JPH03180453A - 冷間鍛造用アルミニウム合金材の製造方法 - 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］ 本発明は自動車部品、電気部品及び機械部品等に使用さ
れる冷間鍛造用アルミニウム合金材の製造方法に関し、
特に、冷間鍛造後に時効処理を行うことにより強度の向
上を図ることができる冷間鍛造用アルミニウム合金材の
製造方法に関する。

［従来の技術］ 従来、自動車部品、電気部品及び機械部品等に使用され
る冷間鍛造用アルミニウム合金材は冷間鍛造により成形
した後、時効処理して硬化させている。このため、との
冷間鍛造用アルミニウム合金としては、冷間鍛造時にお
ける強度が低くて成形加工しやすいと共に、冷間鍛造後
の時効処理によって硬化して強度が著しく向上するよろ
な特性を有するものが理想的であり、主にＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ基合金が使用されている。

しかし、従来のＡＪ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金は冷間鍛造後に
時効処理を行っても充分な強度を出すことができないの
で、部品の肉厚を厚く設計したり、又は溶体化処理の直
後に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を冷間鍛造し、直ちに時
効処理を行っている。

即ち、後者においては、Ａ　Ｉ　−Ｍ　ｇ　−８１基合
金を溶体化させた後に、水冷又は空冷等により常温まで
冷却して焼入しており、焼入れ直後においては、合金の
強度が低くて冷間鍛造性が優れていることを利用すると
共に、時効処理により強度を高めようとしている。又は
、ＡＪ−ｙｔｇ−ｓ　ｉ基合金にＳｎ＋Ｉｎ又はＣｄ等
を添加して時効処理による強度の向上を図る場合もある
。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、上述した従来の冷間鍛造用アルミニウム
合金材においては、Ａｆ−Ｍｇ−８ｔ基合金にＳｎ＋Ｉ
ｎ又はＣｄ等を添加しても、依然として十分な強度を得
ることができないと共に、これらの添加物を含有する合
金のスクラップ処理が困難であるという問題点がある。

一方、ＡＪ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を溶体化処理した場合に
は、焼入れ後数十分乃至数時間経過すると、室温での時
効が進み強度が高くなる結果、冷間鍛造性が劣化してし
まうと同時に時効処理で充分な強度向上がないという問
題点がある。このため、従来の冷間鍛造用アルミニウム
合金材は、製造後、実際に冷間鍛造する迄の期間が長い
工業製品の製造にとって、著しい欠点を有している。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、
溶体化処理に伴う焼入れ処理の後、長期間経過しても、
優れた冷間鍛造性を保持していると共に、時効処理によ
り製品の強度を充分に向上させることができる冷間鍛造
用アルミニウム合金材の製造方法を提供することを目的
とする。

［課題を解決するための手段］ 本発明に係る冷間鍛造用アルミニウム合金材の製造方法
は、０．３乃至１．５重量％のＭｇ及び０，３乃至２．
０重量％のＳｉを含有し、残部がアルミニウム及び不純
物からなり、この不純物成分のＣｕ　＋Ｍ　ｎ　＊　Ｃ
ｒ　＋　　Ｆ　ｅ及びＺｎの含有量を夫々０．５重量％
以下、Ｚｒ及びＶの含有量を夫々０．２重量％以下、Ｔ
ｉの含有量を０．１重量％以下、Ｂの含有量を０．０５
重量％以下に規制したＡＪ−Ｍｇ−８ｔ基合金を素材と
し、この素材を溶体化処理した後に、５０乃至１５０℃
の液体中に浸漬して０．５乃至４８時間保持することを
特徴とする。

［作用］ 本願発明者は、溶体化処理に伴う焼入れ処理の直後のみ
ならず、焼入れ後、例えば数百日経過しても冷間鍛造性
が優れており、時効硬化性も優れた冷間鍛造用アルミニ
ウム合金材の製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。

その結果、出発素材となるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金材の
各成分の含有量を適切に調整し、更にこのＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ基合金材を溶体化処理した後の熱処理条件をコント
ロールすることにより、焼入れ後の経時的変化が小さく
、冷間鍛造性及び時効硬化性の双方を著しく向上させる
ことができることを見い出した。本発明は、このような
研究結果に基づいて、焼入れ後から長期間経過しても冷
間鍛造性及び時効硬化性が優れた冷間鍛造用アルミニウ
ム合金材の製造を可能にしたものである。

次に、本発明に係る冷間鍛造用アルミニウム合金材の製
造方法における出発素材であるＡｊ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金
の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。

ｘ Ｍｇはアルミニウム合金材に添加すると、Ｓｉと共働し
てアルミニウム合金材の強度を向上させる元素である。

Ｍｇ含有量が０．３重量％未満の場合は、アルミニウム
合金材の冷間鍛造性は良いものの、冷間鍛造後の時効処
理による強度の向上が不十分である。一方、Ｍｇ含有量
が１．５重量％を超えると、冷間鍛造後の時効処理によ
る強度の向上効果は優れているものの、冷間鍛造性が劣
化してしまう。従って、Ｍｇの含有量は０．３乃至１．
５重量％にする。

Ｌ Ｓｉはアルミニウム合金材に添加すると、Ｍｇと共働し
て強度を向上させる元素である。このため、０．３乃至
１．５重量％のＭｇを含有するＡＪ中にＳｉを０．３乃
至２，０重量％添加する。Ｓｉ含有量が０．３重量％未
満の場合は、アルミニウム合金材の冷間鍛造性は良いも
のの、冷間鍛造後の時効処理による強度の向上が不十分
である。一方、Ｓｉ含有量が２．０重量％を超えると、
冷間鍛造後の時効処理による強度の向上効果は良いもの
の、冷間鍛造性が劣化する。従って、Ｓｉの含有量は０
．３乃至２．０重量％にする。

また、本発明においては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金材が
上記Ｍｇ及びＳｉを必須成分として含有することにより
その効果が得られるが、この効果を損なわない範囲にお
いて、他の元素を不純物として含有することは排除しな
い。しかし、このような不純物成分の含有量は以下の如
く規制する。

立上 不純物成分としてのＣｕの含有量が多くなると耐食性及
び鍛造性が低下するので、Ｃｕの含有量は０．５重量％
以下とする。

Ｍｎ＋　Ｃｒ、Ｚｒ及びＶの含有量が多くなると強度が
向上するものの、冷間鍛造性が低下するので、Ｍｎ及び
Ｃｒの含有量は０．５重量％以下とし、Ｚｒ及びＶの含
有量は０．２重量％以下とする。

Ｌ＋ Ｆｅの含有量が多くなると冷間鍛造性が低下するので、
Ｆｅの含有量は０．５重量％以下とする。

Ｌ止 Ｚｎの含有量が多くなると耐食性が低下するので、Ｚｎ
の含有量は０．５重量％以下とする。

工上ＬＬ比 Ｔｉ及びＢは鋳塊の組織を微細化して強度を向上させる
効果があるが、Ｔｉ及びＢの含有量が多くなると冷間鍛
造性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．１重量％以下
とし、Ｂの含有量は０．０５重量％以下とする。

そして、このような組成のＡｊ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を通
常の方法により溶解し、鋳造する。次いで、例えば、こ
のＡｌ−Ｍｇ−８ｔ基合金の鋳塊を面削りした後、加熱
又は均質化処理する。更に、このＡｊ−Ｍｇ−Ｓｉ基合
金の鋳塊を、例えば、熱間押出加工又は抽伸加工した後
に、中間焼鈍等の処理を適宜実施する。その後、とのＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を溶体化処理する。この溶体化処
理までの各工程の処理条件は特に制限されるものではな
い。

次いで、Ａｊ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を溶体化処理した後に
、焼入れ処理する。従来は、このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合
金材を溶体化処理した後に、単に水冷又は空冷等の手段
により冷却して焼入れしていたが、本発明においては、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金材を溶体化処理した後に、所定
の温度の水又は油等の液体中に浸漬して焼入れし、更に
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金材をこの所定温度、即ち焼入れ
終了温度に保持するという新規プロセスを採用し、この
焼入れ終了温度及び保持時間を所定の適切な範囲に規制
した。

次に、本発明方法におけるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金材の
溶体処理後の熱処理条件の限定理由について説明する。

この焼入れるべき液体の温度、即ち焼入れ終了温度が５
０℃未満である場合には、焼入れ終了後、常温で長時間
放置すると時効硬化性が消失すると共に、常温放置時間
が長くなるにつれて冷間鍛造性が劣化する。一方、この
焼入れ終了温度が１５０℃を超える場合には、焼入れ後
の常温放置時間には影響されないものの、時効硬化性が
比較的低い温度にわいて劣り、また・冷間鍛造性も劣化
する。

従って、Ａ　Ｉ　−Ｍ　ｇ　−Ｓ　ｓ基合金材を浸漬す
る液体の温度、即ち焼入れ終了温度は５０乃至１５０℃
とする。

なお、この焼入れ時の冷却速度が１００で７分未満の場
合は、焼入れ後の合金強度が低く、シかも比較的低い温
度において時効硬化性が劣る。従って、この冷却速度は
１００℃／分以上であることが好ましい。

また、焼入れ後の保持時間については、５０℃付近の低
い焼入れ終了温度で短時間保持し、又は１５０℃付近の
高い焼入れ終了温度で長時間保持しても、本願発明の目
的とする特性が得られない。−方、５０℃未満の焼入れ
終了温度で４８時間を超えて長時間保持しても、焼入れ
終了後の常温放置時間の長期化により時効硬化性が消失
すると共に、冷間鍛造性も劣化するという欠点があられ
れる。また、ｔＳＯ℃を超える焼入れ終了温度で０．５
時間未満の保持を行なうと、焼入れ後の常温放置時間に
よる影響は受けないものの、時効硬化性が劣化すると共
に、冷間鍛造性も劣化する。従って、５０乃至１５０℃
の焼入れ終了温度における保持時間は、０．５乃至４８
時間とする。

なお、Ａｊ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金の組成が同一である場合
には、冷間鍛造性及び時効硬化性の観点からして、比較
的低い焼入れ終了温度に長時間保持することが好ましい
。例えば、約７０乃至１００°Ｃの焼入れ終了温度で約
２４時間保持することが好ましい。また、同一の焼入れ
条件の場合には、冷間鍛造性及び冷間鍛造後の時効硬化
性を高めるために、Ａｆ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金中のＭｇ及
びＳｉの含有量を多くすることが好ましい。例えば、Ｍ
ｇの含有量を約０．８乃至１．２重量％とし、Ｓｌの含
有量を約０．８乃至１．５重量％とすることが好ましい
。

このような条件下で製造された冷間鍛造用アルミニウム
合金材は、製造後長期間経過しても冷間鍛造性が優れて
いるので、適用部材に応じて容易に冷間鍛造することが
できる。また、この鍛造された部材に、例えば１５０乃
至２００°Ｃの比較的広範囲の各種温度で時効処理する
ことができる。更に、適宜他の時効硬化処理を施すこと
により、その強度を更に一層向上させることができる。

［実施例コ 次に、本発明の実施例について説明する。

先ず、下記第１表に示す組成の各アルミニウム合金を通
常の方法で溶解し、外径が２００＋ｃ＋＋の鋳塊を鋳造
した。この鋳塊を約４９０°Ｃに加熱し、約９時間の均
質化処理を施した後に、押出温度が約４８０乃至５００
℃の熱間押出加工により、直径が５０ｍｍの丸棒と、Ｉ
Ｏｍ■’　Ｘ　１５０ｍｍ”の平角棒とを製作した。

次に、これらのアルミニウム合金製の丸棒及び平角棒を
約５３０℃の溶体化温度に加熱し、約６０分間保持した
。その後、これらの丸棒及び平角棒を直ちに約１００℃
に保温された温水中に浸漬して焼入れし、そのまま約１
２時間保持した。そして、これらの丸棒及び平角棒を取
り出して常温まで冷却した。

なお、実施例１乃至７に係るアルミニウム合金は本発明
にて規定した組成範囲に入るもの、比較例１乃至８に係
るアルミニウム合金はこの組成範囲から外れるものであ
る。また、表中の空欄は不純物として測定限界以下で含
有していることを示す。

このようにして得られた実施例１乃至７及び比較例１乃
至８に係る丸棒及び平角棒を常温で６０日間放置した後
に、冷間鍛造性の評価として各丸棒（Ｔ４材）の変形抵
抗を測定した。また、室温時効での各平角棒（Ｔ４材）
の機械的性質（引張強さ、耐力、伸び）と、冷間鍛造を
想定して各平角棒を２０％冷間圧延し、約１７５℃で８
時間の時効処理を施した後に、各平角棒（Ｔｅ材）の耐
力を測定した。

これらの結果を下記第２表にまとめて示す。

この第２表から明らかなように、実施例１乃至７に係る
アルミニウム合金は、いづれもＴ４材の変形抵抗が小さ
く、冷間鍛造性が優れたものであると共に、時効処理後
のＴｅ材の耐力が極めて高く、時効処理によって強度の
向上を図ることができた。

一方、Ｍｇ及びＳｔの含有量が少ない比較例１に係るア
ルミニウム合金は、Ｔ４材の変形抵抗が小さく、冷間鍛
造性が優れているものの、Ｔｅ材の耐力が極めて低いも
のであった。Ｍｇ及びＳｉの含有量が多い比較例２並び
にＭｇ及びＣｕの含有量が多い比較例３に係るアルミニ
ウム合金は、Ｔｅ材の耐力が極めて高いものの、Ｔ４材
の引張強さ、耐力及び変形抵抗も極めて大きく、冷間鍛
造性が悪いものであった。また、Ｍｎ＋　Ｃｒ＋Ｚｒ＋
　ｖ、’ｒｉ、Ｂ＋　Ｆｅ又はＺｎの含有量が多い比較
例４乃至８に係るアルミニウム合金は、いずれもＴｅ材
の耐力が高いものの、冷間鍛造性が悪いものであった。

次に、第１表の実施例５の組成のアルミニウム合金を用
い上述の方法により丸棒及び平角線を製作した後に、こ
れらの丸棒及び平角線を約５３０℃の溶体化温度に加熱
し、約３０分間保持した。その後、これらの丸棒及び平
角線を直ちに約２５乃至Ｉ５０℃に保温された温水（又
は油）中に浸漬させて焼入れし、そのまま約０．５乃至
７２時間保持した。

そして、これらの丸棒及び平角線を取り出して常温まで
冷却し、更に室温にて６０日間放置した。これにより得
られたアルミニウム合金材（丸棒及び平角ｔｌ）を実施
例８乃至１６及び比較例９乃至１１とする。また、溶体
化処理直後から約５分以内に冷間鍛造し、次いでＴ６処
理を行ったアルミニウム合金材を従来例工とした。また
、現行の通常製法（溶体化処理→ＲＴＸ６０日→冷間鍛
造→Ｔ６処理）を行ったアルミニウム合金材を従来例２
とした。

上述した実施例８乃至１６、比較例９乃至１１並びに従
来例１及び２に係るアルミニウム合金材の冷間鍛造性及
び時効硬化性について調べた。

冷間鍛造性の評価としては、各丸棒（Ｔ４材）の変形抵
抗を測定した。また、時効硬化性の評価としては、室温
時効での各平角線（Ｔ４材）の機械的性質（引張強さ、
耐力、伸び）と、冷間鍛造を想定して各平角線を２０％
冷間圧延し、約１７５℃で８時間の時効処理を施した後
の各平角線（Ｔｅ材）の耐力とを測定した。

これらの結果を下記第３表にまとめて示す。

この第３表に示すように、従来例１のアルミニウム合金
材は、製造直後に冷間鍛造し、直ちに時効処理したもの
であるので、冷間鍛造性及び時効硬化性が消失しておら
ず、理想的な状態のアルミニウム合金材である。これに
対して、更に６０日間放置された従来例２は、従来例１
に比してＴ４材の変形抵抗が著しく増大し、Ｔｅ材の耐
力が低下している。従って、従来法により製造されたア
ルミニウム合金材は、製造後長期間経過すると、冷間鍛
造性及び時効硬化性が低下してしまう。

また、焼入れ温度が低い比較例９は、Ｔ４材の変形抵抗
が小さいものの、Ｔｅ材の耐力が小さく、時効硬化性が
悪いものであった。保持時間が長い比較例ｔｏ、ｉｔは
、時効処理後の耐力が大きいものの、Ｔ４材の耐力及び
変形抵抗が大きく、冷間鍛造性が悪いものであった。

一方、実施例８乃至１６のアルミニウム合金材は、従来
例２のアルミニウム合金材に比して、いずれもＴ４材の
変形抵抗が小さく、Ｔｅ材の耐力が大きかった。即ち、
実施例８乃至工６のアルミニウム合金材は、製造後６０
日間経過しても、冷間鍛造性が優れていると共に、時効
硬化性が優れたものであった。

［発明の効果］ 以上説明したように本発明によれば、Ａ７−Ｍｇ−８ｉ
基合金の成分及び溶体化処理後の焼入れ条件を適切に設
定することにより、アルミニウム合金材の冷間鍛造性及
び時効硬化性を向上させることができると共に、この冷
間鍛造性及び時効硬化性が経時的に低下することを防止
できる。従って、製造後長期間経過しても、冷間鍛造性
が優れていると共に、冷間鍛造後の時効処理によって製
品の強度を充分に向上させることができるので、本発明
は自動車部品をはじめとした多くの工業製品の製造に極
めて有益である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）０．３乃至１．５重量％のＭｇ及び０．３乃至２
   ．０重量％のＳｉを含有し、残部がアルミニウム及び不
   純物からなり、この不純物成分のＣｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆ
   ｅ及びＺｎの含有量を夫々０．５重量％以下、Ｚｒ及び
   Ｖの含有量を夫々０．２重量％以下、Ｔｉの含有量を０
   ．１重量％以下、Ｂの含有量を０．０５重量％以下に規
   制したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ基合金を素材とし、この素材を
   溶体化処理した後に、５０乃至１５０℃の液体中に浸漬
   して０．５乃至４８時間保持することを特徴とする冷間
   鍛造用アルミニウム合金材の製造方法。