JPH10317115A - 寸法精度に優れた高強度６０００系アルミ合金押出し材の製造方法 - Google Patents
寸法精度に優れた高強度６０００系アルミ合金押出し材の製造方法Info
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- JPH10317115A JPH10317115A JP12359797A JP12359797A JPH10317115A JP H10317115 A JPH10317115 A JP H10317115A JP 12359797 A JP12359797 A JP 12359797A JP 12359797 A JP12359797 A JP 12359797A JP H10317115 A JPH10317115 A JP H10317115A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 時効処理後の強度が高く、寸法精度の良好な
アルミ合金押出し材を得る。 【解決手段】 Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｂ，Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒを特定した６０００系アルミ合金ビレッ
トを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜５７
０℃になるように押出し、４２０℃までは３０℃／分以
上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を冷却
し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分以上
の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃の温
度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却す
る。
アルミ合金押出し材を得る。 【解決手段】 Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｂ，Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒを特定した６０００系アルミ合金ビレッ
トを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜５７
０℃になるように押出し、４２０℃までは３０℃／分以
上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を冷却
し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分以上
の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃の温
度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、７０００系並みの強度
が必要とされる構造材として使用され、優れた強度及び
寸法精度が要求されるアルミ合金押出し材を製造する方
法に関する。
が必要とされる構造材として使用され、優れた強度及び
寸法精度が要求されるアルミ合金押出し材を製造する方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】６０００系を始めとするアルミ合金は、
高温で溶体化処理した後、急冷することにより、後続す
る時効処理工程でＭｇ2 Ｓｉ等を析出させて機械的特性
を向上させている。溶体化処理後の急冷は、時効処理工
程での析出硬化を得るために必要な工程である。溶体化
処理後の急冷を押出し時に適用し、押出し機から送り出
された直後の押出し材を強制冷却すると、押出し材の形
状や肉厚等に起因して押出し材の断面に関して温度分布
が不均一になる。不均一な温度分布は、室温に冷却され
た押出し材の断面形状に崩れ（形状の変化）や長手方向
の曲り等の変形を発生させ、寸法精度を悪化させる原因
となる。断面変形，曲り等の形状不良は、押出し成形直
後の押出し材を６００〜４００℃の温度域で３０〜６０
℃／秒で冷却し、次いで４００〜１００℃の温度域を１
００〜１５０℃／秒で急冷することにより防止できるこ
とが特開平８−１９９３１９号公報に紹介されている。
高温で溶体化処理した後、急冷することにより、後続す
る時効処理工程でＭｇ2 Ｓｉ等を析出させて機械的特性
を向上させている。溶体化処理後の急冷は、時効処理工
程での析出硬化を得るために必要な工程である。溶体化
処理後の急冷を押出し時に適用し、押出し機から送り出
された直後の押出し材を強制冷却すると、押出し材の形
状や肉厚等に起因して押出し材の断面に関して温度分布
が不均一になる。不均一な温度分布は、室温に冷却され
た押出し材の断面形状に崩れ（形状の変化）や長手方向
の曲り等の変形を発生させ、寸法精度を悪化させる原因
となる。断面変形，曲り等の形状不良は、押出し成形直
後の押出し材を６００〜４００℃の温度域で３０〜６０
℃／秒で冷却し、次いで４００〜１００℃の温度域を１
００〜１５０℃／秒で急冷することにより防止できるこ
とが特開平８−１９９３１９号公報に紹介されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、３０〜６０℃
／秒や１００〜１５０℃／秒等の冷却速度は、ファンに
よる空冷（約３℃／秒）や直接水冷による冷却法（約１
０００℃／秒）に比較すると、冷却条件を適正に制御す
ることが難しい。実際、形材をこの条件下で冷却するた
めには、非常に高度な技術及び特殊な冷却設備を必要と
し、熱処理コストが高くなる。また、この冷却速度で
は、特に押出し形材の断面形状に変化を生じさせ易い。
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、アルミ合金の特定された組成と特定された冷却
条件との組合せにより、時効処理によって高い強度が発
現し、しかも寸法精度が良好なアルミ合金押出し材を製
造することを目的とする。
／秒や１００〜１５０℃／秒等の冷却速度は、ファンに
よる空冷（約３℃／秒）や直接水冷による冷却法（約１
０００℃／秒）に比較すると、冷却条件を適正に制御す
ることが難しい。実際、形材をこの条件下で冷却するた
めには、非常に高度な技術及び特殊な冷却設備を必要と
し、熱処理コストが高くなる。また、この冷却速度で
は、特に押出し形材の断面形状に変化を生じさせ易い。
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、アルミ合金の特定された組成と特定された冷却
条件との組合せにより、時効処理によって高い強度が発
現し、しかも寸法精度が良好なアルミ合金押出し材を製
造することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明のアルミ合金押出
し材製造方法は、その目的を達成するため、Ｍｇ：０．
６〜１．１重量％，Ｓｉ：０．７〜１．２重量％，Ｃ
ｕ：０．０５〜０．８重量％，Ｆｅ：０．１〜０．３重
量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％，Ｂ：０．０
００１〜０．０１重量％を含み、更にＭｎ：０．２〜
０．６０重量％，Ｃｒ：０．１〜０．４重量％，Ｚｒ：
０．１〜０．２重量％の１種又は２種以上を合計で０．
３〜０．８重量％含み、Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％とし
て計算される過剰Ｓｉが０．１〜０．７重量％の範囲に
あり、残部が実質的にＡｌの組成をもつアルミ合金のビ
レットを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜
５７０℃となるように押し出し、４２０℃までは３０℃
／分以上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を
冷却し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分
以上の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃
の温度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷
却することを特徴とする。押出しに先立って、アルミ合
金のビレットを４３０〜５２０℃に加熱保持することが
好ましい。得られた押出し材には、１６０〜２１０℃×
１〜１５時間の時効処理が施される。
し材製造方法は、その目的を達成するため、Ｍｇ：０．
６〜１．１重量％，Ｓｉ：０．７〜１．２重量％，Ｃ
ｕ：０．０５〜０．８重量％，Ｆｅ：０．１〜０．３重
量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％，Ｂ：０．０
００１〜０．０１重量％を含み、更にＭｎ：０．２〜
０．６０重量％，Ｃｒ：０．１〜０．４重量％，Ｚｒ：
０．１〜０．２重量％の１種又は２種以上を合計で０．
３〜０．８重量％含み、Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％とし
て計算される過剰Ｓｉが０．１〜０．７重量％の範囲に
あり、残部が実質的にＡｌの組成をもつアルミ合金のビ
レットを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜
５７０℃となるように押し出し、４２０℃までは３０℃
／分以上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を
冷却し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分
以上の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃
の温度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷
却することを特徴とする。押出しに先立って、アルミ合
金のビレットを４３０〜５２０℃に加熱保持することが
好ましい。得られた押出し材には、１６０〜２１０℃×
１〜１５時間の時効処理が施される。
【０００５】
【作用】本発明に従ったＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、
時効処理工程でＭｇ2 Ｓｉを析出させて高強度化を図る
と共に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移元素を添加すること
により押出し時の再結晶や再結晶粒の粗大化を抑制し、
且つ押出し加工で生成した繊維状組織を残すことによ
り、６０００系でありながら７０００系に匹敵する高強
度を得ている。しかし、Ｍｇ2 Ｓｉは、押出し後の冷却
過程でもマトリックスから析出する傾向を示す。たとえ
ば、本発明に従ったＡｌ合金は、多量のＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒを含むのでこの傾向が特に著しく、図１に示すＴＴＰ
曲線の右側にある条件下で保持されると、Ｍｇ2 Ｓｉが
析出する。このようなＭｇ2 Ｓｉの析出があると、時効
処理による析出硬化作用が不足し、強度の向上が十分で
なくなる。そこで、本発明においては、押出し後の冷却
過程でＭｇ2 Ｓｉの析出を抑制する冷却条件をアルミ合
金の組成との関連で特定することにより、高強度で寸法
精度の良好な押出し材を得ている。
時効処理工程でＭｇ2 Ｓｉを析出させて高強度化を図る
と共に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移元素を添加すること
により押出し時の再結晶や再結晶粒の粗大化を抑制し、
且つ押出し加工で生成した繊維状組織を残すことによ
り、６０００系でありながら７０００系に匹敵する高強
度を得ている。しかし、Ｍｇ2 Ｓｉは、押出し後の冷却
過程でもマトリックスから析出する傾向を示す。たとえ
ば、本発明に従ったＡｌ合金は、多量のＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒを含むのでこの傾向が特に著しく、図１に示すＴＴＰ
曲線の右側にある条件下で保持されると、Ｍｇ2 Ｓｉが
析出する。このようなＭｇ2 Ｓｉの析出があると、時効
処理による析出硬化作用が不足し、強度の向上が十分で
なくなる。そこで、本発明においては、押出し後の冷却
過程でＭｇ2 Ｓｉの析出を抑制する冷却条件をアルミ合
金の組成との関連で特定することにより、高強度で寸法
精度の良好な押出し材を得ている。
【０００６】以下、本発明で特定した組成及び温度条件
を説明する。 Ｍｇ：０．６〜１．１重量％ 時効処理時にＭｇ2 Ｓｉとして析出し、押出し材の強度
を向上させる作用を呈する。Ｍｇ含有量が０．６重量％
に満たないと、時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不
足し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．１重
量％を超える多量のＭｇが含まれると、押出し直後の押
出し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結
果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与し
ないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理
時のＭｇ2 Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得
られない。
を説明する。 Ｍｇ：０．６〜１．１重量％ 時効処理時にＭｇ2 Ｓｉとして析出し、押出し材の強度
を向上させる作用を呈する。Ｍｇ含有量が０．６重量％
に満たないと、時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不
足し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．１重
量％を超える多量のＭｇが含まれると、押出し直後の押
出し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結
果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与し
ないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理
時のＭｇ2 Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得
られない。
【０００７】Ｓｉ：０．７〜１．２重量％ 時効処理時にＭｇ2 Ｓｉとして析出し、押出し材の強度
を向上させる作用を呈する。Ｓｉ含有量が０．７重量％
未満では、時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不足
し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．２重量
％を超える多量のＳｉが含まれると、押出し直後の押出
し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結
果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与し
ないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理
時のＭｇ2 Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得
られない。 過剰Ｓｉ：０．１〜０．７重量％ Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉ
は、機械的強度の改善に有効なＭｇ2 Ｓｉを析出させる
ときの指標として重要である。過剰Ｓｉが０．１重量％
未満では、Ｍｇ2 Ｓｉの有効析出が不足し、十分な機械
的強度が得られない。逆に、０．７重量％を超える過剰
Ｓｉでは、押出し材の伸びが低下する。
を向上させる作用を呈する。Ｓｉ含有量が０．７重量％
未満では、時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不足
し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．２重量
％を超える多量のＳｉが含まれると、押出し直後の押出
し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結
果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与し
ないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理
時のＭｇ2 Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得
られない。 過剰Ｓｉ：０．１〜０．７重量％ Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉ
は、機械的強度の改善に有効なＭｇ2 Ｓｉを析出させる
ときの指標として重要である。過剰Ｓｉが０．１重量％
未満では、Ｍｇ2 Ｓｉの有効析出が不足し、十分な機械
的強度が得られない。逆に、０．７重量％を超える過剰
Ｓｉでは、押出し材の伸びが低下する。
【０００８】Ｃｕ：０．０５〜０．８重量％ Ｃｕ含有量が０．０５重量％以上に多くなるに応じ機械
的強度が向上する。しかし、０．８重量％を超える多量
のＣｕが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時に
Ｍｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定
した冷却条件下でも強度向上に寄与しないＭｇ2 Ｓｉが
析出し、強度向上に寄与する時効処理時のＭｇ2 Ｓｉ析
出量が減少する。 Ｆｅ：０．１〜０．３重量％ ＡｌＦｅＳｉ相を形成し、押出し材の結晶粒を微細化す
ることにより機械的性質を改善する作用を呈する。この
ような作用は、０．１重量％以上のＦｅ含有量で顕著に
なる。しかし、０．３重量％を超える多量のＦｅが含ま
れると、ＡｌＦｅＳｉ相の量は増加するものの、その分
だけＳｉが減少し、時効処理工程で析出するＭｇ2 Ｓｉ
の量が少なくなる。その結果、十分な強度が得られな
い。
的強度が向上する。しかし、０．８重量％を超える多量
のＣｕが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時に
Ｍｇ2 Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定
した冷却条件下でも強度向上に寄与しないＭｇ2 Ｓｉが
析出し、強度向上に寄与する時効処理時のＭｇ2 Ｓｉ析
出量が減少する。 Ｆｅ：０．１〜０．３重量％ ＡｌＦｅＳｉ相を形成し、押出し材の結晶粒を微細化す
ることにより機械的性質を改善する作用を呈する。この
ような作用は、０．１重量％以上のＦｅ含有量で顕著に
なる。しかし、０．３重量％を超える多量のＦｅが含ま
れると、ＡｌＦｅＳｉ相の量は増加するものの、その分
だけＳｉが減少し、時効処理工程で析出するＭｇ2 Ｓｉ
の量が少なくなる。その結果、十分な強度が得られな
い。
【０００９】Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％ 鋳塊の結晶粒を微細化し、鋳造割れを抑制する作用を呈
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＴｉ
含有量で顕著になる。しかし、０．０５重量％を超える
多量のＴｉが含まれると、押出し性が劣化する。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと複合添加するとき、鋳塊の結晶粒を更に微細化す
る作用を呈する。Ｂの添加効果は、０．００１重量％以
上で顕著になる。しかし、０．０１重量％を超える多量
のＢが含まれると、押出し性が阻害される。
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＴｉ
含有量で顕著になる。しかし、０．０５重量％を超える
多量のＴｉが含まれると、押出し性が劣化する。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと複合添加するとき、鋳塊の結晶粒を更に微細化す
る作用を呈する。Ｂの添加効果は、０．００１重量％以
上で顕著になる。しかし、０．０１重量％を超える多量
のＢが含まれると、押出し性が阻害される。
【００１０】 合金成分Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒは、ビレットの均質化処理時
に化合物として析出し、押出し時に組織が再結晶や再結
晶粒が粗大化することを抑制し、組織強化により機械的
強度を向上させる。このような作用は、０．２重量％以
上のＭｎ，０．１重量％以上のＣｒ又は０．１重量％以
上のＺｒを含むとき顕著になる。しかし、０．６０重量
％を超えるＭｎ，０．４重量％を超えるＣｒ，０．２重
量％を超えるＺｒ，又は合計量が０．８重量％を超える
多量のＭｎ，Ｃｒ及び／又はＺｒが含まれると、押出し
直後の押出し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くな
る。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも、強度
向上に寄与しないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に有効
な時効処理時のＭｇ2 Ｓｉ量が減少し、十分な機械的強
度が得られない。
に化合物として析出し、押出し時に組織が再結晶や再結
晶粒が粗大化することを抑制し、組織強化により機械的
強度を向上させる。このような作用は、０．２重量％以
上のＭｎ，０．１重量％以上のＣｒ又は０．１重量％以
上のＺｒを含むとき顕著になる。しかし、０．６０重量
％を超えるＭｎ，０．４重量％を超えるＣｒ，０．２重
量％を超えるＺｒ，又は合計量が０．８重量％を超える
多量のＭｎ，Ｃｒ及び／又はＺｒが含まれると、押出し
直後の押出し材の冷却時にＭｇ2 Ｓｉが析出し易くな
る。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも、強度
向上に寄与しないＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度向上に有効
な時効処理時のＭｇ2 Ｓｉ量が減少し、十分な機械的強
度が得られない。
【００１１】押出し機から出てきた直後の温度：５１０
〜５７０℃ 押出し材は、押出し直後の温度によって機械的性質が大
きく変わる。押出し直後の温度が５１０℃を下回るよう
になると、Ｍｇ，Ｓｉ等の合金成分が十分に固溶せず、
時効処理工程で析出するＭｇ2 Ｓｉが減少し、必要とす
る機械的性質が得られなくなる。しかし、押出し直後の
温度が５７０℃を超えるようになると、テアリングが発
生し易くなり、生産性が低下する。押出し直後の温度
は、ビレット温度により制御できる。具体的には、押し
出し直後の温度を５１０〜５７０℃の範囲に維持するた
めには、ビレットを４３０〜５１０℃の温度範囲に加熱
保持する。４３０℃未満のビレット温度では、押出し圧
力が上昇し、押出し製品速度が抑えられる。そのため、
押出し直後の形材温度を５１０℃以上とすることができ
ず、十分な機械的性質が得られない。また、低い押出し
製品速度のため、生産性も阻害される。しかし、ビレッ
ト温度が５１０℃を超えるようになると、テアリング発
生を防止するため押出し速度を上げることができず、生
産性が低くなる。
〜５７０℃ 押出し材は、押出し直後の温度によって機械的性質が大
きく変わる。押出し直後の温度が５１０℃を下回るよう
になると、Ｍｇ，Ｓｉ等の合金成分が十分に固溶せず、
時効処理工程で析出するＭｇ2 Ｓｉが減少し、必要とす
る機械的性質が得られなくなる。しかし、押出し直後の
温度が５７０℃を超えるようになると、テアリングが発
生し易くなり、生産性が低下する。押出し直後の温度
は、ビレット温度により制御できる。具体的には、押し
出し直後の温度を５１０〜５７０℃の範囲に維持するた
めには、ビレットを４３０〜５１０℃の温度範囲に加熱
保持する。４３０℃未満のビレット温度では、押出し圧
力が上昇し、押出し製品速度が抑えられる。そのため、
押出し直後の形材温度を５１０℃以上とすることができ
ず、十分な機械的性質が得られない。また、低い押出し
製品速度のため、生産性も阻害される。しかし、ビレッ
ト温度が５１０℃を超えるようになると、テアリング発
生を防止するため押出し速度を上げることができず、生
産性が低くなる。
【００１２】また、押出しに供されるビレットを均質化
処理しておくことも有効である。均質化処理によってＭ
ｇ，Ｓｉ等の合金成分がマトリックスに析出し、時効処
理工程で必要な強度を得るためのＭｇ2 Ｓｉの析出が促
進される。均質化処理としては、２００℃／時以下（好
ましくは１００℃／時以下）の昇温速度で５００〜５６
０℃（好ましくは５００〜５５０℃）に加熱し、この温
度で１時間以上保持し、次いで２００℃／時以上の冷却
速度で室温まで急冷する条件が採用される。この均質化
処理により、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の濃度偏析が解消され
る。本発明のようにＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含む合金系にあ
っては、この均質化処理によってＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを微
細均一に析出させ、押出し材の結晶粒を微細化させるこ
とができる。その結果、得られた製品の機械的性質が向
上する。
処理しておくことも有効である。均質化処理によってＭ
ｇ，Ｓｉ等の合金成分がマトリックスに析出し、時効処
理工程で必要な強度を得るためのＭｇ2 Ｓｉの析出が促
進される。均質化処理としては、２００℃／時以下（好
ましくは１００℃／時以下）の昇温速度で５００〜５６
０℃（好ましくは５００〜５５０℃）に加熱し、この温
度で１時間以上保持し、次いで２００℃／時以上の冷却
速度で室温まで急冷する条件が採用される。この均質化
処理により、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の濃度偏析が解消され
る。本発明のようにＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含む合金系にあ
っては、この均質化処理によってＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを微
細均一に析出させ、押出し材の結晶粒を微細化させるこ
とができる。その結果、得られた製品の機械的性質が向
上する。
【００１３】４２０℃までの温度域における冷却速度：
３０℃／分以上で１０００℃／分未満４５０℃から４２
０℃までは、時効処理後の機械的性質を低下させること
になるＭｇ2 Ｓｉが析出する温度域である。しかし、Ｍ
ｇ2 Ｓｉの析出には、４５０〜４２０℃で比較的長い時
間を必要とする。そのため、押出し直後から４２０℃ま
での温度域では、比較的緩やかな冷却速度で押出し材を
冷却しても、機械的性質が劣化することはない。緩やか
に冷却することにより、押出し材が均一に冷却され、断
面変形，曲り等の形状不良が発生しない。しかし、３０
℃／分に達しない遅い冷却速度では、強度の改善に寄与
しないＭｇ2 Ｓｉが析出し、時効処理工程で必要とする
機械的強度が得られない。また、３０℃／分に達しない
冷却速度で冷却するためには、特別な装置が必要にな
り、生産コストが上昇する。他方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを
含有する合金は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含有していない合
金に比較して強度が高いため変形しにくいものの、１０
００℃／分以上の冷却速度で冷却すると、押出し材の冷
却ムラが大きくなり、本発明で規定した組成をもつ合金
でも変形が生じてしまう。なお、冷却水等を使用した冷
却方法よりも、冷却ムラが比較的発生しにくい強制空冷
で達成可能な冷却速度３００℃／分以下で冷却すること
が好ましい。
３０℃／分以上で１０００℃／分未満４５０℃から４２
０℃までは、時効処理後の機械的性質を低下させること
になるＭｇ2 Ｓｉが析出する温度域である。しかし、Ｍ
ｇ2 Ｓｉの析出には、４５０〜４２０℃で比較的長い時
間を必要とする。そのため、押出し直後から４２０℃ま
での温度域では、比較的緩やかな冷却速度で押出し材を
冷却しても、機械的性質が劣化することはない。緩やか
に冷却することにより、押出し材が均一に冷却され、断
面変形，曲り等の形状不良が発生しない。しかし、３０
℃／分に達しない遅い冷却速度では、強度の改善に寄与
しないＭｇ2 Ｓｉが析出し、時効処理工程で必要とする
機械的強度が得られない。また、３０℃／分に達しない
冷却速度で冷却するためには、特別な装置が必要にな
り、生産コストが上昇する。他方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを
含有する合金は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含有していない合
金に比較して強度が高いため変形しにくいものの、１０
００℃／分以上の冷却速度で冷却すると、押出し材の冷
却ムラが大きくなり、本発明で規定した組成をもつ合金
でも変形が生じてしまう。なお、冷却水等を使用した冷
却方法よりも、冷却ムラが比較的発生しにくい強制空冷
で達成可能な冷却速度３００℃／分以下で冷却すること
が好ましい。
【００１４】４２０〜２８０℃の温度域における冷却速
度：１０００℃／分以上 ４２０〜２８０℃は、時効処理後の機械的性質を低下さ
せることになるＭｇ2 Ｓｉが析出する温度域である。Ｍ
ｇ2 Ｓｉは、図１に示すように、この温度域では非常に
短時間で析出する。そこで、４２０〜２８０℃の温度域
では、Ｍｇ2 Ｓｉが析出しないように冷却速度を１００
０℃／分以上と高く設定する。冷却速度が１０００℃／
分に達しないと、Ｍｇ2 Ｓｉが析出し、時効処理工程で
必要とする機械的強度が得られない。１０００℃／分以
上の冷却速度は、水槽への浸漬等の適宜の方法で達成さ
れる。また、水槽の水温や水槽に焼入れ助剤等を投入す
ることによっても、冷却速度を制御できる。なお、機械
的強度をより向上させるためには、５０００℃／分以上
の冷却速度で冷却することが好ましい。更に、４２０℃
まで冷却してから冷却ムラが発生しても、押出し直後か
ら冷却する場合に比較して冷却ムラの度合いも少ない。
度：１０００℃／分以上 ４２０〜２８０℃は、時効処理後の機械的性質を低下さ
せることになるＭｇ2 Ｓｉが析出する温度域である。Ｍ
ｇ2 Ｓｉは、図１に示すように、この温度域では非常に
短時間で析出する。そこで、４２０〜２８０℃の温度域
では、Ｍｇ2 Ｓｉが析出しないように冷却速度を１００
０℃／分以上と高く設定する。冷却速度が１０００℃／
分に達しないと、Ｍｇ2 Ｓｉが析出し、時効処理工程で
必要とする機械的強度が得られない。１０００℃／分以
上の冷却速度は、水槽への浸漬等の適宜の方法で達成さ
れる。また、水槽の水温や水槽に焼入れ助剤等を投入す
ることによっても、冷却速度を制御できる。なお、機械
的強度をより向上させるためには、５０００℃／分以上
の冷却速度で冷却することが好ましい。更に、４２０℃
まで冷却してから冷却ムラが発生しても、押出し直後か
ら冷却する場合に比較して冷却ムラの度合いも少ない。
【００１５】２８０〜１５０℃の温度域における冷却速
度：３０℃／分以上 ２８０〜１５０℃は、Ｍｇ2 Ｓｉが析出する温度域であ
る。しかし、この温度域においてはＭｇ2 Ｓｉの析出に
比較的長時間がかかり、３０℃／分以上で冷却する限り
Ｍｇ2 Ｓｉの析出が抑制される。１５０℃から室温まで
の温度域では、冷却速度が特に限定されるものではな
い。そのため、２８０〜１５０℃の温度域と同じ冷却条
件で、押出し材を室温まで冷却することもできる。或い
は、放置冷却によって押出し材を室温まで冷却しても良
い。
度：３０℃／分以上 ２８０〜１５０℃は、Ｍｇ2 Ｓｉが析出する温度域であ
る。しかし、この温度域においてはＭｇ2 Ｓｉの析出に
比較的長時間がかかり、３０℃／分以上で冷却する限り
Ｍｇ2 Ｓｉの析出が抑制される。１５０℃から室温まで
の温度域では、冷却速度が特に限定されるものではな
い。そのため、２８０〜１５０℃の温度域と同じ冷却条
件で、押出し材を室温まで冷却することもできる。或い
は、放置冷却によって押出し材を室温まで冷却しても良
い。
【００１６】時効処理：１６０〜２１０℃×１〜１５時
間 室温まで冷却された押出し材は、次いで時効処理でＭｇ
2 Ｓｉを析出させることにより高強度化される。必要と
する強度を得るためには、時効処理条件が１６０〜２１
０℃×１〜１５時間に設定される。時効温度が１６０℃
未満では、１５時間の時効処理では十分な強度が得られ
ず、逆に２１０℃を超えるとピーク強度が低下し、十分
な強度が得られない。また、１５時間を超える時効処理
では、生産性が低下するばかりか、過時効となる虞れも
ある。逆に１時間に達しない時効処理では、安定した強
度が得られない。
間 室温まで冷却された押出し材は、次いで時効処理でＭｇ
2 Ｓｉを析出させることにより高強度化される。必要と
する強度を得るためには、時効処理条件が１６０〜２１
０℃×１〜１５時間に設定される。時効温度が１６０℃
未満では、１５時間の時効処理では十分な強度が得られ
ず、逆に２１０℃を超えるとピーク強度が低下し、十分
な強度が得られない。また、１５時間を超える時効処理
では、生産性が低下するばかりか、過時効となる虞れも
ある。逆に１時間に達しない時効処理では、安定した強
度が得られない。
【００１７】
実施例１〜３：表１に組成を示すアルミ合金を電気炉で
溶製し、ＤＣ鋳造法で直径２０３ｍｍのビレットに鋳造
した。ビレットを１００℃／時で昇温し、５４０℃×４
時間保持→空冷（冷却速度２００℃／時）の均質化処理
を施した。均質化処理したビレットを、押出し直後の温
度が５５０℃となるように４６０℃に加熱保持した後、
図２に示した寸法の日型断面形状に押し出した。得られ
た押出し材を、表２に示す冷却条件下で室温まで冷却し
た。
溶製し、ＤＣ鋳造法で直径２０３ｍｍのビレットに鋳造
した。ビレットを１００℃／時で昇温し、５４０℃×４
時間保持→空冷（冷却速度２００℃／時）の均質化処理
を施した。均質化処理したビレットを、押出し直後の温
度が５５０℃となるように４６０℃に加熱保持した後、
図２に示した寸法の日型断面形状に押し出した。得られ
た押出し材を、表２に示す冷却条件下で室温まで冷却し
た。
【００１８】
【００１９】比較例１：均質化処理された試験番号１，
２のアルミ合金を、押出し直後の温度が約５５０℃とな
るように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイ
ズ及び形状に押し出し、７０℃の温水槽への浸漬により
５５０℃から室温まで３０００℃／分の冷却速度で冷却
した。 比較例２：均質化処理された試験番号１，２のビレット
を、押出し直後の温度が５５０℃となるように４２０℃
に加熱保持した後、実施例と同じ形状及びサイズに押し
出した。得られた押出し材を、５５０℃から室温まで５
０℃／分の冷却速度で室温まで放置冷却した。 比較例３：均質化処理された試験番号１，２のアルミ合
金を、押出し直後の温度が比較的低温の約５００℃とな
るように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイ
ズ及び形状に押し出し、５５０℃から４２０℃までの温
度域を５０℃／分で冷却し、次いで沸騰水槽への浸漬に
より室温まで１５００℃／分の冷却速度で急冷した。
２のアルミ合金を、押出し直後の温度が約５５０℃とな
るように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイ
ズ及び形状に押し出し、７０℃の温水槽への浸漬により
５５０℃から室温まで３０００℃／分の冷却速度で冷却
した。 比較例２：均質化処理された試験番号１，２のビレット
を、押出し直後の温度が５５０℃となるように４２０℃
に加熱保持した後、実施例と同じ形状及びサイズに押し
出した。得られた押出し材を、５５０℃から室温まで５
０℃／分の冷却速度で室温まで放置冷却した。 比較例３：均質化処理された試験番号１，２のアルミ合
金を、押出し直後の温度が比較的低温の約５００℃とな
るように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイ
ズ及び形状に押し出し、５５０℃から４２０℃までの温
度域を５０℃／分で冷却し、次いで沸騰水槽への浸漬に
より室温まで１５００℃／分の冷却速度で急冷した。
【００２０】
【００２１】室温に冷却された実施例１〜３及び比較例
１〜３の各押出し材に、１８０℃×６時間の時効処理を
施した。時効処理された押出し材について、機械的強度
（引張強さ，０．２％耐力，伸び）を測定し、変形量を
調査した。変形量は、押出し材の長さ５ｍおきの測定点
５点で図２に示す箇所の角度を測定し、角度の平均的な
変化によって変形量を評価した。表３の調査結果にみら
れるように、本発明に従った実施例１〜３では何れの押
出し材も寸法精度が良好で、ＪＩＳ Ｈ４１００の角度
の特殊級の規格±１度以内であった。また、７Ｎ０１合
金Ｔ６材のＨ４１００規格値である引張強さ３３５Ｎ／
ｍｍ2 以上，０．２％耐力２７５Ｎ／ｍｍ2 以上，伸び
１０％以上を満足する優れた機械的性質を示していた。
１〜３の各押出し材に、１８０℃×６時間の時効処理を
施した。時効処理された押出し材について、機械的強度
（引張強さ，０．２％耐力，伸び）を測定し、変形量を
調査した。変形量は、押出し材の長さ５ｍおきの測定点
５点で図２に示す箇所の角度を測定し、角度の平均的な
変化によって変形量を評価した。表３の調査結果にみら
れるように、本発明に従った実施例１〜３では何れの押
出し材も寸法精度が良好で、ＪＩＳ Ｈ４１００の角度
の特殊級の規格±１度以内であった。また、７Ｎ０１合
金Ｔ６材のＨ４１００規格値である引張強さ３３５Ｎ／
ｍｍ2 以上，０．２％耐力２７５Ｎ／ｍｍ2 以上，伸び
１０％以上を満足する優れた機械的性質を示していた。
【００２２】これに対し、押出し後から室温までを５０
００℃／分以上で急冷した比較例１では、角度形状の不
良がひどく、製品として出荷できなかった。押出し後か
ら室温まで５０℃／分で徐冷した比較例２では、必要と
する機械的強度が得られなかった。押出し直後の温度が
低い比較例３では、同じアルミ合金を使用したにも拘ら
ず、時効処理後に低い強度が示された。これは、ビレッ
トを均質化処理する際の冷却過程で析出したＭｇ2 Ｓｉ
が押出し形材の温度が低いためにマトリックスに固溶せ
ず、結果として時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不
足したことが原因である。
００℃／分以上で急冷した比較例１では、角度形状の不
良がひどく、製品として出荷できなかった。押出し後か
ら室温まで５０℃／分で徐冷した比較例２では、必要と
する機械的強度が得られなかった。押出し直後の温度が
低い比較例３では、同じアルミ合金を使用したにも拘ら
ず、時効処理後に低い強度が示された。これは、ビレッ
トを均質化処理する際の冷却過程で析出したＭｇ2 Ｓｉ
が押出し形材の温度が低いためにマトリックスに固溶せ
ず、結果として時効処理時に析出するＭｇ2 Ｓｉ量が不
足したことが原因である。
【００２３】
【００２４】
【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・組成が特定されたアルミ合金を押出し成形す
る際、押出し直後の温度及び押出し後から室温までの冷
却条件を制御することにより、急冷による断面変形や曲
り等の形状不良が発生することを防止し、時効処理工程
で析出硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉ量を確保している。その
ため、時効処理後の強度が高く、寸法精度の良好な押出
し材が得られる。
は、成分・組成が特定されたアルミ合金を押出し成形す
る際、押出し直後の温度及び押出し後から室温までの冷
却条件を制御することにより、急冷による断面変形や曲
り等の形状不良が発生することを防止し、時効処理工程
で析出硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉ量を確保している。その
ため、時効処理後の強度が高く、寸法精度の良好な押出
し材が得られる。
【図１】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のＴＴＰ曲線を示す
グラフ
グラフ
【図２】 実施例で製造した押出し形材
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ ６１２ ６１２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 土田 孝之 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 望月 祥史 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】 Ｍｇ：０．６〜１．１重量％，Ｓｉ：
０．７〜１．２重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．８重量
％，Ｆｅ：０．１〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０５重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含
み、更にＭｎ：０．２〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．１
〜０．４重量％，Ｚｒ：０．１〜０．２重量％の１種又
は２種以上を合計で０．３〜０．８重量％含み、Ｓｉ％
−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉが０．１
〜０．７重量％の範囲にあり、残部が実質的にＡｌの組
成をもつアルミ合金のビレットを、押出し機から出てき
た直後の温度が５１０〜５７０℃となるように押し出
し、４２０℃までは３０℃／分以上，１０００℃／分未
満の冷却速度で押出し材を冷却し、４２０〜２８０℃の
温度域では１０００℃／分以上の冷却速度で押出し材を
冷却し、２８０〜１５０℃の温度域では３０℃／分以上
の冷却速度で押出し材を冷却するアルミ合金押出し材の
製造方法。 - 【請求項２】 アルミ合金のビレットを４３０〜５２０
℃に加熱保持して押出す請求項１記載のアルミ合金押出
し材の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の押出し材を１６０
〜２１０℃×１〜１５時間の時効処理を施すアルミ合金
押出し材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12359797A JP3550944B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 寸法精度に優れた高強度６０００系アルミ合金押出し材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12359797A JP3550944B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 寸法精度に優れた高強度６０００系アルミ合金押出し材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10317115A true JPH10317115A (ja) | 1998-12-02 |
| JP3550944B2 JP3550944B2 (ja) | 2004-08-04 |
Family
ID=14864558
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12359797A Expired - Fee Related JP3550944B2 (ja) | 1997-05-14 | 1997-05-14 | 寸法精度に優れた高強度６０００系アルミ合金押出し材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3550944B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008161895A (ja) * | 2006-12-27 | 2008-07-17 | Showa Denko Kk | 押出加工方法及び同装置 |
| CN106391741A (zh) * | 2016-10-09 | 2017-02-15 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种铝合金桨叶型材及其制作工艺 |
| CN106636791A (zh) * | 2016-12-20 | 2017-05-10 | 重庆顺博铝合金股份有限公司 | 用于制备汽车车身的铝合金及其制备方法 |
| JP2019206748A (ja) * | 2018-05-23 | 2019-12-05 | アイシン軽金属株式会社 | 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法 |
| US10646914B2 (en) | 2018-01-12 | 2020-05-12 | Accuride Corporation | Aluminum alloys for applications such as wheels and methods of manufacture |
| CN114959373A (zh) * | 2022-04-29 | 2022-08-30 | 常熟希那基汽车零件有限公司 | 6010铝合金材料、挤压工艺及挤压成型件 |
-
1997
- 1997-05-14 JP JP12359797A patent/JP3550944B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008161895A (ja) * | 2006-12-27 | 2008-07-17 | Showa Denko Kk | 押出加工方法及び同装置 |
| CN106391741A (zh) * | 2016-10-09 | 2017-02-15 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种铝合金桨叶型材及其制作工艺 |
| CN106391741B (zh) * | 2016-10-09 | 2019-07-02 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种铝合金桨叶型材及其制作工艺 |
| CN106636791A (zh) * | 2016-12-20 | 2017-05-10 | 重庆顺博铝合金股份有限公司 | 用于制备汽车车身的铝合金及其制备方法 |
| US10646914B2 (en) | 2018-01-12 | 2020-05-12 | Accuride Corporation | Aluminum alloys for applications such as wheels and methods of manufacture |
| US11420249B2 (en) | 2018-01-12 | 2022-08-23 | Accuride Corporation | Aluminum wheels and methods of manufacture |
| JP2019206748A (ja) * | 2018-05-23 | 2019-12-05 | アイシン軽金属株式会社 | 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法 |
| CN114959373A (zh) * | 2022-04-29 | 2022-08-30 | 常熟希那基汽车零件有限公司 | 6010铝合金材料、挤压工艺及挤压成型件 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3550944B2 (ja) | 2004-08-04 |
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