1.2% by mass of Mg, and Ti as an impurity Aluminum alloy for forging in which Al-B master alloy is added to molten aluminum alloy so that the value of (B-0.45Ti) is 0.010 or more in mass% in the ingot after casting. Ingot manufacturing method.

直接冷却式鋳造装置で鋳造することを特徴とする請求項６に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。 The method for producing an aluminum ingot for forging according to claim 6, wherein the casting is performed by a direct cooling casting apparatus.

冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造することを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。 The method for producing an aluminum ingot for forging according to claim 6 or 7, wherein the production is performed by casting at a cooling rate of 4 ° C / second or more.

請求項６から請求項８の何れか１項に記載された鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造された鋳塊を鍛造用素材として用いて製造した鍛造成形品。 A forged product manufactured by using the ingot manufactured by the method for manufacturing an aluminum alloy ingot for forging described in any one of claims 6 to 8 as a forging material.