JPH0270044A - 熱間鍛造用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、熱間鍛造加工による鍛造時および鍛造材の
熱処理時に、前記鍛造材に粗大再結晶粒が生成せず、従
って、アルマイト処理後の表面性状が優れた鍛造製品が
得られる熱間鍛造用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法
に関するものである。

Ｃ従来の技術〕 一般に、Ａｆ−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金は、適度
な強度、溶接性、耐応力腐食割れ性および鍛造加工性等
を兼ね備えた実用的な合金である。

近年、例えばオートバイのフレーム用等に、上記アルミ
ニウム合金の鍛造品が使用されるようになってきた。こ
のようなアルミニウム合金の鍛造品は、次のようにして
製造される。

即ち、所定の化学成分組成を有する／ｄ−Ｍｇ−Ｚｎ系
アルミニウム合金の押出棒を、熱間押出し加工によって
製作する。得られた押出棒に対し熱間鍛造加工を施して
所定形状に成形し、次いで、成形された鍛造材を熱処理
する。このようにして熱処理が施された鍛造材に対しア
ルマイト処理を施す。

かくして、その表面に硫酸アルマイト皮膜が形成された
所定形状のアルミニウム合金の鍛造製品が得られる。

〔発明が解決しようとする課題〕

上述した方法によってアルミニウム合金の鍛造製品を製
造するに当り、押出棒に対する熱間鍛造加工時および鍛
造材の熱処理時に、粗大再結晶粒が生成する。従って、
熱処理の施された鍛造材に対しアルマイト処理を施し鍛
造製品となした際に、鍛造製品の表面に粗大再結晶粒模
様が発生ずる。

また（押出棒の表層を旋削し、繊維状の内部組織のみを
持つ押出棒を熱間鍛造加工し且つ熱処理し、次いでアル
マイト処理を施したときには、鍛造製品の表面に、繊維
状の内部組織がメタルフロー模様として現われる。

このように、鍛造製品の表面に粗大再結晶粒模様やメタ
ルフロー模様が現われると、製品の美観が大幅に損なわ
れる。更に、上述のように粗大再結晶粒が生成すると、
製品の耐応力腐食割れ性が劣化し、実用上、強度部材と
して使用することができなくなる。

本発明者等は、上述した問題を解決する手段に関し種々
研究を行なった。その結果、熱間鍛造加工を施す／Ｖ−
Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金棒は、従来熱間押出しに
よって製作されていたため、熱間押出し時に組織が変っ
て結晶粒の大きいものが発生し、これが鍛造製品の表面
に生ずる粗大再結晶粒模様の原因になることがわかった
。そこで、前記アルミニウム合金棒を鋳造によって製作
することにした。

従って、この発明の目的は、１４−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミ
ニウム合金の鋳造棒に対し、熱間鍛造加工および熱処理
を施し次いでアルマイト処理を施した際に、鍛造製品の
表面に粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が生成せず
、表面性状および耐応力腐食割れ性に優れた製品を得る
ことができる、熱間鍛造用アルミニウム合金鋳造棒を提
供することにある。

本発明者等は、上述した問題を解決する手段について、
更に研究を進めた。その結果、所定の化学成分組成を有
するＡ／−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金の鋳造棒に対
し、特定の条件で予備熱処理を施し、５０ｐ〜５ｍｍの
粒径の等軸晶状の結晶粒を、その表層部から中央部に至
るまで全面的に生成させれば、その後施される熱間鍛造
加工時および鍛造材の熱処理時に、鍛造材に粗大再結晶
が生成せず、従って、アルマイト処理を施した後の表面
性状が優れた鍛造製品が得られることを知見した。

［課題を解決するだめの手段］ この発明は、上記知見に基いてなされたものであって、 マグネシウム：　０．４０〜２．５０讐ｔ、χ亜鉛　　
　　：３．５〜６．５　ｗｔ、χマンガン　　＝０．２
〜０．８　ｗｔ、χジルコニウム：　０．０３〜０．２
５ｗｔ、χ銅　　　　　　：　０．３０讐ｔ６％以下ク
ロム　　　：　０．２５ｗｔ、％以下。

下記からなる群から選んだ少なくとも１つの元素 チタン　　：　０．０１〜０．２０ｗｔ、χポロン　　
：　０．００２〜０．０５０　ｗｔ、χ残り、アルミニ
ウムおよび不可避不純物からなる化学成分組成を有する
鋳造棒を鋳造し、その組織を表層部から中央部に至るま
で全面的に５０７／Ｉ１１〜５肛の粒径の等軸晶状の結
晶粒となし、次いで、前記鋳造棒に対し、４００から５
５０℃の範囲内の温度によって、１から２４時間予備熱
処理を施し、かくして、その後施される熱間鍛造加工時
および鍛造材の熱処理時に、前記鍛造材に粗大再結晶粒
が生成せず、従って、アルマイト処理を施した後の表面
性状が優れた鍛造製品が得られるアルミニウム合金鋳造
棒を製造することに特徴を有するものである。

次に、この発明において、鋳造棒の化学成分組成を上述
のように限定した理由について説明する。

マグネシウム・亜鉛： マグネシウムおよび亜鉛には、鋳造棒を熱間鍛造加工し
て得られた鍛造材に対し、焼入れ、時効処理等の熱処理
を施した際に、微細な析出物を分散形成し、これによっ
て製品の強度を向上させる作用がある。

しかしながら、マグネシウム含有量が０．４０ｗｔ、χ
未満、亜鉛含有量が３．５　ｗｔ、χ未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られない。一方、マグネシウム
含有量が２．５０ｗｔ、χ超および亜鉛含有量が６．５
ｗｔ、χ超では、鍛造加工性の劣化を招き、鍛造材のコ
ーナ一部に割れやその小半径部にしわきずが発生し、更
に、幅が狭く且つ高いリブ部に肉回り不良が発生する。

従って、マグネシウム含有量は０．４０〜２．５０す【
、χに、そして、亜鉛含有量は３．５〜６．５　ｗｔ、
χに各々限定すべきである。

マンガン・ジルコニウム： マンガンおよびジルコニウムには、上述の鍛造材に対し
熱処理を施した際に、微細な析出物を分散形成し、これ
によって、粗大再結晶粒の発生を防止し且つ耐応力腐食
割れ性を大幅に向上させる作用がある。

しかしながら、マンガン含有量が０．２　ｗｔ、χ未満
、ジルコニウム含有量が０．０３ｉ＋ｔ、χ未満では、
上述した作用に所望の効果が得られない。一方、マンガ
ン含有量が０．８　ｗｔ、χ超、ジルコニウム含有量が
０．２５ｗｔ、χ超では、鍛造加工性が劣化する。従っ
て、マンガン含有量は０．２〜０．８　ｗｔ、χに、そ
して、ジルコニウム含有量は０．０３〜０．２５ｗｔ、
χに各々限定すべきである。

銅・クロム： 銅の含有量が０．３０ｗｔ、χを超えると耐食性に悪影
響を及ぼし、そして、クロムの含有量が０．２５ｗｔ、
χを超えると鍛造加工性に悪影響を及ぼす。従って、銅
含有量は０．３０ｗｔ、％以下に、そして、クロム含有
量は０．２５ｗｔ、％以下に各々限定すべきである。

チタン・ボロン： チタンおよびボロンには、半連続鋳造による鋳造時にお
いて溶湯が凝固する際に、結晶粒成長の核となり、結晶
粒を均一微細に成長させる作用がある。従って、この発
明においては、その少なくとも１つを含有させる。

しかしながら、チタン含有量が０．０１ｗｔ、χ未満、
ボロン含有量が０．００２　ｗｔ、χ未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られない。一方、チタン含有量
が０．２０讐ｔ、χ超、ボロン含有量が０．０５０　ｗ
ｔ、χ超では、粗大な晶出物が生成し、アルマイト処理
の際に細かな穴状欠陥が発生する。従って、チタン含有
量は０．０１〜０．２０ｗｔ、χに、そして、ボロン含
有量は０．００２〜０．０５０　ｗｔ、χの範囲内に限
定すべきである。

この発明においては、上述した化学成分組成で且つその
組織が表層部から中央部に至るまで全面的に５０ｐ〜５
１１ＩＩ１１の粒径の等軸晶状の結晶粒を有する鋳造棒
に対し、熱間鍛造加工を施す前に、４００から５５０℃
の範囲内の温度によって１から２４時間予備熱処理を施
す。このような予備熱処理を鋳造棒に施すことは、この
発明の大きな特徴である。

即ち、上述の予備熱処理を熱間鍛造加工前に施すことに
よって、鋳造棒の成分中のマンガンおよびジルコニウム
が均一微細な析出物を形成し、鍛造加工時および熱処理
時における粗大再結晶粒の生成を防止する上、耐応力腐
食割れ性を大幅に向上させることができる。

次に、結晶粒の粒径および予備熱処理の条件を上述のよ
うに限定した理由について説明する。

半連続鋳造による等軸晶状の結晶粒の粒径が５０ｎ未満
では、鍛造加工度が７０〜９０％の重度の鍛造加工を施
した場合に、加工条件によりまたはその後の熱処理によ
って、局部的または全面的に粗大再結晶粒が生成する。

一方、上記結晶粒の粒径が５胴を超えると、鍛造加工度
が５〜２０％の軽度の鍛造加工を施した場合に、結晶粒
が分断されず、粗大な結晶粒が残存し、製品の外観形状
を損なう。従って、半連続鋳造によって生成した等軸晶
状の結晶粒の粒径は、５０４〜５１１Ｉ１１に限定すべ
きである。

なお、上述の鍛造加工度とは、下記によって算出された
値であり、鋳造棒に対し熱部鍛造加工を施して所定形状
に成形するに際し、重度の鍛造加工および軽度の鍛造加
工を共に施す場合が多い。

鍛造加工度＝’　　Ｄ　’Ｘ１００　（％）但し、Ｄ：
鍛造すべき鋳造棒の直径 ｔａｉｌ造された鍛造材の肉厚 予備熱処理の温度が４００　’Ｃ未満では、上述した作
用に所望の効果が得られない。一方、予備熱処理の温度
が５５０℃を超えると、′鍛造加工時および熱処理時に
粗大再結晶粒が生成する。また、予備熱処理の時間が１
時間未満では、微細なＭｎおよびＺｒの析出物の析出が
不十分となる。一方、予備熱処理時間が２４時間を超え
ても、上述した微細な析出物の析出にこれ以上の効果は
得られず、経済性を損う。従って、予備熱処理の条件は
、４００から５５０℃の範囲内の温度によって１から２
４時間行なうことに限定すべきである。

〔実施例〕

次に、この発明の方法を実施例により比較例と対比しな
がら説明する。

第１表に示すように、本発明の範囲内の化学成分組成を
有しそして予備熱処理を施した本発明の範囲の粒径の結
晶粒を有する、本発明の方法によって製造された熱間鍛
造用アルミニウム合金鋳造棒の供試体（以下１本発明供
試体」という）Ｎα１〜３と、そして、同表に併せて示
すように、アルミニウム合金棒の製造方法、化学成分組
成および結晶粒の粒径の少なくとも１つが本発明の範囲
外の、比較用の熱間鍛造用アルミニウム合金鋳造棒の供
試体（以下、「比較用供試体ｊ′という）漱１〜９とを
、次に述べる方法によって調製した。

本発明供試体Ｎｏ、　１〜３および比較用供試体Ｎα３
〜９については、上述の各種化学成分組成を有するアル
ミニウム合金を溶製し、その溶湯を半連続鋳造法により
鋳造して、直径５３ｍｍの鋳造棒を得た。次いでこの鋳
造棒の表皮層を旋削し、直径５０ｍとした上、第１表に
示すように予備熱処理を施しまたは施すことなく供試体
を調製した。

比較用供試体Ｎα１および２については、上述の化学成
分組成を有するアルミニウム合金を溶製しそして鋳造し
て得たビレットを、４５０℃の温度に加熱し、この加熱
されたビレットを、押出し速度１２　ｍ　／ｍｉｎ　、
押出し比３３の条件によって熱間押出しし、直径５０Ｉ
ＩＩ１１１の押出棒を得た。次いで、この押出棒を、第
１表に示すように予備熱処理を施しまたは施すことなく
、供試体を調製した。

このようにして調製された本発明供試体Ｎα１〜３およ
び比較用供試体Ｎ０１１〜９の各々に対し、次に述べる
ように熱間鍛造加工、熱処理およびアルマイト処理を施
した。

即ち、熱間鍛造加工は、上述の供試体を４３０℃の温度
に加熱し、加熱された供試体を粗打ち、中間打ち後、更
に４３０″Ｃの温度で再加熱し、仕上げ打ちを施すこと
により行なった。

熱処理は、上記により熱間鍛造加工が施された鍛造材に
対し、４６０℃の温度で２時間加熱した後冷却すること
からなる焼入れ処理を施し、次いで２４時間自然時効を
施した後、１１０’Ｃの温度で６時間加熱し引き続いて
１５０℃の温度で８時間加熱することからなる人工時効
を施すことにより行なった。

アルマイト処理は、上述の熱処理が施された鍛造材に対
し硫酸水溶液中において電解処理を施し、アルミニウム
を陽極酸化して、その表面に約１０ｎの厚さの硫酸アル
マイト皮膜を形成することにより行なった。

上述のような熱間鍛造加工、熱処理およびアルマイト処
理の施された供試体の各々について、表面性状、耐応力
腐食割れ性、鍛造加工性および強度を調べ、以下に述べ
るように評価した。

（ａ）　　表面性状 供試体の表面に粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が
生成し、表面性状が劣化しているか否かを目視により調
べ、下記のように評価した。

○印：粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が生成せず
、表面性状が優れている。

Δ印：粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が部分的に
生成し、表面性状がやや劣化している。

×印：粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が全面的に
生成し、表面性状が極めて劣化している。

（ロ）　耐応力腐食割れ性 供試体に対し、治具によってその両端部を拘束し、中央
部を２０ｋｇｆ／ｌｌｌｌ１１２の応力によって曲げる
３点曲げを施し、このように３点曲げの施されている供
試体を、沸騰しているクロム混酸溶液中に浸漬し、腐食
割れが発生する時間を調べ、下記のように評価した。

○印：３時間以上浸漬しても腐食割れが発生しない。

△印：２時間の浸漬によって腐食割れが発生する。

×印：１時間の浸漬によって腐食割れが発生する。

（Ｃ）　　鍛造加工性 供試体に対し熱間鍛造加工を施したときの割れの発生の
有無等、鍛造加工性の優劣を調べ、下記のように評価し
た。

○印：鍛造加工性が優れている。

Δ印：鍛造加工性がやや悪い。

×印：鍛造加工性が極めて悪い。

（ｄ）　　強度 供試体の常温における引張り強度を調べ、下記のように
評価した。

○印：強度が高い。

×印：強度が低い。

上述の評価結果を、第１表に併せて示す。第１表から明
らかなように、本発明の範囲内の化学成分組成を有し且
つ予備熱処理が施されていても、アルミニウム合金棒を
熱間押出しによって製作した比較用供試体Ｎｏ、１は、
表面性状が悪い。本発明の範囲内の化学成分組成を有し
ていても、予備熱処理を施さず、アルミニウム合金棒を
熱間押出しによって製作した比較用供試体Ｎα２は、表
面性状および耐応力腐食割れ性が共に悪い。

比較用供試体Ｎｏ、　３〜９は、アルミニウム合金棒を
半連続鋳造法によって製作したものであるが、化学成分
組成が本発明の範囲内であっても、予備熱処理を施して
いない比較用供試体Ｎｏ、　３は、表面性状および耐応
力腐食割れ性が悪い。化学成分組成が本発明の範囲内で
あり且つ予備熱処理を施していても、予備熱処理温度が
本発明の範囲を外れて低い比較用供試体Ｎα４、および
、予備熱処理温度が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体Ｎｏ、　５は、表面性状がやや悪く且つ耐応力腐食
割れ性も劣っている。

本願発明の範囲内の予備熱処理を施していても、マグネ
シウムの含有量が本願発明の範囲を外れて低い比較用供
試体Ｎｏ、　６は、強度が低い。本発明の範囲内の予備
熱処理を施していても、亜鉛の含有量が本発明の範囲を
外れて高い比較用供試体Ｎα７は、鍛造加工性が悪い。

本発明の範囲内の予備熱処理を施していても、マンガン
の含有量が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体Ｎｏ
、　８は、表面性状および耐応力腐食割れ性が共にヤ啼
悪い。そして、ジルコニウムの含有量が本発明の範囲を
外れて高く且つ予備熱処理を施していない比較用供試体
Ｎｏ、　９は、表面性状、耐応力腐食割れ性および鍛造
加工性が共に悪い。

これに対して、本発明供試体ＮｃＬ１〜３は、何れも、
表面性状、耐応力腐食割れ性、鍛造加工性が共に優れ、
しかも、強度が高い。

〔発明の効果〕

以上述べたように、この発明のアルミニウム合金鋳造棒
の製造方法によれば、熱間鍛造加工および熱処理を施し
次いでアルマイト処理を施して製品とする際に、鍛造製
品の表面に粗大再結晶粒模様やメタルフロー模様が生成
せず、表面性状および耐応力腐食割れ性に優れ、しがも
、鍛造加工性が良好で且つ高強度の鍛造製品を得ること
ができる工業上優れた効果がもたらされる。

出願人　　三菱アルミニウム株式会社 代理人　　潮　　谷　　京　津　夫 手続補正書（自発） 特願昭６３ 号 ２、発明の名称 熱間鍛造用アツベニウム合金鋳造棒の製造方法３、補正
をする者 事件との関係　　特許出願人 荏跡　　東京都港区芝二丁目３番３号 ＭＡｔＡＭ）三菱アルミニウム株式会社明細書、第１４
頁、第１表中において、化学成分組成のＭｎの欄を次の
通り訂正する。

（１）比較、用供試体７の項、 「○、１８」とあるを、 ｒ　Ｏ，２８ｊと訂正する。

（２）比較用供試体８の項、 ｒ　Ｏ，１２Ｊとあるを、 ｒ　Ｏ，１４Ｊと訂正する。

以上 代表者 吉Ｊ 浩

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 マグネシウム：０．４０〜２．５０ｗｔ．％、亜鉛：３
   ．５〜６．５ｗｔ．％、 マンガン：０．２〜０．８ｗｔ．％、 ジルコニウム：０．０３〜０．２５ｗｔ．％、銅：０．
   ３０ｗｔ．％以下、 クロム：０．２５ｗｔ．％以下、 下記からなる群から選んだ少なくとも１つ の元素 チタン：０．０１〜０．２０ｗｔ．％、 ボロン：０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、残り、アル
   ミニウムおよび不可避不純物 からなる化学成分組成を有する鋳造棒を鋳造し、その組
   織を表層部から中央部に至るまで全面的に５０μｍ〜５
   ｍｍの粒径の等軸晶状の結晶粒となし、次いで、前記鋳
   造棒に対し、４００から５５０℃の範囲内の温度によっ
   て、１から２４時間予備熱処理を施し、かくして、その
   後施される熱間鍛造加工時および鍛造材の熱処理時に、
   前記鍛造材に粗大再結晶粒が生成せず、アルマイト処理
   を施した後の表面性状が優れた鍛造製品が得られるアル
   ミニウム合金鋳造棒を製造することを特徴とする、熱間
   鍛造用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法。