JP3676723B2 - 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 - Google Patents
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【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アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
半溶融成型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やガス巻き込み、引け巣等の欠陥が少なく、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。これに使用するビレットの鋳造方法としては、ペネシー・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）相を球状化するため、半溶融温度域で電磁撹拌を行う方法（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）相を球状化させる方法（方式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）が広く知られている。
【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不具合があった。
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方法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で、しかも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】
特許第２９７６０７３号には、改良された方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させることによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マトリックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言えるが、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱制御が難しいという問題があった。
【０００５】
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アルミニウム合金の半溶融成型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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下で、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型する方法である。
【０００７】
この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉの分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うと好ましい。
【０００８】
また、上記目的を達成するため、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型する方法である。
【０００９】
この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉの分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うと好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下本発明で用いるアルミニウム合金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。
【００１１】
Ｃｕ成分は、固溶体硬化によりマトリックスの強化に寄与するが、４．０ｗｔ％を超えると耐食性が悪くなるので４．０ｗｔ％以下とした。
【００１２】
Ｓｉ成分は、鋳造する際の湯流れを良くし、鋳造割れ・引け巣を改善し、耐摩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％を超えると伸び・靱性が劣化し冷間鍛造加工性が悪くなるので５．０〜１０ｗｔ％とした。
【００１３】
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％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出量が過多となり靱性の低下をまねくので０．２〜０．７ｗｔ％とした。
【００１４】
Ｚｎ成分は、耐食性を劣化させるため０．３５ｗｔ％を上限とした。
【００１５】
Ｆｅ成分は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となり伸び・靱性・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。
【００１６】
Ｍｎ成分は、強度・伸び・靱性を向上させるが、０．５ｗｔ％を超えると、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％を上限とした。
【００１７】
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％を超えると、ＴｉＡｌ３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の割れを生じるため０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１８】
Ｂ成分もまたＴｉ成分と共に鋳塊の組織を微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工時の割れをまねくので０．０００１〜０．５ｗｔ％とした。
【００１９】
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０．００１ｗｔ％未満ではそれらの効果が少なく、一方０．１０ｗｔ％を超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０．００１〜０．１０ｗｔ％とした。
【００２０】
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０．０２ｗｔ％を超えると流動性や、脱ガス性の低下の原因となるためその量を０．００３〜０．２ｗｔ％とした。
【００２１】
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充分であり、一方０．３ｗｔ％を超えると靱性が低下するためその量を０．０５〜０．３ｗｔ％とした。
【００２２】
共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍを超えしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍを超えると、半溶融温度域に加熱した際に初晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するので、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下とした。
【００２３】
鋳造で得られたビレットを均質化処理することにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕ、Ｍｇ２Ｓｉ等の晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理によって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また、共晶Ｓｉの球状化や、鋳造歪の除去も不充分である。しかし５５０℃を超える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造時の加工性を損なう。また、１０時間を越える加熱時間では、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が見られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加熱とした。
【００２４】
次に加工歪みの導入は、工程が簡素化でき、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、５％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（Ａｌ）相の均一な球状化は図れず、一方５０％を超えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生するため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビレットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さをＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）で定義した。
【００２５】
加工導入速度は、ビレット鋳塊の結晶粒微細化と均質化処理を加えることにより大幅にアップできる、生産性から言えば、加工導入速度はできるだけ早い方が好ましい。１１ｍｍ／ｓｅｃ．未満では生産性が劣り、しかしながら５０ｍｍ／ｓｅｃ．を超えると冷間鍛造時に割れが生じたり、鍛造デットゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．とした。また、冷間型粋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充分となり、半溶融温度に昇温しても初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため２００℃以下とした。
【００２６】
その後、ビレットを共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大きく加圧成型が困難となる。また、８０％を超えると均一な組織を有する成型品が得られない。このため、共晶温度以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
【００２７】
【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、２は鍛造用金型ポンチ、３はアルミニウム合金ビレットを示す。
【００２８】
Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ及びＳｒ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、連続鋳造にてアルミニウム合金ビレットを鋳造した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
上記表１に示すアルミニウム合金ビレットを、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も表２に併記した。
【００３１】
【表２】
【００３２】
表２に示した加工歪導入時の成型性は、表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められているものを○とし、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では、初晶α（Ａｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍを越えるサイズのものを×と判定した。
【００３３】
図２は、初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表例顕微鏡組織写真を示し、図３は、微細均一化が×評価の代表例顕微鏡組織写真を示している。
【００３４】
【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（Ａｌ）相サイズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の面積率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】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図３】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が×評価の代表例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
２ 鍛造用金型ポンチ
３ アルミニウム合金ビレット
【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アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
半溶融成型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やガス巻き込み、引け巣等の欠陥が少なく、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。これに使用するビレットの鋳造方法としては、ペネシー・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）相を球状化するため、半溶融温度域で電磁撹拌を行う方法（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）相を球状化させる方法（方式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）が広く知られている。
【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不具合があった。
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方法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で、しかも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】
特許第２９７６０７３号には、改良された方法が開示されている。即ち、そこには第１項中に「完全に固化した金属または金属合金材料をその再結晶温度未満の温度で変形する工程、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させることによりチキソトロピック的な挙動を呈する液状マトリックス中に独立した粒子を形成させるために、再結晶構造を部分的に融解させる工程を備えた方法」である。
この方法は、該材料の微小構造の再結晶を起こさせるために変形材料を加熱する工程、および該材料の温度をその固相線温度を上回る温度に上昇させるといういわば２段階加熱とも言うべき加熱が行われる。このような方法は、従来の技術に比べれば、改善された技術と言えるが、やはり２段階の加熱を必要とし、工程が複雑で加熱制御が難しいという問題があった。
【０００５】
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アルミニウム合金の半溶融成型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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下で、しかもデンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型する方法である。
【０００７】
この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉの分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うと好ましい。
【０００８】
また、上記目的を達成するため、本願の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法は、Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．で２００℃以下の温度で冷間型枠鍛造にて加工歪みを導入し、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型する方法である。
【０００９】
この場合に、成分偏析の均質化、共晶Ｓｉの分断球状化及び鋳造応力の解放のために、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うと好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下本発明で用いるアルミニウム合金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。
【００１１】
Ｃｕ成分は、固溶体硬化によりマトリックスの強化に寄与するが、４．０ｗｔ％を超えると耐食性が悪くなるので４．０ｗｔ％以下とした。
【００１２】
Ｓｉ成分は、鋳造する際の湯流れを良くし、鋳造割れ・引け巣を改善し、耐摩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％を超えると伸び・靱性が劣化し冷間鍛造加工性が悪くなるので５．０〜１０ｗｔ％とした。
【００１３】
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％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出量が過多となり靱性の低下をまねくので０．２〜０．７ｗｔ％とした。
【００１４】
Ｚｎ成分は、耐食性を劣化させるため０．３５ｗｔ％を上限とした。
【００１５】
Ｆｅ成分は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となり伸び・靱性・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。
【００１６】
Ｍｎ成分は、強度・伸び・靱性を向上させるが、０．５ｗｔ％を超えると、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％を上限とした。
【００１７】
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％を超えると、ＴｉＡｌ３の巨大な晶出物の発生を促進させ、冷間鍛造加工時の割れを生じるため０．００５〜０．５ｗｔ％とした。
【００１８】
Ｂ成分もまたＴｉ成分と共に鋳塊の組織を微細化し、鋳塊割れの発生を防止するが、０．０００１ｗｔ％未満ではその効果は小さく、一方０．５ｗｔ％を超えると冷間鍛造加工時の割れをまねくので０．０００１〜０．５ｗｔ％とした。
【００１９】
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０．００１ｗｔ％未満ではそれらの効果が少なく、一方０．１０ｗｔ％を超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０．００１〜０．１０ｗｔ％とした。
【００２０】
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０．０２ｗｔ％を超えると流動性や、脱ガス性の低下の原因となるためその量を０．００３〜０．２ｗｔ％とした。
【００２１】
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充分であり、一方０．３ｗｔ％を超えると靱性が低下するためその量を０．０５〜０．３ｗｔ％とした。
【００２２】
共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍ以下であるビレットを鋳造するが、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍを超えしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）が２００μｍを超えると、半溶融温度域に加熱した際に初晶α（Ａｌ）相の均一微細球状化が難しくなるし、また均質化処理を行う場合には均質化処理に時間を要するので、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）を２００μｍ以下とした。
【００２３】
鋳造で得られたビレットを均質化処理することにより、鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ２Ｃｕ、Ｍｇ２Ｓｉ等の晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理によって共晶Ｓｉを球状化し冷間鍛造加工時の変形抵抗を小さくする。均質化処理温度が４５０℃未満や１時間に達しない加熱時間では、固溶化が充分得られず、また、共晶Ｓｉの球状化や、鋳造歪の除去も不充分である。しかし５５０℃を超える処理温度では、共晶融解が発生し鍛造時の加工性を損なう。また、１０時間を越える加熱時間では、加熱時間の長時間に見合った均質化の効果上昇が見られず、加熱エネルギーの損失となる。このため、均質化処理条件は４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間加熱とした。
【００２４】
次に加工歪みの導入は、工程が簡素化でき、かつ少ない加工率で歪みが有効に導入されるように冷間鍛造で行い、なおかつ鍛造用ビレットの全体に均一に歪みが導入されるように型枠鍛造とする。歪み率は、５％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（Ａｌ）相の均一な球状化は図れず、一方５０％を超えると初晶α（Ａｌ）相サイズに変化は見られないのみならず冷間鍛造時に割れが発生するため、５〜５０％とした。ここでの歪み率は、鍛造用ビレットの元の長さをＬ１とし、鍛造後のビレットの長さをＬ２とした時、（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ１×１００（％）で定義した。
【００２５】
加工導入速度は、ビレット鋳塊の結晶粒微細化と均質化処理を加えることにより大幅にアップできる、生産性から言えば、加工導入速度はできるだけ早い方が好ましい。１１ｍｍ／ｓｅｃ．未満では生産性が劣り、しかしながら５０ｍｍ／ｓｅｃ．を超えると冷間鍛造時に割れが生じたり、鍛造デットゾーンが発生し、歪みが均一に導入されないため１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．とした。また、冷間型粋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充分となり、半溶融温度に昇温しても初晶α（Ａｌ）相が粒状組織とならないため２００℃以下とした。
【００２６】
その後、ビレットを共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型するが、液相率が２０％未満では初晶α（Ａｌ）相の均一な球状化は図れず、半溶融成型の変形抵抗が大きく加圧成型が困難となる。また、８０％を超えると均一な組織を有する成型品が得られない。このため、共晶温度以上の半溶融温度域での液相率は２０〜８０％とした。
【００２７】
【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、２は鍛造用金型ポンチ、３はアルミニウム合金ビレットを示す。
【００２８】
Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ及びＳｒ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、連続鋳造にてアルミニウム合金ビレットを鋳造した。
【００２９】
【表１】
上記表１に示すアルミニウム合金ビレットを、表２に示す条件で処理し、半溶融成型の成型性、半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状を評価した結果も表２に併記した。
【００３１】
【表２】
表２に示した加工歪導入時の成型性は、表２で示す成型条件で成型した際に割れが発生せず成型性が良好なものを○とし、割れが見られるものを×で判定した。半溶融成型の成型性は、良好なものを○とし、成型性の悪いものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の形状は、球状化が認められているものを○とし、球状化が不充分であるものを×と判定した。半溶融成型後の初晶α（Ａｌ）相の微細均一化では、初晶α（Ａｌ）相のサイズが１００μｍ以下を○とし、１００μｍを越えるサイズのものを×と判定した。
【００３３】
図２は、初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表例顕微鏡組織写真を示し、図３は、微細均一化が×評価の代表例顕微鏡組織写真を示している。
【００３４】
【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（Ａｌ）相サイズが平均１００μｍ以下で、かつ初晶α（Ａｌ）相の面積率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】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が○評価の代表例の顕微鏡組織写真であり、倍率は９２倍である。
【図３】初晶α（Ａｌ）相の微細均一化が×評価の代表例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
２ 鍛造用金型ポンチ
３ アルミニウム合金ビレット
Claims (4)
- Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．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、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型することを特徴とする輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法。
- アルミニウム合金を製造し、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うことを特徴とする請求項１記載の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法。
- Ｃｕ４．０ｗｔ％以下、Ｓｉ５．０〜１０ｗｔ％、Ｍｇ０．２〜０．７ｗｔ％、Ｚｎ０．３５ｗｔ％以下、Ｆｅ０．５５ｗｔ％以下、Ｍｎ０．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００５〜０．５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．５ｗｔ％の少なくとも１種以上と、Ｓｒ０．００１〜０．１０ｗｔ％、Ｎａ０．００３〜０．０２ｗｔ％及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の中の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌの組成から成り、共晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下でしかも、デンドライト枝間隔が２００μｍ以下であるアルミニウム合金を製造し、次いで歪み率５〜５０％、加工導入速度１１〜５０ｍｍ／ｓｅｃ．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、その後共晶温度以上に昇温し、液相率が２０〜８０％となる温度で保持して半溶融成型することを特徴とする輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法。
- アルミニウム合金を製造し、加工歪みを導入する前に、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の均質化処理を行うことを特徴とする請求項３記載の輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法。
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