JPH09249949A - アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 - Google Patents
アルミ押出し材鍛造製品の製造方法Info
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- JPH09249949A JPH09249949A JP8333396A JP8333396A JPH09249949A JP H09249949 A JPH09249949 A JP H09249949A JP 8333396 A JP8333396 A JP 8333396A JP 8333396 A JP8333396 A JP 8333396A JP H09249949 A JPH09249949 A JP H09249949A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 粗大成長した再結晶粒がない組織に制御され
たＴ６処理後の組織をもち、機械的性質に異方性のない
鍛造製品を得る。 【構成】 Ｓｉ：８．０〜１３．５％，Ｃｕ：０．５〜
４．０％，Ｍｇ：０．４〜１．５％，Ｆｅ：０．１〜
１．５％，Ｚｎ：０．５％以下に規制したアルミニウム
鋳塊を、４８０〜５４０℃×１〜４８時間の均質化処理
を施した後、押出し前の加熱で３３０〜４００℃に加熱
して押出し直後の素材表面温度が３５０〜４２０℃にな
るように押し出し、所定の長さに切断する。熱間鍛造で
は、鍛造直後の素材表面温度が３７０〜４２０℃となる
ように鍛造し、次いで４８０〜５４０℃×１０分〜４８
時間の溶体化処理を施し、水冷後、１５０〜２２０℃×
４〜１０時間の時効処理を施す。アルミニウム合金は、
Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｃｒ：０．０４〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｂ：０．０００１〜０．
０２％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，Ｓｂ：０．０５〜
１．０％を含むことができる。
たＴ６処理後の組織をもち、機械的性質に異方性のない
鍛造製品を得る。 【構成】 Ｓｉ：８．０〜１３．５％，Ｃｕ：０．５〜
４．０％，Ｍｇ：０．４〜１．５％，Ｆｅ：０．１〜
１．５％，Ｚｎ：０．５％以下に規制したアルミニウム
鋳塊を、４８０〜５４０℃×１〜４８時間の均質化処理
を施した後、押出し前の加熱で３３０〜４００℃に加熱
して押出し直後の素材表面温度が３５０〜４２０℃にな
るように押し出し、所定の長さに切断する。熱間鍛造で
は、鍛造直後の素材表面温度が３７０〜４２０℃となる
ように鍛造し、次いで４８０〜５４０℃×１０分〜４８
時間の溶体化処理を施し、水冷後、１５０〜２２０℃×
４〜１０時間の時効処理を施す。アルミニウム合金は、
Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｃｒ：０．０４〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｂ：０．０００１〜０．
０２％，Ｎｉ：０．５〜２．０％，Ｓｂ：０．０５〜
１．０％を含むことができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、機械的強度及び耐摩耗
性に優れた車両用部品等のアルミニウム鍛造製品を製造
する方法に関する。
性に優れた車両用部品等のアルミニウム鍛造製品を製造
する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】車両や産業用機器等に使用されるピスト
ンやシリンダー等の摺動部品としては、耐摩耗性や強
度，伸びに優れた鉄系の材料が多用されていた。しか
し、軽量化，高性能化に伴いアルミニウム合金の鍛造品
が用いられるケースが増加しつつある。アルミニウム合
金としては、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金が使用され
ている。
ンやシリンダー等の摺動部品としては、耐摩耗性や強
度，伸びに優れた鉄系の材料が多用されていた。しか
し、軽量化，高性能化に伴いアルミニウム合金の鍛造品
が用いられるケースが増加しつつある。アルミニウム合
金としては、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金が使用され
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、従来のＡｌ
−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金は、熱間鍛造又はその後の熱
処理によって加工組織が粗大な再結晶粒になったり、或
いは再結晶粒が急成長して二次再結晶組織が発生し、結
果として十分な強度及び靭性が得られない。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、使
用するアルミニウム合金の組成，押出し，鍛造及び熱処
理を特定された条件下で組み合わせることにより、全面
微細な再結晶粒にコントロールされた熱処理後の組織を
もち、機械的性質に異方性のない鍛造品を提供すること
を目的とする。
−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金は、熱間鍛造又はその後の熱
処理によって加工組織が粗大な再結晶粒になったり、或
いは再結晶粒が急成長して二次再結晶組織が発生し、結
果として十分な強度及び靭性が得られない。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、使
用するアルミニウム合金の組成，押出し，鍛造及び熱処
理を特定された条件下で組み合わせることにより、全面
微細な再結晶粒にコントロールされた熱処理後の組織を
もち、機械的性質に異方性のない鍛造品を提供すること
を目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｓｉ：８．０〜１３．５重量
％，Ｃｕ：０．５〜４．０重量％，Ｍｇ：０．４〜１．
５重量％，Ｆｅ：０．１〜１．５重量％，Ｚｎ：０．５
重量％以下に規制したアルミニウム鋳塊を、４８０〜５
４０℃×１〜４８時間の均質化処理を施した後、押出し
前の加熱で３３０〜４００℃に加熱して押出し直後の素
材表面温度が３５０〜４２０℃になるように押し出し、
次いで該押出し材を所定の長さに切断する。熱間鍛造で
は、鍛造前の加熱で４００〜４５０℃に加熱し、１５０
〜２５０℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面温度
が３７０〜４２０℃となるように鍛造する。次いで、４
８０〜５４０℃×１０分〜４８時間の溶体化処理を施
し、水冷後、１５０〜２２０℃×４〜１０時間の時効処
理を施すことにより溶体化処理時の再結晶粒の粗大成長
を抑えた後、製品形状に機械加工することにより押出し
材鍛造製品が製造される。使用するアルミニウム合金
は、Ｍｎ：０．１〜１．５重量％，Ｃｒ：０．０４〜
０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．２重量％及び
Ｂ：０．０００１〜０．０２重量％の１種又は２種以上
を、更にはＮｉ：０．５〜２．０重量％及び／又はＳ
ｂ：０．０５〜１．０重量％を含むことができる。
の目的を達成するため、Ｓｉ：８．０〜１３．５重量
％，Ｃｕ：０．５〜４．０重量％，Ｍｇ：０．４〜１．
５重量％，Ｆｅ：０．１〜１．５重量％，Ｚｎ：０．５
重量％以下に規制したアルミニウム鋳塊を、４８０〜５
４０℃×１〜４８時間の均質化処理を施した後、押出し
前の加熱で３３０〜４００℃に加熱して押出し直後の素
材表面温度が３５０〜４２０℃になるように押し出し、
次いで該押出し材を所定の長さに切断する。熱間鍛造で
は、鍛造前の加熱で４００〜４５０℃に加熱し、１５０
〜２５０℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面温度
が３７０〜４２０℃となるように鍛造する。次いで、４
８０〜５４０℃×１０分〜４８時間の溶体化処理を施
し、水冷後、１５０〜２２０℃×４〜１０時間の時効処
理を施すことにより溶体化処理時の再結晶粒の粗大成長
を抑えた後、製品形状に機械加工することにより押出し
材鍛造製品が製造される。使用するアルミニウム合金
は、Ｍｎ：０．１〜１．５重量％，Ｃｒ：０．０４〜
０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．２重量％及び
Ｂ：０．０００１〜０．０２重量％の１種又は２種以上
を、更にはＮｉ：０．５〜２．０重量％及び／又はＳ
ｂ：０．０５〜１．０重量％を含むことができる。
【０００５】
【作用】本発明で使用するアルミニウム合金に含まれる
合金元素，含有量等について説明する。 Ｓｉ：８．０〜１３．５重量％ アルミニウム合金の耐摩耗性を向上させる作用を呈する
合金成分であり、８．５重量％未満ではその効果が乏し
い。逆に１３．５重量％を超える多量添加では、Ｓｂ等
を添加し半連続鋳造で凝固速度を速くしても、初晶Ｓｉ
が生成して押出し及び鍛造加工等を困難にする。また、
多量のＳｉ添加は、アルミニウム合金の強度を下げる原
因ともなる。 Ｃｕ：０．５〜４．０重量％ Ｔ６処理時の時効処理でＣｕＡｌ2 ，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系金属間化合物を析出し、Ｍｇ2 Ｓｉ析出による強度改
善作用を促進させ、強度改善に寄与する。このような効
果は、Ｃｕ含有量０．５重量％以上で顕著になる。しか
し、４．０重量％を超える多量のＣｕが含まれると、Ｓ
ｂを添加したとしてもＣｕが多量に含まれることによ
り、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉが粗大化し、押出し及び鍛造
加工等が困難になる。また、多量のＣｕ含有は、耐食性
を低下させ、応力腐食割れを発生させ易くする。
合金元素，含有量等について説明する。 Ｓｉ：８．０〜１３．５重量％ アルミニウム合金の耐摩耗性を向上させる作用を呈する
合金成分であり、８．５重量％未満ではその効果が乏し
い。逆に１３．５重量％を超える多量添加では、Ｓｂ等
を添加し半連続鋳造で凝固速度を速くしても、初晶Ｓｉ
が生成して押出し及び鍛造加工等を困難にする。また、
多量のＳｉ添加は、アルミニウム合金の強度を下げる原
因ともなる。 Ｃｕ：０．５〜４．０重量％ Ｔ６処理時の時効処理でＣｕＡｌ2 ，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系金属間化合物を析出し、Ｍｇ2 Ｓｉ析出による強度改
善作用を促進させ、強度改善に寄与する。このような効
果は、Ｃｕ含有量０．５重量％以上で顕著になる。しか
し、４．０重量％を超える多量のＣｕが含まれると、Ｓ
ｂを添加したとしてもＣｕが多量に含まれることによ
り、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉが粗大化し、押出し及び鍛造
加工等が困難になる。また、多量のＣｕ含有は、耐食性
を低下させ、応力腐食割れを発生させ易くする。
【０００６】Ｍｇ：０．４〜１．５重量％ Ｔ６処理時の時効処理によりＳｉと反応しＭｇ2 Ｓｉ系
化合物となってマトリックスに析出し、アルミニウム合
金の強度を向上させる合金成分である。有効な析出硬化
を得るため、０．４重量％以上のＭｇ含有量が必要であ
る。しかし、１．５重量％を超えるＭｇを含有させる
と、析出硬化作用が飽和するばかりでなく、焼入れ感受
性が高くなる。 Ｆｅ：０．１〜１．５重量％ Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物とな
ってマトリックスに晶出し、アルミニウム合金の耐摩耗
性を向上させる。このような効果は、０．１重量％以上
のＦｅ含有量で顕著になる。しかし、１．５重量％を超
える多量のＦｅが含まれると、Ｆｅを含む粗大化合物を
晶出し、アルミニウム合金の加工性を低下させる。
化合物となってマトリックスに析出し、アルミニウム合
金の強度を向上させる合金成分である。有効な析出硬化
を得るため、０．４重量％以上のＭｇ含有量が必要であ
る。しかし、１．５重量％を超えるＭｇを含有させる
と、析出硬化作用が飽和するばかりでなく、焼入れ感受
性が高くなる。 Ｆｅ：０．１〜１．５重量％ Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物とな
ってマトリックスに晶出し、アルミニウム合金の耐摩耗
性を向上させる。このような効果は、０．１重量％以上
のＦｅ含有量で顕著になる。しかし、１．５重量％を超
える多量のＦｅが含まれると、Ｆｅを含む粗大化合物を
晶出し、アルミニウム合金の加工性を低下させる。
【０００７】Ｚｎ：０．５重量％以下 アルミスクラップ等から混入してくる不可避的な不純物
であり、少ない方が望ましい。０．５重量％を超える多
量のＺｎは、応力腐食割れの原因となりやすいので、Ｚ
ｎ含有量の上限を０．５重量％に規定した。 Ｍｎ：０．１〜１．５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、微細な分散粒
子を形成することにより再結晶粒の成長を抑制する。特
に、Ｔ６処理時の溶体化による再結晶粒の粗大化を抑制
する上で有効な合金成分であり、強度及び耐摩耗性の改
善にも有効に作用する。これらの効果は、０．１重量％
以上のＭｎ含有量で顕著になる。しかし、１．５重量％
を超える多量のＭｎを含有させると、Ｍｎを含む金属間
化合物が粗大に晶出し易くなり、加工性が悪くなる。
であり、少ない方が望ましい。０．５重量％を超える多
量のＺｎは、応力腐食割れの原因となりやすいので、Ｚ
ｎ含有量の上限を０．５重量％に規定した。 Ｍｎ：０．１〜１．５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、微細な分散粒
子を形成することにより再結晶粒の成長を抑制する。特
に、Ｔ６処理時の溶体化による再結晶粒の粗大化を抑制
する上で有効な合金成分であり、強度及び耐摩耗性の改
善にも有効に作用する。これらの効果は、０．１重量％
以上のＭｎ含有量で顕著になる。しかし、１．５重量％
を超える多量のＭｎを含有させると、Ｍｎを含む金属間
化合物が粗大に晶出し易くなり、加工性が悪くなる。
【０００８】Ｃｒ：０．０４〜０．３重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、再結晶粒の粗
大化を抑制する作用を呈する。その効果は、０．０４重
量％以上の含有量で顕著になる。Ｃｒが再結晶粒の成長
を抑制する作用は、特に鍛造後のＴ６処理時における溶
体化処理時に発揮され、溶体化による再結晶粒の粗大化
を抑制する。しかし、０．３重量％を超えてＣｒを含有
させるとき、加工性が低下する。Ｍｎ及びＣｒがＴ６処
理時の溶体化処理時に再結晶粒の粗大化を抑制する作用
は、その詳細な理由は不明であるが、加工による歪みエ
ネルギーと関係し、これらの化合物の特定の形態や分布
が再結晶粒の粒界成長を抑制していることに起因するも
のと推察される。
大化を抑制する作用を呈する。その効果は、０．０４重
量％以上の含有量で顕著になる。Ｃｒが再結晶粒の成長
を抑制する作用は、特に鍛造後のＴ６処理時における溶
体化処理時に発揮され、溶体化による再結晶粒の粗大化
を抑制する。しかし、０．３重量％を超えてＣｒを含有
させるとき、加工性が低下する。Ｍｎ及びＣｒがＴ６処
理時の溶体化処理時に再結晶粒の粗大化を抑制する作用
は、その詳細な理由は不明であるが、加工による歪みエ
ネルギーと関係し、これらの化合物の特定の形態や分布
が再結晶粒の粒界成長を抑制していることに起因するも
のと推察される。
【０００９】Ｔｉ：０．００５〜０．２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳造組織を微
細化させる作用を呈する。鋳造組織微細化作用は、Ｔｉ
含有量が０．００５重量％を超えると顕著になる。ま
た、Ｔｉ添加によって組織が微細化されたアルミニウム
合金は、ビレットに鋳造割れ等の欠陥が発生するのを抑
制している。しかし、多量のＴｉ含有は、アルミニウム
合金の靭性を劣化させるので、上限を０．２重量％に設
定した。 Ｂ：０．０００１〜０．０２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｔｉと同様に
鋳造組織の微細化に有効に作用する。Ｂの効果は、０．
０００１重量％以上の含有量で顕著になる。また、Ｂ含
有量の上限は、Ｔｉ含有量と同様な理由から０．０２重
量％に設定した。
細化させる作用を呈する。鋳造組織微細化作用は、Ｔｉ
含有量が０．００５重量％を超えると顕著になる。ま
た、Ｔｉ添加によって組織が微細化されたアルミニウム
合金は、ビレットに鋳造割れ等の欠陥が発生するのを抑
制している。しかし、多量のＴｉ含有は、アルミニウム
合金の靭性を劣化させるので、上限を０．２重量％に設
定した。 Ｂ：０．０００１〜０．０２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｔｉと同様に
鋳造組織の微細化に有効に作用する。Ｂの効果は、０．
０００１重量％以上の含有量で顕著になる。また、Ｂ含
有量の上限は、Ｔｉ含有量と同様な理由から０．０２重
量％に設定した。
【００１０】Ｎｉ：０．５〜２．０重量％ Ｎｉを含む金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金
の耐熱性及び耐摩耗性を改善する。このような効果は、
Ｎｉ含有量に比例して大きくなり、０．５重量％以上の
Ｎｉ含有量で顕著になる。しかし、２．０重量％を超え
る多量のＮｉ含有量では、Ｎｉを含む粗大化合物が晶出
し、アルミニウム合金の加工性を劣化させる。 Ｓｂ：０．０５〜１．０重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｕの影響を
受けて粗大化し易い初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉを微細化し、
引張強さ及び耐摩耗性を改善し、加工性を良好にする作
用を呈する。このような効果は、０．０５重量％以上の
Ｓｂ含有で顕著になる。しかし、１．０重量％を超える
多量のＳｂ含有では、Ｓｂを含む金属間化合物が晶出し
易くなり、アルミニウム合金の加工性を低下させる。本
発明で使用するアルミニウム合金は、他の有効な元素と
してＳｒを含むことができる。 Ｓｒ：０．００５〜０．０５重量％ Ｓｂと同様に初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉの微細化を図る目的
で単独又はＳｂと複合して添加される。０．００５重量
％に達しない含有量では、Ｓｒ添加による微細化効果が
不十分である。逆に０．０５重量％を超えるＳｒ添加で
は、Ｓｒを含む粗大な金属間化合物が晶出し易くなり、
加工性が低下する。なお、本発明で使用されるアルミニ
ウム合金は、その他の主要な不可避不純物として０．１
重量％以下のＰｂやＳｎを含むことがある。
の耐熱性及び耐摩耗性を改善する。このような効果は、
Ｎｉ含有量に比例して大きくなり、０．５重量％以上の
Ｎｉ含有量で顕著になる。しかし、２．０重量％を超え
る多量のＮｉ含有量では、Ｎｉを含む粗大化合物が晶出
し、アルミニウム合金の加工性を劣化させる。 Ｓｂ：０．０５〜１．０重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｕの影響を
受けて粗大化し易い初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉを微細化し、
引張強さ及び耐摩耗性を改善し、加工性を良好にする作
用を呈する。このような効果は、０．０５重量％以上の
Ｓｂ含有で顕著になる。しかし、１．０重量％を超える
多量のＳｂ含有では、Ｓｂを含む金属間化合物が晶出し
易くなり、アルミニウム合金の加工性を低下させる。本
発明で使用するアルミニウム合金は、他の有効な元素と
してＳｒを含むことができる。 Ｓｒ：０．００５〜０．０５重量％ Ｓｂと同様に初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉの微細化を図る目的
で単独又はＳｂと複合して添加される。０．００５重量
％に達しない含有量では、Ｓｒ添加による微細化効果が
不十分である。逆に０．０５重量％を超えるＳｒ添加で
は、Ｓｒを含む粗大な金属間化合物が晶出し易くなり、
加工性が低下する。なお、本発明で使用されるアルミニ
ウム合金は、その他の主要な不可避不純物として０．１
重量％以下のＰｂやＳｎを含むことがある。
【００１１】以上のように成分調整されたアルミニウム
合金は、通常の半連続鋳造法で円柱状断面をもつビレッ
ト等の鋳塊に鋳造され、均質化処理後、最終製品形状に
見合った形状に押出し加工される。次いで、押出し材を
所定の長さに切断する。 押出し 押出しは、その後の製品特性を大きく作用するので、押
出し条件を細かく制御する必要がある。先ず、押出しに
先立って鋳造されたビレットに、凝固によって生じたミ
クロ偏析を解消する均質化やＣｒ，Ｍｎ等の過飽和固溶
元素を析出させるため、４８０〜５４０℃×１〜４８時
間の均質化処理を施した後、冷却し、必要長さに切断す
る。その後、再度加熱炉に装入し、押出し前に３３０〜
４００℃に加熱する。このとき、押出し直後の素材表面
温度が３５０〜４２０℃となるように加熱条件を制御す
ることが重要であり、加熱温度が３３０℃未満では押出
し材の表面温度が３５０℃未満になり、逆に４００℃を
超える加熱温度では押出し材の表面温度が４２０℃を超
えてしまう。押出し材の表面温度が４２０℃よりも高い
と、鍛造品のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒が粗大
化し易くなる。これは、押出し加工中に導入された歪み
が冷却途上で回復し、再結晶により解放されるため、蓄
積されるエネルギーが少なくなり、結果として溶体化処
理時の再結晶粒の成長エネルギーが小さくなることに起
因する。そのため、再結晶粒が一斉に成長するのではな
く、ある特定の再結晶粒が優先的に成長し、粗大な再結
晶粒が出現するものと推察される。逆に押出し直後の押
出し素材の表面温度が３５０℃よりも低いと、ダイスに
メタルが詰まり、押出しが不可能になる。
合金は、通常の半連続鋳造法で円柱状断面をもつビレッ
ト等の鋳塊に鋳造され、均質化処理後、最終製品形状に
見合った形状に押出し加工される。次いで、押出し材を
所定の長さに切断する。 押出し 押出しは、その後の製品特性を大きく作用するので、押
出し条件を細かく制御する必要がある。先ず、押出しに
先立って鋳造されたビレットに、凝固によって生じたミ
クロ偏析を解消する均質化やＣｒ，Ｍｎ等の過飽和固溶
元素を析出させるため、４８０〜５４０℃×１〜４８時
間の均質化処理を施した後、冷却し、必要長さに切断す
る。その後、再度加熱炉に装入し、押出し前に３３０〜
４００℃に加熱する。このとき、押出し直後の素材表面
温度が３５０〜４２０℃となるように加熱条件を制御す
ることが重要であり、加熱温度が３３０℃未満では押出
し材の表面温度が３５０℃未満になり、逆に４００℃を
超える加熱温度では押出し材の表面温度が４２０℃を超
えてしまう。押出し材の表面温度が４２０℃よりも高い
と、鍛造品のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒が粗大
化し易くなる。これは、押出し加工中に導入された歪み
が冷却途上で回復し、再結晶により解放されるため、蓄
積されるエネルギーが少なくなり、結果として溶体化処
理時の再結晶粒の成長エネルギーが小さくなることに起
因する。そのため、再結晶粒が一斉に成長するのではな
く、ある特定の再結晶粒が優先的に成長し、粗大な再結
晶粒が出現するものと推察される。逆に押出し直後の押
出し素材の表面温度が３５０℃よりも低いと、ダイスに
メタルが詰まり、押出しが不可能になる。
【００１２】鍛造 鍛造に供する前に、切断された鋳造素材を加熱炉に装入
し、鍛造前に４００〜４５０℃に加熱する。このときの
加熱温度は、最終製品のＴ６処理後の組織を微細にする
上で重要である。４００〜４５０℃に加熱された素材を
型鍛造によって上下方向に潰し、鍛造品を製造する。或
いは、自由鍛造によって鍛造品を製造することもでき
る。このときの加熱温度が４５０℃を超えると、Ｔ６処
理での溶体化処理時に最終製品の再結晶粒が粗大化し易
くなり、逆に４００℃に達しない加熱温度では鍛造時の
変形抵抗が大きくなり、鍛造品又は金型に割れが発生し
易くなる。加熱保持は、温度の均一化を図るために１時
間程度行われる。鍛造では、金型を１５０〜２５０℃に
加熱している。この金型温度は、鍛造中の素材が過度に
冷却することを防止する上で重要である。鍛造中の素材
は、金型を１５０〜２５０℃に保持することによって、
鍛造直後の素材の表面温度が３７０〜４２０℃の温度範
囲に維持される。３７０〜４２０℃の温度範囲は、Ｔ６
処理での溶体化処理時に再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。金型温度は高い方が望ましいが、２５０℃
を超えると鍛造素材の温度上昇を招き、素材の表面温度
が４２０℃を超えるため結晶粒が粗大化する。逆に１５
０℃未満の金型温度では素材温度が下がりすぎて変形能
が小さくなるため、素材が割れたり、金型の破損が生じ
易くなる。
し、鍛造前に４００〜４５０℃に加熱する。このときの
加熱温度は、最終製品のＴ６処理後の組織を微細にする
上で重要である。４００〜４５０℃に加熱された素材を
型鍛造によって上下方向に潰し、鍛造品を製造する。或
いは、自由鍛造によって鍛造品を製造することもでき
る。このときの加熱温度が４５０℃を超えると、Ｔ６処
理での溶体化処理時に最終製品の再結晶粒が粗大化し易
くなり、逆に４００℃に達しない加熱温度では鍛造時の
変形抵抗が大きくなり、鍛造品又は金型に割れが発生し
易くなる。加熱保持は、温度の均一化を図るために１時
間程度行われる。鍛造では、金型を１５０〜２５０℃に
加熱している。この金型温度は、鍛造中の素材が過度に
冷却することを防止する上で重要である。鍛造中の素材
は、金型を１５０〜２５０℃に保持することによって、
鍛造直後の素材の表面温度が３７０〜４２０℃の温度範
囲に維持される。３７０〜４２０℃の温度範囲は、Ｔ６
処理での溶体化処理時に再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。金型温度は高い方が望ましいが、２５０℃
を超えると鍛造素材の温度上昇を招き、素材の表面温度
が４２０℃を超えるため結晶粒が粗大化する。逆に１５
０℃未満の金型温度では素材温度が下がりすぎて変形能
が小さくなるため、素材が割れたり、金型の破損が生じ
易くなる。
【００１３】熱処理 鍛造品は、Ｔ６処理、すなわち４８０〜５４０℃×１０
分〜４８時間で溶体化処理し、水冷後、１５０〜２２０
℃×４〜１０時間加熱する時効処理が施される。４８０
〜５４０℃×１０分〜４８時間の溶体化処理は、Ｍｇ，
Ｓｉ，Ｃｕ等を固溶させる溶体化処理である。固溶した
Ｍｇ，Ｓｉは、後の時効工程でＭｇ2 Ｓｉとなって析出
し、強度を確保する。Ｃｕは、マトリックスを強化する
と共に、一部がＣｕＡｌ2 及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の金
属間化合物として時効処理時に析出し、強度を更に向上
させる。鍛造直後の素材温度が３７０〜４２０℃付近の
とき、熱間加工中に導入された歪みが多く残存し、残存
歪みが溶体化処理時に再結晶粒の成長エネルギーとな
り、一斉に多数の微細な鍛造後の再結晶粒を成長させ、
特定の少数の再結晶粒の粗大化が阻止されるものと推察
される。一方、３７０℃よりも低い温度で鍛造すると、
素材の変形能が小さくなり、鍛造そのものが困難になっ
て健全な製品が得られ難くなる。逆に４５０℃よりも高
い温度で鍛造すると、鍛造時に導入された歪みが冷却途
上における再結晶粒の成長で解放され、溶体化処理前に
鍛造品中に蓄積される歪みエネルギーが小さくなる。そ
のため、溶体化処理時の再結晶の成長に利用できるエネ
ルギーが小さくなるが、その反面一斉に再結晶粒が成長
するのではなく、ある特定の再結晶粒が優先的に粗大な
再結晶粒に成長し易くなる可能性があり、その結果とし
て粗大再結晶粒が出現するものと推察される。このとき
の歪みエネルギーは、変形率とも関係することから、変
形率が異なる部分をもつ同一試料内での再結晶粒の粗大
成長は均一でない。溶体化処理された製品は、水焼入れ
され、１５０〜２２０℃で４〜１０時間加熱する時効処
理が施される。この時効処理により、Ｍｇ2 Ｓｉ，Ｃｕ
Ａｌ2及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等が析出
し、マトリックスの強度が確保される。 機械加工 熱処理された製品は、各部の板厚調整やネジ孔加工等の
ために機械加工される。
分〜４８時間で溶体化処理し、水冷後、１５０〜２２０
℃×４〜１０時間加熱する時効処理が施される。４８０
〜５４０℃×１０分〜４８時間の溶体化処理は、Ｍｇ，
Ｓｉ，Ｃｕ等を固溶させる溶体化処理である。固溶した
Ｍｇ，Ｓｉは、後の時効工程でＭｇ2 Ｓｉとなって析出
し、強度を確保する。Ｃｕは、マトリックスを強化する
と共に、一部がＣｕＡｌ2 及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の金
属間化合物として時効処理時に析出し、強度を更に向上
させる。鍛造直後の素材温度が３７０〜４２０℃付近の
とき、熱間加工中に導入された歪みが多く残存し、残存
歪みが溶体化処理時に再結晶粒の成長エネルギーとな
り、一斉に多数の微細な鍛造後の再結晶粒を成長させ、
特定の少数の再結晶粒の粗大化が阻止されるものと推察
される。一方、３７０℃よりも低い温度で鍛造すると、
素材の変形能が小さくなり、鍛造そのものが困難になっ
て健全な製品が得られ難くなる。逆に４５０℃よりも高
い温度で鍛造すると、鍛造時に導入された歪みが冷却途
上における再結晶粒の成長で解放され、溶体化処理前に
鍛造品中に蓄積される歪みエネルギーが小さくなる。そ
のため、溶体化処理時の再結晶の成長に利用できるエネ
ルギーが小さくなるが、その反面一斉に再結晶粒が成長
するのではなく、ある特定の再結晶粒が優先的に粗大な
再結晶粒に成長し易くなる可能性があり、その結果とし
て粗大再結晶粒が出現するものと推察される。このとき
の歪みエネルギーは、変形率とも関係することから、変
形率が異なる部分をもつ同一試料内での再結晶粒の粗大
成長は均一でない。溶体化処理された製品は、水焼入れ
され、１５０〜２２０℃で４〜１０時間加熱する時効処
理が施される。この時効処理により、Ｍｇ2 Ｓｉ，Ｃｕ
Ａｌ2及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等が析出
し、マトリックスの強度が確保される。 機械加工 熱処理された製品は、各部の板厚調整やネジ孔加工等の
ために機械加工される。
【００１４】
実施例：表１に示す成分・組成をもつアルミニウム合金
を半連続鋳造し、直径２４０ｍｍのビレットを鋳造し
た。このビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、押出し前に３９０℃に加熱
して押出し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し棒の押
出し直後の表面温度は４００℃であった。この押出し棒
から直径３５ｍｍ，長さ９０ｍｍのテスト用鍛造素材を
切り出した。試料Ｎo.１〜３共に本発明で規定した範囲
にある組成をもち、そのうち試料Ｎo.２はＳｂ無添加，
試料Ｎo.３はＭｎ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｂ及びＳｂ無添加のア
ルミニウム合金である。
を半連続鋳造し、直径２４０ｍｍのビレットを鋳造し
た。このビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、押出し前に３９０℃に加熱
して押出し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し棒の押
出し直後の表面温度は４００℃であった。この押出し棒
から直径３５ｍｍ，長さ９０ｍｍのテスト用鍛造素材を
切り出した。試料Ｎo.１〜３共に本発明で規定した範囲
にある組成をもち、そのうち試料Ｎo.２はＳｂ無添加，
試料Ｎo.３はＭｎ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｂ及びＳｂ無添加のア
ルミニウム合金である。
【００１５】
【００１６】得られた鍛造素材を鍛造前に４３０℃及び
５２０℃で１時間加熱した後、金型温度２３０℃，素材
各部の変形率として平均変形率７０％で長さ方向に対し
て垂直な方向から鍛造し、図１に示す成形品形状に鍛造
した。このときの鍛造直後の素材は、４３０℃加熱のと
きは表面温度が４００℃，５２０℃加熱のときは表面温
度が４９０℃であった。鍛造素材の上下方向断面のマク
ロ組織を観察すると、鍛造温度に関係なく、図２，図３
に示すように何れの鍛造素材も全面均一で微細な組織を
もっていた。鍛造品に５１０℃×４時間→水焼入れの処
理を施した後、上下方向の断面マクロ組織を観察した。
マクロ組織は、鍛造温度が４３０℃のとき、図４に示す
ように４０００系の展伸材としては比較的微細な再結晶
組織になっており、試料内の変形率の差を示すように均
一な再結晶粒ではないが、再結晶粒の粗大成長が検出さ
れなかった。これに対し、鍛造温度が５２０℃のもので
は、図５に示すように全域，特に加工率の低い部分にお
いて再結晶粒が粗大に成長した組織になっていた。図５
から明らかなように、鍛造中の温度が５２０℃と高いと
再結晶粒が急成長し、粗大再結晶になることを示してい
る。特に試料Ｎo.３は、試料Ｎo.１，２に比較して再結
晶粒の粗大化が顕著である。これは、共晶Ｓｉの微細化
効果をもつＳｂや、再結晶粒の粗大化抑制効果をもつＭ
ｎ及びＣｒを添加していないことに起因する。なお、時
効処理では再結晶粒が粗大化していなかった。
５２０℃で１時間加熱した後、金型温度２３０℃，素材
各部の変形率として平均変形率７０％で長さ方向に対し
て垂直な方向から鍛造し、図１に示す成形品形状に鍛造
した。このときの鍛造直後の素材は、４３０℃加熱のと
きは表面温度が４００℃，５２０℃加熱のときは表面温
度が４９０℃であった。鍛造素材の上下方向断面のマク
ロ組織を観察すると、鍛造温度に関係なく、図２，図３
に示すように何れの鍛造素材も全面均一で微細な組織を
もっていた。鍛造品に５１０℃×４時間→水焼入れの処
理を施した後、上下方向の断面マクロ組織を観察した。
マクロ組織は、鍛造温度が４３０℃のとき、図４に示す
ように４０００系の展伸材としては比較的微細な再結晶
組織になっており、試料内の変形率の差を示すように均
一な再結晶粒ではないが、再結晶粒の粗大成長が検出さ
れなかった。これに対し、鍛造温度が５２０℃のもので
は、図５に示すように全域，特に加工率の低い部分にお
いて再結晶粒が粗大に成長した組織になっていた。図５
から明らかなように、鍛造中の温度が５２０℃と高いと
再結晶粒が急成長し、粗大再結晶になることを示してい
る。特に試料Ｎo.３は、試料Ｎo.１，２に比較して再結
晶粒の粗大化が顕著である。これは、共晶Ｓｉの微細化
効果をもつＳｂや、再結晶粒の粗大化抑制効果をもつＭ
ｎ及びＣｒを添加していないことに起因する。なお、時
効処理では再結晶粒が粗大化していなかった。
【００１７】比較例：表１の試料Ｎo.１の組成におい
て、ビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、押出し前に４３０℃に加熱して
押し出し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し直後の押
出し棒の表面温度は、４５０℃であった。この鍛造素材
に４３０℃×１時間の鍛造前加熱処理を施した後、金型
温度２３０℃，素材各部の平均変形率７０％で長さ方向
に対して垂直な方向から鍛造し、図１に示す成形品形状
に鍛造した。この鍛造品は、鍛造直後の表面温度が４０
０℃であった。得られた鍛造品に５１０℃×４時間→水
焼入れの処理を施した後、上下方向の断面マクロ組織を
観察したところ、全域が図５のＮo.１のように粗粒化し
ていた。このことから、押出し直後の素材表面温度が３
７０〜４２０℃を外れると、Ｔ６処理での溶体化処理時
に再結晶粒が粗大化することが確認された。
て、ビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、押出し前に４３０℃に加熱して
押し出し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し直後の押
出し棒の表面温度は、４５０℃であった。この鍛造素材
に４３０℃×１時間の鍛造前加熱処理を施した後、金型
温度２３０℃，素材各部の平均変形率７０％で長さ方向
に対して垂直な方向から鍛造し、図１に示す成形品形状
に鍛造した。この鍛造品は、鍛造直後の表面温度が４０
０℃であった。得られた鍛造品に５１０℃×４時間→水
焼入れの処理を施した後、上下方向の断面マクロ組織を
観察したところ、全域が図５のＮo.１のように粗粒化し
ていた。このことから、押出し直後の素材表面温度が３
７０〜４２０℃を外れると、Ｔ６処理での溶体化処理時
に再結晶粒が粗大化することが確認された。
【００１８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、組成，押出し及び鍛造を特定条件下で組み合わせる
ことにより、Ｔ６処理での溶体化処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制された再結晶組織となる。そのため、機械的
性質に異方性がなく、品質信頼性の高い高強度鍛造製品
が得られる。
は、組成，押出し及び鍛造を特定条件下で組み合わせる
ことにより、Ｔ６処理での溶体化処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制された再結晶組織となる。そのため、機械的
性質に異方性がなく、品質信頼性の高い高強度鍛造製品
が得られる。
【図１】 実施例１で製造したテスト用鍛造品
【図２】 鍛造前温度４３０℃で鍛造したテスト用鍛造
品のマクロ組織を示す写真
品のマクロ組織を示す写真
【図３】 鍛造前温度５２０℃で鍛造したテスト用鍛造
品のマクロ組織を示す写真
品のマクロ組織を示す写真
【図４】 鍛造前温度４３０℃で鍛造した後、溶体化処
理し水焼入れしたテスト用鍛造品のマクロ組織を示す写
真
理し水焼入れしたテスト用鍛造品のマクロ組織を示す写
真
【図５】 鍛造前温度５２０℃で鍛造した後、溶体化処
理し水焼入れしたテスト用鍛造品のマクロ組織を示す写
真
理し水焼入れしたテスト用鍛造品のマクロ組織を示す写
真
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 達 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 (72)発明者 柚木 裕嗣 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ：８．０〜１３．５重量％，Ｃｕ：
０．５〜４．０重量％，Ｍｇ：０．４〜１．５重量％，
Ｆｅ：０．１〜１．５重量％，Ｚｎ：０．５重量％以下
に規制したアルミニウム鋳塊を、４８０〜５４０℃×１
〜４８時間の均質化処理を施した後、押出し前の加熱で
３３０〜４００℃に加熱して押出し直後の素材表面温度
が３５０〜４２０℃になるように押し出し、次いで該押
出し材を切断後、鍛造前の加熱で４００〜４５０℃に加
熱し、１５０〜２５０℃に加熱された金型で鍛造直後の
素材表面温度が３７０〜４２０℃となるように鍛造し、
次いで４８０〜５４０℃×１０分〜４８時間の溶体化処
理を施し、水冷後、１５０〜２２０℃×４〜１０時間の
時効処理を施すことにより溶体化処理時の再結晶粒の粗
大化を抑制したアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項２】 更にＭｎ：０．１〜１．５重量％，Ｃ
ｒ：０．０４〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．
２重量％及びＢ：０．０００１〜０．０２重量％の１種
又は２種以上を含むアルミニウム合金を使用する請求項
１記載の溶体化処理時の再結晶粒の粗大化を抑制したア
ルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項３】 更にＮｉ：０．５〜２．０重量％及び／
又はＳｂ：０．５〜２．０重量％を含むアルミニウム合
金を使用する請求項１又は２記載の溶体化処理時の再結
晶粒の粗大化を抑制したアルミ押出し材鍛造製品の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8333396A JPH09249949A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8333396A JPH09249949A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09249949A true JPH09249949A (ja) | 1997-09-22 |
Family
ID=13799514
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8333396A Pending JPH09249949A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09249949A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11335767A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Yamaha Motor Co Ltd | 鍛造用アルミニウム合金及びその製造方法 |
| WO2003080883A1 (en) * | 2002-03-19 | 2003-10-02 | Spx Corporation | Aluminum alloy |
| US6863747B2 (en) | 1998-05-15 | 2005-03-08 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | Aluminum sheet material for automobile and method of producing the same |
| CN100439533C (zh) * | 2006-10-17 | 2008-12-03 | 山东大学 | 一种铝硅铜镁系变形铝合金及其制备方法 |
| CN103540811A (zh) * | 2013-10-17 | 2014-01-29 | 常熟市良益金属材料有限公司 | 一种铝合金 |
| CN106282681A (zh) * | 2016-07-31 | 2017-01-04 | 余姚市婉珍五金厂 | 一种高硬度铝合金模具材料及其制备方法 |
| JP2017179600A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | アイシン軽金属株式会社 | アルミニウム合金材の製造方法 |
| CN107245615A (zh) * | 2017-06-16 | 2017-10-13 | 芜湖捷和科技有限公司 | 一种汽车零部件的制备工艺 |
| CN107598047A (zh) * | 2017-09-30 | 2018-01-19 | 徐州九鼎机电总厂 | 一种轴类锻件的加工方法 |
| CN109822025A (zh) * | 2019-04-03 | 2019-05-31 | 江苏珀然股份有限公司 | 一种商用车铝合金轴头锻造方法 |
| CN112251655A (zh) * | 2020-09-09 | 2021-01-22 | 科曼车辆部件系统(苏州)有限公司 | 一种高韧性液态模锻铸造铝合金及其制备方法 |
-
1996
- 1996-03-12 JP JP8333396A patent/JPH09249949A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6863747B2 (en) | 1998-05-15 | 2005-03-08 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | Aluminum sheet material for automobile and method of producing the same |
| JPH11335767A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Yamaha Motor Co Ltd | 鍛造用アルミニウム合金及びその製造方法 |
| WO2003080883A1 (en) * | 2002-03-19 | 2003-10-02 | Spx Corporation | Aluminum alloy |
| CN100439533C (zh) * | 2006-10-17 | 2008-12-03 | 山东大学 | 一种铝硅铜镁系变形铝合金及其制备方法 |
| CN103540811A (zh) * | 2013-10-17 | 2014-01-29 | 常熟市良益金属材料有限公司 | 一种铝合金 |
| JP2017179600A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | アイシン軽金属株式会社 | アルミニウム合金材の製造方法 |
| CN106282681A (zh) * | 2016-07-31 | 2017-01-04 | 余姚市婉珍五金厂 | 一种高硬度铝合金模具材料及其制备方法 |
| CN107245615A (zh) * | 2017-06-16 | 2017-10-13 | 芜湖捷和科技有限公司 | 一种汽车零部件的制备工艺 |
| CN107598047A (zh) * | 2017-09-30 | 2018-01-19 | 徐州九鼎机电总厂 | 一种轴类锻件的加工方法 |
| CN109822025A (zh) * | 2019-04-03 | 2019-05-31 | 江苏珀然股份有限公司 | 一种商用车铝合金轴头锻造方法 |
| CN112251655A (zh) * | 2020-09-09 | 2021-01-22 | 科曼车辆部件系统(苏州)有限公司 | 一种高韧性液态模锻铸造铝合金及其制备方法 |
| CN112251655B (zh) * | 2020-09-09 | 2022-07-01 | 科曼车辆部件系统(苏州)有限公司 | 一种高韧性液态模锻铸造铝合金及其制备方法 |
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