JPH11286759A - アルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方法 - Google Patents
アルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方法Info
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- JPH11286759A JPH11286759A JP9184098A JP9184098A JPH11286759A JP H11286759 A JPH11286759 A JP H11286759A JP 9184098 A JP9184098 A JP 9184098A JP 9184098 A JP9184098 A JP 9184098A JP H11286759 A JPH11286759 A JP H11286759A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 粗大成長した再結晶粒がない組織をもち、機
械的性質に異方性のない鍛造製品の製造方法の提供。 【解決手段】 Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｚｎ成分を規
制したアルミニウム鋳塊に均質化処理を施した後、押出
前に３３０〜４００℃に加熱し、３００〜４００℃に加
熱されたダイスを用いて押出し直後の素材表面温度が３
５０〜４００℃になるように押し出し、所定長に切断
後、３００〜４００℃に加熱し、１５０〜４００℃に加
熱された金型で鍛造直後の素材表面温度が２７０〜３７
０℃となるように鍛造する。次いで溶体化処理を施し、
水冷後、規定の時効処理を施すことで溶体化処理時の再
結晶粒の粗大成長を抑えた後、製品形状に機械加工す
る。
械的性質に異方性のない鍛造製品の製造方法の提供。 【解決手段】 Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｚｎ成分を規
制したアルミニウム鋳塊に均質化処理を施した後、押出
前に３３０〜４００℃に加熱し、３００〜４００℃に加
熱されたダイスを用いて押出し直後の素材表面温度が３
５０〜４００℃になるように押し出し、所定長に切断
後、３００〜４００℃に加熱し、１５０〜４００℃に加
熱された金型で鍛造直後の素材表面温度が２７０〜３７
０℃となるように鍛造する。次いで溶体化処理を施し、
水冷後、規定の時効処理を施すことで溶体化処理時の再
結晶粒の粗大成長を抑えた後、製品形状に機械加工す
る。
Description
【発明の詳細な説明】
【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，家電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，家電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，家電機器に使用されるスクロール等の
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，家電機器に使用されるスクロール等の
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、３００〜４００
℃に加熱されたダイスを用い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。一工程で鍛造する場
合には、鍛造前の加熱で３００〜４００℃に加熱し、１
５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面
温度が２７０〜３７０℃となるように最終製品の形状に
鍛造する。以下、最終製品の形状にする鍛造を「最終鍛
造」という。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。
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、３００〜４００
℃に加熱されたダイスを用い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。一工程で鍛造する場
合には、鍛造前の加熱で３００〜４００℃に加熱し、１
５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面
温度が２７０〜３７０℃となるように最終製品の形状に
鍛造する。以下、最終製品の形状にする鍛造を「最終鍛
造」という。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。
【０００５】形状が複雑で多段階で鍛造する場合、切断
した押出し材を鍛造前の加熱で３００〜４５０℃に加熱
し、１５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素
材表面温度が２７０〜４２０℃となるように一次鍛造
し、一次鍛造品を鍛造前の加熱で３００〜４００℃に再
加熱し、１５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後
の素材表面温度が２７０〜３７０℃となるように最終鍛
造する。なお、一次鍛造は、１回に限定されるものでは
なく、必要に応じて複数回行うこともできる。使用する
アルミニウム合金は、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、更にはＮｉ：０．５〜２．０重量％，
Ｓｂ：０．０５〜２．０重量％，Ｓｒ：０．００５〜
０．０５重量％の１種又は２種以上を含むことができ
る。
した押出し材を鍛造前の加熱で３００〜４５０℃に加熱
し、１５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素
材表面温度が２７０〜４２０℃となるように一次鍛造
し、一次鍛造品を鍛造前の加熱で３００〜４００℃に再
加熱し、１５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後
の素材表面温度が２７０〜３７０℃となるように最終鍛
造する。なお、一次鍛造は、１回に限定されるものでは
なく、必要に応じて複数回行うこともできる。使用する
アルミニウム合金は、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、更にはＮｉ：０．５〜２．０重量％，
Ｓｂ：０．０５〜２．０重量％，Ｓｒ：０．００５〜
０．０５重量％の１種又は２種以上を含むことができ
る。
【０００６】
【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。
【０００７】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。
【０００８】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。
【０００９】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。
【００１０】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。
【００１１】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：０．０５〜２．０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、２．０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。
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：０．０５〜２．０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、２．０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。
【００１２】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。
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。
【００１３】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、３００〜４００℃に加熱されたダイスを用い、
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、３００〜４００℃に加熱されたダイスを用い、
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る。
【００１４】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。また、ダイス温度が３００〜４００℃の範囲にない
と、押出し中に素材が過度に冷却される。ダイスを３０
０〜４００℃に加熱しておくことにより、押出し直後の
素材表面温度を３５０〜４２０℃に維持できる。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。
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。また、ダイス温度が３００〜４００℃の範囲にない
と、押出し中に素材が過度に冷却される。ダイスを３０
０〜４００℃に加熱しておくことにより、押出し直後の
素材表面温度を３５０〜４２０℃に維持できる。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。
【００１５】最終鍛造では、１５０〜４００℃に加熱さ
れた金型が使用される。金型温度は、最終鍛造中に素材
が過度に冷却することを防止する上で重要である。１５
０〜４００℃に加熱された金型を使用することにより、
最終鍛造直後の素材温度が２７０〜３７０℃に維持さ
れ、Ｔ６処理後の再結晶粒の成長が抑制される。３００
〜４００℃に加熱された素材を型鍛造で上下方向に潰
し、最終鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって
最終鍛造品を製造することもできる。このときの加熱温
度が４００℃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３００℃
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。素材を３
００〜４００℃に加熱する場合、温度の均一化を図るた
め加熱時間を１時間程度に設定することが好ましい。
れた金型が使用される。金型温度は、最終鍛造中に素材
が過度に冷却することを防止する上で重要である。１５
０〜４００℃に加熱された金型を使用することにより、
最終鍛造直後の素材温度が２７０〜３７０℃に維持さ
れ、Ｔ６処理後の再結晶粒の成長が抑制される。３００
〜４００℃に加熱された素材を型鍛造で上下方向に潰
し、最終鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって
最終鍛造品を製造することもできる。このときの加熱温
度が４００℃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３００℃
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。素材を３
００〜４００℃に加熱する場合、温度の均一化を図るた
め加熱時間を１時間程度に設定することが好ましい。
【００１６】また、複雑な形状の製品を製造する場合に
は、最終鍛造に先立って一次鍛造する。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
率が小さいと最終鍛造が難しくなる。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、最終
鍛造による成形も困難になる。そこで、［（初期の押出
し材長さ又は外径−鍛造後の素材長さ又は外径）×
（（初期の押出し材長さ又は外径）-1×１００］で定義
される上下方向の変形率を好ましくは５０〜７０％の範
囲に設定する。変形率をこの範囲に維持して一次鍛造す
ると、押出しで形成されている繊維状組織が変形方向に
長く伸ばされ、高強度の最終製品に有効な素材となる。
は、最終鍛造に先立って一次鍛造する。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
率が小さいと最終鍛造が難しくなる。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、最終
鍛造による成形も困難になる。そこで、［（初期の押出
し材長さ又は外径−鍛造後の素材長さ又は外径）×
（（初期の押出し材長さ又は外径）-1×１００］で定義
される上下方向の変形率を好ましくは５０〜７０％の範
囲に設定する。変形率をこの範囲に維持して一次鍛造す
ると、押出しで形成されている繊維状組織が変形方向に
長く伸ばされ、高強度の最終製品に有効な素材となる。
【００１７】一次鍛造 素材は、一次鍛造に先立って３００〜４５０℃で、好ま
しくは加熱保持１時間程度で加熱される。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。一次鍛造では、鍛造直後の鍛造品表面温
度が２７０〜４２０℃となるように、１５０〜４００℃
に加熱された金型が使用される。金型温度は高いほど好
ましいが、４００℃を超える高温に加熱された金型では
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し易くなる。逆に、１５０
℃に満たない金型温度では、過度に鍛造素材が冷却され
て変形能が小さくなるため、素材の割れや金型の損傷が
発生し易くなる。
しくは加熱保持１時間程度で加熱される。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。一次鍛造では、鍛造直後の鍛造品表面温
度が２７０〜４２０℃となるように、１５０〜４００℃
に加熱された金型が使用される。金型温度は高いほど好
ましいが、４００℃を超える高温に加熱された金型では
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し易くなる。逆に、１５０
℃に満たない金型温度では、過度に鍛造素材が冷却され
て変形能が小さくなるため、素材の割れや金型の損傷が
発生し易くなる。
【００１８】熱処理 鍛造品又は最終鍛造品は、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 Ｓ
ｉ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−Ｃ
ｕ−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。
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 Ｓ
ｉ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−Ｃ
ｕ−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。
【００１９】鍛造直後の素材温度が２７０〜３７０℃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、２７０℃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３７０℃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。
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、２７０℃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３７０℃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。
【００２０】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，ＣｕＡｌ2
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。
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，ＣｕＡｌ2
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。
【００２１】
【実施例】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
℃に加熱して押し出し、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Ｓ
ｂ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。
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
℃に加熱して押し出し、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Ｓ
ｂ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。
【００２２】
【００２３】得られた鍛造素材に４００℃×１時間の熱
処理を施した後、金型温度２００℃，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先ず成形し
た。このときの鍛造直後の素材温度は、３７０℃であっ
た。一次鍛造品を３８０℃及び４５０℃に１時間加熱し
た後、金型温度２００℃，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に示す二次成形品
形状に成形した。最終鍛造直後の素材温度は、３８０℃
加熱のときは３５０℃，４５０℃加熱のときは４２０℃
であった。
処理を施した後、金型温度２００℃，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先ず成形し
た。このときの鍛造直後の素材温度は、３７０℃であっ
た。一次鍛造品を３８０℃及び４５０℃に１時間加熱し
た後、金型温度２００℃，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に示す二次成形品
形状に成形した。最終鍛造直後の素材温度は、３８０℃
加熱のときは３５０℃，４５０℃加熱のときは４２０℃
であった。
【００２４】最終鍛造品に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、最終鍛造温度が３５０℃のとき、図
２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。他方、最終鍛造温度が４５０℃の
ものでは、図３に示すように再結晶粒が粗大に成長した
組織になっていた。これは、Ｍｇ2 Ｓｉ系，ＣｕＡｌ2
系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等の微細な第２相
化合物粒子がマトリックスに固溶し始め、第２相化合物
粒子の個数が増減することにより転位の移動を抑制する
作用が低下し、結果として再結晶粒が大きくなっている
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に進行しており、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Ｍｎ，Ｃｒを添加していない結果であること
が窺われる。なお、何れの試料も、時効処理では再結晶
粒の成長が観察されなかった。
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、最終鍛造温度が３５０℃のとき、図
２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。他方、最終鍛造温度が４５０℃の
ものでは、図３に示すように再結晶粒が粗大に成長した
組織になっていた。これは、Ｍｇ2 Ｓｉ系，ＣｕＡｌ2
系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等の微細な第２相
化合物粒子がマトリックスに固溶し始め、第２相化合物
粒子の個数が増減することにより転位の移動を抑制する
作用が低下し、結果として再結晶粒が大きくなっている
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に進行しており、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Ｍｎ，Ｃｒを添加していない結果であること
が窺われる。なお、何れの試料も、時効処理では再結晶
粒の成長が観察されなかった。
【００２５】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４４０℃×１時間の鍛造前加熱処理を施した後、金型
温度２００℃，素材各部の平均変形率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
い形状に鍛造した。この一次鍛造品は、鍛造直後の表面
温度が４１０℃であった。一次鍛造品に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、中心部が粗粒化していた。この
ことから、押出し直後の素材表面温度が２７０〜４２０
℃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４４０℃×１時間の鍛造前加熱処理を施した後、金型
温度２００℃，素材各部の平均変形率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
い形状に鍛造した。この一次鍛造品は、鍛造直後の表面
温度が４１０℃であった。一次鍛造品に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、中心部が粗粒化していた。この
ことから、押出し直後の素材表面温度が２７０〜４２０
℃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。
【００２６】
【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】 鍛造温度３８０℃で最終鍛造し溶体化処理し
たテスト用最終鍛造品のマクロ組織を示す写真
たテスト用最終鍛造品のマクロ組織を示す写真
【図３】 鍛造温度４５０℃で最終鍛造し溶体化処理し
たテスト用最終鍛造品のマクロ組織を示す写真
たテスト用最終鍛造品のマクロ組織を示す写真
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年４月７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】
【手続補正２】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ ６０４ ６０４ ６１２ ６１２ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｄ ６３０Ｋ ６５１ ６５１Ｂ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (4)
- 【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、３００〜４００℃に加熱さ
れたダイスを用い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３００〜４００℃に加熱し、１
５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面
温度が２７０〜３７０℃となるように鍛造し、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化を
抑制したアルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造
方法。 - 【請求項２】 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、３００〜４００℃に加熱さ
れたダイスを用い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３００〜４５０℃に加熱し、１
５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表面
温度が２７０〜４２０℃となるように一次鍛造し、一次
鍛造品を鍛造前の加熱で３００〜４００℃に再加熱し、
１５０〜４００℃に加熱された金型で鍛造直後の素材表
面温度が２７０〜３７０℃となるように最終鍛造し、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ニウム押出し材を用いた鍛造製品の
製造方法。 - 【請求項３】 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
したアルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方
法。 - 【請求項４】 更にＮｉ：０．５〜２．０重量％，Ｓ
ｂ：０．０５〜２．０重量％及びＳｒ：０．００５〜
０．０５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１〜３の何れかに記載の溶体化処
理時の再結晶粒の粗大化を抑制したアルミニウム押出し
材を用いた鍛造製品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9184098A JPH11286759A (ja) | 1998-04-03 | 1998-04-03 | アルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9184098A JPH11286759A (ja) | 1998-04-03 | 1998-04-03 | アルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11286759A true JPH11286759A (ja) | 1999-10-19 |
Family
ID=14037799
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9184098A Pending JPH11286759A (ja) | 1998-04-03 | 1998-04-03 | アルミニウム押出し材を用いた鍛造製品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11286759A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1108798A2 (en) * | 1999-12-17 | 2001-06-20 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Aluminium alloy extruded material for automotive structural members and production method thereof |
| WO2003010349A1 (fr) * | 2001-07-25 | 2003-02-06 | Showa Denko K. K. | Alliage d'aluminium presentant une excellente usinabilite, et materiau d'alliage d'aluminium et son procede de production |
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-
1998
- 1998-04-03 JP JP9184098A patent/JPH11286759A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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