JPH09249953A - 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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- JPH09249953A JPH09249953A JP8333296A JP8333296A JPH09249953A JP H09249953 A JPH09249953 A JP H09249953A JP 8333296 A JP8333296 A JP 8333296A JP 8333296 A JP8333296 A JP 8333296A JP H09249953 A JPH09249953 A JP H09249953A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 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製
品を得る。 【解決手段】 Ｓｉ：０．４〜０．８％，Ｃｕ：０．１
５〜０．４％，Ｍｇ：０．８〜１．２％及びＣｒ：０．
０４〜０．３５％を含み、Ｆｅ：０．０５〜０．７％，
Ｚｎ：０．２５％以下に規制したアルミニウム合金の押
出し材を切断し、４５０〜５００℃に加熱し、一次鍛造
直後の素材温度が４４０〜４７０℃となるように４００
〜４６０℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度
５００〜５４０℃に加熱し、二次鍛造直後の素材温度が
４４０〜４７０℃となるように４００〜４６０℃に保持
した金型を使用して二次鍛造し、５１０〜５４５℃×２
〜６時間の溶体化処理，水冷後に１６０〜１９０℃×４
〜１２時間の時効処理を施す熱処理を行う。使用するア
ルミニウム合金は、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｍ
ｎ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．０３％以下，Ｂ：
０．００１〜０．０１％を含むことができる。
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。 【解決手段】 Ｓｉ：０．４〜０．８％，Ｃｕ：０．１
５〜０．４％，Ｍｇ：０．８〜１．２％及びＣｒ：０．
０４〜０．３５％を含み、Ｆｅ：０．０５〜０．７％，
Ｚｎ：０．２５％以下に規制したアルミニウム合金の押
出し材を切断し、４５０〜５００℃に加熱し、一次鍛造
直後の素材温度が４４０〜４７０℃となるように４００
〜４６０℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度
５００〜５４０℃に加熱し、二次鍛造直後の素材温度が
４４０〜４７０℃となるように４００〜４６０℃に保持
した金型を使用して二次鍛造し、５１０〜５４５℃×２
〜６時間の溶体化処理，水冷後に１６０〜１９０℃×４
〜１２時間の時効処理を施す熱処理を行う。使用するア
ルミニウム合金は、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｍ
ｎ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．０３％以下，Ｂ：
０．００１〜０．０１％を含むことができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、機械的強度に優れた車
両用部品等のアルミ鍛造製品を製造する方法に関する。
両用部品等のアルミ鍛造製品を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】車両用等に使用される部品としては、鉄
系の材料が多用されていた。しかし、軽量化，燃費向
上，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。使用されるアルミニウム
合金としては、耐食性及び強度に優れていることが要求
されるため、一般的にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を熱間鍛
造して製造されている。
系の材料が多用されていた。しかし、軽量化，燃費向
上，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。使用されるアルミニウム
合金としては、耐食性及び強度に優れていることが要求
されるため、一般的にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を熱間鍛
造して製造されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、従来のＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ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。
−Ｍｇ−Ｓｉ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】本発明の製造方法では、
Ｓｉ：０．４〜０．８重量％，Ｃｕ：０．１５〜０．４
重量％，Ｍｇ：０．８〜１．２重量％及びＣｒ：０．０
４〜０．３５重量％を含み、Ｆｅ：０．０５〜０．７重
量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に規制したアルミニウ
ム鋳塊を均質化処理した後、押出し直後の素材温度が４
４０〜５１０℃となるように押出し、所定の長さに切断
する。１工程で熱間鍛造する場合には、鍛造直後の素材
温度が４４０〜４７０℃（好ましくは４５０〜４６０
℃）となるように鍛造し、次いで５１０〜５４５℃×２
〜６時間の加熱処理を施し、水冷後、１６０〜１９０℃
×４〜１２時間の加熱処理を施す。
Ｓｉ：０．４〜０．８重量％，Ｃｕ：０．１５〜０．４
重量％，Ｍｇ：０．８〜１．２重量％及びＣｒ：０．０
４〜０．３５重量％を含み、Ｆｅ：０．０５〜０．７重
量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に規制したアルミニウ
ム鋳塊を均質化処理した後、押出し直後の素材温度が４
４０〜５１０℃となるように押出し、所定の長さに切断
する。１工程で熱間鍛造する場合には、鍛造直後の素材
温度が４４０〜４７０℃（好ましくは４５０〜４６０
℃）となるように鍛造し、次いで５１０〜５４５℃×２
〜６時間の加熱処理を施し、水冷後、１６０〜１９０℃
×４〜１２時間の加熱処理を施す。
【０００５】形状が複雑で製造が多工程に及ぶ場合に
は、前述の組成をもつアルミニウム鋳塊を均質化処理し
た後、押出し直後の素材温度が４４０〜５１０℃となる
ように押し出し、切断し、該押出し材を４５０〜５００
℃に加熱し、４００〜４６０℃に保持した金型を使用し
て一次鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃となるよ
うに一次鍛造し、再度一次鍛造品を５００〜５４０℃に
加熱し、二次鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃と
なるように４００〜４６０℃に保持した金型を使用して
形状の複雑な製品に二次鍛造し、５１０〜５４５℃×２
〜６時間の溶体化処理，水冷後に１６０〜１９０℃×４
〜１２時間の時効処理を施す熱処理を行い、所定の鍛造
品形状に機械加工する。すなわち、鍛造加工時の素材温
度を鍛造の回数に関係なく、４４０〜４７０℃の温度範
囲に維持することが重要である。使用するアルミニウム
合金は、Ｔｉ：０．００５〜０．１５重量％，Ｍｎ：
０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：０．０３重量％以下，
Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含むことができる。
は、前述の組成をもつアルミニウム鋳塊を均質化処理し
た後、押出し直後の素材温度が４４０〜５１０℃となる
ように押し出し、切断し、該押出し材を４５０〜５００
℃に加熱し、４００〜４６０℃に保持した金型を使用し
て一次鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃となるよ
うに一次鍛造し、再度一次鍛造品を５００〜５４０℃に
加熱し、二次鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃と
なるように４００〜４６０℃に保持した金型を使用して
形状の複雑な製品に二次鍛造し、５１０〜５４５℃×２
〜６時間の溶体化処理，水冷後に１６０〜１９０℃×４
〜１２時間の時効処理を施す熱処理を行い、所定の鍛造
品形状に機械加工する。すなわち、鍛造加工時の素材温
度を鍛造の回数に関係なく、４４０〜４７０℃の温度範
囲に維持することが重要である。使用するアルミニウム
合金は、Ｔｉ：０．００５〜０．１５重量％，Ｍｎ：
０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：０．０３重量％以下，
Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含むことができる。
【０００６】本発明で使用するアルミニウム合金に含ま
れる合金元素及びその含有量は、次の通りである。 Ｓｉ：０．４〜０．８重量％ 析出効果によってアルミニウム合金の強度を向上させる
元素である。Ｍｇと併用添加しているので、Ｔ６処理時
の時効処理によってＭｇ2 Ｓｉ系化合物が析出し、強度
向上作用が得られる。このようなＳｉ添加の作用は、Ｓ
ｉ含有量が０．４重量％以上で顕著となる。しかし、
０．８重量％を超える多量のＳｉ含有は、Ｓｉの粒界析
出に起因して粒界脆化が生じ易く、押出し性及び鍛造加
工性等を低下させる。 Ｃｕ：０．１５〜０．４重量％ マトリックスを固溶強化し、且つＴ６処理時の時効処理
によってＣｕＡｌ2，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物
も析出し、Ｍｇ2 Ｓｉ析出による強度改善作用を促進さ
せる上で有効な合金元素であり、０．１５重量％以上の
含有量が必要とされる。しかし、０．４重量％を超える
多量のＣｕを含有させると、焼入れ感受性が高くなり、
耐食性が劣化する。
れる合金元素及びその含有量は、次の通りである。 Ｓｉ：０．４〜０．８重量％ 析出効果によってアルミニウム合金の強度を向上させる
元素である。Ｍｇと併用添加しているので、Ｔ６処理時
の時効処理によってＭｇ2 Ｓｉ系化合物が析出し、強度
向上作用が得られる。このようなＳｉ添加の作用は、Ｓ
ｉ含有量が０．４重量％以上で顕著となる。しかし、
０．８重量％を超える多量のＳｉ含有は、Ｓｉの粒界析
出に起因して粒界脆化が生じ易く、押出し性及び鍛造加
工性等を低下させる。 Ｃｕ：０．１５〜０．４重量％ マトリックスを固溶強化し、且つＴ６処理時の時効処理
によってＣｕＡｌ2，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物
も析出し、Ｍｇ2 Ｓｉ析出による強度改善作用を促進さ
せる上で有効な合金元素であり、０．１５重量％以上の
含有量が必要とされる。しかし、０．４重量％を超える
多量のＣｕを含有させると、焼入れ感受性が高くなり、
耐食性が劣化する。
【０００７】Ｍｇ：０．８〜１．２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。この析出効果を得るため、０．
８重量％以上のＭｇ含有量が必要である。しかし、１．
２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。 Ｃｒ：０．０４〜０．３５重量％ 再結晶粒の粗大化を抑制する上で重要な合金元素であ
り、０．０４重量％以上の含有量が必要である。Ｃｒが
再結晶粒の成長を抑制する作用は、特に二次鍛造及びそ
の後のＴ６処理での溶体化処理時に発揮され、Ｔ６処理
後の組織を全面微細な組織にする。しかし、０．３５重
量％を超えてＣｒを含有させるとき、加工性が低下す
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。この析出効果を得るため、０．
８重量％以上のＭｇ含有量が必要である。しかし、１．
２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。 Ｃｒ：０．０４〜０．３５重量％ 再結晶粒の粗大化を抑制する上で重要な合金元素であ
り、０．０４重量％以上の含有量が必要である。Ｃｒが
再結晶粒の成長を抑制する作用は、特に二次鍛造及びそ
の後のＴ６処理での溶体化処理時に発揮され、Ｔ６処理
後の組織を全面微細な組織にする。しかし、０．３５重
量％を超えてＣｒを含有させるとき、加工性が低下す
る。
【０００８】Ｆｅ：０．０５〜０．７重量％ Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となってマトリック
スに分散される。粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、
伸び及び耐食性に悪影響を与える。したがって、Ｆｅ含
有量の上限を０．７重量％に設定した。一方、０．０５
重量％に満たないＦｅ含有量では、鍛造割れが発生し易
くなる。Ｆｅ含有量が０．０５〜０．７重量％の範囲で
は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が鍛造品の溶体化処理時
に再結晶粒の粗大化を抑制する。 Ｚｎ：０．２５重量％以下 Ｚｎは、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。０．２５重量％
を超えるＺｎは、応力腐食割れの原因となりやすいの
で、Ｚｎ含有量の上限を０．２５重量％に規定した。
スに分散される。粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、
伸び及び耐食性に悪影響を与える。したがって、Ｆｅ含
有量の上限を０．７重量％に設定した。一方、０．０５
重量％に満たないＦｅ含有量では、鍛造割れが発生し易
くなる。Ｆｅ含有量が０．０５〜０．７重量％の範囲で
は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が鍛造品の溶体化処理時
に再結晶粒の粗大化を抑制する。 Ｚｎ：０．２５重量％以下 Ｚｎは、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。０．２５重量％
を超えるＺｎは、応力腐食割れの原因となりやすいの
で、Ｚｎ含有量の上限を０．２５重量％に規定した。
【０００９】Ｔｉ：０．００５〜０．１５重量％ 鋳造組織の微細化を図る上で、有効な合金元素である。
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０．１５重量％に設定した。 Ｚｒ：０．０３重量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｒと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制し、Ｔ６処理での
溶体化処理時にその効果を発揮する。しかし、０．０３
重量％を超える多量のＺｒを含有させるとき、鍛造時の
加工性が悪くなる。 Ｍｎ：０．０５〜０．３重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｒと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制する。このような
作用は、０．０５重量％以上のＭｎ含有量で顕著にな
る。しかし、０．３重量％を超える多量のＭｎが含まれ
ると、押出し性や鍛造性が劣化する。 Ｂ：０．０００１〜０．０１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
鋳造組織を微細化する作用を呈する。Ｂの添加効果は、
０．０００１〜０．０１重量％の範囲で顕著となる。
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０．１５重量％に設定した。 Ｚｒ：０．０３重量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｒと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制し、Ｔ６処理での
溶体化処理時にその効果を発揮する。しかし、０．０３
重量％を超える多量のＺｒを含有させるとき、鍛造時の
加工性が悪くなる。 Ｍｎ：０．０５〜０．３重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｒと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制する。このような
作用は、０．０５重量％以上のＭｎ含有量で顕著にな
る。しかし、０．３重量％を超える多量のＭｎが含まれ
ると、押出し性や鍛造性が劣化する。 Ｂ：０．０００１〜０．０１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
鋳造組織を微細化する作用を呈する。Ｂの添加効果は、
０．０００１〜０．０１重量％の範囲で顕著となる。
【００１０】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左右するので、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５２０〜５６０℃×５〜１
０時間の均質化処理を施した後、切断し、再度加熱炉に
装入して３００〜５００℃に加熱する。押出し直後の素
材温度が４４０〜５１０℃となるように加熱条件を制御
することが重要であり、押出し材の温度をこの範囲に調
整することによって鍛造品のＴ６処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制される。押出し素材の温度が４４０℃よりも
低いと、鍛造材のＴ６処理後の組織が粗大化し、強度低
下を引き起こす。逆に、押出し素材の温度が５１０℃を
超えると、押出し材にテアリングが発生し易くなる。
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左右するので、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５２０〜５６０℃×５〜１
０時間の均質化処理を施した後、切断し、再度加熱炉に
装入して３００〜５００℃に加熱する。押出し直後の素
材温度が４４０〜５１０℃となるように加熱条件を制御
することが重要であり、押出し材の温度をこの範囲に調
整することによって鍛造品のＴ６処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制される。押出し素材の温度が４４０℃よりも
低いと、鍛造材のＴ６処理後の組織が粗大化し、強度低
下を引き起こす。逆に、押出し素材の温度が５１０℃を
超えると、押出し材にテアリングが発生し易くなる。
【００１１】一次鍛造 一次鍛造工程に供する前に、切断された押出し素材を加
熱炉に装入し、４５０〜５００℃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。加熱温度が、４５０〜５００℃の範
囲にないと、Ｔ６処理後の再結晶組織が粗粒化し、均一
で微細な再結晶粒が得られない。加熱保持は、温度の均
一化を図るため、１時間程度行われる。一次鍛造では、
金型を４００〜４６０℃に加熱している。この金型温度
は、一次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。一次鍛造中の素材は、金型を４００〜
４６０℃に保持することによって、４４０〜４７０℃，
好ましくは４５０〜４６０℃の温度範囲に維持される。
４４０〜４７０℃（好ましくは４５０〜４６０℃）の温
度範囲は、Ｔ６処理後の再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。このときの加熱温度が４４０℃よりも低い
と変形抵抗が増加し、鍛造が困難になるばかりでなく、
後述する熱処理時に結晶粒が粗大化し易くなる。逆に４
７０℃を超える加熱温度では、素材にバーニングが発生
し易くなる。
熱炉に装入し、４５０〜５００℃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。加熱温度が、４５０〜５００℃の範
囲にないと、Ｔ６処理後の再結晶組織が粗粒化し、均一
で微細な再結晶粒が得られない。加熱保持は、温度の均
一化を図るため、１時間程度行われる。一次鍛造では、
金型を４００〜４６０℃に加熱している。この金型温度
は、一次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。一次鍛造中の素材は、金型を４００〜
４６０℃に保持することによって、４４０〜４７０℃，
好ましくは４５０〜４６０℃の温度範囲に維持される。
４４０〜４７０℃（好ましくは４５０〜４６０℃）の温
度範囲は、Ｔ６処理後の再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。このときの加熱温度が４４０℃よりも低い
と変形抵抗が増加し、鍛造が困難になるばかりでなく、
後述する熱処理時に結晶粒が粗大化し易くなる。逆に４
７０℃を超える加熱温度では、素材にバーニングが発生
し易くなる。
【００１２】一次鍛造では、４５０〜５００℃に加熱さ
れた円柱状の素材を型鍛造法によって上下方向に潰し、
一次鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって一次
鍛造品を製造することもできる。このとき、上下方向の
変形率［（初期の押出し材長さ又は外径−鍛造後の押出
し材長さ又は外径）×（初期の押出し材長さ又は外径）
-1×１００％］は、５０〜７０％が好ましい。一次鍛造
は、次の製品形状に近い形を成形するための工程であ
り、変形率が小さいと二次鍛造が難しくなる。しかし、
過度に大きな変形率では、鍛造割れが生じるばかりでな
く、二次鍛造による成形が困難になる。この点、５０〜
７０％の変形率で押出し材を鍛造すると、微細な再結晶
組織が変形方向に長く伸ばされるため、高強度の最終製
品に有効な素材となる。
れた円柱状の素材を型鍛造法によって上下方向に潰し、
一次鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって一次
鍛造品を製造することもできる。このとき、上下方向の
変形率［（初期の押出し材長さ又は外径−鍛造後の押出
し材長さ又は外径）×（初期の押出し材長さ又は外径）
-1×１００％］は、５０〜７０％が好ましい。一次鍛造
は、次の製品形状に近い形を成形するための工程であ
り、変形率が小さいと二次鍛造が難しくなる。しかし、
過度に大きな変形率では、鍛造割れが生じるばかりでな
く、二次鍛造による成形が困難になる。この点、５０〜
７０％の変形率で押出し材を鍛造すると、微細な再結晶
組織が変形方向に長く伸ばされるため、高強度の最終製
品に有効な素材となる。
【００１３】二次鍛造 一次鍛造された素材は、二次鍛造に先立って５００〜５
４０℃に加熱される。加熱温度５００〜５４０℃は、通
常の熱間鍛造温度と比較すると高い設定値であるが、複
雑な形状の製品を鍛造によって作製するのに適してい
る。このときの加熱温度が５４０℃を超えると、二次鍛
造品に割れが発生し易くなる。逆に、５００℃に達しな
い加熱温度では、Ｔ６処理した後で最終製品の再結晶粒
が粗粒化する。二次鍛造では、一次鍛造と同様に鍛造中
の鍛造品の温度が４４０〜４７０℃になるように、金型
温度を４００〜４６０℃の範囲に維持する。金型温度は
高い方が望ましいが、４６０℃を超えると、金型の寿命
が短くなることは勿論、潤滑剤のつきも悪くなり、結果
として鍛造割れ等の欠陥が生じ易くなる。逆に４５０℃
未満の金型温度では、二次鍛造品のＴ６処理後に再結晶
粒が粗大化する。一次鍛造品は、５０〜７０％程度の変
形率で二次鍛造品に鍛造される。金型温度が４００〜４
６０℃でも、鍛造素材が５００〜５４０℃に加熱されて
いることと、鍛造中の変形抵抗熱の発生もあり、鍛造品
は４４０〜４７０℃に保たれる。この温度条件は、鍛造
の回数に関係なく充足させることが重要である。
４０℃に加熱される。加熱温度５００〜５４０℃は、通
常の熱間鍛造温度と比較すると高い設定値であるが、複
雑な形状の製品を鍛造によって作製するのに適してい
る。このときの加熱温度が５４０℃を超えると、二次鍛
造品に割れが発生し易くなる。逆に、５００℃に達しな
い加熱温度では、Ｔ６処理した後で最終製品の再結晶粒
が粗粒化する。二次鍛造では、一次鍛造と同様に鍛造中
の鍛造品の温度が４４０〜４７０℃になるように、金型
温度を４００〜４６０℃の範囲に維持する。金型温度は
高い方が望ましいが、４６０℃を超えると、金型の寿命
が短くなることは勿論、潤滑剤のつきも悪くなり、結果
として鍛造割れ等の欠陥が生じ易くなる。逆に４５０℃
未満の金型温度では、二次鍛造品のＴ６処理後に再結晶
粒が粗大化する。一次鍛造品は、５０〜７０％程度の変
形率で二次鍛造品に鍛造される。金型温度が４００〜４
６０℃でも、鍛造素材が５００〜５４０℃に加熱されて
いることと、鍛造中の変形抵抗熱の発生もあり、鍛造品
は４４０〜４７０℃に保たれる。この温度条件は、鍛造
の回数に関係なく充足させることが重要である。
【００１４】熱処理 二次鍛造品は、５１０〜５４５℃×２〜６時間溶体化処
理し、水冷した後で１６０〜１９０℃×４〜１２時間加
熱する時効処理（Ｔ６処理）が施される。５１０〜５４
５℃×２〜６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、固溶によってマトリックスを強化す
ると共に、一部がＣｕＡｌ2 ，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。他方、Ｃｒ，Ｍｎ等の合金成分は、均質化処理
によってすでに微細な金属間化合物となって析出してお
り、溶体化処理によってもマトリックスに固溶せず、鍛
造後の再結晶粒粗大化を防止する働きを呈するものと考
えられる。これら析出物の作用は、鍛造温度や加工度に
より析出物の形態が異なっており、ある種の特定形態や
特定分布の析出物が再結晶粒の粗大化を阻止しているも
のと推察される。鍛造中の素材温度が４４０〜４７０℃
付近のとき、熱間加工中に導入された歪みが冷却の途上
で開放され、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、溶体化処理時の結
晶成長に利用できるエネルギーが小さく、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ系粒子により再結晶粒の粗大化が阻止される。一
方、４４０℃よりも低い温度で鍛造すると、冷却終了後
にも鍛造時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、Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ系粒子が存在しても、再結晶粒の粗大化
が阻止できなくなる。逆に５００℃よりも高い温度で鍛
造すると、バーニングの発生により健全な製品ができな
くなる。溶体化処理された製品は、水焼入れされ、１６
０〜１９０℃で４〜１２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，ＣｕＡｌ2 ，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。
理し、水冷した後で１６０〜１９０℃×４〜１２時間加
熱する時効処理（Ｔ６処理）が施される。５１０〜５４
５℃×２〜６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、固溶によってマトリックスを強化す
ると共に、一部がＣｕＡｌ2 ，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。他方、Ｃｒ，Ｍｎ等の合金成分は、均質化処理
によってすでに微細な金属間化合物となって析出してお
り、溶体化処理によってもマトリックスに固溶せず、鍛
造後の再結晶粒粗大化を防止する働きを呈するものと考
えられる。これら析出物の作用は、鍛造温度や加工度に
より析出物の形態が異なっており、ある種の特定形態や
特定分布の析出物が再結晶粒の粗大化を阻止しているも
のと推察される。鍛造中の素材温度が４４０〜４７０℃
付近のとき、熱間加工中に導入された歪みが冷却の途上
で開放され、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、溶体化処理時の結
晶成長に利用できるエネルギーが小さく、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ系粒子により再結晶粒の粗大化が阻止される。一
方、４４０℃よりも低い温度で鍛造すると、冷却終了後
にも鍛造時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、Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ系粒子が存在しても、再結晶粒の粗大化
が阻止できなくなる。逆に５００℃よりも高い温度で鍛
造すると、バーニングの発生により健全な製品ができな
くなる。溶体化処理された製品は、水焼入れされ、１６
０〜１９０℃で４〜１２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，ＣｕＡｌ2 ，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。
【００１５】
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５４０℃×８時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、３６０℃に加熱して押し出
し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し棒の押出し直後
の温度は、４５０℃であった。この押出し棒から直径３
５ｍｍ，長さ９０ｍｍのテスト用鍛造素材を切り出し
た。
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５４０℃×８時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、３６０℃に加熱して押し出
し、直径３５ｍｍの丸棒を得た。押出し棒の押出し直後
の温度は、４５０℃であった。この押出し棒から直径３
５ｍｍ，長さ９０ｍｍのテスト用鍛造素材を切り出し
た。
【００１６】
【００１７】得られた鍛造素材に４８０℃×１時間の均
熱処理を施した後、金型温度４３０℃，素材各部の変形
率として平均変形率５０％で長さ方向に対して垂直な方
向から鍛造し、図１の二次成形品に近い形状にまず成形
した。このときの鍛造直後の素材温度は、４５０℃であ
った。この一次鍛造品を４００℃及び５００℃に１時間
加熱した後、金型温度４３０℃，平均変形率７０％で長
さ方向に対して垂直な方向から二次鍛造し、図１に示す
二次鍛造品の形状に鍛造した。二次鍛造直後の素材温度
は、４００℃加熱のときは３８０℃，５００℃加熱のと
きは４７０℃であった。二次鍛造素材の上下方向断面の
マクロ組織を観察すると、二次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。各二次鍛造品に５３０℃×３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、二次鍛造温度が４００℃
のとき、図４に示すように上下方向中央部を中心にして
再結晶粒が成長した組織となっていた。これに対し、二
次鍛造温度が５００℃のものでは、図５に示すように全
面が微細な再結晶組織となっており、再結晶粒の成長が
検出されなかった。なお、水焼入れ後の時効処理では、
再結晶粒の成長がみられなかった。
熱処理を施した後、金型温度４３０℃，素材各部の変形
率として平均変形率５０％で長さ方向に対して垂直な方
向から鍛造し、図１の二次成形品に近い形状にまず成形
した。このときの鍛造直後の素材温度は、４５０℃であ
った。この一次鍛造品を４００℃及び５００℃に１時間
加熱した後、金型温度４３０℃，平均変形率７０％で長
さ方向に対して垂直な方向から二次鍛造し、図１に示す
二次鍛造品の形状に鍛造した。二次鍛造直後の素材温度
は、４００℃加熱のときは３８０℃，５００℃加熱のと
きは４７０℃であった。二次鍛造素材の上下方向断面の
マクロ組織を観察すると、二次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。各二次鍛造品に５３０℃×３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、二次鍛造温度が４００℃
のとき、図４に示すように上下方向中央部を中心にして
再結晶粒が成長した組織となっていた。これに対し、二
次鍛造温度が５００℃のものでは、図５に示すように全
面が微細な再結晶組織となっており、再結晶粒の成長が
検出されなかった。なお、水焼入れ後の時効処理では、
再結晶粒の成長がみられなかった。
【００１８】図４から明らかなように、二次鍛造温度が
４００℃の場合、中心部の再結晶粒が粗大化している。
これは、中心部の変形率が高いことにも原因があり、変
形率が高いと鍛造温度が低い場合に蓄積される歪みエネ
ルギーが大きく、再結晶粒が粗大化していることを示し
ている。他方、試料Ｎo.２は、試料Ｎo.１に比較して中
心部で再結晶粒の粗大化がやや進行していない。これ
は、Ｃｒの効果を狙った試料番号１に比べ、試料Ｎo.２
ではＭｎ，Ｚｒを添加したことにより、Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｚ
ｒを複合添加した効果が発現されているためと考えられ
る。なお、一次鍛造温度が４００℃で二次鍛造温度が５
００℃の場合、及び一次鍛造温度が４００℃で二次鍛造
温度が４００℃の場合には、何れも溶体化処理後の再結
晶組織は、中心部が粗大化していた。このような組織を
もつ材料は、機械的性質に異方性をもつことから好まし
い材料ではない。
４００℃の場合、中心部の再結晶粒が粗大化している。
これは、中心部の変形率が高いことにも原因があり、変
形率が高いと鍛造温度が低い場合に蓄積される歪みエネ
ルギーが大きく、再結晶粒が粗大化していることを示し
ている。他方、試料Ｎo.２は、試料Ｎo.１に比較して中
心部で再結晶粒の粗大化がやや進行していない。これ
は、Ｃｒの効果を狙った試料番号１に比べ、試料Ｎo.２
ではＭｎ，Ｚｒを添加したことにより、Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｚ
ｒを複合添加した効果が発現されているためと考えられ
る。なお、一次鍛造温度が４００℃で二次鍛造温度が５
００℃の場合、及び一次鍛造温度が４００℃で二次鍛造
温度が４００℃の場合には、何れも溶体化処理後の再結
晶組織は、中心部が粗大化していた。このような組織を
もつ材料は、機械的性質に異方性をもつことから好まし
い材料ではない。
【００１９】比較例：表１の試料Ｎo.１の組成におい
て、ビレットに５４０℃×８時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、２９０℃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温
度は４２０℃であった。この鍛造素材に４８０℃×１時
間の加熱処理を施した後、金型温度４３０℃，素材各部
の変形率５０％で長さ方向に対して垂直な方向から鍛造
し、図１の二次成形品に近い形状に成形した。この一次
鍛造品は、鍛造直後の温度が４５１℃であった。この一
次鍛造品に５３０℃×３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、中心
部が粗粒化していた。このことから、押出し直後の素材
温度が４４０〜５１０℃を外れると、溶体化処理時に再
結晶粒が粗大化していることが判る。
て、ビレットに５４０℃×８時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、２９０℃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温
度は４２０℃であった。この鍛造素材に４８０℃×１時
間の加熱処理を施した後、金型温度４３０℃，素材各部
の変形率５０％で長さ方向に対して垂直な方向から鍛造
し、図１の二次成形品に近い形状に成形した。この一次
鍛造品は、鍛造直後の温度が４５１℃であった。この一
次鍛造品に５３０℃×３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、中心
部が粗粒化していた。このことから、押出し直後の素材
温度が４４０〜５１０℃を外れると、溶体化処理時に再
結晶粒が粗大化していることが判る。
【００２０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、成分・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処理後に再結晶粒の粗大化を抑
制し、全面が均一で微細な再結晶組織としている。その
ため、機械的性質に異方性がなく、信頼性の高い高強度
鍛造製品が得られる。
は、成分・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処理後に再結晶粒の粗大化を抑
制し、全面が均一で微細な再結晶組織としている。その
ため、機械的性質に異方性がなく、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二次鍛造品
【図２】 二次鍛造温度４００℃の二次鍛造を終了した
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
【図３】 二次鍛造温度５００℃の二次鍛造を終了した
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
【図４】 二次鍛造温度４００℃で二次鍛造した製品を
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
【図５】 二次鍛造温度５００℃で二次鍛造した製品を
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
溶体化処理したテスト用二次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 (5)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．４〜０．８重量％，Ｃｕ：
０．１５〜０．４重量％，Ｍｇ：０．８〜１．２重量％
及びＣｒ：０．０４〜０．３５重量％を含み、Ｆｅ：
０．０５〜０．７重量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に
規制したアルミニウム鋳塊を均質化処理した後、３００
〜５００℃に加熱して押出し直後の素材温度が４４０〜
５１０℃になるように押し出し、次いで該押出し材を切
断し、鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃となるよ
うに鍛造し、次いで５１０〜５４５℃×２〜６時間の溶
体化処理を施し、水冷後、１６０〜１９０℃×４〜１２
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
粒の粗大成長を抑制したアルミ押出し材鍛造製品の製造
方法。 - 【請求項２】 Ｓｉ：０．４〜０．８重量％，Ｃｕ：
０．１５〜０．４重量％，Ｍｇ：０．８〜１．２重量％
及びＣｒ：０．０４〜０．３５重量％を含み、Ｆｅ：
０．０５〜０．７重量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に
規制したアルミニウム鋳塊を均質化処理した後、３００
〜５００℃に加熱して押出し直後の素材温度が４４０〜
５１０℃になるように押し出し、次いで該押出し材を切
断し、鍛造直後の素材温度が４４０〜４７０℃なるよう
に該押出し素材を４５０〜５００℃に加熱し、４００〜
４６０℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度一
次鍛造品を５００〜５４０℃に加熱し、二次鍛造直後の
素材温度が４４０〜４７０℃となるように４００〜４６
０℃に保持した金型を使用して形状の複雑な製品に二次
鍛造し、５１０〜５４５℃×２〜６時間の溶体化処理，
水冷後に１６０〜１９０℃×４〜１２時間の時効処理を
施す熱処理を行い、所定の鍛造品形状に機械加工するア
ルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項３】 更にＴｉ：０．００５〜０．１５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
のアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項４】 更にＭｎ：０．０５〜０．３重量％を含
むアルミニウム合金を使用する請求項１〜３の何れかに
記載のアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項５】 更にＢ：０．００１〜０．０１重量％を
含むアルミニウム合金を使用する請求項１〜４の何れか
に記載の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 |
|---|---|---|---|
| JP8333296A JPH09249953A (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 |
|---|---|---|---|
| JP8333296A JPH09249953A (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 |
|---|---|
| JPH09249953A true JPH09249953A (ja) | 1997-09-22 |
Family
ID=13799485
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8333296A Pending JPH09249953A (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) | JPH09249953A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348630A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-12-04 | Nissan Motor Co Ltd | アルミニウム鍛造部品およびその製造方法 |
| WO2010067465A1 (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-17 | ワシマイヤー株式会社 | 鍛造ビレット及びホイール |
| EP1785499A3 (de) * | 2005-11-14 | 2010-11-03 | Otto Fuchs KG | Energieabsorptionsbauteil |
| CN102330041A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种铝合金型材的时效热处理方法 |
| CN102329999A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种导电铝合金型材的制造方法 |
| CN111636019A (zh) * | 2020-05-21 | 2020-09-08 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
-
1996
- 1996-03-12 JP JP8333296A patent/JPH09249953A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348630A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-12-04 | Nissan Motor Co Ltd | アルミニウム鍛造部品およびその製造方法 |
| EP1785499A3 (de) * | 2005-11-14 | 2010-11-03 | Otto Fuchs KG | Energieabsorptionsbauteil |
| WO2010067465A1 (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-17 | ワシマイヤー株式会社 | 鍛造ビレット及びホイール |
| JP2010137257A (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Washimaiyaa Kk | 鍛造ビレット及びホイール |
| CN102330041A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种铝合金型材的时效热处理方法 |
| CN102329999A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种导电铝合金型材的制造方法 |
| CN111636019A (zh) * | 2020-05-21 | 2020-09-08 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
| CN111636019B (zh) * | 2020-05-21 | 2021-05-11 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
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