JPS601947B2

JPS601947B2 - アルミニウム合金鍛造品の製造法

Info

Publication number: JPS601947B2
Application number: JP4335281A
Authority: JP
Inventors: 明藤原; 和彦浅野; 泉福井; 与男高田; 進小池; 寛池永
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1981-03-25
Filing date: 1981-03-25
Publication date: 1985-01-18
Also published as: JPS57158360A

Description

【発明の詳細な説明】本発明はアルミニウム合金鍛造品の製造法に関し、さら
に詳しくは、強度および耐応力腐蝕割れ性に磯れたアル
ミニウム合金鍛造品の製造法に関するものである。

一般に、航空機その他の構造用材料として用いられるア
ルミニウム合金中最も強度の優れているものとしてＪＩ
ＳＡ７０７５がよく知られている。

しかしながら、このＪＩＳＡ７０７５のアルミニウム合
金は耐応力腐蝕割れ性に劣り、構造物機材としての信頼
性に若干の問題がある。この問題を解決するために、強
度をやや犠牲にした特殊な熱処理法として、時効処理に
おいて過時効軟イＱ段階まで時効する、所謂、Ｔ７入
またはＴ７処理法が開発され、さらに、これらの熱処理
法よりも強度が高〈耐応力腐蝕割れ性を改善した鍛造品
の製造方法が開発され（例えば、特関昭５２一４０２８
弦公報参照）、Ｔ７３畝処理法として知られている。

そして、このＴ７３６処理法では、耐応力腐蝕割れ性を
向上させるために、電気伝導度（導電率、ＩＡＣＳ）が
３８％以上になるように二段階の時効処理が行なわれる
が、導電率を高めると一般にそれに伴なつて強度が低下
するという特性がある。

よって、従来の方法で実際に鍛造品を製造すると、導電
率と強度のバランスに余裕がなく、部位によっては充分
な性能が得られず量産に適しないという問題がある。本
発明は上記に説明したＪＩＳＡ７０７髪等のアルミニウ
ム合金の従来における問題点に鑑みなされたもので、強
度と耐応力腐蝕割れ性（導電率）のバランスの優れたア
ルミニウム合金の鍛造品の製造法を提供することにある
。

しかして、本発明者等は、ＪＩＳＡ７０７５合金の強度
−導電率バランスを支配する金属学的要因を種々研究し
たとこころ、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇを含む析出物の分布と、
徴量に含まれるＣｒの析出物の量であることが判明した
。

そして、この両者は略独立に変化させることが可能であ
って、強度はＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇを含む析出物を可能な限
り微細に析出分布させることによって得ることができ、
導電率はＣｒの化合物を充分に析出させることによって
高めることができる。そしてＣｒの析出は通常高温で長
時間の熱処理を必要とするものであるが、本発明に係る
アルミニウム合金鍛造品の製造法では、予め比較的低温
で均熱した後、引続いて高温で均熱することによってＣ
ｒの析出を促進することに大きな特色を有しており、Ｃ
ｕ，Ｚｎ，Ｍｇの微細析出を低温予備時効→高温時効→
過時効軟化処理の三段時効により達成することが第２の
大きな特色である。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法の特徴と
するところはＺｎ４．５〜８．５ｗｔ％、Ｍｇ１．５〜
３．５Ｍ％、Ｃｕｏ．８〜２．５ｗｔ％、Ｃｒｏ．０５
〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅｏ．２５ｗｔ％以下を含有し、
さらに、Ｍｈｏ．０５〜ｌｗｔ％、Ｚｒ０．０３〜０．
３れ％、ＶＯ．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｔｉｏ．００５
〜０．１Ｍ％のうち１種または２種以上を含有するアル
ミニウム合金を溶解鋳造し、この鋳塊を１６０００／時
以下の加熱速度で２５０ｏ〜４５０００に加熱して２
〜２４時間保持した後、引続き１６０℃／時以下の加熱
速度で４７０ｏ〜５２５つ０に加熱し２〜２独特間保
持して均質化し、この均質化した銭塊を３５０ｏ〜４
５０ｏｏの温度で鍛造し、この鍛造材を４５０ｏ〜４８
０午０に０．５〜６時間加熱して溶体化し、溶体化した
鍛造材を初めに００〜６００○で４〜７２時間時効し、
次いで、１０００〜１３０００で２〜１６時間時効し
、さらに、１５０〜１９ぴ○で４〜１曲時間時効するこ
とにある。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法について
以下詳細に説明する。

先づ、本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法に
おいて使用するアルミニウム合金の含有成分と成分割合
について説明する。

Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕは、時効硬化によって強度を得るため
に必須の元素であって、含有量がＺｎ４．５Ｍ％未満、
Ｍｇ１．５Ｍ％禾満、Ｃｕｏ．＆れ％未満では充分な強
度が得られず、また、Ｚｎ８．５ｗｔ％、Ｍｇ３．５ｗ
ｔ％、Ｃｕ２．５ｗｔ％を夫々越えて含有されると鍛造
性を阻害する。

よって、Ｚｎ４．５〜８．５ｗｔ％、Ｍｇ１．５〜３．
５肌％、Ｃｕｏ．８〜２．５ｗｔ％とする。Ｆｅは加工
組織の安定化に効果があるが、０．２５Ｍ％を越えて含
有されると鋳造時にＣｕとともに晶母物を形成し強度が
充分得られないので、Ｆｅ含有量は０．２５ｗｔ％以下
とする。

好ましくは、０．１５Ｍ％以下とするのがよい。Ｎｈ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは再結晶を防止して熱間加工組織を安定
化させることによって耐応力腐蝕割れ性を向上させる元
素であるが、Ｍｎｏ．０５ｗｔ％未満、Ｃｒｏ．０５Ｍ
％未満、Ｚｒｏ．０机ｔ％未満、ＶＯ．０細ｔ％未満で
はこのような効果がなく、また、Ｍｎｌ．ｗｔ％、Ｃｒ
ｏ．３５ｗｔ％、Ｚｒｏ．３０Ｗｔ％、ＶＯ．２５ｗｔ
％を夫々越えて含有されると鋳造時に巨大な化合物とし
て晶出し鍛造割れの原因となる。

よって、Ｍｎｏ．０５〜ｌｗｔ％、Ｃｒｏ．０５〜０．
３５ｗｔ％、Ｚｒｏ．０３〜０．３れ％、ＶＯ．０３〜
０．２５Ｍ％とする。Ｔｉは鏡塊の結晶粒をピ細化する
元素であり、含有量が０．００５ｗｔ％未満ではこの効
果が小さく、また、０．１ｗｔ％を越えて含有されると
巨大化合物を晶出して鍛造性を阻害する。よって、Ｔｉ
含有量は０．００５〜０．１ｗｔ％とする。なお、Ｂを
Ｔｉと同時に０．０５ｗｔ％未満含有させるとＴｉの効
果はより大きくなる。

次に、本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法に
おいて、上記に説明したアルミニウム合金を使用して鍛
造品を製造する場合の条件について説明する。

通常の方法により上記に説明したアルミニウム合金を溶
解し鋳造した銭塊を、先づ１６０００／時以下の加熱速
度で２４００〜４５０ｏｏに加熱して２〜２岬時間保
持して予備灼熱し、次いで、この鏡塊を１６０℃／時以
下の加熱速度で４７０ｏ〜５２５ｏＣに加熱して２〜
２独特間保持して均熱処理をするのである。

しかして、耐応力腐蝕割れ性を向上させるためには導電
率を３８％以上にする必要があるが、このために重要な
ことはＣｒ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖ（以下Ｃｒとして説明する
。）を充分に析出させなければならず、この二段均熱法
によりこの目的を達成することができる。その理由は以
下説明する通りである。即ち、ＡＩ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｂｕ
系合金の均熱処理において加熱されている銭塊内部にＺ
ｎ−Ｍｇ系のり相およびＣｕ一Ｍｇ系のＳ相が形成され
、この析出物を核としてＣｒの化合物が核生成する。

りおよびＳがＣｒ化合物の核として有効に作用する温度
の範囲は２５０ｏ〜４５０００、好ましくは、３００
０〜４０ぴ○で保持時間は２〜２独特間、好ましくは
、４〜１粥時間である。この溢度が２５０こ０未満、保
持時間２時間未満では充分な核が生成されない。また、
温度Ｚが４５０つ０を越え、保持時間が２独特間を越え
るとり相およびＳ相が粗大化したり消失したりしてＣｒ
化合物の核としての作用をなさなくなる。また、２５０
ｏ〜４５０００までの加熱速度が１６０℃／時を越え
ると、核としてのり相およびＳ相が充分生成されないの
で、加熱速度は１６０００／時以下、好ましくは、１０
０００／時以下で加熱する必要がある。このようにして
、Ｃｒ化合物の核が生成された鍵塊を引続いて４７０ｏ
〜５２５こ０に加熱して２〜２岬時間保持すると、こ
の化合物はさらに成長し、所望の寸法とすることができ
る。そして、この加熱温度が４７０００未満であると化
合物は充分成長せず、また、５２５００を越えると化合
物が粗大化し過ぎたり、局部裕融を引き起すので加熱温
度は４７０ｏ〜５２５ｑｏの範囲とする。この灼熱処
理において、Ｃｒ化合物を成長させるのは耐応力腐蝕割
れ性の尺度として導電率を高めることにあり、そのため
には、化合物は大きい程良い。

しかし、粗大化し過ぎると熱間加工の際サブ組織が不安
定となり辰伸加工材が完全再結晶状態となり、場合によ
っては結晶粒の異常成長をひきおこし、強度の低下と耐
応力腐蝕割れ性の劣化を生じる。そのため、Ｃｒ化合物
の大きさは平均直径で０．２ｒ以下とすることが必要で
ある。しかし、灼熱時間が２４時間を越えると平均寸法
は０．２山を越え、また、２時間未満では化合物の成長
が充分でなく導電率は向上しない。この第二段目の均熱
温度までの加熱速度が大きすぎると局所溶融をひきおこ
すので、加熱速度は１６０℃／時を越えてはならず、特
に、第一段目の加熱温度の下限、即ち、２５０℃の灼熱
温度に近い低い温度の場合には、８０℃／時未満の加熱
速度を用いなければならない。

以上の均熱処理において、第一段目と第二段目は連続し
て行なってもよく、また、第一段目終了後一旦冷却し、
再び加熱しても効果には実質的に差は生じないので何れ
の方法でもよい。

また、第二段目の均熱温度は通常のＡＩ−Ｚｎ−Ｍｇ−
Ｃｕ系合金で常用されている温度より高い温度領域にあ
るが、これは上記説明したようにＣｒ化合物の成長を促
す外にＣｕをできるだけマトリックス中に園落させるた
めに使用するのであり、即ち、Ｎ一Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金を鋳造するとＣｕは不純物のＦｅと結びついて、結
晶粒界に晶出するが、このＣｕは安定で容易に再岡溶し
ないので、析出硬化に寄与すべき実質のＣｕ量が減ず結
果となる。

そして、晶出物中のＣｕを再固落させるのには成分的に
はＦｅを０．２５ｗｔ％以下に制限すると同時に可能な
限り高温とするのが望ましいが、上記の説明のように５
２５℃を越えてはいけないのである。次に、灼熱処理を
した銭塊を３５００〜４５０ｑＣの温度範囲において
鍛造し、鋳造組織を破壊し、充分鍛錬することにより強
度と鞠性を高めるとともに所定形状の鍛造品とする。

この鍛造工程の副次的意味は、銭塊中の晶出物を微細に
破壊することにある。

晶出物はアルミニウム合金の轍性に悪い影響を与えるの
で可能な限り微細にすることが望ましい。そのためには
鍛造温度は低い程よいが、３５０午０未満の温度では変
形抵抗が高く鍛造力を著しく大きくしなければならなず
、また、４５０００を越えると晶出物の破壊が充分行な
われなくなるので、鍛造温度は３５０ｏ〜４５００℃の
範囲とするのがよい。この場合、鍛造比は４：１以上で
あれば充分である。また晶出物を微細に破砕し轍性を高
めるために、所定の灼熱処理をした綾塊を予め熱間押出
して、この押出材を鋳造素材とすることは望ましい５こ
とであり、この場合、押出温度を３５０〜４５０つ０と
する必要がなく広い範囲の温度で押出しをすることが可
能である。

鍛造比が大きい場合には一回の加熱で最終製品とするこ
とが困難であるので、中間焼銘を行なつ０てもよいが、
中間焼銘は４８０００以下で２岬時間以内とするのがよ
く、この範囲を越えて高温、長時間となると鍛造で形成
された熱間加工組織が消滅してしまい強度と耐応力腐蝕
割れ性を阻害するので好ましくない。

次に、析出硬化に寄与するＺｎ，Ｍｇ，Ｃｕを固溶させ
るために４５００〜４８０ｑｏの温度で０．５〜６時
間溶体化処理を行なう。

この港体化処理は、高温で長時間行なう程効果があるが
、４８０℃を越える温度、および、６時間を越える時間
では熱間加工組織が失われ、強度と耐応力腐蝕割れ性を
劣化させ、また、４５０℃未満の温度、０．即時間未満
では溶体化を充分行なうことができない。

よって、溶体化処理は、４５０ｏ〜４８０ｑｏの温度で
０．５〜６時間とする。そして、綾体化処理後の冷却速
度は、鍛造品の最も肉厚の大きいところで、４００℃か
ら２５０℃までの範囲を平均６００００／分以上の冷却
速度とするのがよく、冷却速度がこれ以下になるとその
後の熱処理によって所要の強度を得ることが困難となる
。さらに、熔体化した鍛造材を０〜６０ｏｏの温度で４
〜７勿時間予備時効し、引続いて１００ｏ〜１３０℃で
２〜１斑時間高温時効し、最終的に１５００〜１９０
℃で４〜１斑時間の過時効軟化処理を行なうのである。

この時効処理は、耐応力腐蝕割れ性を高めるために過時
効軟化を利用するものであるが、重要なことは強度は充
分に高くしておくことにある。これは、上記した三段階
の時効処理により達成することができる。しかして、本
発明者等は、耐応力腐蝕割れ性を保証するため、導電率
３８％以上になる段階まで過時効した場合の最終的に得
られる強度と、その前の高温時効との関係を種々研究し
た結果、高温時効段階の強度が高い程最終的に得られる
強度も高いことを見出し、さらに、高温時効後の強度は
それに先立って低温で予備時効することによって高める
ことができるのである。

そして、高温時効後の強度に対する予備時効の効果は、
予備時効中に析出硬化の主因となるり′相（ＭｇＺｎ２
′）の析出核が形成されることによって生じるが、この
核としてはＧ・Ｐ・ゾーンや空孔の集合体がその作用を
するものである。

温度が０℃未満ではこの析出核の生成が少なく、６０ｑ
ｏを越えると核がなくなり、４時間未満では析出核が少
なく、長時間程多くなるが７２時間を趣ると逆４に核自
体の数が減少する。よって、予備時効は００〜６０℃で
４〜７幼時間とする。次の高温時効では、１００ｑ０未
満の温度、２時間未満の時間では充分な強度が得られず
、また、１３０℃を越える温度、１糊寿間を越えると時
間では最終の適時効で軟化が進み易くなる。

よって、高温時効は１００ｏ〜１３０℃で２〜１斑寿間
とするのである。タミらに、最終の過時効処理におい
ては、１５０℃未満の温度、４時間未満の時間では導電
率が低く強度が高くなるが、１９０午０を越える温度、
１斑時間を越える時間では導電率は高いが強度は低くな
る。

よって、導電率も高く、強度も高い過時効処ｏ理は１５
０ｏ〜１９０ｑｏの温度で４〜１曲時間とするのがよ
い。次に本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法
の実施例を説明する。

実施例１タＣｕｌ．８Ｍ％、Ｚｎ５．８Ｍ％、Ｍ繋．５ｗｔ
％、Ｃｒｏ．２肌ｔ％、を含み、残部ＡＩとＦｅｏ．１
肌ｔ％、Ｓｉｏ．０５Ｍ％の不純物を含むアルミニウム
合金を、常法に従って２０仇岬？の連続銭塊とし、８０
℃／時の加熱速度で３５０００まで加熱して８時間保持
後、さらに、８０℃／時の加熱速度で４９０℃で昇温し
て１６時間保持して均熱した。

この鏡塊温度が４２０ｑｏまで下がるのを持って熱間自
由鍛造し、厚さ３仇吻の板状鍛造品を作り、これを４７
０℃で２時間溶体化処理後水暁入れした。この時の板厚
中央部での４００℃から２５０℃までの平均冷却速度は
１８００ｑｏ／分であった。この溶体化処理後の鍛造品
を３０℃で１２時間予備時効後、１１０℃で６時間高温
時効し、次いで、１８０℃で過時効処理を行なった。（
この工程をＡとする）また、同時に鋳造した他の綾塊を
３５０℃における予備均熱を行なわず、他の条件は工程
Ａと全く同一で処理を行なった（この工程をＢとする。

）この工程Ａ，Ｂの材料を１８０℃で最終時効した場合
の引張強ごと導電率の関係におよぼす均熱条件の影響を
第１図に示す。図中の数字は時効時間である。この第１
図からも明らかなように、工程Ｂの材料は導電率が３７
％までは工程Ａの材料より強度（引張強さ）は高いが、
導電率が３７％以上になると工程Ａの材料が工程Ｂの材
料より強度が高くなっており、このことから本発明に係
るアルミニウム合金鍛造品の製造法における二段均熱処
理を行なうことが優れていることがわかる。

実施例２実施例１と同じ鏡塊を溶体化処理まで工程Ａと同じ条件
で処理し、一つをそのまま工程Ａと同一条件で時効処理
し、他の一つは予備時効することなく直ちに１１０００
で６時間高温時効し、次いで、１８０ｑ○で過時効処理
をした（この工程をＣとする）。

この工程Ａ，Ｃの材料を１８０℃で最終時効した場合の
強度と導電率との関係におよぼす予備時効処理の影響を
第２図に示す。

図中の数字は時効時間である。この第２図から明らかな
ように、同一の導電率で比較すれば、工程Ａの材料が工
程Ｃの材料より強度（引張強さ）が２．５〜３ｋ９／側
高くなり、本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造
法における予備時効の効果の優れていることがわかる。

実施例３実施例１における工程Ａ（即ち、本発明に係
るアルミニウム合金鍛造品の製造法）で最終時効を１８
０℃で８時間として得られた製品をＪＩＳＡ７０７５一
Ｔ６およびＪＩＳＡ７０７５−Ｔ７３と比較した結果を
第１表に示す。

第１表工程Ａのものは７０７５−Ｔ６と略同等の機械的性質を
有しており、その上、導電率は７％以上も高くなってい
て、強度と耐応力腐蝕割れ性の優れていることがわかる
。

また、７０７５一Ｔ７３と比較すると、工程Ａ材は導電
率では略同じであるが、強度が５ｋ９／側以上も高く優
れていることがわかる。実施例４実施例１と同じ成分
で工程Ａ，Ｂで均熱処理した銭塊を第３図ａ，ｂに示す
製品を型鍛造した。

肉厚が３０肋になるように内面加工後、４７０℃で２時
間溶体化処理し水隣入れした。このときの肉厚中心の平
均冷却速度は２４００℃／分であった。引続き実施例１
と同機に時効処理した。工程Ａ，Ｂ材料を１８０℃で過
時効処理したときの強度と導電率との関係におよぼす均
熱処理条件の影響を第４図に示す。

図中の数字は時効時間である。この第４図からもわかる
ように、工程Ａ，Ｂ材料ともに実施例１より強度は高く
なっており、これは型鍛造であること、および、焼入れ
冷却速度が大きいことによるものである。

しかしながら、工程Ａ材料の方が工程Ｂ材料より強度は
１．５〜２．０ｋ９／側程度高くなっており、本発明に
係るアルミニウム合金鍛造品の製造法が優れていること
は明らかである。実施例５実施例４と同機の型鍛造品を使用し、内面を加工しない
で無垢の状態で１２００℃／分の冷却速度で暁入れした
。

引続いて１８０℃で過時効処理を実施した後の強度と導
電率との関係におよぽす均熱処理条件の影響を第５図に
示す。実施例４と比較して焼入れ冷却速度が遅くなった
ことによる強度の低下は、工程のＢの材料の方が著しく
大きく工程Ａの本発明に係るアルミニウム合金鍛造品の
製造法による材料の方が強度の低下は少なく、焼入れ感
受性を鈍くする効果のあることがわかる。

実施例６実施例１と同様に、Ｃｕｌ．８Ｗｔ％、Ｚｎ５．楓ｔ％
、Ｍｇ２．５ｗｔ％を含有し、Ｆｅｏ．１仇れ％、Ｓｉ
ｏ．０５Ｍ％の不純物を含むアルミニウム合金に、再結
晶防止および結晶微細化元素としてＣｒ，Ｍｎ，Ｚｒ，
Ｖ，Ｔｉを添加して、工程Ａの均熱処理をした銭塊を、
第３図ａ，ｂ‘こ示す製品に型鍛造した。

次いで、実施例４と同機に機械加工後、溶体化処理およ
び時効処理をした。時効時間が８時間における製品の強
度を、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ含有量により比較し
た。その結果を第２表に示す。

第２表Ｚｒを添加した場合は０ｒ含有量は下限側か望ましい。

この第２表から明らかなように、Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ
の１種または２種以上を添加することにより、Ｃｒ添加
合金と同等以上の引張強ごおよび導電率が得られ、Ｍｎ
，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉを含有させることにより、さらに安定
した熱間加工組織が得られ、アルミニウム合金鍛造品と
して満足すべきものである。以上説明したように、本発
明に係るアルミニウム合金鍛造品の製造法は上記したよ
うな構成を有しているものであるから、従来材のＪＩＳ
Ａ７０７５一Ｔ６およびＪＩＳＡ７０７５−Ｔ７３より
も強度と耐応力腐蝕割れの優れたアルミニウム合金の鍛
造品を作ることができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図、第４図、第５図は引張強さと導電率と
の関係を示すグラフ、第３図は型鍛造品の側面図とＡ−
Ａ断面図である。第１図第２図第３図第４図第５図

Claims

【特許請求の範囲】

１Ｚｎ４．５〜８．５ｗｔ％、Ｍｇ１．５〜３．５ｗ
ｔ％、Ｃｕ０．８〜２．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．
３５ｗｔ％、Ｆｅ０．２５ｗｔ％以下を含有し、さらに
、Ｍｎ０．０５〜１ｗｔ％、Ｚｒ０．０３〜０．３Ｗｔ
％、Ｖ０．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０
．１ｗｔ％のうち１種または２種以上を含有するアルミ
ニウム合金を溶解鋳造し、この鋳塊を１６０℃／時以下
の加熱速度で２５０〜４５０℃に加熱して２〜２４時間
保持した後、引続き１６０℃／時以下の加熱速度で４７
０〜５２５℃に加熱し２〜２４時間保持して均質化し、
この均質化した鋳塊を３５０〜４５０℃の温度で鍛造し
、この鍛造材を４５０〜４８０℃に０．５〜６時間加熱
して溶体化し、溶体化した鍛造材を初めに０〜６０℃で
４〜７２時間時効し、次いで、１００〜１３０℃で２〜
１６時間時効し、さらに、１５０〜１９０℃で４〜１６
時間時効することを特徴とするアルミニウム合金鍛造品
の製造法。