JPH04353A - 加工用Ａｌ―Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 - 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】 ［産業上の利用分野コ 本発明は、展伸加工後の合金材を溶体化処理した場合に
おいても強加工組織（加工繊維組＊）を十分に維持し得
るような時効硬化型のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳
塊の熱処理法およびこの鋳塊を用いた押出材の製造法に
関するものである。

［従来の技術］ Ａｆｉ−Ｃｕ系合金の如き時効硬化型のアルミニウム合
金は熱処理を施すことによって、加工材に優れた強度を
付与することができることから自動車、オートバイ等の
強度部品に用いられている。

即チ、へβ−Ｃｕ系合金鋳塊からこのような強度部品を
得るためには、合金鋳塊を５００℃付近に数時間の保持
を行なう均質化処理を施した後５押出、圧延、鍛造等の
展伸加工を施して適宜の形状に成形して、得られた加工
製品に更に強度を付与するために溶体化処理、焼入れ、
焼戻しによる一連の時効硬化処理が行なわれている。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、上記した方法によって得られた加工製品
は５時効処理を施しても多くの場合において予期する程
の十分な強度が得られず強度部品としての使用に制限を
受けるのが現状である。

本発明は上記の実情に鑑み、溶体化処理後において、よ
り高い強度を有する加工製品を得ることのできるような
Ａ℃−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊の製造法およびこれ
によって得られた鋳塊を使用した強度の高い押出材製品
の製造法を提供することを目的とするものである。

［課題を解決するための手段］ 発明者らは、上記時効硬化型のアルミニウム合金が時効
処理後において、予期した程の強度向上効果が得られな
い原因について種々研究を行なった結果法のことが判か
った。即ち、アルミニウム合金に押出、圧延等の塑性加
工を施すと加工による金属の流れの方向に結晶粒が変形
して繊維状の組織が得られる。この加工繊維組織は強加
工組織とも呼ばれており、合金に高い強度を与えるもの
である。ところで、Ａｌ２−Ｃｕ系合金においては加工
後に時効硬化のための熱処理を施した場合に往々にして
５強加工組織が再結晶を起こして部分的に消滅してしま
う。　従って、時効効果処理に際しての一連の熱処理を
施した後においても、大部分の強加工組織が維持される
ような手段を構する必要がある。

発明者らは上記の知見に基きＡρ−Ｃｕ系合金において
５加工後の熱処理による強加工組織の消滅を可及的に避
けることができるような方法について検討を重ねた結果
、特定組成を有するＡｆｉ−Ｃｕ系合金においては２半
連続鋳造後の鋳塊に施す均質化処理においてその加熱速
度を一定の値以下に制御して所定の熱処理温度に到達さ
せるようにするときは、この均質化処理を施して得られ
た鋳塊に展伸加工を加えることによって得られた加工材
は、其の後に強度付与のための溶体化処理等の熱処理を
施しても、上記の強加工組織が部分的に再結晶して消滅
するようなことがなくその大部分を維持し得ることを見
出し、以下の三つの発明を完成した。

即ち本発明における第１の発明は、重量基準にてＣｕ１
．５〜６．０％、Ｍｎ０．１０〜１．５％、Ｍｇ０．２
〜２．０％、　Ｓｉ０．１〜１５％およびＦｅｄ、１〜
０５％を含有し、さらにＣｒ＋Ｚｒが０．１０−０．３
％の範囲になるようにＣｒ０．０４〜０．１０％および
Ｚｒ００６〜０．２０％を含有し、さらにＴｉ０．００
１〜０．２０％または８０．０００１〜０．０４％の一
方または両者を含み、残部Ａｇ、および不可避的不純物
からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊と
し、次にこの鋳塊を２００℃／時間以下の昇温速度で３
００〜４３０℃に加熱昇加熱昇温し、同温度範囲にて１
〜２４時間保持した後に、２００℃／時間以上の冷却速
度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする
加工用ＡＡ−Ｃｕ系アルミニアルミニウム合金鋳塊法で
あり、また本発明の第２の発明は、重量基準にてＣｕ１
．５〜６．０％、Ｍｎ０．１０〜１．５％、Ｍｇ０．２
〜２．０％、　Ｓｉ０．ｌ−１゜５％およびＦｅｄ、１
〜０５％を含有し、さらにＣｒ＋Ｚｒが０．１０〜０．
３％の範囲になるようにＣｒ０．０４〜０．１０％およ
びＺｒ０゜０６〜０．２０％を含有し、さらにＴｉｅ、
００１〜０．２０％または８０．０００１〜０．０４％
の一方または両者を含み、残部Ａ℃および不可避的不純
物からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊
とし、次にこの鋳塊を１００℃／時間以下の昇温速度で
４３０〜５００℃に加熱昇温後、同温度範囲にて１〜２
４時間保持した後、２００℃／時間以上の冷却速度で２
００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする加工用
Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法であり、
さらに第３の発明は、上記第１発明または第２発明によ
って得られた加工用Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊
を用いて、押出比１０以上の押出材に押出加工するに際
し、該鋳塊を３００〜４５０℃の温度に予熱し、１〜ｌ
　０ｍ７分の押出速度でしかも押出材の温度が５００℃
以下になるようにして押出加工を施すことを特徴とする
Ａ℃−Ｃｕ系アルミニウム合金押出材の製造法である。

［作　用］ 先ず本発明において使用するＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム
合金の含有成分および含有割合について説明する。

Ｃｕ　：　１．５〜６．０％ ＣｕはＭｇと共存してＡｌ−Ｃｕ系合金の熱処理強度を
向上させるものであり、下限値未満では時効処理による
強度向上効果が少なく、上限値を超えると熱処理による
強度向上の効果は飽和し５逆に塑性加工に際しての微細
割れ等の欠陥を生じ易くする。

Ｍｇ：０．２〜２．０％ ＭｇはＣｕと共存してＡｆｉ−Ｃｕ系合金の熱処理強度
を向上させるものであり、下限値未満では時効処理によ
る強度向上効果が少なく、上限値を超えると加工性が低
下するようになる。

Ｆｅ　：　０．１〜０．５％ Ｆｅは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止する効果を
有する。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超
えると八β−Ｆｅ　（Ｘ）−３ｉ系化合物（Ｘ：遷移金
属）やＡ℃−Ｃｕ−Ｆｅ系化合物の晶出量が多くなり、
塑性加工を行なった場合に、得られた加工材に微細な割
れ欠陥を生じ易くなると共に、合金中に添加した他の有
効元素の添加効果を減少させる。

Ｓ　ｉ　：　０．ＩＮｌ、５％ ＳｉはＭｇと共存することによって時効処理に際してＭ
ｇ、Ｓｉを析出し合金の強度を向上させる効果を有する
。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると
ＡＪ２−Ｆｅ　（Ｘ）　−３ｉ系化合物（ｘ：遷移金属
）の晶出量が多くなって、展伸加工によって得られる加
工材に微細割れ欠陥を生じ易くすると共に、合金中に添
加した他の有効元素の添加効果を減少する。

Ｍｎ　：　０．ｌ　ＯＮ１．５％ Ｍｎは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止すると共に
展伸加工を施して得られる加工材における加工組織を微
細組織となし、材料強度を向上する効果を有する。下限
値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると加工性
を阻害する。

Ｃｒ　：　０．０４〜０．ｌ　０％およびＺｒ　：　０
．０６〜０．２０％ ＣｒおよびＺｒは両者を合金中に共存させることによっ
て、以下に説明する本発明による鋳塊熱処理法を施すこ
とにより、鋳塊中に固溶したＣｒおよびＺｒを微細なＡ
ｌ−Ｃｒ系化合物、へβ−Ｚｒ系化合物またはＡｆｉ−
Ｃｒ−Ｚｒ系化合物として析出させて、加工によって形
成された繊維状の加工組織を爾後の時効処理において再
結晶の進行を妨げ、強度を向上させる効果を有する。

しかしてＣｒおよびＺｒの合計量が０．１０％未満では
その効果が少なく、また０　３％を超えると加工性を低
下させる。従ってＣｒおよびＺｒ含有量は上記した範囲
内に留める必要がある。

Ｔｉ　：０．００１〜０．１０％および／またはＢ：０
．０００１〜００２％ ＴｉおよびＢはそれぞれ単独で、または共存して合金の
鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防ぐ効果を有し、それ
ぞれその下限値未満ではその効果が少なく、また上限値
を超えるとＡＩ２−Ｔｉ系化合物、ＡＩ−Ｂ系化合物、
またはへβ−Ｔｉ−Ｂ系化合物の巨大化合物を晶出して
、加工に際して割れ発生の起点となり、或いは割れの伝
播経路となって何れも加工性を低下する。

上記した組成を有するＡρ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳
塊は、常法によって溶製したそれぞれの合金元素を所定
量死金む合金溶湯を水冷式半連続鋳造法によって鋳造す
ることによって得られる。

鋳造に際して必要に応じ常法による溶湯の脱ガス処理を
施したり、多孔質フィルターの使用にょる介在物の濾過
処理を施すことは鋳塊品質の向上を図る上で好ましいこ
とである。

水冷式半連続鋳造法で鋳造した鋳塊は合金元素が十分に
固溶されているので、爾後の熱処理によってそれぞれ上
記したような添加効果を十分に発揮することができる。

鋳塊のサイズは特に限定されるものでなく、例えば押出
用として用いる場合などにおいては、小は２０〜６０ｍ
ｍφ程度の小径ビレットから大は３４０φｍｍ以上の所
謂大型ビレットまで用途に応じて任意に採用することが
できる。

本発明の第１および第２発明は、すべて上記のようにし
て製造された半連続鋳造による特定合金組成を有するＡ
℃−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊を用いてこれを特定の
熱処理条件によって均質化処理を施すことによって、展
伸加工後の合金材に時効処理を施した場合において、加
工材に形成された強加工組織に対する再結晶の進行を抑
え、強加工組織を可及的に維持し得るようにしたもので
ある。

即ち第１の発明においては、上記の鋳塊を均質化処理す
るに際し、鋳塊を２００℃／時間以下の昇温速度にて３
００〜４３０℃の温度範囲に加熱昇温し、該温度範囲に
て０．５〜２時間保持し、保持後直ちに４５０〜５００
℃の温度範囲まで加熱昇温して、同温度範囲にて更に１
〜２４時間の保持を行ない、しかる後２００℃／時間以
上の冷却速度で２００℃以下の温度迄冷却するものであ
って、このような熱処理条件のもとで鋳塊の均質化処理
を行なうことによって、加工後の製品に時効処理を施し
た場合に従来よりも著しく高い強度の展伸材製品が得ら
れる。その理由は十分に明確ではないが、鋳塊を２００
℃以下の比較的遅い昇温速度で３００℃付近の温度まで
ゆっくりと加熱昇温させると、この間において鋳塊中に
固溶しているＭｎ、ＣｒおよびＺｒが微細均質に析出し
て結晶核を形成する０次いで、鋳塊を３００〜４３０℃
の温度範囲に一旦保持して残余のＭｎ、ＣｒおよびＺｒ
を析出させることによって鋳塊組織中に十分な量の微細
均質なＭｎ、Ｃｒおよび／またはＺｒを含有する化合物
を形成させる。

このようにして鋳塊中に均一に析出形成せしめたＭｎ、
Ｃｒ、Ｚｒ等の遷移金属の微細化合物の存在によって、
鋳塊を展伸加工後に時効処理を施した際に、展伸材に形
成されている繊維状強加工組織の再結晶による消滅が妨
げられ、強加工組織の大部分が残存するために合金は時
効処理に基く時効性合金本来の強度向上効果に加え、更
に高い強度を得ることができるものと思われる。

本発明の効果を十分に発揮させるためには鋳塊の昇温速
度を２００℃以下の比較的低い昇温速度で加熱昇温させ
ることが必須であって、これよりも大きい昇温速度であ
るときは鋳塊中に析出するＣｒ、Ｚｒ等による化合物が
粗大となって、均質に析出させることができず、所期の
効果が得られない。また、３００〜４３０℃での０．５
〜２時間の低温保持も重要な要件であって、この保持条
件が３００℃未満の温度、もしくは０５時間未満の保持
時間であるときは鋳塊中に均質で且つ十分な量の微細析
出物が形成されず、所期の効果が得られない。また４３
０℃を超える温度、もしくは２時間を超える時間の保持
を行なっても上記した効果をこれ以上増加させることが
できず、却って経済的に不利となる。

その後鋳塊を４５０〜５００”Ｃに昇温して１〜２４時
間の保持を行なうが、これは鋳造において偏析したＣｕ
、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ等の元素を再固溶させて、爾後の展
伸加工およびこれに続く時効処理によって、時効硬化型
合金本来の強度を発揮させるためのものであって、保持
条件が４５０”Ｃ未満の温度５もしくは１時間未満であ
るときはその効果が少なく、また５００”Ｃを超える温
度、もしくは２４時間を超える時間で保持を行なっても
これ以上の効果が得られず経済的でない。

次に高温での保持を終了した鋳塊は直ちに２゜Ｏ℃／時
間以上の冷却速度で鋳塊温度が２００’Ｃ以下の温度に
なるまで冷却する。これは先に４５０〜５００℃の温度
に保持することによって、固溶させたＣｕおよびＭｇの
再析出を可及的に防止し、爾後の展伸材の時効処理によ
ってこれらの元素の十分な量を析出させて、強度を向上
させるためのものであって、例えば強制空冷等の手段に
よってこの冷却速度を得ることができる。

また第２の発明においては鋳塊の均質化処理における加
熱を第１発明におけるよりも更に低い昇温速度の１００
℃／時間以下の温度勾配で行ない４３０〜５００℃に到
達後、同温度に１〜２４時間保持し、しかる後２００℃
／時間以上の冷却速度で２００℃以下の温度迄冷却する
ものであり、このような熱処理条件で鋳塊の熱処理を行
なうことによって、第１発明と同様に展伸加工を施して
得られた展伸材製品の時効処理後の強度を従来に増して
高めることができる。その理由としては、鋳塊の昇温速
度を第１発明の場合よりも更に遅い１００℃／時間以下
の昇温速度でゆっくりと４３０℃〜５００℃の温度範囲
まで加熱すると、この間に鋳塊中のＭｎ、ＣｒおよびＺ
ｒは更に均質微細に析出して結晶核を形成し、更に４３
０〜５００℃における保持によって、これらＭｎ、Ｃｒ
およびＺｒの十分な量の微細化合物が均質に形成されて
、これが第１発明において述へたと同様の理由で鋳塊の
展伸加工後の展伸材製品における時効処理後の強度増加
に優れた効果を及ぼすものと思われる。

本第２発明においては合金鋳塊を第１発明よりも更に低
い昇温速度の１００℃／時間以下の昇温速度で加熱する
のであるから、昇温の過程において鋳塊中に固溶されて
いるＭｎ、ＣｒおよびＺｒは、より多く且つ均質微細に
析出する。従って、第１発明において行なったような低
温での加熱保持を行なわなくても十分な量のＭｎ、Ｃｒ
およびＺｒの析出に基〈微細化合物を確保し得るのであ
る。言換えれば昇温速度がｌｏｏ”ｃ／時間を超えると
きは、鋳塊中において析出するＭｎ、ＣｒおよびＺｒは
より大きい析出物となり、従って結晶核の発生点がより
粗になるので第１発明における如く更に低温での保持を
行なうことによって、更に多くの析出物の発生を期待し
なければならなくなるのである。

４３０〜５００℃の温度範囲における保持は部Ｍｎ、Ｃ
ｒおよびＺｒの更なる析出化合物の形成も期待されるが
、本質的には鋳塊中に偏析するＣｕ、Ｍｇ、Ｆｅおよび
Ｓｉ等の元素の再固溶を図り、展伸加工によって得られ
た加工材製品の時効処理での強度向上を図るためのもの
であることは第１発明の場合と変りない。従って保持条
件が４３０℃未満の温度、あるいは１時間未満の保持時
間ではその効果の少ないこと、また５００℃を超える温
度、あるいは２４時間を超える時間の保持では、経済的
に不利になることなどについても第１発明と同様である
。

また、加熱保持を終了した鋳塊を２００℃／時間以上の
温度で２００℃以下の温度まで急冷させる理由について
も第１発明の項で述へた通りである。上記の第１または
第２発明に示した熱処理条件によって、均質化処理を施
したＡｊ２−Ｃｕ系合金鋳塊は押出、圧延、鍛造等の展
伸加工を施すことによって任意の形状を有する加工製品
を得ることができるが、特に押出加工による場合に顕著
な効果を示す。

第３の発明はかかるＡＡ−Ｃｕ合金鋳塊から優れた強度
を有する押出材製品を得るための好ましい押出加工法を
提供するものであって、該鋳塊を３００〜４５０℃の温
度範囲に予熱した後、押出して押出を行なうものである
。

鋳塊を３００〜４５０℃の温度範囲に予熱するのは鋳塊
の押出加工性を向上させるために行なわれるものであっ
て、予熱温度３００℃未満ではその効果が少なく、また
４５０℃を趙えると加工に際しての発生熱によって押出
材の温度が上がりすぎて、加工による繊維組織が再結晶
により消滅してしまう危険性がある。

押出比を１０以上としたのは押出材に十分に加工繊維組
織を発達させるためである。押出速度を１〜ｌ　０ｍ７
分の範囲に限定したのは１０ｍ７分を超えると加工によ
る発生熱により押出材の加工組織が再結晶してやはり高
強度が得られず、また１ｍ／分未満では経済性に乏しい
からである。

押出材の温度が５００℃を超えないように制御するのは
、５００℃を超えると押出材は表面劣化して割れを生じ
易くなるからである。また、一般に押出加工においては
押出操作が進むにつれて、ダイス内の鋳塊は加工による
発生熱によって昇温し、押出初期よりも後期において得
られる押出材の温度が上昇し、再結晶を起し易くなる。

従って加工中に押出機内での温度が５００℃を超えるよ
うな場合にはダイス端部において押出材を強制空冷する
などの冷却手段を講する必要がある。

このようにして得られた押出材は、次に時効処理を施し
て高強度を付与する。時効処理の条件としては一般に行
なわれるように、４９５〜５１０℃の温度範囲に０．５
時間以上保持して溶体化処理を行ない、次いでこれを焼
入後１６０〜１８０℃の温度範囲に２〜８時間保持して
焼戻処理を行なう。

第１発明もしくは第２発明による均質化処理を施したＡ
ｌ−Ｃｕ系台金鋳塊を、特に上記の第３発明において開
示された押出条件を採用して押出加工を施して得られた
押出材は、時効処理を施すことによって従来にない強度
の優れた押出製品とぐろごとができる。

［実施例コ 次に本発明の実施効果を実証するために発明者が行なっ
た幾つかの実施例について説明する。

第１表に示すような化学組成を有する１５種類（本発明
合金二合金番号１〜１０、比較合金：合金番号１’１〜
１５：）のＡｆｉ−Ｃｕ系アルミニウム合金溶湯から水
冷式連続鋳造法を使用して３２５ｍｍφの押出用鋳塊を
得た。

次にこれらの鋳塊を使用して、第２表に示す如〈実施例
１においては本発明の組成範囲に該当する合金（合金番
号１〜１０）および比較合金（合金番号１１〜１５）を
本発明の第１発明の２段の熱処理条件で均質化処理を施
したもの、実施例２では本発明合金（合金番号２．１０
）および比較合金（合金番号１１．１４）についてそれ
ぞれ、本発明の第２発明の熱処理条件、即ち低昇温速度
条件での１段熱処理による均質化処理を施し、し条件、
即ち本発明の第２発明の昇温速度条件よりもかなり高い
昇温速度で加熱を行なう１段熱処理での均質化処理を施
し、処理後放冷したものについて、各鋳塊を本発明の押
出条件、即ち４００℃に予熱後、押出速度４ｍ／分で押
出材のダイス端における温度が５００℃以下になるよう
にして径５０ｍｍφ、長さ５０ｍの丸棒の押出しを行な
った。次に得られた丸棒に５００℃に２時間保持した後
水焼入れを施して溶体化処理を施し、次いで１７０℃に
６時間保持して人工時効処理（Ｔ６処理）を施した。

これらＴ８処理を施した押出材の先端から約２０ｍおよ
び約４０ｍの位置から強度試験試料および組織検査試料
を切り出し、強度試験試料については抗張力（σＩｌ）
および耐力　（σ。２）の測定を行ない、また組織検査
試料については、光学顕微鏡による合金組織の観察を行
ない、直径方向に対する再結晶厚さを測定し、その比率
を算出した。

注二表中２抛、４０ｍはビレット先端部からの試料採取
位置を示す。

またσれ、σ。、２の単位はｋｇ／ｍｍ２である。

第４表 注二表中２０ｍ、４０ｍはビレット先端部からの試料採
取位置を示す。

実施例１の鋳塊による結果を第３表に５また実施例２お
よび３の鋳塊による結果を第４表にそれぞれ示す。

即ち、第３表は本発明合金および比較合金について、本
発明の第１発明による熱処理条件によって均質化処理を
行なった鋳塊を本発明の第３発明による押出加工を行な
った押出材の前後具なる２箇所における時効処理後の強
度、再結晶の状態を調へた結果を示すものであるが、第
３表の結果からＣｒ、Ｚｒの適量を共存させた本発明に
よる合金組成を有するＡρ−Ｃｕ合金鋳塊（合金番号１
〜１０）を第１発明による熱処理条件によって均質化処
理を施した鋳塊から得られた押出材は時効処理後におけ
る再結晶層の厚みが薄く、押出材の直径方向に占める再
結晶層の厚さの割合がすべて０．１％以下であって再結
晶がさして進行せず、しかも製品の前後（先端から２０
ｍｍおよび４０ｍｍ）何れの部分をとってもその値にさ
したる変化がないのに対して、Ｃｒ、Ｚｒをそれぞれ単
独で添加するか、若しくは全く添加しない本発明の組成
を外れる組成の比較合金鋳塊（合金番号１１〜１５）か
ら得られた押出材製品においては再結晶層の厚みが厚く
直径に対する比率が１以上であって再結晶が相当程度進
んでおり、しかも製品の前部と後部でその値のバラツキ
が大きいこと、また同表中における本発明合金（合金番
号５．７、および１０）から得られた製品と比較合金（
合金番号１１〜１５）から得られた製品の強度を比較す
ると、これらの製品は合金中に含有されるＣｕおよびＭ
ｇ１ｔが同一であるところから、時効処理後の強度がほ
ぼ同一水準にあることが期待されるにも拘らず本発明合
金によるものは、比較合金によるものに比へて抗張力、
耐力何れを採っても著しくその値が高いことが判かる。

また、第３表の結果から本発明の組成範囲内に該当する
組成を有する合金を使用したものは、すべて再結晶層が
薄く、つまり時効処理後においても強加工組織が顕著に
残留し、従って押出材の強度向上に好ましい結果となる
ことが判かる。

第４表左［（実施例２）は本発明合金（合金番号２．１
０）および比較合金（合金番号ｚ、ｉ４）について第２
発明による遅い昇温速度で昇温させる熱処理条件で均質
化処理を施した鋳塊を、また右ＩＩ（実施例３）は同様
の合金について、通常の昇温速度即ち第２発明による昇
温速度より早い昇温速度で均質化処理を施した鋳塊を、
それぞれ本発明の押出条件によって押出加工を行なった
押出材について、時効処理後押出材の前後２箇所（先端
より５ｍおよび４０ｍ）における強度と後部（先端より
４０ｍ）における再結晶の進行状況を調へた結果を示し
たものであるが、第４表左横実施例２の結果から第２発
明による熱処理を施した場合においても、本発明の合金
（合金番号２、ｌＯ）を使用した場合には得られた押出
材の時効処理後の再結晶層の厚みは薄く、再結晶があま
り進んでいなのに対し、比較合金（合金番号１１゜１４
）使用の場合には再結晶層の厚みが厚く再結晶がかなり
進行していること、また第４表右欄実施例３の結果から
本発明合金を使用した場合においても均質化処理が第２
発明の条件を逸脱したもであるときは、押出材における
再結晶層の厚みが厚く、つまり再結晶が進行してしまう
ことなどが判かる。

また、この再結晶の進行状況を示す結果は直ちに押出材
の強度に影響を及ぼすものであって、第４表左欄におけ
る本発明合金と比較合金のうち、同−Ｃｕ、Ｍｇ含有量
の合金を比較した場合において、合金番号ｌＯの本発明
合金によるものの強度は合金番号１１および１４の比較
合金によるものの強度に比べて著しく高いことが判かる
し、また左右欄に示された強度測定結果から、本発明の
同一組成を有する合金を使用した場合でも均質化処理に
際しての昇温速度が本第２発明の昇温変速よりも大きく
、均質化処理後の冷却速度の遅い従来の通常的な熱処理
条件による場合には、押出材における再結晶の厚さが厚
くなるとともに、強度が著しく低下することが判かる。

以上の実施例は鋳塊の均質化処理後に行なう展伸加工法
として、特に本発明の第３発明による押出加工を採用し
たものについて述べたが、加工手段はこれに限られるも
のでなく、勿論これ以外の加工法、例えば圧延加工、鍛
造加工等信の加工法を採用する場合においても同様の優
れた効果が期待できる。

［発明の効果コ 以上述へたように本発明の鋳塊の均質化処理法を採用す
るときはＡρ−Ｃｕ系アルミニウム合金展伸材の時効処
理後における再結晶の進行に伴う加工繊維組織の消滅が
抑えられるので、時効処理効果と相まって加工材製品の
強度を更に一層高めることができるので工業的な利用価
値の高い発明であるといえる。

特許出願人　日本軽金属株式会社 株式会社　日軽技研

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量基準にてＣｕ１．５〜６．０％、Ｍｎ０．１
   ０〜１．５％、Ｍｇ０．２〜２．０％、Ｓｉ０．１〜１
   ．５％およびＦｅ０．１〜０．５％を含有し、さらにＣ
   ｒ＋Ｚｒが０．１０〜０．３％の範囲になるようにＣｒ
   ０．０４〜０．１０％およびＺｒ０．０６〜０．２０％
   を含有し、さらにＴｉ０．００１〜０．２０％またはＢ
   ０．０００１〜０．０４％の一方または両者を含み、残
   部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
   溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの鋳塊を２００
   ℃／時間以下の昇温速度で３００〜４３０℃に加熱昇温
   後、同温度範囲にて０．５〜２時間保持し、保持後直ち
   に４５０〜５００℃の温度範囲に加熱昇温して、同温度
   範囲にて１〜２４時間保持した後、２００℃／時間以上
   の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特
   徴とする加工用Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊の熱
   処理法。
2. （２）重量基準にてＣｕ１．５〜６．０％、Ｍｎ０．１
   ０〜１．５％、Ｍｇ０．２〜２．０％、Ｓｉ０．１〜１
   ．５％およびＦｅ０．１〜０．５％を含有し、さらにＣ
   ｒ＋Ｚｒが０．１０〜０．３％の範囲になるようにＣｒ
   ０．０４〜０．１０％およびＺｒ０．０６〜０．２０％
   を含有し、さらにＴｉ０．００１〜０．２０％またはＢ
   ０．０００１〜０．０４％の一方または両者を含み、残
   部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
   溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの鋳塊を１００
   ℃／時間以下の昇温速度で４３０〜５００℃に加熱昇温
   後、同温度範囲にて１〜２４時間保持した後、２００℃
   ／時間以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却す
   ることを特徴とする加工用Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合
   金鋳塊の熱処理法。
3. （３）請求項１または２記載による熱処理を施した加工
   用Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊を用いて押出比１
   ０以上の押出材に押出加工するに際し、該鋳塊を３００
   〜４５０℃の温度に予熱し、１〜１０ｍ／分の押出速度
   でしかも押出材の温度が５００℃以下になるようにして
   押出加工を施すことを特徴とするＡｌ−Ｃｕ系アルミニ
   ウム合金押出材の製造法。