JPH0472899B2

JPH0472899B2 -

Info

Publication number: JPH0472899B2
Application number: JP61233150A
Authority: JP
Inventors: Jeemusu Buraianto Ansonii; Jon Fuiirudo Deebitsudo; Hooru Batoraa Aanesuto
Original assignee: Alcan International Ltd Canada
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 1985-09-30
Filing date: 1986-09-30
Publication date: 1992-11-19
Also published as: KR940004032B1; NZ217667A; DE3665489D1; GB8524077D0; MY101857A; ATE46195T1; ES2002503A6; BR8604699A; JPS6296639A; US4861389A; NO167214B; EP0222479A1; AU594081B2; NO167214C; DE222479T1; AU6316986A; CA1292134C; NO863864D0; NO863864L; EP0222479B1

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、主たる硬化成分がマグネシウムと珪
素である析出硬化型のアルミ合金の押出しに関す
る。本発明は鋳造から押出への合金のミクロ組織
を制御して欠陥のない表面仕上と容認される機械
的性質とをもつた高速で調和的に押出される合金
の能力を最大限に上げることに関する。アルミニウムの押出プラントにあつては、アル
ミニウムは都合のよい大きさで鋳造インゴツトと
なつて押出装置に供給される。鋳造インゴツトは
押出すのに充分高い適切な温度に先ず加熱され、
それから押出しダイを押し進んで所定の断面をも
つた押出成形物が形成される。インゴツトは、所
定の組成のアルミニウム合金を鋳造することによ
つて作られ、その後で上昇した温度で均熱化し可
溶性２次相粒子（マグネシウム珪化物、Mg₂Si）
の状態を制御することにより均質化させる。本発
明は合金の組成を制御することにより、また鋳造
条件殊に均質化を制御することにより合金のミク
ロ組織制御を達成するものである。本発明との関連において押出インゴツトに対す
る要件は下記の通りである。ａ）主要合金元素、つまりマグネシウムと珪素
を押出物の機械的性質要件を満たすに足りる濃
度で含む化学的組成を有すべきこと。ｂ）押出容易性を最大にするために上昇温度で
降伏応力を最小限とするようにマトリツクス組
織が制御されるべきこと。ｃ）マトリツクス組織、および２次相粒子の寸
法および分布に関し最大限の均一性をもつこ
と。ｄ）可溶性２次相粒子（マグネシウム珪化物）
は、充分に微細で、かつ均一に分布し押出変形
が生じるまで溶解しないままであり、次の変形
領域内で完全に溶解して、最高の機械的特性が
後続の時効硬化によつて発揮されること。ｅ）不溶性２次相粒子は、押出成形物（陽極酸
化処理前後いずれにおいても）に不均一性を生
じさせないように、微細であり、均一に分布さ
れること。米国特許第3222227号には、6063タイプのアル
ミニウム合金の押出インゴツトの予処理方法が開
示されている。インゴツトは均質化されてから、
マグネシウムと珪素の大部分、望ましくは、その
殆んどを溶体状に保持し、かつ形成される析出物
が非常に微細で容易に再溶解するマグネシウム珪
化物として主として存在するように充分早く冷却
される。このようなインゴツトから作られた押出
物は、時効後、改善された強度特性と硬化特性を
有する。米国特許第3113052号は、再結晶外帯を生じさ
せずに押出物の全長に沿つて均一な機械的性質を
得ることを目的とした他のステツプ冷却処理を示
している。米国特許第3816190号には押出機でのインゴツ
トの加工性を改善することを目的とする別のステ
ツプ冷却処理が開示されている。詳しいことには
触れていないが少なくとも毎時間あたり100℃の
初期冷却速度でもつて230〜270℃の保持温度まで
下げることが意図されている。本発明の一つの側面をみると、Mgの殆んど全
てが、β相Mg₂Siを殆んど含まず少なくとも0.1
ミクロンの平均直径のβ′相Mg₂Siの粒子の形で存
在するAl−Mg−Si合金の押出インゴツトが提供
される。本発明の別の側面によれば、Al−Mg−Si合金
のインゴツトを鋳造し、これを均質化し、均質化
されたインゴツトを少なくとも毎時間400℃の冷
却速度で250〜450℃まで冷却し、インゴツトをあ
る時間250℃〜425℃の保持温度で保持してβ相
Mg₂Siを殆んど含まないβ′相Mg₂Siとして殆んど
全てのMgを析出し、次いで冷却することによつ
て押出インゴツトを製造する方法が提供される。本発明はまた、インゴツトを再加熱し、これを
ダイを介して熱間押出しすることによつて押出物
を形成する方法にも関する。合金は6082、6351、6051および特に6063（アル
ミニウム協会登録）等の6000系であつてよい。合
金の組成は下記の通りである（重量％）。

【表】

【表】である付随不純物を差引いた残部。
欧州の6063−F22機械的性質規格に合致するた
めの押出物は少なくとも230MPa、例えば230〜
240MPaの極限引張り強さ（UTS）の値が得られ
ることが必要である。実験によつて、マグネシウ
ム及び珪素のそれぞれを含有率を0.39〜0.46％、
好ましくは0.42〜0.46％として、それにより0.61
〜0.73％、好ましくは0.66〜0.73％のMg₂Si含有
率とすることにより上記目標が達成できること
（但し存在するすべての溶質が時効硬化に利用さ
れることを条件とする）が判明した。在来の6063
合金または6082、6351あるいは6051合金のような
高い含有率の珪素及びマグネシウムを含む合金の
使用は、硬度を増大させ、液相線を下げ、その結
果、合金の押出インゴツトは、以下に述べるよう
に他にも利点はあるが、より低速でのみ押出され
ることになる。 6063合金の鉄含有率は０〜0.24％、望ましくは
0.16〜0.24％、最適には0.16〜0.20％として規定
されている。鉄は好ましくない不溶性のAl−Fe
−Si粒子を形成する。Fe含有率が約0.16％以下の
Al合金は、より高価であり、陽極酸化処理後は
色彩均一性が悪いことがある。6063合金のマンガ
ン含有率は０〜0.10％、望ましくは0.02〜0.10％
とりわけ0.03〜0.07％として規定されている。マ
ンガンの作用は、鋳放しインゴツト中で鉄が微細
β−Al−Fe−Si小板片の形で（好ましくは長さ
15ミクロン以下）、あるいはα形であるならばス
クリプト（script；文字状析出物）や共晶析出物
を実質的に含まにず、存在するのを助長すること
である。チタンは０〜0.5％、望ましくは0.01〜0.04％と
りわけ0.015〜0.025のレベルで結晶微細化剤とし
て二硼素化チタンの形で存在する。押出インゴツトは、直接チル（DC）鋳造法、
望ましくは米国特許第3326270号に記載されてい
る如き短モールドまたは「ホツト・トツプ」DC
方法によつて鋳造される。適当な鋳造条件のもと
で、全インゴツト断面にわたり70〜90ミクロンの
均一結晶粒度と28〜35ミクロン、望ましくは28〜
32ミクロンの細胞寸法のインゴツトが得られ、そ
の不溶性２次相は微細なβ−Al−Fe−Si小板片
（好ましくは長さ15ミクロン以下）の形であり、
あるいはα形であればスクリプト（script）及び
粗大結晶粒子をを含まない。押出インゴツトを均質化する目的は、可溶性２
次マグネシウム珪素相を適当な形にすることにあ
る。技術的背景として述べると、マグネシウム／
珪素粒子は条件次第で３つの形をなしてアルミニ
ウム中の溶体から析出しうる（住友軽金属技報第
26巻７号、327〜335頁、1976年発行）ａ）合金組成にもよるが、400〜480℃に保持す
れば、Mg₂Siは最初サブミクロンサイズではあ
るが急速に成長する立方格子のβ相ブロツクと
して析出する。ｂ）合金組成にもよるが、250〜425℃、とりわ
け300〜350℃前後に保持すれば、Mg₂Siは代表
的には３〜４ミクロンの長さと0.5ミクロンの
巾の六方結晶構造のβ′相小板片として析出す
る。これらの小板片は合金マトリツクスと半合
着性で、歪みはアルミニウム結晶組織の転位で
解消されてしまう。シート試供片での350℃の
β′相析出物の溶解と生長が報告されている。
（ケミカルアブストラクト第75巻第10号、1971
年９月６日、303頁、アブストラクト68335）ｃ） 180℃前後で保持されると、Mg₂Siは六方
結晶構造であつて、かつマトリツクスの結晶組
織と合着性である長さが0.1ミクロンより少な
いβ″相針状結晶として析出する。この微細析出
物は時効硬化のときに形成されるものである。
より大きな析出物(a)と(b)は製品の硬度に寄与し
ない。析出物(b)、(c)は析出物(a)と比較して準安定して
いるが、実際には周囲温度で無期限に安定してい
る。本発明の方法は、ある時間ある温度で押出イン
ゴツトを加熱し、マグネシウムと珪素をほぼ完全
に可溶化することを基礎としている。次いでイン
ゴツトは250〜425℃、望ましくは280〜400℃、と
りわけては300〜350℃の範囲内にある温度まで急
速に冷却される。許容され、かつ最適な保持温度
範囲は、合金組成によつて変わりうる。冷却速度
は、β相Mg₂Siの顕著な析出が生じないようにす
るのに充分早くされねばならない。本発明では毎
時400℃の最低冷却速度を規定しているが少なく
とも毎時500℃の冷却速度で冷却するのが望まし
い。次いでインゴツトはある時間前述の範囲内の
保持温度に保たれてβ′相Mg₂Siとしてほぼすべて
のマグネシウムを析出させる。この時間は典型的
には0.25時間または0.5時間から３時間の範囲内
にあり、より長い時間は低い保持温度をおおむね
必要とする。次いで、インゴツトのおおむね周囲
温度まで、望ましくは、少なくとも毎時100℃の
速度で冷却して好ましくない副作用の危険を避け
るようにする。ほぼすべてのMgがβ′相Mg₂Siとして析出され
るとは、冷却インゴツト内のほぼすべての過飽和
Mgがβ′相Mg₂Siとなつて存在するがβ相Mg₂Si
としては実質的には存在せず、望ましくは全く存
在しない。Siは化学量論的にはMgより過剰に存
在し、過剰分のほぼ1/4重量はα−Al−Fe−Si粒
子（望ましくは15ミクロン以下の長さで、６ミク
ロン長さ以下90％のものが長さ６ミクロン以下で
あるべきα−Al−Fe−Si）を形成するのに利用
される。過剰珪素の残りはマトリツクスの時効硬
化性に寄与する。本発明はメカニズムというよりむしろ効果に関
しているが、均質化後の冷却期間に生ずると考え
られるものについて以下述べることとする。第１
図を参照すると、580℃前後で数時間均質化され
たインゴツトが約350℃まで急速に冷却されると、
β相Mg₂Siの形成が抑制されて、β′相としての析
出が全体的に行なわれる。これは不規則な断面の
ラスとして生長する準安定六方晶であり、不規則
性は保持温度の結果である。0.25〜３時間保持す
ると、Mg₂Siは、0.5（おおむね0.1〜0.3）ミクロ
ンまでの粒子断面と７〜16×10⁴／mm²（おおむね
８〜13×10¹⁴／mm²）までの粒子密度で、１〜５
（おおむね３〜４）ミクロンの長さの均一なラス
形状の粒子として殆んど完全に析出される。粒子
の大きさや密度数値はインゴツトの断面を単に観
察することによつて得られる。このβ′相はアルミ
ニウムマトリツクスに対し半合着性であり、その
結果生じた不整合は相とからむ界面転位網状構造
によつて解消される。析出物の主要な特徴は第１
ａ図に図解的に示される。押出のために425〜450℃の範囲で再加熱する
と、析出物の急速な溶解が380℃またはそれ以上
の温度で開始される。溶解過程は析出物の不規則
な断面のために複雑なものとなる。溶解は、第１
ｂ図に図解的に示すように粒子が縁の近くでくび
れる点で最も速い。このメカニズムの結果は、溶
解に先立つてβ′相ラス状物の最初の縁をなしてい
るβ相崩壊物の分離である。β′相の背状突起の溶
解は、転位によつてまた安定化されるある特定の
大きさに達するまで続けられる。この過程は、第
１ｃ図に図解的示される。β′相溶離過程のこの点
で立方β相Mg₂Siがβ′相崩壊物上で不均一に核化
する。β′相Mg₂Siの残余部分は第１ｄ図に図解的
に示すようにβ相Mg₂Siのための核形成座となり
この相の高密度の小粒子を形成する。これらの小
粒子は、β相Mg₂Siが430℃前後の温度の固溶体
から直接核化するとき形成される５〜10ミクロン
の粒子と比較して、典型的にはサブミクロンサイ
ズ（例えば約0.1ミクロンの長さ）である。 β相粒子生長に対する同じ制約は、押出し前の
加熱温度範囲内での保持温度中に見られる。従つ
て本発明に基づいて実施される断続冷却は、マト
リツクス全体にわたる微細、均一分布状態での過
飽和Mg₂Siの完全析出のみならず押出し前の再加
熱中に粒子を粗大化させない析出を生じさせる。
微細粒子はかくして押出し中に容易にかつ迅速に
可溶性であり、次いで時効硬化したときに230〜
240MPaの所望の極限引張強さ（UTS）値となる
析出物を形成する。本発明の断続冷却処理は、従来用いられた種々
の処理の中間処理である。例えば押出し用の6063
合金が均質化の後に、インゴツトを空気冷却する
のがこれまでのやり方であつた。この冷却過程で
430℃前後の温度でβ相Mg₂Siの析出と急速な粗
大化が生じる。これらの粗大粒子は再加熱及び押
出し中に再び溶解することなく、析出物は時効硬
化処理に適切に応答しないので、所定のUTSを
達成するのにはより多くのMgとSiが必要とされ
る。対照的に米国特許第3222227号に記載の方法に
あつては、均質化されたインゴツトは、MgとSi
の大部分、望ましくはその殆んどを溶体状に滞留
させ、形成される析出物がどれも、小粒子、すな
わち約0.3ミクロンの直径以下の小粒子となつて
主に存在するように充分な速さで冷却される。し
かし、この急速冷却処理の結果、インゴツトは不
必要に硬くされ、達成可能な押出し速度は低くな
り、押出温度は所望されるものより高くなるとい
う結果を生じる。また押出し前のインゴツトの再
加熱は、その際粗大β相Mg₂Siの析出の危険を避
けるため注意深く制御されねばならない。本発明の公知技術を超えた幾つかの次の利点が
ある。１均質化された押出インゴツトはその合金組成
について可能な最小値に近い降伏応力をもつて
いる。これはMg₂Si析出物の状態から生じる。
その結果、インゴツトを押出すのに必要とされ
る仕事量は少なくなる。２押出し前のインゴツトの加熱速度と押出し前
の高温インゴツトの保持時間は今までの場合よ
りもずつと重要な要件でなくなる。本発明によ
るインゴツトはその向上した押出し特性を失な
うことなく高温度で30分まで、あるいは60分ま
でも保持される。これもインゴツト中のMg₂Si
析出物の状態からもたらされる。３変形と押出し中に、インゴツトは550゜〜600
℃程度の上昇温度はすぐ達する。この間に
Mg₂Si粒子は小さいサイズの結果としてマトリ
ツクス金属中に溶体状にほぼ完全に戻される。４３項の結果として、急冷析出物は容易に時効
硬化される。本発明に基づいて作られた6063タ
イプの合金に対する典型的なUTS値は230〜
240MPaの範囲内にある。５必要とあればMgとSiを用いて所望の硬度値
を達成する効果の故に、押出合金中のこれら元
素の濃度は従来所望の押出特性を達成するのに
必要とみなされていたものより低い。６第１項の結果として、一定の押出温度につい
ての高い押出速度は、高い生産性で得られる。
最高の出口温度は、ダイ出口での液化破裂に至
る合金固相線の領域に達することがあるので、
出口温度が押出速度を制限する主な制約の１つ
になつていることは知られている。７第５項の結果として、本発明に基づいて作ら
れた押出合金の固相線は現行の在来規格で作ら
れた相当する金属のそれよりも高く、これによ
り高い押出温度と生産性の増加が得られる。下記の実施例は本発明を説明するものであり実
施例１〜５では6063タイプ合金を使用する。実施
例６は6082タイプ合金、実施例７は6061タイプ合
金を使用している。実施例１化学組成の制御合金は0.35と0.55重量％間のマグネシウム含有
率と、0.37と0.50％間の珪素含有率と、0.16と
0.20重量％間の鉄含有率と、０または0.07重量％
いずれかのマンガン含有率とをもつた直径178mm
のD.Cインゴツトの形で鋳造した。インゴツトか
らの試供片は585℃で２時間均質化され、水で急
冷され、そして室温で24時間その後に185℃で５
時間時効処理された。次いで硬さ試験を行ない、
その結果を、種々の過剰シリコンレベルでの試験
材料のMg₂Si含有率に対する硬度の曲線としてグ
ラフにした。Mg₂Siと過剰Siの値は合金組成から
重量％で計算した。曲線は第２図に示される。こ
の図は合金のMg₂Si含有率に対する硬さ（HV5
としてのヴイツカースケールで測定）のグラフで
6063タイプ合金から得られる最高の硬さでの過剰
SiにMg₂Siを加えたものの効果を示している。例
えば曲線は、ほぼ0.66％のMg₂Si含有率が0.12％
の過剰Siで78〜82HV5（230〜240MPaのUTS）
の目標、機械的性質を達成していることを示して
いる。実施例２均質化後の冷却制御による全体的に不均質化さ
れたミクロ組織の製造必要とされる微細均一な分布をなす溶解マグネ
シウムの完全析出を形成する最適な冷却径路を決
定するために、時間−温度−変態（TTT）曲線
を試験対象の組成範囲内の合金について決定し
た。この目的のために、MgとSiの組成範囲の上
限と下限にある合金からさらに円板を切り取つ
て、さらにほぼ５mmの立方体に切り刻み、585℃
で２時間均質化し、毎時450℃と200℃の間の25℃
の温度間隔の種々の中間温度まで１時間あたり
400℃と1000℃間の制御された速度で冷却し、次
にほぼ１時間あたり8000℃（水冷）と100℃の間
の速度で室温まで冷却する。冷却が完了後、試供
片を室温で24時間、それから185℃で５時間時効
処理した。試供片はそこで硬さ試験を受けその値
を保持温度と保持時間の両軸線上でTTT曲線と
してグラフ化した。得られた曲線の代表的な例は
第３図に組成Mg0.44％、Si0.36％、Mn0.07％、
Fe0.17％、残部Alの合金について示される。曲線の大体の形は、試験されたマグネシウムと
シリコンの組成範囲の上限、下限両方について同
じで、溶質の完全析出物は350℃と300℃との間の
温度範囲内で最も急速に行なわれ、350℃を超え
て徐々により緩やかに、さらに425℃以上と250℃
以下で非常に緩やかに行なわれることを示してい
る。350℃と300℃間の保持は、毎時1000℃以上の
初期冷却速度については約1.5時間で、そしてよ
り低い初期冷却速度については約１時間でMg₂Si
の実質的に完全な析出を生じさせる。急速析出の
ための温度幅はもし0.03〜0.10％間のマンガンが
存在するならば多少拡がる傾向がある。実施例３実施例２に用いた合金の別のサンプルを均質化
し、それから色々な条件のもとで冷却した。ある
サンプルは次いで室温で24時間そして180℃で５
時間時効処理した。均質化しその後時効処理した
サンプルの硬度を測定した。第４図は冷却速度に
対するHV5スケールの硬度を示した２つの部分
からなるグラフである。第４ａ図において、サンプルは図示の速度で均
質化温度から周囲温度まで連続的に冷却した。時
効処理が、35HV5前後から50HV5前後まで硬度
の顕著な増加を生じさせたことを示している。こ
れはMg₂Siの実質的な量が時効硬化中に析出され
たこと、すなわち均質化され冷却されたインゴツ
トが過飽和溶液中に高割合のMgとSiを含んでい
ることを示すものである。第４ｂ図は保持温度に対する硬度のグラフであ
る。すべてのサンプルは毎時600℃の速度で均質
化温度から先ず冷却され、１時間保持温度で保持
され、それから毎時300℃で周囲温度まで冷却さ
れた。時効処理されたサンプルの硬度を表わす実
線の曲線は300〜350℃の保持温度での顕著な極小
値を示し、そこでは曲線は実際に時効処理されな
いサンプルの硬度を示す点線からあまり上方に離
れていない。このことは、これらの温度で保持さ
れた後は非常に少ないMg₂Siが時効硬化で析出す
ること、すなわち、ほぼ全部のMg₂Siが断続冷却
過程中に析出されてしまうことを示す。実施例４再加熱と押出熱サイクルからなる後続熱処理模
擬実験での断続冷却析出物の挙動急速ガス燃焼式コンベア炉と毎分50〜100メー
トルの押出速度を用いた代表的な予熱と押出のサ
イクル中に6063インゴツトが到達した温度の測定
他は、インゴツトは予熱炉内の350℃またはそれ
以上の温度になるのに10分前後の時間を要し、次
ぎに押出中に変形領域内で非常に短かい時間、例
えば0.2〜１秒間で550〜660℃の最高値に達した
ことを示している。かかるサイクルの実験室加熱
処理模擬実験を実施するのに下記の方法を採用し
た。ほぼ10mm角の試供片をマグネシウムと珪素それ
ぞれについて0.41〜0.45重量％、0.16と0.20重量
％の鉄、0.03〜0.07重量％のマンガン、0.015〜
0.025重量％のチタン（Al−5Ti−1B結晶微細化
剤として）の組成からなる178mm直径のインゴツ
トから切り取つて、585〜590℃で２時間均質化
し、毎時600℃で350℃まで冷却し、この温度で１
時間保持し、それから毎時300℃で室温まで冷却
した。次いで以下の加熱処理を行なつた。 (a) 均質化されたままの状態から室温で24時間、
それから185℃で５時間時効処理。 (b) 350℃で0.5時間加熱、水冷し、室温で24時間
それから185℃で５時間時効処理。 (c) 350℃で0.5時間加熱して１秒間で550℃まで
急速に上昇させ、水冷し、室温で24時間、それ
から185℃で５時間時効処理。 (d) 項(c)の如くするが、575℃の最終加熱処理温
度を使用。 (e) 項(c)の如くするが600℃の最終加熱処理温度
を使用。時効後、硬さ試験をすべての試供片について行
なつた。その結果は第５図に図解的に示されてい
る。比較のために、同じ組成ではあるが、毎時
200℃及び600℃の速度での連続冷却でもつて均質
化されたインゴツトからの試供片を同様に処理し
た。この材料の硬さ試験の結果も第５図に示され
ている。これらの結果はマグネシウム珪化物の析出は断
続冷却で均質化された材料において事実上完全
で、模擬実験による予熱後も安定したままで、押
出変形領域内で達すると思われる温度での非常に
短かい溶体化処理後殆んど完全に再溶解すること
が確認された。他方、連続冷却処理で均質化され
た材料はマグネシウム珪化物析出があまり完全で
はなく同様の短かい溶体化処理ではあまり完全に
溶解されず、このことは模擬実験による押出熱サ
イクルでのばらつきのある挙動を示唆している。実施例５断続冷却で均質化された規格インゴツトの押出
性能本発明に基づき製造されたインゴツトの押出性
能を試験するために市販の押出プレスを用いて試
験が行なわれた。均質化後の断続冷却を含む本発明のすべての特
徴に基づいて作られたインゴツトは通常の6063合
金組成の制約と、鋳造と均質化過程によつて作ら
れた対照インゴツトと合わせて押出される。試作
インゴツトのおのおのから作られた押出片の入口
温度と入口速度およびT5条件まで時効処理した
後の押出片の引張特性と陽極酸化挙動を測定し
た。押出出口温度、速度は第６図にグラフで示さ
れる。引張特性と表面品質評価は、押出しされた
インゴツトの化学組成を与える表１に示される。表１ Fe Mg Mn Si 対照インゴツト 0.20 0.49 0.07 0.44 規格インゴツト 0.18 0.42 0.05 0.45 表面評価−押出製品対照材料、規格材料両方とも欠陥なく押出ダイ
に対し普通で満足なものであつた。陽極酸化処理押出物対照材料、規格材料両方とも欠陥なく均一な仕
上りで満足なものであつた。

【表】第６図は、規格合致材料について、一定の出口
速度に対する出口温度は対照材料についてよりも
10〜20℃ばかり低い（速度次第で）ことを示して
いる。引張特性は、欧州6063−F22要件（最低
UTS215MPa）を充分に超え230〜240MPaの目
標を達しようとしてはいるが対照材料よりも規格
材料について低かつた。押出製品の表面仕上品質
は陽極酸化処理前後両方について規格材料、対照
材料両方とも完全に満足なものであつた。得られた温度と速度の関係は、規格合致インゴ
ツトが対照材料より一定の出口温度についてより
高い速度を達成しうると共に、完全に容認できる
機械的性質と表面品質をもつた押出製品を与える
ことを示している。実施例６実施例１から実施例４のパターンに従う実験は
6082化学規格の範囲内で前述の組成限界内でT6
押出において300MPaの代表的なUTSを達成する
ことが可能であることを示した。適当な薄シエルD.C鋳造法およびTiB₂の形で添
加0.2％Tiでの結晶粒微細化により、この組成を
直径178mmのインゴツトの形に製造することがで
きることが判明した。そのインゴツトは33〜38ミ
クロンの均一セル寸法、50〜70ミクロンの均一結
晶粒度、50ミクロン未満の表面偏析深さをもつて
いた。溶質元素の完全均質化は550〜570℃で２時
間の均熱時間で達成される。400℃で１時間、320
℃で15分または270℃で30分の均質化温度からの
ステツプ（段階）冷却は（各場合とも毎時800℃
の速度で段階温度まで冷却）微細均一分布のβ′と
しての過飽和Mg₂Siの完全析出を行ない、熱間ね
じり試験は、従来の冷却法と比較して上の処理に
ついてほぼ５％の流動応力の減少を示している。
これは一定の圧力に対し押出速度がほぼ24％増加
することを期待させる。押出試験は規格組成のインゴツトの性能と、段
階冷却法と在来の連続冷却法で均質化された鋳造
構造物の比較のために行なわれた。下記の結果が
得られた。・インゴツト組成：Mg0.68、Si0.87、Mn0.48、
Fe0.20（重量％）。・インゴツト直径：178mm ・均質化：575℃で均熱時間３時間。・冷却：従来法：１時間あたりほぼ400℃の速度で（平均
100℃以下まで）・工程：保持温度（ほぼ320〜350℃）まで１時間
あたりほぼ600℃（平均）。約30分保持してそれから100℃以下まで
急速冷却。 (a) 押出温度：470〜510℃ ・押出形状：25mm直径の棒・押出圧力（最高）：従来法均質化インゴツト
では153〜155Kp／cm² 段階冷却インゴツトでは144〜148Kp／cm² ・押出出口速度：従来法均質化インゴツトでは
毎分20メートル段階冷却インゴツトでは毎分25〜35メートル・プレスでの水冷−急冷速度毎分1500℃以上・押出物の機械的性質（T6調質、10h／170℃
で時効処理）・従来法で均質化されたもの：0.2耐力 343.8〜344.1MPa 最終引張り強さ363.9−364.0MPa 50mmでの伸び率 16.3％破断時の面積減少 56.58％・段階冷却されたもの：0.2％耐力 335.9−336.1MPa 最終引張り強さ355.6〜356.2MPa 50mmでの伸び率 14.7−15.2％破断時の面積減少 55−56％ (b) 押出温度：480−515℃ ・押出形状：５×10mm平棒・押出圧力（最高）：従来法均質化インゴツト
では140Kp／cm² 段階冷却インゴツトでは135Kp／cm² ・押出出口速度：従来法均質化インゴツトでは
毎分40メートル段階冷却インゴツトでは毎分42−45メートル・プレスでの水冷−急冷速度毎分1500℃以上・押出物の機械的性質（T6調質、10h／170℃
で時効処理）・従来法で均質化されたもの：0.2％耐力 307.5〜311.0MPa 最終引張り強さ324.3−327.9MPa 50mmでの伸び率： 15.16.3％破断時の面積減少： 63.65％・段階冷却されたもの：0.2％耐力 302.7−302.9MPa 最終引張り強さ 326.4−327.1MPa 50mmでの伸び率 15.6−16.4％破断時の面積減少 61−62％実施例７実施例６のものと範囲において、同様の実験は
適当な段階冷却処理で均質化された6061インゴツ
トにおける満足なT6調質押出機械的性質をもつ
た約３％の流動応力の減少を達成することが可能
であることを示した。合金は前述した組成限界を
有するものであつた。550〜570℃で４時間の均質
化に続いて、この場合の段階冷却は毎時600℃の
速度で400℃まで冷却し400℃で30分保持して、
100℃以下まで急速冷却することによつて行なわ
れた。押出試験を、従来法で均質化されたインゴツト
の性能と、この組成の段階冷却インゴツトの性能
を比較するために行なつた。下記の結果が得られ
た。・インゴツト組成（重量％）：Cu0.34、 Fe0.19、Mg1.04、Mn0.09、SiO0.65、
Cr0.18、Tu0.027 ・インゴツト直径：75mm ・均質化：570℃で均熱時間１時間・冷却：従来法：１時間あたり600℃の速度で100℃以下まで・段階冷却：毎時間600℃の速度で400℃まで冷却
し、30分保持してから100℃以下まで急速
冷却。・出口速度：毎分21.8メートル・押出温度：520℃ ・押出形状：５×32mm平棒・誘導予熱（温度まで２分）、ラム／ビレツト界
面での最高押出圧力：従来法均質化インゴツト
では373MPa 段階冷却インゴツトでは363MPa ・ガス予熱（温度まで15分）、ラム／ビレツト界
面での最高押出圧力：従来法均質化インゴツト
では349MPa 段階冷却インゴツトでは343MPa ・プレス水冷（冷却速度毎分1500℃以上）してか
ら、室温で24時間さらに175℃（T6調質）で７
時間時効処理後の押出物の機械的性質：・誘導予熱：従来法で均質化されたインゴツト： 0.2％耐力290.9MPa 最終引張り強さ：324.1MPa 伸び率 50mmでは12％・段階冷却されたインゴツト： 0.2％耐力280.9MPa 最終引張り強さ：314.8MPa 伸び率：50mmでは11.6％・ガス予熱：従来法で均質化されたインゴツト： 0.2％耐力296.7MPa 最終引張り強さ：325.4MPa 伸び率：50mmでは10.5％・段階冷却されたインゴツト： 0.2％耐力 295.7MPa 最終引張り強さ：324.3MPa 伸び率 50mmでは11.0％

【図面の簡単な説明】

第１図は均質化後の断続冷却中及びその後にお
けるMg₂Si析出物の状態を示す４つの部分からな
る概念図。第２図は得られうる最高硬度値に対る
Mg₂Siと過剰Siの効果を示すグラフ。第３図は均
質化後の断続冷却中の時間−温度−変態（TTT）
曲線。第４図は均質化後の連続冷却、断続冷却の
際の析出されたMg₂Siの量を明らかにする２つの
部分からなるグラフ。第５図は種々の異なつた熱
処理に対しての２つの異なつた合金の応答を示す
グラフ。第６図は２つの異なつた合金についての
押出速度対出口温度の関係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１実質上すべてのMgが少なくとも0.1ミクロン
の平均直径を有するβ′相Mg₂Siの粒子の形で存在
しβ相Mg₂Siとして実質上存在しないことを特徴
とするAl−Mg−Si合金の押出インゴツト。２ Mg：0.39〜1.50％ Si：0.35〜1.30％ Fe：0.24％以下 Mn：0.10％以下 Ti：0.05％以下から選択される少なくとも１つ Al：付随不純物（個々に0.05％未満、合計で
0.15％未満）を差引いた残部を含む特許請求の範囲第１項に記載の押出インゴ
ツト。３ Mg：0.42〜0.46％ Si：0.42〜0.46％ Fe：0.16〜0.20％ Mn：0.03〜0.07％ Ti：0.015〜0.025％ Al：付随不純物（個々に0.05％未満、合計で
0.15％未満）を差引いた残部を含む特許請求の範囲第２項に記載の押出インゴ
ツト。４ Mg：0.50〜0.70％ Si：0.85〜0.95％ Mn：0.40〜0.50％ Fe：0.18〜0.30％ Ti：0.01〜0.03％ Al：付随不純物（個々に0.05％未満、合計で
0.15％未満）を差引いた残部を含む特許請求の範囲第１項に記載の押出インゴ
ツト。５ Mg：0.70〜1.10％ Si：0.60〜0.70％ Mn：0.15％以下 Fe：0.18〜0.25％ Ti：0.01〜0.03％ Cu：0.01〜0.40％ Cr：0.12〜0.20％ Al：付随不純物（個々に0.05％未満、合計で
0.15％未満）を差引いた残部を含む特許請求の範囲第１項に記載の押出インゴ
ツト。６インゴツト中に長さ15ミクロン以下のα−
Al−Fe−Si粒子の形で鉄相が存在し、それらの
粒子のうちの90％が長さ６ミクロン以下である特
許請求の範囲第２〜５項のいずれかに記載の押出
インゴツト。７ (イ) Al−Mg−Si合金のインゴツトを鋳造
し、 (ロ) そのインゴツトを均質化させ、 (ハ) その均質インゴツトを少なくとも400℃／時
の冷却速度で250〜425℃の温度まで冷却し、 (ニ) このインゴツトを実質上すべてのMgがβ′相
Mg₂Siとして析出しβ相Mg₂Siとして実質上存
在しないようになる時間にわたり、250〜425℃
の保持温度に保持し、 (ホ) しかる後にこのインゴツトを冷却する、各工
程からなる特許請求の範囲第１〜６項のいずれ
かに記載の押出インゴツトを製造する方法。８インゴツトを短金型もしくはホツトトツプ直
接チル鋳造法により鋳造することを特徴とする特
許請求の範囲第７項に記載の方法。９鋳放しインゴツトはその横断面全体にわたり
70〜90ミクロンの均一な結晶粒度および28〜35ミ
クロンのセル寸法を有し、長さが15ミクロン以下
の微細β−Al−Fe−Si小板の形の不溶性２次相
を含み、そしてα−Al−Fe−Siスクリプトおよ
び粗大共晶粒子を含まないことを特徴とする特許
請求の範囲第７項または第８項に記載の方法。１０均質化インゴツトを少なくとも500℃／時
の冷却速度で保持温度まで冷却し、その保持温度
に0.5〜３時間保持し、次いで少なくとも100℃／
時の速度で周囲温度にまで冷却することを特徴と
する特許請求の範囲第７項〜第９項のいずれかに
記載の方法。１１保持温度は280〜400℃であることを特徴と
する特許請求の範囲第７項〜第９項のいずれかに
記載の方法。