JP2004052043A - 微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、溶体化処理後においても微細な結晶組織を有する機械的性質が優れたＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法を提供する。
【解決手段】Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる工程と、前記熱処理後の合金に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す工程と、前記合金に溶体化処理を施す工程とを含むことを特徴とする。
【選択図】 なし
【解決手段】Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる工程と、前記熱処理後の合金に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す工程と、前記合金に溶体化処理を施す工程とを含むことを特徴とする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系のようなＡｌ−Ｓｉ系の鋳鍛造合金では、その用途によって様々な形状および機械的特性が要求され、その要求に応じて合金設計を行なって適切な熱処理を施し製品部材にしている。例えば、エアコン用スクロール部材の製造工程では鋳造後に約５００℃での溶体化処理および１２０〜２００℃での時効処理を施している。Ａｉ−Ｓｉ系合金に限らず、一般に金属材料の機械的性質は結晶粒径が小さいほど優る。しかしながら、溶体化処理等の高温での熱処理工程を施すと、もともと数μｍ、あるいはそれ以下であった結晶粒径がおよそ数１００μｍ程度まで粗大化し、場合によっては数ｍｍを超える大きさに粗大化するため、機械的性質が低下するという問題があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、溶体化処理後においても微細な結晶組織を有し、機械的性質が優れたＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる工程と、
前記熱処理後の合金に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す工程と、
前記合金に溶体化処理を施す工程と
を含むことを特徴とするものである。
【０００５】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記Ａｌ−Ｓｉ系合金はさらにジルコニウムを含有することを許容する。
【０００６】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に鍛造処理を施すことを許容する。
【０００７】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に圧延処理を施すことを許容する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【０００９】
（第１工程）
Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金（例えばインゴット、鋳造材）に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる。
【００１０】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、Ｃｕ０．５〜４重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１１】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、
Ｍｇ０．４〜１．５重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１２】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、Ｃｕ０．５〜４重量％、Ｍｇ０．４〜１．５重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１３】
前記Ａｌ−Ｓｉ系合金は、ジルコニウム（Ｚｒ）をさらに含有することを許容する。Ｚｒは、Ａｌ−Ｓｉ系の合金中に０．２重量％以下含有することが好ましい。Ｚｒの含有量が０．２重量％を超えると、成形性の障害になる虞がある。
【００１４】
前記熱処理において、棒状の晶出Ｓｉが５０％を超えると、加工性に乏しくなり、この後の強加工工程で微細な結晶粒径を有する強加工材を得ることが困難になる。この熱処理において、晶出Ｓｉの少なくとも８０％を棒状から球状に変化させることがより好ましい。このような熱処理の具体的な条件は、４８０〜５２０℃、２時間以上である。
【００１５】
なお、Ｚｒをさらに含有するＡｌ−Ｓｉ系の合金の場合、前記熱処理は４８０〜５２０℃で２時間以上の第１段熱処理、およびこれより低温の２５０〜４００℃で５時間以上の第２段熱処理を採用することが好ましい。
【００１６】
（第２工程）
前記熱処理後のＡｌ−Ｓｉ系合金のインゴット、鋳造材に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す。
【００１７】
前記強加工処理としては、例えば制御破砕成形（ＢＭＡ；Ｂｕｌｋ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ａｌｌｏｙｉｎｇ）法、繰返し折り重ね圧延（ＡＲＢ；Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ Ｒｏｌｌ Ｂｏｎｄｉｎｇ）法、等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ；Ｅｑｕａｌ Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）法、および異周速圧延法等を採用することができる。
【００１８】
前記強加工処理時の温度を２００℃未満にすると、その処理時にＡｌ−Ｓｉ系合金のインゴット、鋳造材に割れが発生する。一方、前記強加工処理時の温度が３５０℃を超えると、強加工後のインゴット、鋳造材のＡｌ結晶粒径を微細化することが困難になる。
【００１９】
（第３工程）
前記強加工後の合金（インゴット、鋳造材）に溶体化処理を施す。
【００２０】
前記溶体化処理は、一般に４８０〜５５０℃の範囲で行なわれる。ただし、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に鍛造処理または圧延処理を施すことを許容する。この溶体化処理後に時効処理を施すことを許容する。また、鍛造処理または圧延処理の前に強加工材を焼きなまし処理を施すことも許容する。この焼きなまし処理により鍛造処理または圧延処理の成形性がさらに向上する。
【００２１】
以上説明したように、本発明によればＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させることによって、後段の強加工を容易にすることができる。この熱処理後のＡｌ−Ｓｉ系合金を２００〜３５０℃の温度下で強加工処理（例えば等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法による強加工処理）を施すことによって、結晶粒径が例えば数μｍと微細な組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。
【００２２】
このような熱処理と強加工を施すことにより得られたＡｌ−Ｓｉ合金素材は、焼きなまし処理のような溶体化処理工程においても結晶粒径が粗大化されず、微細結晶粒組織を維持し優れた機械的性質を発揮することができる。その結果、冷間及び熱間を問わず優れた成形性を有し、Ａｌ−Ｓｉ合金の用途を拡大できる。
【００２３】
発明者らは、前記熱処理と強加工を施すことにより得られたＡｌ−Ｓｉ合金素材を鍛造により目的の形状にし、その後に溶体化処理および時効処理を施しても微細な結晶粒組織を得ることができた。
【００２４】
また、Ａｌ−Ｓｉ系合金にＺｒを適量配合させ、適切な熱処理と強加工を施すことによって、溶体化処理工程においても結晶粒径が粗大化せず、無配合のものに比べてさらに微細な結晶粒組織を有し、機械的性質に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金素材を製造することができる。特に、前記熱処理として４８０〜５２０℃で２時間以上の第１段熱処理、２５０〜４００℃で５時間以上の第２段熱処理を採用することによって、より一層微細な結晶粒組織を有し、機械的性質に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金素材を製造することができる。
【００２５】
【実施例】
以下、好ましい実施例を詳細に説明する。
【００２６】
（実施例１）
Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｂ相当）からなる鋳造材に５０５℃で４時間熱処理を施した後に空冷した。鋳造材の組織をＳＥＭで観察したところ、ほぼ全量の晶出Ｓｉが棒状形状から球状形状に変化していることが確認された。つづいて、熱処理後の鋳造材を２００℃で等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法により強加工処理を１パス行なってＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。このＥＣＡＰ法は、熱処理後の鋳造材を９０°に折り曲がった（または屈曲した）孔（流路）を持つ金型に装填し、押出すことによってその鋳造材を２００℃の温度下で強加工する方法により行なった。
【００２７】
（実施例２〜４）
実施例１と同様な熱処理を施した鋳造材を下記表１に示す温度下でＥＣＡＰ法により強加工処理を行なって３種のＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。
【００２８】
（比較例１〜３）
実施例１と同様な熱処理を施した鋳造材を下記表１に示す温度下でＥＣＡＰ法により強加工処理を行なって３種のＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。ただし、比較例１では強加工時に鋳造材に割れが発生したため、この後の評価に供することができなかった。
【００２９】
得られた実施例１〜４および比較例２，３の合金素材（強加工材）の結晶粒径をＳＥＭにより測定した。その結果を下記表１に示す。
【００３０】
また、実施例１〜４および比較例２，３の合金素材（強加工材）を下記表１に示す条件下で溶体化処理および時効処理を施した後の結晶粒径、機械的性質（切欠疲労強度、伸び）を測定した。なお、切欠疲労強度は小野式回転曲げ疲労試験（形状係数；３．２）により求めた。その結果を下記表１に示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
前記表１から明らかなようにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇからなる鋳造材に所定の熱処理を施した後のＥＣＡＰ法による強加工を２００〜３５０℃の温度範囲で行なうことにより得られた実施例１〜４のＡｌ−Ｓｉ合金素材は、前記強加工を３５０℃を超える温度で行なうことにより得られた比較例２，３のＡｌ−Ｓｉ合金素材に比べて結晶粒径が微細で、さらに後熱処理後の結晶粒径も微細で、かつ回転曲げ切欠疲労強度、伸びのような機械的性質が優れていることがわかる。
【００３３】
（実施例５）
Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｂ相当）にジルコニウム（Ｚｒ）を０．２重量％配合した鋳造材に５０５℃で４時間の第１段熱処理を施した後に空冷し、さらに２００℃で８時間の第２段熱処理を施した後空冷した。鋳造材の組織をＳＥＭで観察したところ、ほぼ全量の晶出Ｓｉが棒状形状から球状形状に変化していることが確認された。つづいて、熱処理後の鋳造材を３００℃で等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法により強加工処理を１パス行なってＡｌ−Ｓｉ系合金材料（合金素材）を製造した。このＥＣＡＰ法は、熱処理後の鋳造材を金型の９０°に折り曲げられた流通路内に装填し、その鋳造材を３００℃の温度下で剪断プレスする方法により行なった。
【００３４】
（実施例６〜１１）
実施例５と同様な鋳造材を下記表２に示す温度、時間で第１段熱処理を施した後空冷し、さらに下記表２に示す温度、時間で第２段熱処理を施した後空冷した以外、実施例５と同様な方法により７種のＡｌ−Ｓｉ系合金材料（合金素材）を製造した。
【００３５】
得られた実施例５〜１２の合金素材（強加工材）の結晶粒径をＳＥＭにより測定した。その結果を下記表２に示す。
【００３６】
また、実施例５〜１２の合金素材（強加工材）を下記表２に示す条件下で溶体化処理および時効処理を施した後の結晶粒径、機械的性質（引張強度、伸び）を測定した。なお、引張試験は平行部形状長さ１０ｍｍ、幅４ｍｍ、厚さ２ｍｍの板状試験片を用いて行なった。その結果を下記表２に示す。
【００３７】
【表２】
【００３８】
前記表２から明らかなようにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇの合金にＺｒを配合した組成の鋳造材に所定の２段熱処理を施した後のＥＣＡＰ法による強加工を３００℃の温度範囲で行なうことにより得られた実施例５〜１１のＡｌ−Ｓｉ系合金素材は、Ｚｒ無配合で、前記強加工を３００℃の温度で行なうことにより得られた前記表１の実施例２のＡｌ−Ｓｉ合金素材に比べて後熱処理後の結晶粒径をより一層微細化できることがわかる。
【００３９】
特に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇの合金にＺｒを配合した組成の鋳造材の２段熱処理において第１段熱処理を４８０〜５２０℃で２時間以上、第２段熱処理を２５０〜４００℃で５時間以上行なうことにより得られた実施例６，７，９，１０，１１のＡｌ−Ｓｉ系合金素材は、後熱処理後の結晶粒径が８μｍ以下とより微細で、かつ引張強度のような機械的性質がより一層優れていることがわかる。
【００４０】
なお、前記実施例では主たる元素がＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの合金を用いた例について説明したが、ＡＣｌＡ、ＡＣ２ＡのようなＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金を用いても同様な効果を発現することができる。
【００４１】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、溶体化処理後においても微細な結晶組織を有する機械的性質が優れ、Ａｌ−Ｓｉ系合金の代表的な用途であるエアコン用スクロール材の製造等に有用なＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法を提供できる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系のようなＡｌ−Ｓｉ系の鋳鍛造合金では、その用途によって様々な形状および機械的特性が要求され、その要求に応じて合金設計を行なって適切な熱処理を施し製品部材にしている。例えば、エアコン用スクロール部材の製造工程では鋳造後に約５００℃での溶体化処理および１２０〜２００℃での時効処理を施している。Ａｉ−Ｓｉ系合金に限らず、一般に金属材料の機械的性質は結晶粒径が小さいほど優る。しかしながら、溶体化処理等の高温での熱処理工程を施すと、もともと数μｍ、あるいはそれ以下であった結晶粒径がおよそ数１００μｍ程度まで粗大化し、場合によっては数ｍｍを超える大きさに粗大化するため、機械的性質が低下するという問題があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、溶体化処理後においても微細な結晶組織を有し、機械的性質が優れたＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる工程と、
前記熱処理後の合金に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す工程と、
前記合金に溶体化処理を施す工程と
を含むことを特徴とするものである。
【０００５】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記Ａｌ−Ｓｉ系合金はさらにジルコニウムを含有することを許容する。
【０００６】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に鍛造処理を施すことを許容する。
【０００７】
本発明に係る微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法において、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に圧延処理を施すことを許容する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【０００９】
（第１工程）
Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金（例えばインゴット、鋳造材）に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる。
【００１０】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、Ｃｕ０．５〜４重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１１】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、
Ｍｇ０．４〜１．５重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１２】
前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金としては、例えばＳｉ４〜１３．５重量％、Ｃｕ０．５〜４重量％、Ｍｇ０．４〜１．５重量％、残部Ａｌからなる組成のものを挙げることができる。
【００１３】
前記Ａｌ−Ｓｉ系合金は、ジルコニウム（Ｚｒ）をさらに含有することを許容する。Ｚｒは、Ａｌ−Ｓｉ系の合金中に０．２重量％以下含有することが好ましい。Ｚｒの含有量が０．２重量％を超えると、成形性の障害になる虞がある。
【００１４】
前記熱処理において、棒状の晶出Ｓｉが５０％を超えると、加工性に乏しくなり、この後の強加工工程で微細な結晶粒径を有する強加工材を得ることが困難になる。この熱処理において、晶出Ｓｉの少なくとも８０％を棒状から球状に変化させることがより好ましい。このような熱処理の具体的な条件は、４８０〜５２０℃、２時間以上である。
【００１５】
なお、Ｚｒをさらに含有するＡｌ−Ｓｉ系の合金の場合、前記熱処理は４８０〜５２０℃で２時間以上の第１段熱処理、およびこれより低温の２５０〜４００℃で５時間以上の第２段熱処理を採用することが好ましい。
【００１６】
（第２工程）
前記熱処理後のＡｌ−Ｓｉ系合金のインゴット、鋳造材に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す。
【００１７】
前記強加工処理としては、例えば制御破砕成形（ＢＭＡ；Ｂｕｌｋ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ａｌｌｏｙｉｎｇ）法、繰返し折り重ね圧延（ＡＲＢ；Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ Ｒｏｌｌ Ｂｏｎｄｉｎｇ）法、等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ；Ｅｑｕａｌ Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）法、および異周速圧延法等を採用することができる。
【００１８】
前記強加工処理時の温度を２００℃未満にすると、その処理時にＡｌ−Ｓｉ系合金のインゴット、鋳造材に割れが発生する。一方、前記強加工処理時の温度が３５０℃を超えると、強加工後のインゴット、鋳造材のＡｌ結晶粒径を微細化することが困難になる。
【００１９】
（第３工程）
前記強加工後の合金（インゴット、鋳造材）に溶体化処理を施す。
【００２０】
前記溶体化処理は、一般に４８０〜５５０℃の範囲で行なわれる。ただし、前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に鍛造処理または圧延処理を施すことを許容する。この溶体化処理後に時効処理を施すことを許容する。また、鍛造処理または圧延処理の前に強加工材を焼きなまし処理を施すことも許容する。この焼きなまし処理により鍛造処理または圧延処理の成形性がさらに向上する。
【００２１】
以上説明したように、本発明によればＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金に熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させることによって、後段の強加工を容易にすることができる。この熱処理後のＡｌ−Ｓｉ系合金を２００〜３５０℃の温度下で強加工処理（例えば等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法による強加工処理）を施すことによって、結晶粒径が例えば数μｍと微細な組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。
【００２２】
このような熱処理と強加工を施すことにより得られたＡｌ−Ｓｉ合金素材は、焼きなまし処理のような溶体化処理工程においても結晶粒径が粗大化されず、微細結晶粒組織を維持し優れた機械的性質を発揮することができる。その結果、冷間及び熱間を問わず優れた成形性を有し、Ａｌ−Ｓｉ合金の用途を拡大できる。
【００２３】
発明者らは、前記熱処理と強加工を施すことにより得られたＡｌ−Ｓｉ合金素材を鍛造により目的の形状にし、その後に溶体化処理および時効処理を施しても微細な結晶粒組織を得ることができた。
【００２４】
また、Ａｌ−Ｓｉ系合金にＺｒを適量配合させ、適切な熱処理と強加工を施すことによって、溶体化処理工程においても結晶粒径が粗大化せず、無配合のものに比べてさらに微細な結晶粒組織を有し、機械的性質に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金素材を製造することができる。特に、前記熱処理として４８０〜５２０℃で２時間以上の第１段熱処理、２５０〜４００℃で５時間以上の第２段熱処理を採用することによって、より一層微細な結晶粒組織を有し、機械的性質に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金素材を製造することができる。
【００２５】
【実施例】
以下、好ましい実施例を詳細に説明する。
【００２６】
（実施例１）
Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｂ相当）からなる鋳造材に５０５℃で４時間熱処理を施した後に空冷した。鋳造材の組織をＳＥＭで観察したところ、ほぼ全量の晶出Ｓｉが棒状形状から球状形状に変化していることが確認された。つづいて、熱処理後の鋳造材を２００℃で等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法により強加工処理を１パス行なってＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。このＥＣＡＰ法は、熱処理後の鋳造材を９０°に折り曲がった（または屈曲した）孔（流路）を持つ金型に装填し、押出すことによってその鋳造材を２００℃の温度下で強加工する方法により行なった。
【００２７】
（実施例２〜４）
実施例１と同様な熱処理を施した鋳造材を下記表１に示す温度下でＥＣＡＰ法により強加工処理を行なって３種のＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。
【００２８】
（比較例１〜３）
実施例１と同様な熱処理を施した鋳造材を下記表１に示す温度下でＥＣＡＰ法により強加工処理を行なって３種のＡｌ−Ｓｉ合金材料（合金素材）を製造した。ただし、比較例１では強加工時に鋳造材に割れが発生したため、この後の評価に供することができなかった。
【００２９】
得られた実施例１〜４および比較例２，３の合金素材（強加工材）の結晶粒径をＳＥＭにより測定した。その結果を下記表１に示す。
【００３０】
また、実施例１〜４および比較例２，３の合金素材（強加工材）を下記表１に示す条件下で溶体化処理および時効処理を施した後の結晶粒径、機械的性質（切欠疲労強度、伸び）を測定した。なお、切欠疲労強度は小野式回転曲げ疲労試験（形状係数；３．２）により求めた。その結果を下記表１に示す。
【００３１】
【表１】
前記表１から明らかなようにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇからなる鋳造材に所定の熱処理を施した後のＥＣＡＰ法による強加工を２００〜３５０℃の温度範囲で行なうことにより得られた実施例１〜４のＡｌ−Ｓｉ合金素材は、前記強加工を３５０℃を超える温度で行なうことにより得られた比較例２，３のＡｌ−Ｓｉ合金素材に比べて結晶粒径が微細で、さらに後熱処理後の結晶粒径も微細で、かつ回転曲げ切欠疲労強度、伸びのような機械的性質が優れていることがわかる。
【００３３】
（実施例５）
Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｂ相当）にジルコニウム（Ｚｒ）を０．２重量％配合した鋳造材に５０５℃で４時間の第１段熱処理を施した後に空冷し、さらに２００℃で８時間の第２段熱処理を施した後空冷した。鋳造材の組織をＳＥＭで観察したところ、ほぼ全量の晶出Ｓｉが棒状形状から球状形状に変化していることが確認された。つづいて、熱処理後の鋳造材を３００℃で等断面剪断プレス（ＥＣＡＰ）法により強加工処理を１パス行なってＡｌ−Ｓｉ系合金材料（合金素材）を製造した。このＥＣＡＰ法は、熱処理後の鋳造材を金型の９０°に折り曲げられた流通路内に装填し、その鋳造材を３００℃の温度下で剪断プレスする方法により行なった。
【００３４】
（実施例６〜１１）
実施例５と同様な鋳造材を下記表２に示す温度、時間で第１段熱処理を施した後空冷し、さらに下記表２に示す温度、時間で第２段熱処理を施した後空冷した以外、実施例５と同様な方法により７種のＡｌ−Ｓｉ系合金材料（合金素材）を製造した。
【００３５】
得られた実施例５〜１２の合金素材（強加工材）の結晶粒径をＳＥＭにより測定した。その結果を下記表２に示す。
【００３６】
また、実施例５〜１２の合金素材（強加工材）を下記表２に示す条件下で溶体化処理および時効処理を施した後の結晶粒径、機械的性質（引張強度、伸び）を測定した。なお、引張試験は平行部形状長さ１０ｍｍ、幅４ｍｍ、厚さ２ｍｍの板状試験片を用いて行なった。その結果を下記表２に示す。
【００３７】
【表２】
前記表２から明らかなようにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇの合金にＺｒを配合した組成の鋳造材に所定の２段熱処理を施した後のＥＣＡＰ法による強加工を３００℃の温度範囲で行なうことにより得られた実施例５〜１１のＡｌ−Ｓｉ系合金素材は、Ｚｒ無配合で、前記強加工を３００℃の温度で行なうことにより得られた前記表１の実施例２のＡｌ−Ｓｉ合金素材に比べて後熱処理後の結晶粒径をより一層微細化できることがわかる。
【００３９】
特に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇの合金にＺｒを配合した組成の鋳造材の２段熱処理において第１段熱処理を４８０〜５２０℃で２時間以上、第２段熱処理を２５０〜４００℃で５時間以上行なうことにより得られた実施例６，７，９，１０，１１のＡｌ−Ｓｉ系合金素材は、後熱処理後の結晶粒径が８μｍ以下とより微細で、かつ引張強度のような機械的性質がより一層優れていることがわかる。
【００４０】
なお、前記実施例では主たる元素がＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの合金を用いた例について説明したが、ＡＣｌＡ、ＡＣ２ＡのようなＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金を用いても同様な効果を発現することができる。
【００４１】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金またはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金のようなＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、溶体化処理後においても微細な結晶組織を有する機械的性質が優れ、Ａｌ−Ｓｉ系合金の代表的な用途であるエアコン用スクロール材の製造等に有用なＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法を提供できる。
Claims (4)
- Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金から選ばれるＡｌ−Ｓｉ系合金を熱処理を施して晶出Ｓｉの少なくとも５０％を棒状から球状に変化させる工程と、
前記熱処理後の合金に大きな歪を付与する強加工処理を２００〜３５０℃の温度で施す工程と、
前記合金に溶体化処理を施す工程と
を含むことを特徴とする微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。 - 前記Ａｌ−Ｓｉ系合金は、さらにジルコニウムを含有することを特徴とする請求項１記載の微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。
- 前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に鍛造処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載の微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。
- 前記強加工処理後、前記溶体化処理前に前記合金に圧延処理を施すことを特徴とする請求項１ないし３いずれか記載の微細組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。
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| JP2011137233A (ja) * | 2011-01-07 | 2011-07-14 | Showa Denko Kk | アルミニウム合金棒の製造方法 |
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-
2002
- 2002-07-19 JP JP2002211422A patent/JP2004052043A/ja active Pending
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