JP2009185388A

JP2009185388A - 外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品

Info

Publication number: JP2009185388A
Application number: JP2009104815A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Furuya; 忠古谷; Haruyumi Kosuge; 張弓小菅; Hidenobu Kawai; 秀信河合; Shigeru Okaniwa; 茂岡庭; Takashi Ishiyama; 喬石山
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 1999-06-16
Filing date: 2009-04-23
Publication date: 2009-08-20
Anticipated expiration: 2020-04-03
Also published as: JP5088703B2

Abstract

【課題】偏った光反射の原因となる結晶粒の粗大成長を抑制し、見栄えの良い表面性状をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品を得る。
【解決手段】Ｓｉ：０．３〜１．３％，Ｍｇ：０．４〜１．３％，Ｃｕ：０．１〜０．５％，Ｆｅ：０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．０４〜０．４％を含み、必要に応じ、Ｍｎ：０．０５〜０．８％，Ｚｒ：０．０５〜０．４％，Ｖ：０．０３〜０．４％，Ｓｎ：０．０１〜０．４％，Ｔｉ：０．００１〜０．０３％，Ｂ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上を含むアルミニウム合金の押出材を５２０〜５８０℃で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／分以上で焼入れし、その後に冷間鍛造した冷間鍛造品であって、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２時間保持し、時効処理することにより、その表面に露出する結晶粒の最大粒径が１．５ｍｍ以下としたもの。
【選択図】なし

Description

本発明は、優れた外観をもつＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金冷間鍛造品に関する。

冷間鍛造用押出素材は、図１のヒートパターンで示すように焼鈍工程を経て冷間鍛造されている。焼鈍により軟質化され硬さが安定化した押出材は、安定条件下で冷間鍛造される。次いで、冷間鍛造品を溶体化処理することにより溶質をマトリックスに固溶させて、水焼入れ等で急冷する（例えば特許文献１の従来技術）。溶質が固溶している冷間鍛造品を時効処理すると、Ｍｇ₂Ｓｉ，ＣｕＡｌ₂，過剰Ｓｉ等が析出したＧＰゾーンや中間相が生成し、時効硬化によって必要強度が付与される。溶体化処理後の急冷により、冷間鍛造品に歪みが発生し易く、また冷間鍛造品相互の衝突・接触により表面疵が発生し、黒皮がつくこともある。そこで、通常、黒皮，歪及び表面疵を仕上げ切削で除去するため、仕上げ切削時の切削量を予め取り込んだサイズに冷間鍛造品を設定し、時効処理後の仕上げ切削で冷間鍛造品の歪みや表面疵を除去している。

仕上げ切削された冷間鍛造品は、光を偏って反射させる表面を呈することがあり、製品の見栄えを悪くする。外観不良について本発明者等が調査したところ、偏った光反射面となる部分では粗大な再結晶粒が冷間鍛造品表面に露出していることを見出した。この調査結果から、粗大な再結晶粒が露出している表面部分では、粗大な再結晶粒ごとに光の反射方向が異なり、偏った光反射の原因になっているものと推察される。

本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、冷間鍛造品の再結晶粒を微細化することにより、偏った光反射面の発生を抑え、良好な外観をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品を提供することを目的とする。
本発明の外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品は、その目的を達成するため、Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質量％，Ｃｕ：０．１〜０．５質量％，Ｆｅ：０．１〜０．５質量％，Ｃｒ：０．０４〜０．４質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成をもつ冷間鍛造品であって、その表面に露出した結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下であることを特徴とする。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、更にＭｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％の１種又は２種以上を含むことができる。

このようなアルミニウム合金冷間鍛造品は、所定組成に調整したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を５２０〜５８０℃で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２時間保持し、時効処理することにより製造される。或いは、所定組成に調整したビレットを４５０〜５６０℃に加熱して押出加工し、押出直後に冷却速度２００℃／分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２時間保持し、時効処理することにより製造される。
焼入れと冷間鍛造との間で、８０〜１５０℃にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を５〜６００秒保持しても良い。

本発明の冷間鍛造品は、結晶粒を０．５ｍｍ以下に規制することにより、結晶方位の相違に起因する偏った光反射がなくなるので、見栄えの良い表面状態を呈する。微細な結晶粒は、溶体化処理後に冷間鍛造し、該冷間鍛造品を時効処理することにより、冷間鍛造加工後の鍛造品が再結晶温度以上にならないようにして、再結晶を抑制することにより得られる。また、溶体化処理と冷間鍛造との間に保持処理工程を導入し、溶体化処理された冷間鍛造用押出素材の自然時効を抑制するとき、溶質の過飽和固溶状態を維持したまま押出素材が冷間鍛造され、後続する人工時効によって強度向上に有効なＭｇ₂Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ₂等の金属間化合物を適正な析出量で析出させることができ、機械的強度が高く仕上げ切削が不要な冷間鍛造品が得られる。しかも、冷間鍛造後に溶体化処理を施さないため、冷間鍛造による加工硬化も強度向上に有効利用される。このようにして製造された冷間鍛造品は、ショックアブソーバのシリンダ等の機械構造部品として使用される。

仕上げ切削を行う従来の製造ラインに従ったヒートパターン冷間鍛造に先立って溶体化処理するヒートパターン溶体化処理から冷間鍛造の間で押出素材を保持処理することにより、自然時効の進行を抑制したヒートパターン本発明実施例で製造した冷間鍛造品のプロフィール（ａ）及び時効処理後の冷間鍛造品に発生した歪み量（ｂ）を示す図本発明に従った鍛造品をエッチングした後で観察した金属組織を、従来の鍛造品と比較した組織写真

本発明に従って冷間鍛造される押出素材は、冷間鍛造に先立って溶体化処理が施されている。すなわち、冷却後の押出形材を５２０〜５８０℃で１〜１０時間保持した後で冷却速度２００℃／分以上で焼入れするヒートパターン（図２）、或いは４５０〜５６０℃に加熱したビレットを押出加工した直後に冷却速度２００℃／分以上で焼入れするヒートパターン（図３）により、過飽和状態で溶質がマトリックスに固溶している固溶状態が得られる。
溶質は、冷間鍛造によって析出することなく、冷間鍛造後にも過飽和固溶状態を維持する。そのため、冷間鍛造後に時効処理を施すだけで十分なＧＰゾーン及び中間相が析出し、必要強度が付与される。また、鍛造後に溶体化処理を施さないため、見栄え，強度及び伸び悪化させる原因となる結晶粒の粗大成長が抑制され、しかも溶化処理後に鍛造するので、溶体化処理の焼入れ時に生じる歪みや表面疵が鍛造によって無くなる。

冷間鍛造後に溶体化処理すると、再結晶温度より高温の溶体化温度に加熱されるため、冷間鍛造で生じた加工歪が回復し、再結晶組織が粗大化する。これに対し、冷間鍛造後、再結晶温度より低い温度で時効処理すると、再結晶化は生じるものの組織が粗大化するまでに至らない。
鍛造材の表面で光が反射されるが、結晶粒の向いている角度によって光の反射角が決定される。結晶粒の角度は結晶粒ごとに異なり、粗大な再結晶があると特定方向に反射される光が多くなり、見栄えを悪化させるが。他方、微細な結晶粒組織をもつ鍛造材では、個々の結晶粒で反射される光の量が少なく互いに相殺されるため、見栄えが良い。
なかでも、結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下となるように冷間鍛造すると、後述の実施例でも説明しているように一定した表面性状をもつ冷間鍛造品が得られる。

また、焼入れと冷間鍛造との間で保持処理を施すとき、硬度上昇を引き起こす自然時効の進行が抑制され、鍛造前の素材硬度を一定にすることができる。そのため、鍛造条件が安定化し、時効処理後に寸法精度の良い冷間鍛造品が得られる。自然時効の進行を効果的に抑制する上では、好ましくは焼入れ終了から０．１〜２４時間内に保持処理し、冷却速度１０℃／分以上で冷却する。保持処理は複数回繰り返してもよく、比較的低温で短時間保持することを複数回繰り返すことが好ましい。

保持処理が自然時効の抑制に及ぼす詳細な理由は不明であるが、保持処理された押出素材を観察すると、５０Å以下の微細なＧＰゾーンや中間相がマトリックスに再固溶し、５０Åを超えるＧＰゾーンや中間相は逆に大きく成長している。この観察結果から、常温では新たなＧＰゾーンや中間相が生成しなくなる程度にマトリックス中の溶質原子濃度が低下し、自然時効の進行が抑制されているものと推察される。
更に、溶体化処理と冷間鍛造との間に保持処理を導入するとき、冷間鍛造後においても溶質の過飽和固溶状態が維持され、冷間鍛造後に改めて溶体化処理する必要がなくなる。そのため、冷間鍛造品に歪みや表面疵を発生させる機会がなく、歪みや表面疵を除去するための冷間鍛造品の仕上げ切削を省略できることは勿論、仕上げ切削時の切削量を予め見込んだサイズに冷間鍛造品を設計する必要がなく、材料歩留が改善される。更には、冷間鍛造による加工硬化も冷間鍛造品の強度向上に有効利用される。また、切削にかかる費用がないため、冷間鍛造品の生産コストを低減できる。

以下、本発明が対象とするアルミニウム合金の成分・組成，製造条件等を説明する。
Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質量％：
時効処理でＭｇ₂Ｓｉ，過剰Ｓｉ等として析出し、アルミニウム合金に必要強度を付与する合金成分である。強度改善に有効な析出量を確保する上では、０．３質量％以上のＳｉ及び０．４質量％以上のＭｇが必要である。しかし、１．３質量％を超えるＳｉ含有量では、粗大なＳｉ晶出物が生成し、鍛造性及び延性が劣化する傾向がみられる。また、１．３質量％を超えるＭｇ含有量では、強度向上に寄与しないＭｇ₂Ｓｉが押出直後の冷却過程で析出し易くなり、結果として強度向上に有効な時効処理時のＭｇ₂Ｓｉ析出量が減少する。

Ｃｕ：０．１〜０．５質量％：
時効処理時にＣｕＡｌ₂等の金属間化合物として析出すると共にマトリックスに固溶し、アルミニウム合金の強度を向上させる合金成分である。Ｃｕによる強度改善効果は０．１質量％以上で顕著になるが、０．５質量％を超える多量のＣｕを添加すると耐食性が劣化し易くなる。
Ｆｅ：０．１〜０．５質量％：
結晶粒の微細化に寄与し、金型への焼付きを防止する作用を呈する合金成分であり、０．１質量％以上の含有量でＦｅの作用・効果が顕著になる。しかし、０．５質量％を超える多量のＦｅを添加すると、粗大な金属間化合物が生成し、延性及び鍛造性を劣化させる。

Ｃｒ：０．０４〜０．４質量％：
結晶粒の微細化及び耐食性の向上に有効な合金成分であり、０．０４質量％以上でＣｒの作用・効果が顕著になる。しかし、０．４質量％を超える多量のＣｒが含まれると、粗大なＣｒ系金属間化合物が析出し、押出性を低下させる傾向がみられる。また、過剰量のＣｒ含有は、押出直後の冷却過程で強度向上に寄与しないＭｇ₂Ｓｉの析出を促進させ、時効処理時に強度向上に有効なＭｇ₂Ｓｉの析出量を減少させる。

Ｍｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％：
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも結晶粒を微細化させる作用を呈する。Ｍｎによる結晶粒の微細化は０．０５質量％以上の含有量で顕著になるが、０．８質量％を超える多量のＭｎが含まれると押出性が劣化する。Ｚｒ，Ｖは、結晶粒を微細化させ、見栄え，強度及び伸びを向上させる作用を呈する。Ｚｒ：０．０５％未満，Ｖ：０．０３％未満では十分な効果が得られない。逆にＺｒ：０．０５％，Ｖ:０．４％より多いと、焼入れ感受性を鋭くするだけでなく、粗大な金属間化合物が晶出し、強度や伸びが低下する。Ｓｎは、自然時効を抑制し、冷間鍛造性を向上させる作用を呈する。０．０１％未満では、その効果は十分でなく、０．４％より多いと疲労強度が低下する。Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．００１質量％以上で効果を発揮する。しかし、０．０３質量％を超える多量のＴｉが含まれると、押出性に悪影響を及ぼす。ＢもＴｉと同様に、鋳塊の結晶粒を微細化すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．００３質量％以上で効果を発揮するが、０．０３質量％を超える多量のＢ含有は押出性を劣化させる。

溶体化処理：
押出素材を溶体化処理することにより、Ｓｉ，Ｍｇ等の溶質をマトリックスに固溶させた過飽和固溶状態になる。溶体化処理を施す場合には、５２０〜５８０℃に押出素材を１〜１０時間加熱する条件が採用される。

ダイス端焼入れ：
溶体化処理に替え、押出加工時の熱を利用して溶質をマトリックスに固溶させることも可能である。この場合、押出に先立ってアルミニウム合金のビレットを４５０〜５６０℃に予熱し、押出直後に冷却速度２００℃／分以上で急冷する。４５０℃未満の予熱温度では、押出加工中の加工熱によっても素材の昇温が不足し、溶質の十分な固溶が進行しない。逆に５６０℃を超える予熱温度では、押出加工中に素材が過熱され、素材表面のむしれ，バーニング等の欠陥が発生し易くなる。押出加工工程でマトリックスに固溶した溶質は、押出直後から冷却速度２００℃／分以上で急冷することにより常温まで過飽和固溶状態を維持する。他方、２００℃／分に達しない冷却速度では、冷却過程で強度向上に寄与しないＭｇ₂Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ₂等が析出し、強度向上に有効な時効処理による析出量が減少する。

保持処理：
溶体化処理又はダイス端焼入れされた押出素材は、溶体化処理後の自然時効によってＧＰゾーンや中間相が析出し易い。自然時効が進行すると、押出素材の硬さが変化し、冷間鍛造品の寸法精度にバラツキが生じる。この自然時効は、溶体化処理又はダイス端焼入れされた押出材を８０〜１５０℃×５〜６００秒保持することにより抑制される。
保持処理が自然時効の進行抑制に有効な理由は定かでないが、保持処理された押出素材を観察すると、自然時効で結晶粒内に生成した粒径５０Å以上の大きなＧＰゾーンや中間相が成長し、粒径が５０Åに満たないＧＰゾーンや中間相が消失していることが判る。大きな粒径のＧＰゾーンや中間相の成長は、成長に多量の溶質を消費し、マトリックスの溶質濃度を低下させる。また、粒径５０Åに満たないＧＰゾーンや中間層の消失は、析出核となるＧＰゾーンや中間相の単位体積当りの個数が減少することを意味する。その結果、常温ではＧＰゾーンや中間相が生成しなくなり、自然時効の進行が抑制されるものと推察される。

保持処理は、溶体化処理又はダイス端焼入れから０．１〜２４時間の間で行うことが効果的である。溶体化処理又はダイス端焼入れから０．１時間の間では５０Åより大きなＧＰゾーンや中間相が少なく、このときに保持処理すると、ＧＰゾーンや中間相の成長に消費される溶質よりもマトリックスに再固溶する溶質が多くなり、結果としてマトリックスの溶質濃度が低下しないため自然時効の進行を抑制できない。他方、溶体化処理又はダイス端焼入れから２４時間より長い時点では、自然時効の進行によって鍛造用押出素材が硬質化するため鍛造性が劣化する。

粒径５０Å以上のＧＰゾーンや中間相の成長及び粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間相の消失は、保持温度８０〜１５０℃，保持時間５〜６００秒で効果的に進行する。８０℃未満の保持温度や５秒未満の保持時間では、粒径５０Å以上のＧＰゾーンや中間相が成長せず、マトリックスの溶質濃度が低下しない。更に、粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間相がマトリックスに固溶し難くなり、ＧＰゾーンや中間相の単位体積当りの個数も減少しないため、自然時効の進行に対する抑制効果が小さい。逆に１５０℃を超える保持温度や６００秒を超える長時間保持では、粒径５０Å以上のＧＰゾーンや中間相が成長し過ぎて鍛造用押出素材を硬質化するため、大きな鍛造圧力を必要とし、鍛造性を劣化させる。ＧＰゾーンや中間相の過度の成長は、保持処理後に１０℃／分より遅い冷却速度で鍛造用素材を冷却する場合にもみられる。

冷間鍛造：
溶体化処理又は保持処理された押出素材は、所定の形状に鍛造加工される。
時効処理：
保持処理された冷間鍛造用押出素材は、冷間鍛造後においても過飽和固溶状態を維持している。そのため、冷間鍛造品を時効処理するとき、強度付与に有効な析出量のＭｇ₂Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ₂等が析出し、冷間鍛造品の強度が向上する。
時効処理条件は、Ｍｇ₂Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ₂等を効果的に析出させるため１６０〜２２０℃×１〜１２時間に設定される。１６０℃未満の低い加熱温度では、十分な機械的強度を得るために長時間の時効処理を必要とし、生産性を低下させる。逆に２２０℃を超える高温加熱では過時効になり易く、却って機械的強度が低下する傾向がみられる。また、１時間に達しない短時間加熱では時効が不充分で必要強度が得られず、１２時間を超える長時間加熱では過時効によって却って機械的強度が低下する虞れがある。時効温度は２２０℃と再結晶化温度より低いので、鍛造の際に生じた加工歪があまり回復せず、結晶粒が粗大化しない。

実施例１：溶体化処理→焼入れ→冷間鍛造→時効処理
表１に示した組成のアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷却した。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０℃に予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出加工し、冷却速度２０℃／分で冷却した。

各押出材を５４０℃に２時間加熱した後、冷却速度２００℃／分で冷却した。溶体化処理された押出材は、ステアリング酸系潤滑材を塗布した後、４００トン鍛造機で冷間鍛造した後、１８０℃に６時間加熱する時効処理を施した。
時効処理後の冷間鍛造品を黒皮除去のための表面切削した後、両面に露出した結晶粒の粒径を測定すると共に、偏った光反射の有無を目視観察した。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理することにより得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒及び偏った光反射面を調査した。

表２の調査結果にみられるように、冷間鍛造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、鍛造品をエッチングした後の金属組織を示す図５にみられるように、冷間鍛造品表面に偏った光反射が観察されなかった。得られた冷間鍛造品の機械的特性も、表３にみられるように、比較例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強さ及び耐力を示した。

実施例２：ダイス端焼入れ→冷間鍛造→時効処理
実施例１と同じアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時間の均質化処理を施し、押出温度４７０℃で押出加工し、押出直後に冷却速度１０００℃／分で室温まで冷却した。
各押出材を実施例１と同じ条件下で冷間鍛造した後、１８０℃に６時間加熱する時効処理を施した。
時効処理後の冷間鍛造品を表面切削した後、両面に露出した結晶粒の粒径を測定すると共に、偏った光反射面の有無を観察した。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理することにより得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒及び偏った光反射を調査した。

表４の調査結果にみられるように、冷間鍛造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、冷間鍛造品表面に偏った光反射が観察されなかった。得られた冷間鍛造品の機械的特性も、表５にみられるように比較例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強さ及び耐力を示した。

実施例３：溶体化処理→焼入れ→保持処理→冷間鍛造→時効処理
実施例１と同じアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷却した。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０℃に予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出加工し、冷却速度２０℃／分で冷却した。
昇温速度２００℃／時で加熱して５４０℃に２時間保持した後、水焼入れする溶体化処理を各押出素材に施した。水焼入れ終了から所定時間経過した時点で、昇温速度３００℃／時で加熱して１２０℃に５分保持した後、冷却速度６０℃／分で室温まで空冷した。所定時間経過ごとに押出素材の硬さをビッカース硬度計で測定し、硬さ変化、換言すると自然時効の進行度合いに及ぼす保持処理の影響を調査した。

比較のため、溶体化処理後の保持処理を省略した押出素材（比較法１），溶体化処理から０．５時間経過した時点で７０℃に加熱し、５分間保持した後、室温まで空冷した押出素材（比較法２），溶体化処理から０．５時間経過した時点で２００℃に加熱し、５分間保持した後、室温まで空冷した押出素材（比較法３），溶体化処理から３０時間経過した時点で１２０℃に加熱し、５分間保持した後、室温まで空冷した押出素材（比較法４）についても、同様に硬さの変化を調査した。

調査結果を、表１の合金ごとに分けて表６〜１２にそれぞれ示す。
表６〜１２から明らかなように、Ｎｏ．１〜７の何れの合金においても、保持処理していない押出素材（比較法１）及び保持処理温度が低い押出素材（比較法２）では、時間経過と共に自然時効が進行し、硬さが増加していた。保持処理温度が高すぎる押出素材（比較法３）や溶体化処理の水焼入れから保持処理までの時間が長い押出素材（比較法４）では、時間経過に伴った硬さの変化はないものの、硬さ自体が比較法１の１０００時間後とほぼ同じレベルであった。
これに対し、本発明に従った条件下で保持処理した押出素材では、時間経過に伴った硬さの上昇が実質的にみられなかった。このことから、保持処理によって自然時効の進行が抑制されていることが判る。

実施例４：溶体化処理→焼入れ→保持処理→冷間鍛造→時効処理
実施例３の発明法１〜３で保持処理した後、鍛造用押出素材を外径７０ｍｍ，肉厚９ｍｍ，長さ９０ｍｍの有底円筒形状（図４ａ）に鍛造荷重３５０トンで冷間鍛造した。得られた冷間鍛造品に時効処理（１８０℃×４時間→空冷）を施した後、冷間鍛造品の機械的強度及び歪み量を測定した。歪み量の測定では、図４（ｂ）に示すように時効処理後の冷間鍛造品を定盤の上に載せ、定盤と冷間鍛造品との間にできた隙間を歪み量として測定した。比較のため、押出加工後→焼鈍→冷間鍛造→溶体化処理→時効処理の工程（比較法５）で製造された冷間鍛造品についても同様に機械的強度及び歪み量を測定した。
表１３の測定結果にみられるように、本発明に従って製造された冷間鍛造品は、歪み量が極めて少なく、機械的強度も高くなっていることが判る。機械的強度の上昇は、比較法５で製造された冷間鍛造品に比較し、時効処理による硬化に加えて冷間鍛造による加工硬化が強度改善に有効に働いていることを意味する。

実施例５：ダイス端焼入れ→保持処理→冷間鍛造→時効処理
合金番号１のアルミニウム合金ビレットを均質化処理した後、４７０℃まで加熱して押出加工した。押出加工機のダイスから出てきた直後の押出材に、冷却速度１０００℃／分で室温まで冷却するダイス端焼入れを施した。ダイス端焼入れ後から６時間が経過した時点で、昇温速度３００℃／時で昇温して１２０℃に５分保持した後、冷却速度６０℃／分で空冷した（発明法４）。
得られた冷間鍛造用素材の硬さを、ダイス端焼入れから所定時間経過ごとに測定した。測定結果を示す表１４にみられるように、時間経過に伴って硬さが実質的に上昇することはなく、自然時効の進行が抑制されていることが判る。比較のため、ダイス端焼入れ後に保持処理を施すことなく冷間鍛造に供した押出素材（比較法６）についても、同様に硬さの経時変化を調査した。この場合には、時間経過に応じて自然時効が進行し、硬さが増加していた。

ダイス端焼入れからの経過時間が異なる各押出素材を用いて、図４（ａ）に示す形状に鍛造荷重３５０トンで冷間鍛造した後、１８０℃×４時間→空冷の時効処理を施した。時効処理された冷間鍛造品の機械的強度及び歪み量を実施例１と同様に測定し、ダイス端焼入れからの経過時間が機械的強度及び歪み量に及ぼす影響を調査した。
表１５の調査結果から明らかなように、本発明に従って保持処理された押出素材から得られた冷間鍛造品は、ダイス端焼入れから冷間鍛造までの経過時間に拘わらず、ほとんど歪みがなかった。
他方、保持処理することなく冷間鍛造した場合では、ダイス端焼入れから冷間鍛造までの経過時間が長くなるに従って歪み量が増加する傾向がみられた。この結果から、本発明によるとき、機械的性質が安定し且つ冷間鍛造後の仕上げ切削を省略できる冷間鍛造品が得られることが判る。

Claims

Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質量％，Ｃｕ：０．１〜０．５質量％，Ｆｅ：０．１〜０．５質量％，Ｃｒ：０．０４〜０．４質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成をもつ冷間鍛造品であって、その表面に露出した結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下であることを特徴とする外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品。
更にＭｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％の１種又は２種以上を含むものである請求項１に記載の外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品。