JPS60224739A - Al-7% si-0.3% mg type cast aluminum alloy - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To manufacture a disk wheel having superior tensile strength, yield strength, elongation and a high impact value by using a cast Al alloy contg. specified amounts of Si, Mg, Ti and Sr as an Al alloy for a disk wheel for an automobile. CONSTITUTION:An Al alloy contg. 6.5-7.5% Si, 0.2-0.4% Mg, 0.01-0.15% Ti and 0.005-0.03% Sr is used as an Al-7% Si-0.3% Mg type Al alloy for a disk wheel for an automobile. The amount of harmful Fe contained in the alloy as an impurity is <=0.35%. Inexpensive Al of 99.5-99.7% relatively low purity is used as Al as a starting material for the alloy, and the amount of harmful Fe taken into the alloy from the starting material is restricted to <=0.35%. A disk wheel is cast in the Al alloy and subjected to soln. heat treatment and aging to make Si grains in the eutectic fine by the presence of Sr and to inhibit the crystallization of needlelike Fe. A disk wheel having superior tensile strength and other superior characteristics is manufactured.

Description

【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]

本発明は自動車のディスクホイール用の鋳造用アルこニ
ラｔ・合金に関し、より具体的には乗用Φ。 のディスクホイール（以下中に＋イールと称す）に、鋳
造後時効硬化した状＋！で使用されるＡｌ−７％Ｓｉ　
０．３％＋＋ｇ系合金に関する。 自動重用ホイールｉｔ、６當’Ａｌ−７％３ｉ　−０，
３％　Ｍ３系合金を通當の屯力鋳造によりＰ／潰し溶体
化処理した後約１５０℃の温度で時効硬化した状１ｂで
使用する。第１図はアルミニウムホイールの形状を代表
的に小才ものである。このＡＩ　−７％　Ｓｉ　−０，
３％にｇ系合金はｄｐｉψで鋳造性がよ（、Ｉ２かも切
削なとの機械加丁後の仕上かり面が美胛であり　また機
械的性質、と（に伸ひ＃Ｉ撃値のΦれた合金でめるため
　各国においても水系合金かすイール材の１流として使
用され、我国では第１表のようにＪＩＳＩ（５２０２−
１９８２のＡＣ−４ＣＨとして規定されている。 この合金の鋳凸組織は、ブトリンクスを成すアルミ：つ
ｔ、側の１次固溶体αの結晶ｊ７（界に、鉄化合物か針
状粗人品として　共晶（α＋Ｓｉ）ととも４二品出する
。 鋳造後に行なわれる溶体化処理によって、共晶中のケイ
素は４状から粒状に変化して凝集するか、前記の鉄化合
物は殆んどその形状が変化せず針状相大品として残留す
る。 溶体化処理後の時効処理によってアルミニウド基４１！
！は強化されるか　鉄化合物の針状粗大品は強化された
合金のアルミニウム基地に灯し切欠き効果を及はし、合
金全体としての機械的性質特に。 伸ひと＃ｌ撃仙を低士させる。 このような鉄化合物の晶出による悪影響を除くχ・■策
としては、今１１までのところ鉄化合物自体の存在槍を
低減させる意図の１゛に、溶解時に使用するアルミニウ
ム地金中の鉄分を制限する目的で、Ｆｅ　Ｏ，１５＄以
下の高い純俄の地金を使用することに依存し、我国の多
くのホイール　メーカーはＦｅＯ，１５％以下、通常０
．１３−０．１４１！　ｆＫ　ノア　／ｌ／　ミニラム
地金を採用の基準としている。 自動中特に乗用車の生産台数の増加とアルミニウム地金
の品騰、アルミニウム　スクラップの有効利用などの見
地から、前記のように高純度のアルミニウム地金に代え
て、工業用地金として広く生産されているＡＩ　９９．
．５〜９９．０程陰のアルミニウド地金を使用し、しか
も現在使用中のＦｅ　Ｏ，１Ｈ以下の高純度地金を使用
したホイールと同等またはそれ以にの機械的性質を有す
るホイールの開発か夛望されているが現在の新開発され
ていない。 本発明は、前記のホイール用アルミニウム鋳造合金にお
ける鉄化合物の針状粗大晶による悪影響を低減し得る新
しい合金を開発することを１１標とするものである。 従ッテ本Ｑ　ＩＪＩ　ノＩＪ　的ハ、ＡＩ　９Ｌ５−Ｈ
，７％　程１＆　（’）アルミニウド地金を使用して、
しかも自動車ホイル材として１分な強度を有する鋳造用
アルミニウム合金を提供することである。 本発明の別の目的は、アルミニウム地金などの配合材か
ら導入される鉄分の悪影響を抑制し得る添加合金元素の
種類とそれらの有効成分範囲と適切な熱処理条件を明確
にしたアルミニウム合金を提供することである。 本発明の発明者らはＡＩ　−７＄Ｓｉ　−０，３に８系
合金においてＡｌ　９９．５−Ｈ，７Ｘ程度の地金を使
用し、新たな合金元素を添加することにより鉄の針状粗
大品によるジノ欠き効果の悪影響を排除し得るであろう
との予見のちとに試験研究を打った。 試験研究のために作成する試料としては、Ａｌ−７＄Ｓ
ｉ　−０，３％Ｍｇニ代表サレルＡＣ−４０Ｈ合金の基
本的成分であるＳｌとＭｇは配合組成としては不変とし
、Ｆｅについては現行の０２％以下の条件を満足する０
、　１３％と規格の上限を超える０、３５篤と０５５駕
を配合し、さらに改良元素としてＭｎとＳ「の２種ｔｅ
ａ独あるいは組み合わせて添加することにより、機械的
性質を劣化させることなく自動車ホイール材として４１
容されるＦｅの上限を決定し、同時にＳｒとＭｎの添加
量の有効範囲を決定することとした。 試験の詳細については実施例とし後述するが、ＪＩ要を
述べると、試料として第２表の配合組成によって示され
ている１８種類の試料を溶解して、ＪＩＳＡ号の加熱鋳
型に鋳造し、所足の溶体化処理と時効処理を行なった後
、引張強さ、耐力　伸ひ、神１撃偵を測定して機械的性
資を判断し７た。 また各組成の鋳塊試料と溶体化後時効処理した衝撃試験
後の試片とについて光学顕微鏡による試料のミクロ組織
と引ｒ叛試験片の破断部の２クロ組織とをｔｉ５１室シ
た。これは機械的性質の変化とミクロ組織の変化とがＦ
ｅ、にｎ、Ｓｒの含有量の変化にどのように関連づけら
れるかを検耐するためである。 これわの機械的性策とミクロ組織を検ｊ＝Ｉ　Ｌ　？−
結’ＪＪｅｌこついては０．３５χまでは５ｒｉＪ二び
またはＭｎの添加によって良好な結果が得られるがＦｅ
が０．３５％を趙え０．５５＄までは引張強さ　耐力は
改良元素であるＭｎおよび又はＳ「の添加にかかわらす
減少することが判した。 また衝炒値や伸びについてもＦｅ　Ｏ，３５％を超える
とＭｎおよびまたはＳｒの添加に力The present invention relates to an Alkonyla T alloy for casting for automobile disc wheels, and more specifically for passenger Φ. The disk wheel (hereinafter referred to as +eel) is cast and age-hardened +! Al-7%Si used in
Regarding 0.3%++g alloy. Automatic heavy duty wheel it, 6'Al-7%3i-0,
A 3% M3 alloy was subjected to P/crushing solution treatment by continuous force casting and then age hardened at a temperature of about 150° C. to be used in the form 1b. FIG. 1 shows a representative example of the shape of an aluminum wheel. This AI −7% Si −0,
3% and G-based alloys have good castability at dpiψ(, I2 also has a beautiful finished surface after machining), and mechanical properties and (#I shock value Φ). It is used as a first-class water-based alloy waste eel material in many countries, and in Japan it is JISI (5202-
It is defined as AC-4CH in 1982. The convex structure of this alloy is formed by crystals of the primary solid solution α on the aluminum side, which forms a butrinx, as an iron compound or as an acicular crude product, together with the eutectic (α + Si). Due to the solution treatment carried out after casting, the silicon in the eutectic changes from a 4-shape to a granular shape and aggregates, or the iron compound remains as a large acicular phase with almost no change in shape. By aging treatment after solution treatment, aluminum udon group 41!
! The acicular bulk of the iron compound strengthens the aluminum base of the alloy and exerts a notch effect, particularly on the mechanical properties of the alloy as a whole. Shinhito #1 makes Gekisen a low-ranking samurai. As a measure to eliminate the negative effects caused by the crystallization of iron compounds, one of the measures that have been taken so far is to reduce the presence of iron compounds themselves by reducing the iron content in the aluminum metal used during melting. For the purpose of limiting FeO, many wheel manufacturers in our country rely on using high purity metals with less than 15% FeO, usually 0.
．． 13-0.141! fK Noah /l/ Miniram bullion is the standard for adoption. Due to the increase in the production of automobiles, especially passenger cars, the rising price of aluminum ingots, and the effective use of aluminum scrap, aluminum is widely produced as an industrial ingot instead of the high-purity aluminum ingot mentioned above. AI 99.
．． Is it possible to develop a wheel that uses an aluminum base metal with a density of about 5 to 99.0 and has mechanical properties equivalent to or better than wheels currently in use that use high-purity metals with FeO, 1H or less? Although it is highly desired, there are currently no new developments. The present invention aims to develop a new alloy that can reduce the adverse effects of coarse acicular crystals of iron compounds in the aluminum casting alloy for wheels. Follow this Q IJI No IJ Ha, AI 9L5-H
,7% about 1 &(') Using aluminum alloy,
Moreover, it is an object of the present invention to provide an aluminum alloy for casting having a strength equivalent to that of an automobile foil material. Another object of the present invention is to provide an aluminum alloy in which the types of additive alloying elements, their effective ingredient ranges, and appropriate heat treatment conditions are clarified to suppress the adverse effects of iron introduced from compound materials such as aluminum ingots. It is to be. The inventors of the present invention used a base metal of about Al 99.5-H, 7X in an 8-series alloy for AI-7$Si-0,3, and added new alloying elements to create an iron needle shape. The experimental research was conducted after predicting that it would be possible to eliminate the negative effects of the Gino-deficiency effect caused by bulky products. As a sample prepared for test research, Al-7$S
i -0.3% Mg2 The basic components of representative Salel AC-40H alloys, Sl and Mg, remain unchanged as a blend composition, and Fe satisfies the current condition of 0.2% or less.
, 13%, which exceeds the upper limit of the standard, is blended with 0, 35 and 055, and two types of improving elements, Mn and S, are added.
By adding a alone or in combination, it can be used as an automobile wheel material without deteriorating mechanical properties.
It was decided to determine the upper limit of the amount of Fe that can be contained, and at the same time determine the effective range of the amounts of Sr and Mn added. The details of the test will be described later as an example, but to summarize JI, 18 types of samples shown by the compounding composition in Table 2 were melted, cast in a JISA No. hot mold, and then After the feet were subjected to solution treatment and aging treatment, the mechanical properties were determined by measuring tensile strength, proof stress elongation, and strength. In addition, the microstructure of the ingot samples of each composition and the impact test specimens subjected to solution aging and aging treatment were examined using an optical microscope, and the two chromatographic structures of the fractured parts of the tensile strength test specimens were examined in a ti51 room. This is due to changes in mechanical properties and changes in microstructure.
This is to test how e, n, and Sr contents are related. Examine the mechanical properties and microstructure of this j=IL? −
If you run into problems, good results can be obtained by adding 5riJ or Mn up to 0.35χ, but Fe
It was found that up to 0.35% and 0.55$, the tensile strength and yield strength decreased regardless of the addition of the improving elements Mn and/or S. Also, the impact strength and elongation were also affected by FeO. , if it exceeds 35%, it becomes difficult to add Mn and/or Sr.

【かわらず靭性が低
下する事実が認められた。またにｎ中油の添加や。 にｎとＳｒを併合した添加よりもＳｒを０．０２％単独
に添加する力かむしろ有効なことか認められた。 このような結果からＳｒ　０．０２％を中油添加するこ
とにより不純物としてのＦｅは、従来ｌ限とされていた
Ｏ、１５％を超え０．３５％まで存在しても、合金中に
ストロンチ吻ム（Ｓ「）か０　、０２　＄　Ｌ’＝添加
されれば　鉄化合物による針状粗大結晶粒の生成に（１
なうｊＪＪ欠き効果による。′ｌ！！影響を排除して実
用１−支障のない１１動中ホイール川＃ｈ　ａ合金とし
て十分使用に酎えｖＩることか実証されたものである。 以下本発明による自動重ホイール用アルミニウ１、鋳造
合金についての試験研究の結果を実施例とし、て説明す
る。 実施例。 （１）試料のに？！定と溶製 針状粗大品として晶出する鉄化合物を形成するＦｅの含
有量に限か、その悪ｉｌｌを排除するための添加元素で
あるＭｎとＳｒを、中油に又は組み合わせて添加するこ
とによ１１どこまでＡｌ容されるかを判断するため、Ｆ
ｅの含有量を現行の０．１３％と、それよりも増加した
０、３４Ｊおよび０．５５％の３種とし、Ｍｎは０．３
％オヨヒ０．５Ｘ（７）　２種、５ｒｌｔ　０．０２％
　（７）　ｌ　Ｍ　トし試才］の配合組成を第２表に示
すように選定した。 第２表の配合組成になるように各試′に１を調製したか
配合材とその溶成ｎ、を次に示す。 ／ ／′ ／ ／ ／′ ／ ／ ｚ−□−−−−−−−□−−□ ・Ｊ２−″　Ｗｔ、′） あらかしめ金属チタンで微細化処理したＡＣ−４ＣＨ合
金（Ｓｒ　６．８％−Ｂｅ　Ｏ，Ｉ３Ｘ−Ｎｇ　Ｏ，３
８％−Ｔｉ　Ｏ，１３Ｘ残ＡＩ）　４．５Ｋｇを溶解し
１１８．７　％残５部ＡＩカラｒｊルＭｎ母合金、並び
に薄片状に圧延した鉄板を所定の看添加し、溶湯温度を
７４０℃に保持し溶けおちた所で、６塩化エタン（ＣＣ
Ｊｌｊｓ）で脱ガス処理を行ない、表面に浮いた酸化物
を充分除去した後、ストｔｆｆ７チウム（Ｓｒ）母合金
（Ｓｉ　１３．１２％　−Ｓｒ９．１５＄−Ｂｅ　１．
０５Ｘ残ＡＩ）を添加し７４０℃で３０分保）４後、予
め１５０℃に予熱した４号試験用金型に鋳込んだ、　Ｓ
ｒは塩化物の存在ドでは歩留りが悪くなるので、その点
充分注意した。イ１）られた試料の化学成分を第３表に
ノＪ＜干。 これらの試験片を別表に示を顧＠鏡組織ｒＰｉ察用試料
を採集したのち、９０本の引張り試験、３０本の＃Ｉ撃
試験材として、焼入れ、焼戻し処理とした。 （２）熱処理 以１−の試料を５３５°０９　ｈｒｓ、の溶体化処理後
、１５℃の水中に焼入れを打った。ただちに１５５℃５
　ｈｒｓ、の焼戻しによる時効処理を行い、引張り試験
並びに衝撃試験を行なった。また熱処理後のミクロ組織
は衝唆試験を終了した後の試験片を切断、研摩し、また
破面部についても光学顕微鏡と一部には電子顕微鏡によ
り観察した。 （３）試験力性 引張り試験はインストロン引張り試験機を使用した。試
験機の８發は２５　ｔｏｎで引張り速度は５ｍｍ／ｌｌ
１ｎとし、チャートの送り時間は５０ｍ５／ｗｉｎで荷
重−伸び線図を描き、このチャートから引張り強さ、耐
力、伸びをめた。 衝撃試験は非鉄金属用の試験機を使用して行った。また
＃整値は次式からめた。 Ｅ　＝　ＷＲ（ｃｏｓβ−ｃｏｓα） Ｅ：　破断に賞した工不ルキー Ｗ：　ハンマの重量 Ｒ：　ハンマの回転軸中心から重心までの距離 α：　ハンマのＩＪｆ上げ角１度 β：　試験片破断後のハンづの持ヒリ角度また初期断面
積（０，８０ｍ２）でＥを除した仙（Ｋｇ−／ｃ鳳２）
を楢撃イ伯とした。 （４）試験結果及び考察 （４）−１）引東試験兼びに＃Ｉ撃試験の結果引張試験
・＃ｉ　？試％１１後各合金試Ｈの引張強さ０．２ｚ酎
力・伸び及び＃Ｉ撃植を第４表に小した。才たこれらの
結啄５を第２−力５図に図示した。 ４　５　− 第４表中の各測定項目での数値はいづれも５回の実測値
の平均値であり、例として引張強さについて（ｉった谷
５回の測定結果を第５表に示した。 ５−”Ｋｆ／ｍｒｎ’ 第２−５図は第２表中の１８種の試ｔ４Ｎｏ、１−１８
中のＦｅ−平をそれぞれ０１１５％、０．３５％、０．
５５％をＸ軸に、各廁定萌をＹ軸にプロットしたグラフ
であって４図中にＯ９・、ム、ム１．１．などの６種の
記号で示したが、名瀬１）はそれぞれ配合成りｊ中Ｍｎ
とＳｒが回−テＦｅが、　０．１５１．　０．３５％、
オヨび０．５５＄　（７）３種の含有量を代表するよう
にした。 これらのグラフに示され傾向と第２表の配合成分、第３
表の分析値との関係の対比参照に便利なように各記号と
それらに代表される試料番号との関係を下記に示した。 Ω」Ｌ丈−ｑ−ｌλ　ｌ光　虹Σχ Ｌ−−去−−」ム ０　１　４　７ 拳　１０　１３　１８ Δ　２　５　８ ム　１１　１４　１？ ０　３　６　９ ■　１２　１５　＋ａ これらのグラフに基き機械的性質とＦｅ量、添加しにＭ
ｒ、、Ｓｒとの関係を考察した。以下引張強さ。 耐力　伸び　衝幣イめの順に検討する。 （ａ）引張強さ 第２図に示した引張強さはＱ、ｌ’Ｊ　Ｆｅ、　Ｑ、０
２％　Ｓｒ（試よ４Ｎｏ、　１０）のものか最高値の３
１．２０Ｋｇ／ａｍ２を、ガ、した。またこの試料では
強さの最大値と最小値の差は約２Ｋｇ／Ｉａｍ２　程度
である。Ｆｅ量で考えた場合０．３５嶌Ｆｅまでは変化
は少ないが、　０．３５＄　Ｆｅでは強さは減少してい
る。しかし０．ＯＭｎ、０．０２＄　ＳｒにＦ　ｅ−４
を変化させたちの試料（Ｎｏ、　１２．１５．１８）で
０．３５Ｘ　Ｆｅ　（Ｎｏ、　１５）は他と同程度の値
を示しているがＯ，１５＄　Ｆｅ、０．５５＄　Ｆｅで
は他と比へ低い値となっている。またＦｅ１ｉｔの増加
したものに関してはＫｎヌはＳｒを単独に添加した場合
の方がよ（、特にＳｒを単独に添加したものは低い値を
示している。 しかしＪＩＳ　（Ｈ５２０２）では、ＡＣ４Ｇ）Ｉ−７
８での引張強さは２５に８７１Ｉ１１２　以」−と規定
されているのでこの点に関してはいずれもＪ　Ｉ　Ｓ　
Ｍ、格を満足させる良好な値をツバしているものと認め
ることかできる。 （Ｈ，’）　、ｉｌ力 第３図に小した０２駕酎力は０．３５鬼Ｆｅ、　０．０
２％Ｓｒ　、　０．５＄　Ｍｎか（試ｔ４Ｎｏ、　１５
）　Ｒ高値を＋７＜　している。ＦｅＪＪで考えた場合
Ｓ「を添加しないものはＦｅｊ＋か増加しでも引張強さ
同様あまり変化していないか、Ｓｒ妃添加し１−もの（
Ｎｏ、１０．　＋３；　１１．１４；　１２゜１５）は
Ｆｅ：ＩＩｌ：ノ増加にともない　０．３５ＸＦｅテは
向１−し　０．５５Ｘ　Ｆｅ　（Ｎｏ、　１８．１７．
１８）では低トしている。以」―のことにより耐力につ
いては０３５％ＦｅではＦｅ、Ｓｒの複合添加か高い耐
力を得ることができるものと思われる。 （Ｃ）伸び 第４図にボした伸びはＯ，１５％　Ｆｅ、　Ｏ嶌Ｋｎ、
　０．０２Ｘ５ｒ（試ネ；ｌＮｏ、　１０　、、、記号
　Φ〕の合金試料が最高（ｌＩ′ｉであり１３．３：’
％を）】＼している。この試料はＦ　ｅ　４８が増加す
ると急ｆＩＩＩこ低下し、０．５５％　Ｆｅ　（試料Ｎ
ｏ、ｘｅ）では最低（４８，５７＄ｔ−示している。他
の試料ではＦｅ４Ｘが０．３５％までは変化は少ないが
０．５５Ｘ　Ｆｅになるととの試料も低ドしている。次
にＭｎｉで考えた場合０．１５％　Ｆｅテは０％　Ｍｎ
、　０．０２Ｘ　Ｓｒ　（試料Ｎｏ、　１０）が最も良
好であるがＭｎを添加したもの（記号Δ、ム、口、Ｉ）
及びＳｒを添加しないもの（記号Ｏ１△、口）は低い値
を示している。これは０．３５Ｘ　Ｆｅでも同じ＃を向
’ｔ’ｉルカ０．５５Ｘ　Ｆｅｔ’ｌｔ　Ｏ，３％　Ｍ
ｎ　。 ０．０２Ｘ　Ｓｒ添加し、たちの（記号　ム、試料Ｎｏ
、１７）が高い値を示し、こｃｒ）Ｆｅｆｌテは０．３
＄　Ｍｎ、　０．０２ＸＳｒ添加したものが良好である
。 （ｄ）＃ｉ撃整 値５図にに示し、た衝幣値はθ、Ｉ５＄　Ｆｅ、　０％
　Ｋｎ、０．０２χＳｒ（記号争、試料Ｎｏ、　１０）
が最高値を２バしていて、このＭｎ、　Ｓｒ量ではＦｅ
量が増加すると（記号−・、試料Ｎｏ、　１３．１６）
急激に低下している。またＭｎを添加した場合はＦ　ｅ
　ｊｄ４にかかわらず記号・で示される０％　Ｍｎ、　
０．０２＄　Ｓｒよりも低い値を示していてＫｎを添加
してもＦｅの改良効果は認められなかった。 （ｅ）考察 まずＦｅ量に対して、引張強さは点在するＦｅ針状晶が
晶出する０、３５＄　ＦｅまではＦｅ化合物による分散
強化或はＦｅの母相への固溶による固溶強化によりわず
かに向１−シているものと思われるが、針状晶が人さ／
発達して晶出する０、５５＄　Ｆｅになると切欠効果か
顕りとなって強さが低トすると考えられる。また伸びヤ
＃　＊　ｉＡはＦｅ量が増加するとＦｅ化合物による切
欠効果により大さく影響し、伸び拳衝整値を低ドさせて
いると思われる。 べ・にｌＩｎに対して伸びは０．５５＄　Ｆｅに０．３
！　Ｍｎ。 ０．０７．＄Ｓｒを添１＋ｔ＋　したものについてはわ
ずかに向］、シている。これはＭｎによりＦｅ化合物の
形状が変ったためと忠われる。 Ｓ「の添加は伸び・衝ｑＩ値に対して効果か大きく、特
にＦｅ及びＭｎ７ｉ）の少ないものについて最も効果が
あり良好であった。これはＳ「を添加することにより＋
（晶Ｓ１が微細化したためと占えられる。 （４）−２）組織観察 鋳造した合金試料と５３５℃で９時間溶体化処理後１５
℃の木へ水焼入れ、１５５℃で５時間の時効処理した合
金試料について光学顕微鏡を用いて組織観察した結果を
それぞれ、第図６−ＩＯ図及び第１１−１４図に２バす
。 まずＪ４造材でＳ「を添加しないものは第６−８図に示
すようにＦｅが０．１５ｇと低い場合でも共晶ｓ１が針
状で晶出しており不規則で大きさもまちまちでＦｅが０
．３５％　（第７図）、０．５５Ｘ　（Ｍ８図）では結
晶粒は小さくなるが共晶Ｓｉが針状に析出していること
がわかる。またＳｒを添加したものはＰｆＩＪ９−１０
図に示すようにＳｒによって共晶Ｓｉが微細となってい
ることがわかる。 次に熱処理した合金試料の組織でＳ「を添加しないもの
は第１Ｉ図に示すように鋳造組織と比へて共晶Ｓ１が細
かくなっておりｓｌの比較的大きなものでも先端が丸味
を帯びＩ−状態で晶出していることがわかる。またＳｒ
を添加したものは第１２．１３図に小すように共晶Ｓ１
の結晶粒の大きさはそれほど変化しないものの、より球
状化しておりＳｒを添加しないものよりも微細である０
次にＦｅ化合物について観察すると０．１５＄　Ｆｅで
は第１２図に示すようにわずかであるがＦｅの針状晶が
晶出していることがわがる。またＦｅｅが０．３５＄　
Ｆｅ　、　０．５５＄　Ｆｅと増加するにしたがってｗ
４１３図および第１４図に示すようにＦｅの側状晶もふ
え、大きく発達していることがわかる。 次にＭｎを添加したものであるが組織的には１ｌｌｎに
よるＦｅ化合物の形状の変化は認められなかった。 Ｓ「を添加することは組織を観察しただけでも機械的性
質に対して良好であることがわかる。またＦｅ１）はで
きるだけ少なくした方が良いと考えられる。 （４）　−３）各合金元素の成分範囲と限定理由本発明
合金を開発するに際しては、すでに頭初の部分で述べた
ように、ＪＩＳ　）１５２０２（１９８２）のＡＣ−４
０Ｈに規定される自動車ホイール用アルミニウム鋳造合
金の特性を改良し合金中のＦｅ含有量の上限を拡大する
ことにあったので、ＳｉとＬｇについては前記規格（７
）ｔ；ｌ：、！：Ｌ、Ｓｉは６．５−７．５Ｌ　Ｍｇは
０．２０−０．４０％　トＬ　ｆニー、Ｔ１を０．０１
−０．１５Ｘ　トしたのはマトリックス（α相）を微細
化して晶出する鉄化合物を微細化するためである。 本発明での改良元素としての効果の顕著なＳｒの上限を
０．０２％としたのは第１５図ノＡｌ−９ｉ−３ｒ３元
状態図から　この系のＡｌ側にはＥ　、　（ＡＩ−＋３
．ｌχ５１−０．０３２Ｓｒ）トＥ　７２　（ＡＩ−１
，ｌＸｓ＋−２，４％５ｒ）（７）　２　ツ（１）　３
元共品点があるがＥｌｌは最も微細化効果があることが
判った。従って、　Ｓｒの含有量は０．０３％を選ぶこ
とにした。 Ｆｅを０．３５％以］としたのは前述の試験結果からＳ
「の添加によりＦｅ　Ｏ，１３′＆では機械的性質が著
るしく改善され、Ｆｅ０．３５％テも現行のＡＣ−４Ｃ
Ｈ（７）特性と同等またはそれを上層る特性が得られる
がＦａが、０．３５％以１．では機械的性質が低下する
上に、ニグロ組織の点からも好ましくないことか認めら
れたからである。 本発明合金の効果と産業りの利用性 実施例としての試験結果から明らかなように、００２ｚ
程度の少量のＳｒの添加によって全般に機械的慴質が改
善され、その結果従来０．ＩＦＪ以下実際には、Ｆｅ　
Ｏ，１３％あるいは０１４ｚ程度を安水されている地金
についても、製品となる＄６　造品中のＦｅ量が０．３
５χ迄許容されるようになることから広く生産されてい
るＡＩ　Ｈ，５−Ｈ，７％の地金でも自動車ホｒ−ル材
として利用ＩＩ［能になる。 このよるｔこ地金の使用範囲の拡大、コスト低減　スク
ラップの利用変の増大に加（て　Ｆｅの含ｔｊ都か従来
と回１．：：＜０．２１）％以下の場合は機械的性り、
特に延性と靭性を著しく向）−することが可能であり、
自動１１ホイールとしての用途は勿論、鋳造性と強度な
らびに靭性を四氷される製品に）ムく適用しつるもので
ある。[It was observed that the toughness still decreased. Also, the addition of medium oil. It was found that adding 0.02% of Sr alone was more effective than adding a combination of n and Sr. From these results, by adding 0.02% Sr to the alloy, Fe as an impurity can be reduced to strontide in the alloy, even if it exceeds the conventional limit of O, and even if it exists up to 0.35%. If added, the formation of acicular coarse crystal grains by iron compounds (1
Due to the NowjJJ deficiency effect. 'l! ! It has been demonstrated that it can be used satisfactorily as a wheel river #ha alloy for practical use without any problems. Hereinafter, the results of test and research on aluminum alloy 1 for automatic heavy wheels according to the present invention, a cast alloy, will be explained as an example. Example. (1) What about the sample? ! Mn and Sr, which are additive elements, are added to medium oil or in combination to limit the content of Fe, which forms iron compounds that crystallize as coarse needle-like products when melting, or to eliminate the negative ill effects. 11 In order to determine how far the aluminum will be contained,
The content of e is the current 0.13%, and there are three types of increased content: 0, 34J and 0.55%, and the content of Mn is 0.3%.
% Oyohi 0.5X (7) 2 types, 5rlt 0.02%
(7) The formulation composition of 1M Toshisai was selected as shown in Table 2. The compounding materials prepared for each test and their melt n values are shown below so as to have the compounding composition shown in Table 2. / /' / / /' / / z−□−−−−−−−□−−□ ・J2−″ Wt,') AC-4CH alloy (Sr 6.8%) refined with roughening metal titanium -BeO,I3X-NgO,3
8%-TiO, 13X remaining AI) 4.5 kg was melted, 118.7% remaining 5 parts AI color rj Mn master alloy, and iron plate rolled into flakes were added at the specified temperature, and the temperature of the molten metal was raised to 740°C. When it melts, hexachloroethane (CC
After degassing with Jljs) to sufficiently remove the oxides floating on the surface, tff7 lithium (Sr) master alloy (Si 13.12%-Sr9.15$-Be 1.
After adding 05
In the presence of chloride, the yield of r deteriorates, so sufficient attention was paid to this point. B1) The chemical components of the samples obtained are shown in Table 3. These test pieces are shown in the attached table. After collecting samples for inspection of the mirror structure rPi, they were subjected to quenching and tempering treatments for 90 tensile tests and 30 #I impact tests. (2) After heat treatment, the sample 1- was solution treated for 535°09 hrs, and then quenched in water at 15°C. Immediately 155℃5
Aging treatment was performed by tempering the specimen, and a tensile test and an impact test were performed. The microstructure after heat treatment was determined by cutting and polishing the specimen after the impact test, and the fractured surface was also observed using an optical microscope and partly an electron microscope. (3) Test Strength An Instron tensile tester was used for the tensile test. The 8th test machine has a capacity of 25 tons and a tensile speed of 5 mm/ll.
1n, the chart feeding time was 50 m5/win, a load-elongation diagram was drawn, and the tensile strength, yield strength, and elongation were determined from this chart. The impact test was conducted using a testing machine for non-ferrous metals. In addition, the #integer value was calculated from the following formula. E = WR (cos β - cos α) E: Engineer's key for breaking W: Weight of the hammer R: Distance from the center of the rotation axis of the hammer to the center of gravity α: IJf raising angle of the hammer 1 degree β: After the specimen breaks The holding angle of the handle and the value of E divided by the initial cross-sectional area (0.80m2) (Kg-/c 2)
was designated as Naragekii Haku. (4) Test results and considerations (4)-1) Results of pull-to test and #I impact test Tensile test/#i? After test %11, the tensile strength 0.2z strength/elongation and #I impact of each alloy test H are shown in Table 4. These results are illustrated in Figure 2-5. 4 5 - The numerical values for each measurement item in Table 4 are the average values of the actual values measured five times. 5-"Kf/mrn' Figure 2-5 shows the 18 types of test t4No, 1-18 in Table 2.
The Fe-flat inside was 0.115%, 0.35%, and 0.01%, respectively.
It is a graph in which 55% is plotted on the X axis and each 廁dingmoe is plotted on the Y axis. were shown using 6 types of symbols such as 1).
and Sr is 0.151. 0.35%,
0.55$ (7) The contents of the three types were representative. The trends shown in these graphs, the ingredients in Table 2, and the ingredients in Table 3
The relationship between each symbol and its representative sample number is shown below for convenient comparison of the relationship with the analytical values in the table. Ω"L length-q-lλ l light rainbow Σχ L--leaving--"mu0 1 4 7 fist 10 13 18 Δ 2 5 8 mu 11 14 1? 0 3 6 9 ■ 12 15 +a Based on these graphs, mechanical properties, amount of Fe, and M
We considered the relationship between r, and Sr. Tensile strength below. Consider the order of yield strength, elongation, and impact strength. (a) Tensile strength The tensile strength shown in Figure 2 is Q, l'J Fe, Q, 0
2% Sr (try 4 No, 10) or the highest value 3
1.20Kg/am2 was generated. Further, in this sample, the difference between the maximum and minimum strength values is about 2 kg/Iam2. Considering the amount of Fe, there is little change up to 0.35$ Fe, but the strength decreases at 0.35$Fe. But 0. OMn, 0.02$ Sr to Fe-4
Among the samples (No. 12, 15, 18) in which the This is a relatively low value. Also, for those with increased Fe1it, Kn is better when Sr is added alone (particularly when Sr is added alone, the value is low. However, according to JIS (H5202), AC4G) I -7
The tensile strength of 871I112 is specified in 25 as 871I112 or higher.
M, it can be recognized that it has a good value that satisfies the rating. (H,'), 02 Kashu force, which is smaller than the il force in Figure 3, is 0.35 Oni Fe, 0.0
2%Sr, 0.5$ Mn (Test t4No, 15
) The R high value is +7<. When considering FeJJ, the tensile strength does not change much even though the Fej+ value increases for the one without adding S, or the one with Sr added (1-).
No, 10. 0.55X Fe (No, 18.17.
18) is low. Based on the above, it seems that high yield strength can be obtained with 035% Fe due to the combined addition of Fe and Sr. (C) Elongation The elongation shown in Figure 4 is O, 15% Fe, Oshima Kn,
The alloy sample of 0.02X5r (trial; lNo, 10, , symbol Φ) is the highest (lI'i and 13.3:'
%)]\. In this sample, when Fe48 increased, fIII suddenly decreased, and 0.55% Fe (Sample N
o, When considering Mni, it is 0.15%, and Fete is 0% Mn.
, 0.02X Sr (Sample No. 10) is the best, but with Mn added (symbols Δ, Mu, Kuchi, I)
and those without added Sr (symbol O1△, mouth) show low values. This is the same # for 0.35X Fe as well as 0.55X Fet'lt O, 3% M
n. 0.02X Sr was added, and the sample number was
, 17) shows a high value, and this cr) Feflte is 0.3
The one with $Mn and 0.02XSr added is good. (d) #i shock value shown in Figure 5, the shock value is θ, I5$ Fe, 0%
Kn, 0.02χSr (symbol dispute, sample No. 10)
is 2 bar higher than the highest value, and with this Mn and Sr content, Fe
When the amount increases (symbol -・, sample No., 13.16)
It is rapidly declining. Moreover, when Mn is added, Fe
0% Mn, indicated by the symbol ・ regardless of jd4,
The value was lower than that of 0.02$ Sr, and no improvement effect of Fe was observed even when Kn was added. (e) Consideration First, the tensile strength is determined by the amount of Fe. Up to 0.35$ Fe, the tensile strength is determined by dispersion strengthening by Fe compounds or by solid solution of Fe in the parent phase. It is thought that it is slightly shifted due to melt hardening, but the acicular crystals are
It is thought that when 0.55$ Fe develops and crystallizes, the notch effect becomes apparent and the strength decreases. In addition, as the amount of Fe increases, the elongation #*iA is greatly affected by the notch effect caused by the Fe compound, and it is thought that the elongation #*iA is lowered. The elongation is 0.55$ for In and 0.3 for Fe.
! Mn. 0.07. For those with $Sr added by 1+t+, there is a slight decrease]. This is believed to be because the shape of the Fe compound was changed by Mn. The addition of S'' had a large effect on the elongation and impact qI values, and it was particularly effective and good for those with low Fe and Mn7i).This is because the addition of S''
(This is believed to be due to the refinement of crystal S1. (4)-2) Structure observation Casted alloy sample and 15 minutes after solution treatment at 535°C for 9 hours
The results of microstructural observation using an optical microscope of alloy samples that were water-quenched at 155°C and aged for 5 hours at 155°C are shown in Figures 6-IO and 11-14, respectively. First, as shown in Figure 6-8, in the case of J4 lumber without the addition of S, even when the Fe content is as low as 0.15 g, the eutectic s1 is crystallized in the form of needles, which are irregular and vary in size. 0
．． At 35% (Figure 7) and 0.55X (Figure M8), the crystal grains become smaller, but it can be seen that eutectic Si is precipitated in the form of needles. Also, the one with Sr added is PfIJ9-10
As shown in the figure, it can be seen that the eutectic Si becomes fine due to Sr. Next, as shown in Figure 1I, in the structure of the heat-treated alloy sample without the addition of S, the eutectic S1 is finer than that of the cast structure, and even in the case of a relatively large sl, the tip is rounded. It can be seen that the Sr crystallizes in the − state.
As shown in Figure 12.13, the eutectic S1
The size of the crystal grains does not change much, but they are more spherical and finer than those without Sr.
Next, when observing the Fe compound, it was found that in the case of 0.15$ Fe, needle-like crystals of Fe were crystallized, albeit slightly, as shown in FIG. Also, the fee is $0.35
As Fe increases to 0.55$ Fe, w
As shown in Figures 413 and 14, it can be seen that the lateral crystals of Fe also increase and are greatly developed. Next, Mn was added, but structurally no change in the shape of the Fe compound was observed due to 1lln. It can be seen that the addition of S is good for mechanical properties just by observing the structure. Also, it is thought that it is better to reduce Fe1) as much as possible. (4) -3) For each alloying element Component Range and Reason for Limitation When developing the alloy of the present invention, as already mentioned at the beginning of the beginning, AC-4 of JIS) 15202 (1982) was used.
The purpose was to improve the properties of aluminum casting alloys for automobile wheels specified in 0H and expand the upper limit of Fe content in the alloy, so Si and Lg were subject to the above standards (7).
)t;l:,! : L, Si is 6.5-7.5L Mg is 0.20-0.40% To L f knee, T1 is 0.01
-0.15X was added in order to make the matrix (α phase) finer and the crystallized iron compound finer. The upper limit of Sr, which has a remarkable effect as an improvement element in the present invention, was set at 0.02% based on the Al-9i-3r ternary phase diagram in Figure 15.The Al side of this system contains E, (AI-+3
．． lχ51-0.032Sr) TOE72 (AI-1
, lXs+-2,4%5r) (7) 2 tsu (1) 3
Although there are some original products, it was found that Ell has the greatest miniaturization effect. Therefore, it was decided that the Sr content should be 0.03%. Based on the test results mentioned above, the Fe content was set to 0.35% or more.
The mechanical properties of FeO,13'& are significantly improved by the addition of
Properties equivalent to or superior to H(7) properties can be obtained, but if Fa is 0.35% or more, 1. This is because it was found that not only did the mechanical properties deteriorate, but it was also unfavorable from the point of view of the negro structure. Effects and industrial applicability of the alloy of the present invention As is clear from the test results as an example, 002z
By adding a small amount of Sr, the mechanical properties are generally improved, and as a result, the mechanical properties are improved compared to the conventional 0. IFJ and below are actually Fe
Even for bullion that has been diluted with O.13% or about 0.14z, the amount of Fe in the manufactured product is $6.
Since aluminum alloys up to 5x will be allowed, even the widely produced AI H, 5-H, 7% ingots will be able to be used as automobile hole materials. This will expand the scope of use of ingots, reduce costs, and increase the use of scrap. the law of nature,
In particular, it is possible to significantly improve ductility and toughness,
Not only can it be used as an automatic 11 wheel, but it can also be applied to products that have good castability, strength, and toughness.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１（ａ＞図は１］動東川デイスクホイルの＋Ｅ　ｒｆ
ｉｉ図、第１図（ｂ　’、＋は回しくディスクホイルの
断面側面図であるか、理解を容易にするためスポーク８
Ｒ′ｒ）を除外し１１つ翰ｈ”、は第１　（ａ）図とは
ぺなっている。第２図は各試料の引張強さとＦｅ（ｊの
関係を　第３図は回しく　ｏ、２＄＃力とＦｅｐｌの関
係を、第４　Ａ４は回じ〈伸ひとＦｅ量の関係を、第５
図は同じご絽整値とＦｅ量の関係を示すグラフである。 第６〜１０図は代表的な試料についての鋳造材のミクロ
組織を示す光学顕微鏡組織、第１１〜１４図は鋳造後溶
体イし処理と持効処理した試料の、ミクロ組織を示す光
学顕微鏡写真である。第１ＥＩにはＡｌ−９ｉ−９ｒ３
元系合金のＡ１側状態図である。 代理人　弁理士　後　藤　武　夫 代理人　弁理ト　藤　本　礒 第１図 （ａ） （ｂ） 第２図 し ＝ の 北 ゛ご Φ ト ０　０．１５　０．３５　０．５５ Ｆｅ（ｗｔ’１０） 引張強さとＦｅｆの関イ爪 第３図 ０　０．１５　０．３５　Ｑ５５ Ｆｅ（ｗｔ’ん） ０２°／、ｊｌｔ力とＦｅｔの閣係 第４図 Ｆｅ（ｗｔ’１０） 伸びとＦｅｔの関係 第５図 １”ｅ（ｗｔ°／、） 會ＶｔヒＦｅｔの関係 簿６１ ７１ ｇ８＠ １９園 ｌ　ｓｏ閣 篇Ｉｔ　＠ 　ｓ２９ １１３１１ ＠　１４　＠1st (a > 1 in the figure) +E rf of dynamic Higashikawa disc foil
Fig. ii, Fig. 1 (b', + is a cross-sectional side view of the disc wheel rotated, or spoke 8 for ease of understanding)
Figure 2 shows the relationship between the tensile strength of each sample and Fe(j). , 2$# The relationship between force and Fepl is shown in the 4th A4.
The figure is a graph showing the relationship between the same value and the amount of Fe. Figures 6 to 10 are optical micrographs showing the microstructures of cast materials for typical samples, and Figures 11 to 14 are optical microscope photographs showing the microstructures of samples subjected to post-casting solution treatment and long-lasting treatment. It is. Al-9i-9r3 for the 1st EI
FIG. 2 is a phase diagram on the A1 side of the base alloy. Agent Patent attorney Takeo Goto Agent Patent attorney Iso Fujimoto Figure 1 (a) (b) Figure 2 ) Relationship between tensile strength and Fe Figure 3 0 0.15 0.35 Q55 Fe (wt'n) 02°/, jlt Force and Fet relationship Figure 4 Fe (wt'10) Elongation and Fe Relationship Figure 5 1"e (wt°/,) Association Vt HiFet's relation book 61 71 g8 @ 19 garden l so cabinet edition It @ s29 11311 @ 14 @

Claims (1)

【特許請求の範囲】[Claims] （１）１ｍ基ＦＡ　テロ、５−７．５％ノＳＩト、０．
２０−０．４ｆＢノ）１％ト、　０．０１−０．１５１
　ノＴｉト、０．３５％以トノＦｅと、０．００５−０
．０３＄のＳｒと残部がＡ１と不可避的不純物とからな
り、鋳造性が良好で、溶体化処理後、時効処理された状
態でＳｒの添加によってαとＳｌとからなる共晶中の５
１が微細化し粒状化すると共にνＪ欠効果により基質の
強度を低下させるＦｅの２１状品の晶出が抑制された金
属組織になっていることを特徴とするアルミニウム基鋳
造合金。 （２、特許請求の範囲ｗ４１項記載の合金において、鋳
造性が良好で溶体化処理後時効硬化された状態で引張り
強さ、耐力、伸び、衝撃値が良好で特に自動車のディス
クホイールの鋳造と使用に適したＡｌ−５１−Ｍｇ基！
４造合金。(1) 1m group FA terror, 5-7.5% SI, 0.
20-0.4fB)1%, 0.01-0.151
Ti, 0.35% or more Fe, 0.005-0
．． It consists of 03$ of Sr and the balance is A1 and unavoidable impurities, has good castability, and after solution treatment and aging treatment, by adding Sr, 5 in the eutectic consisting of α and Sl
1. An aluminum-based cast alloy characterized by having a metal structure in which Fe 21 is refined and granulated, and crystallization of Fe 21-like products, which reduce the strength of the matrix due to the νJ deficiency effect, is suppressed. (2. The alloy described in claim w41 has good castability and good tensile strength, yield strength, elongation, and impact value in the age-hardened state after solution treatment, and is particularly suitable for casting automobile disc wheels. Al-51-Mg group suitable for use!
4 alloy.