JPS6296639A - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の押出インゴツトおよびその製法 - Google Patents
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の押出インゴツトおよびその製法Info
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- JPS6296639A JPS6296639A JP61233150A JP23315086A JPS6296639A JP S6296639 A JPS6296639 A JP S6296639A JP 61233150 A JP61233150 A JP 61233150A JP 23315086 A JP23315086 A JP 23315086A JP S6296639 A JPS6296639 A JP S6296639A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、主たる硬化成分がマグネシウムと珪素である
析出硬化型のアルミ合金の押出しに関する。本発明は鋳
造から押出への合金のミクロ組織を制御して欠陥のない
表面仕上と容認される機械的性質とをもった高速で調和
的に押出される合金の能力を最大限に上げることに関す
る。
析出硬化型のアルミ合金の押出しに関する。本発明は鋳
造から押出への合金のミクロ組織を制御して欠陥のない
表面仕上と容認される機械的性質とをもった高速で調和
的に押出される合金の能力を最大限に上げることに関す
る。
アルミニウムの押出プラントにあっては、アルミニウム
は都合のよい大きさで鋳造インゴットとなって押出装置
に供給される。鋳造インゴットは押出すのに充分高い適
切な温度しｃ先ず加熱され、それから押出しダイを押し
進んで所定の断面をもった押出成形物が形成される。イ
ンゴットは、所定の組成のアルミニウム合金を鋳造する
ことによって作られ、その後で上昇した温度で均熱化し
可溶性２次相粒子（マグネシウム珪化物、Ｍｇ２ Ｓ
１）の状態を制御することにより均質化させる。本発明
は合金の組成映を制御することによシ、また鋳造条件殊
に均質化を制御することによシ合金のミクロ組織制御を
達成するものである。
は都合のよい大きさで鋳造インゴットとなって押出装置
に供給される。鋳造インゴットは押出すのに充分高い適
切な温度しｃ先ず加熱され、それから押出しダイを押し
進んで所定の断面をもった押出成形物が形成される。イ
ンゴットは、所定の組成のアルミニウム合金を鋳造する
ことによって作られ、その後で上昇した温度で均熱化し
可溶性２次相粒子（マグネシウム珪化物、Ｍｇ２ Ｓ
１）の状態を制御することにより均質化させる。本発明
は合金の組成映を制御することによシ、また鋳造条件殊
に均質化を制御することによシ合金のミクロ組織制御を
達成するものである。
本発明の意図する押出インゴットに対する要求は下記の
通りである。
通りである。
ａ）充分なレベルでの主な合金元素、つまりマグネシウ
ムと珪素と含有していて押出しの機械的性質要件を満た
す化学的組成物であるべきこと。
ムと珪素と含有していて押出しの機械的性質要件を満た
す化学的組成物であるべきこと。
ｂ）マ） ＩＪラックス織が制御されて上昇温度で降伏
応力を最小限にして押出容易性を最大にすること。
応力を最小限にして押出容易性を最大にすること。
Ｃ）マ） ＩＪラックス織、寸法形状および２次相粒子
の分布に関し最大限の均一性をもつこと。
の分布に関し最大限の均一性をもつこと。
ｄ）可溶性２次相粒子（マグネシウム珪化物）は、充分
に微粉化されて、かつ均一に分布し押出変形が生じるま
で溶解しないままにおいて、それから変形領域内で完全
に溶解し”て最高の機械的特性が引続く時効硬化によっ
て発揮されること。
に微粉化されて、かつ均一に分布し押出変形が生じるま
で溶解しないままにおいて、それから変形領域内で完全
に溶解し”て最高の機械的特性が引続く時効硬化によっ
て発揮されること。
ｅ）可溶性２次相粒子は、陽極処理前後いずれにおいて
も押出成形物に不均一性を生じさせないように、微粉に
して均一に分布されること。
も押出成形物に不均一性を生じさせないように、微粉に
して均一に分布されること。
米国特許第３２２２２２７号には、第６０６３型のアル
ミニウム合金の押出インゴットの予処理方法が開示され
ている。インゴットは均質化されてから、マグネシウム
と珪素の大部分、望ましくは、その殆んどを溶伴オにに
滞留させ、かつ形成される析出物が非常に微細で容易に
再溶解するマグネシウム珪化物として出てくるように充
分早く冷却される。このようなインゴットから作られた
押出物は、時効後、強度特性と硬化特性を向上させてい
る。
ミニウム合金の押出インゴットの予処理方法が開示され
ている。インゴットは均質化されてから、マグネシウム
と珪素の大部分、望ましくは、その殆んどを溶伴オにに
滞留させ、かつ形成される析出物が非常に微細で容易に
再溶解するマグネシウム珪化物として出てくるように充
分早く冷却される。このようなインゴットから作られた
押出物は、時効後、強度特性と硬化特性を向上させてい
る。
米国特許第３１１３０５２号は、再結晶広帯なしに押出
物の全長に沿って均一な機械的性質を得ることを目的と
した他の工程による冷却処理を示している。
物の全長に沿って均一な機械的性質を得ることを目的と
した他の工程による冷却処理を示している。
米国特許第３Ｓｉ６１９０号には押出機内のインピット
の加工性を目的とする別の工程による冷却処理が開示さ
れている。詳しいことには触れていないが少なくとも毎
時間あたり１００℃の初期冷製ぶ 却婆でもって２３０〜２７０℃の保持温度まで下げるこ
とが可能である。
の加工性を目的とする別の工程による冷却処理が開示さ
れている。詳しいことには触れていないが少なくとも毎
時間あたり１００℃の初期冷製ぶ 却婆でもって２３０〜２７０℃の保持温度まで下げるこ
とが可能である。
本発明の一つの側面をみると、Ｍｇの殆んど全てが、β
相Ｍｇ２Ｓｉを殆んど含まない少なくとも０．１ミクロ
ンの平均直径のβ′相Ｍｇξ１を含有する粒状にされて
存在するＡＩ！−Ｍｇ−Ｓｉの押出インゴットが提供さ
れる。
相Ｍｇ２Ｓｉを殆んど含まない少なくとも０．１ミクロ
ンの平均直径のβ′相Ｍｇξ１を含有する粒状にされて
存在するＡＩ！−Ｍｇ−Ｓｉの押出インゴットが提供さ
れる。
本発明の別の側面によれば、Ａｌ−Ｍｇ−８ｆ合金のイ
ンゴットを鋳造し、これを均質化し、均質化されたイン
ゴットを少なくとも毎時間４００℃の冷却速度で冷却し
、インゴットをある時間２５０℃〜４２５℃の保持温度
で保持してβ相Ｍｇ２Ｓｉを殆んど含まないβ′相Ｍｇ
２Ｓｉとして殆んど全てのＭｇ ｋ析出することによっ
て押出インゴットを成形する方法が提供される。
ンゴットを鋳造し、これを均質化し、均質化されたイン
ゴットを少なくとも毎時間４００℃の冷却速度で冷却し
、インゴットをある時間２５０℃〜４２５℃の保持温度
で保持してβ相Ｍｇ２Ｓｉを殆んど含まないβ′相Ｍｇ
２Ｓｉとして殆んど全てのＭｇ ｋ析出することによっ
て押出インゴットを成形する方法が提供される。
本発明はまた、インゴットを再加熱し、これをダイを介
して熱間押出しすることによって押出物を形成しようと
するものである。
して熱間押出しすることによって押出物を形成しようと
するものである。
合金は６０８２．６３５１．６０５１および特に６０６
３（アルミニウム協会登録）の６０００系であってもよ
い。合金の組成物は下記の通りである。
３（アルミニウム協会登録）の６０００系であってもよ
い。合金の組成物は下記の通りである。
（重量％）
Ｍｇ ０８３９−１．５０ ０．５０〜０．７０ ０．
５７−０．６３ ０．７０〜１．１０Ｓｉ ０．３５
−１．３０ ０．８５−０．９５ ０．８７−０．９３
０．６０〜０．７０Ｍｎ Ｏ−０，５００，４０
〜０，５００，４５−０，５０ｏ−ｏ、ｉｓＦθ Ｏ
−０，３００，１８−０，３００，１８−０，２２０，
１８−０，２５Ｔｉ Ｏ−０，０５０，０１−０，
０３０，０１−０，０３０，０１−０，０３Ｃｕ
Ｏ−０，４００，２５””０．４００ｒ Ｏ−０，
２００，１２−０，２０Ａｌ 付随不純物および個々に
最大で０．０５％、合計で０．１５％であるＭＯｌＶＳ
Ｗ、 Ｚｒの如き微量合金元素を差引いた残部。
５７−０．６３ ０．７０〜１．１０Ｓｉ ０．３５
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２００，１２−０，２０Ａｌ 付随不純物および個々に
最大で０．０５％、合計で０．１５％であるＭＯｌＶＳ
Ｗ、 Ｚｒの如き微量合金元素を差引いた残部。
６０６３タイプの合金について組成物は下記の通りであ
る。（重量％） ＭｇＯ，３９−１，５０，３９−０，５５０，４２−０
，４６Ｓｉ ０．３５−１．３ ０．３５−０．４
６ ０．４２−０．４６Ｆｅ Ｏ−０，２４０，１
６−０，２４０，１６−０，２０Ｍｎ Ｏ−０，１
００，０２−０，１００，０３−０，０７Ｔｉ Ｏ
−０，０５０゜０ｆ−０，０４０，０１５−０，０２５
Ａｌ 個々に最大が０．０５、合計で０１５％である付
随不純物を差引いた残部。
る。（重量％） ＭｇＯ，３９−１，５０，３９−０，５５０，４２−０
，４６Ｓｉ ０．３５−１．３ ０．３５−０．４
６ ０．４２−０．４６Ｆｅ Ｏ−０，２４０，１
６−０，２４０，１６−０，２０Ｍｎ Ｏ−０，１
００，０２−０，１００，０３−０，０７Ｔｉ Ｏ
−０，０５０゜０ｆ−０，０４０，０１５−０，０２５
Ａｌ 個々に最大が０．０５、合計で０１５％である付
随不純物を差引いた残部。
欧州の６０６３−Ｆ２２機械的性質規格に合致するため
の押出物は少なくとも２３ＱＭＰａ、例えば２３０〜２
４０ＭＰａの極限引張り強さの価が得られることが必要
である。実験によって、入手可能な溶質がすべて時効硬
化に用いられるならば、０．６１〜０．７３％、望まし
くは０．６６〜０．７３％のＭｇ２Ｓｉ含有率があるよ
うに０．３９〜０．４６％、望ましくば０．４２〜０．
４６％の範囲内にあるマグネシウムと珪素の含有率で目
標に到達できることが分かった。在来の６０６３合金ま
たは６０８２．６３５１あるいは６０５１合金はどの高
い含有率の珪素やマグネシウムをもった合金の使用は、
硬度を増大させ固相線を下げ、その結果、合金の押出イ
ンゴットは、以下に述べるように他にも利点はあるが、
より低速でのみ押出されることになる。
の押出物は少なくとも２３ＱＭＰａ、例えば２３０〜２
４０ＭＰａの極限引張り強さの価が得られることが必要
である。実験によって、入手可能な溶質がすべて時効硬
化に用いられるならば、０．６１〜０．７３％、望まし
くは０．６６〜０．７３％のＭｇ２Ｓｉ含有率があるよ
うに０．３９〜０．４６％、望ましくば０．４２〜０．
４６％の範囲内にあるマグネシウムと珪素の含有率で目
標に到達できることが分かった。在来の６０６３合金ま
たは６０８２．６３５１あるいは６０５１合金はどの高
い含有率の珪素やマグネシウムをもった合金の使用は、
硬度を増大させ固相線を下げ、その結果、合金の押出イ
ンゴットは、以下に述べるように他にも利点はあるが、
より低速でのみ押出されることになる。
６０６３合金の鉄含有率は０〜０．２４チ、望ましくは
０．１６〜０．２４チ、最適には０１６〜０．２０チと
して規定される。鉄は好ましくない不溶性のＡｌ−Ｆｅ
−Ｓｉ粒子を形成する。約０，１６％以下のＦｅ を含
有する合金は、より高価につき、陽極処理後は貧弱な色
彩均一性を呈することになる。
０．１６〜０．２４チ、最適には０１６〜０．２０チと
して規定される。鉄は好ましくない不溶性のＡｌ−Ｆｅ
−Ｓｉ粒子を形成する。約０，１６％以下のＦｅ を含
有する合金は、より高価につき、陽極処理後は貧弱な色
彩均一性を呈することになる。
マンガン含有の６０６３合金は０〜０．１０％、望まし
くは００２〜０．１０％とシわけては０．０３〜００７
％として規定される。マンガンは、鉄が長さにして０．
１５ミクロンを超えない、またα形でε隻ｆｂｖ Ｉ＝
４ｔｌｒ／ｕ あればスクリプト（ｓｃｒｉｐｔ ）や共晶か参ｉ４蓚
繊衿中れ手≠４微細β−Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ小板となって
いる鋳放しインイツトとして存在するのを確実にする。
くは００２〜０．１０％とシわけては０．０３〜００７
％として規定される。マンガンは、鉄が長さにして０．
１５ミクロンを超えない、またα形でε隻ｆｂｖ Ｉ＝
４ｔｌｒ／ｕ あればスクリプト（ｓｃｒｉｐｔ ）や共晶か参ｉ４蓚
繊衿中れ手≠４微細β−Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ小板となって
いる鋳放しインイツトとして存在するのを確実にする。
チタンは０〜０．５チ、望ましくは０．０１〜０．０４
チとりわけては００１５〜０．０２５％のしにルで結晶
微細化剤としてｍ：硼素化チタンとして存在する。
チとりわけては００１５〜０．０２５％のしにルで結晶
微細化剤としてｍ：硼素化チタンとして存在する。
押出インゴットは、ＤＣインゴット鋳造法、望ましくは
米国特許第３３２６２７０号に記載されている如き充填
不足成形または押湯ＤＣ方法によって鋳造される。適当
な調造条件のもとで、長さにして１５ミクロン？出ない
、またα形でなければスフリプ） （ｓｃｒｉｐｔ）
と粗大共晶粒子を含まない微細β−Ａｌ−Ｆ’５−Ｓ
ｉ小板となって不溶性２次相をもった全インゴット断面
にわたり７０〜９０ミクロンの均一結晶粒度と２８〜３
５ミクロン、望ましくは２８〜３２ミクロンの細胞寸法
のインゴットが得られる。
米国特許第３３２６２７０号に記載されている如き充填
不足成形または押湯ＤＣ方法によって鋳造される。適当
な調造条件のもとで、長さにして１５ミクロン？出ない
、またα形でなければスフリプ） （ｓｃｒｉｐｔ）
と粗大共晶粒子を含まない微細β−Ａｌ−Ｆ’５−Ｓ
ｉ小板となって不溶性２次相をもった全インゴット断面
にわたり７０〜９０ミクロンの均一結晶粒度と２８〜３
５ミクロン、望ましくは２８〜３２ミクロンの細胞寸法
のインゴットが得られる。
押出インボラトラ均質化する目的は、可溶性２次マグネ
シウム珪素相を適当な形状にすることにある。背景につ
いて述べると、マグネシウム珪素粒子は条件次第で３つ
の形をなしてアルミニウム中の溶液から町田できる（住
友軽金属技報第２６巻７号、３２７−３３５頁、１９７
６年発行）ａ）合金組成之にもよるが、４００〜４８０
℃に保持すれば、Ｍｇ ２ Ｓ １は最初サブミクロン
サイズではあるが急速に成長する立方格子のβ相ブロッ
クとして析出される。
シウム珪素相を適当な形状にすることにある。背景につ
いて述べると、マグネシウム珪素粒子は条件次第で３つ
の形をなしてアルミニウム中の溶液から町田できる（住
友軽金属技報第２６巻７号、３２７−３３５頁、１９７
６年発行）ａ）合金組成之にもよるが、４００〜４８０
℃に保持すれば、Ｍｇ ２ Ｓ １は最初サブミクロン
サイズではあるが急速に成長する立方格子のβ相ブロッ
クとして析出される。
ｂ）合金組成物にもよるが、２５０〜４２５℃、とりわ
け３００〜３５０℃前後に保持すれば、Ｍｇ２Ｓｉは代
表的には３〜４ミクロンの長さと０５ミクロンの巾の六
方結晶組織のβ′相小板として析出される。これらの小
板は合金マ） ＩＪラックス半回干渉性−で、歪みはア
ルミニウム結晶組織の転位でとれてしまう。シート試供
片での３５０℃のβ′相相当出物溶解と生長が報告され
ている。（ケミカルアブストラクト第７５巻第１０号、
１９７１年９月６日、３０３頁、アブストラクト６８３
３５）ｃ）１８０℃前後で保持されると、Ｍｇ２Ｓｉは
六方結晶組織であって、かつマトリックスの結晶組織と
可干渉性である長さが０．１ミクロンより少ないβ“和
結晶として析出される。この微細析出物は時効硬化の上
で形成されたものである。大きな析出物（ａｌと（ｂｌ
は製品の硬度に寄与しない。
け３００〜３５０℃前後に保持すれば、Ｍｇ２Ｓｉは代
表的には３〜４ミクロンの長さと０５ミクロンの巾の六
方結晶組織のβ′相小板として析出される。これらの小
板は合金マ） ＩＪラックス半回干渉性−で、歪みはア
ルミニウム結晶組織の転位でとれてしまう。シート試供
片での３５０℃のβ′相相当出物溶解と生長が報告され
ている。（ケミカルアブストラクト第７５巻第１０号、
１９７１年９月６日、３０３頁、アブストラクト６８３
３５）ｃ）１８０℃前後で保持されると、Ｍｇ２Ｓｉは
六方結晶組織であって、かつマトリックスの結晶組織と
可干渉性である長さが０．１ミクロンより少ないβ“和
結晶として析出される。この微細析出物は時効硬化の上
で形成されたものである。大きな析出物（ａｌと（ｂｌ
は製品の硬度に寄与しない。
析出物（１）ｌ、（Ｃ１は析出物（ａ）に対し準安定し
ているが、実際には周囲温度で無期限に安定している。
ているが、実際には周囲温度で無期限に安定している。
本発明の方法は、ある時間ある温度で押出インゴットを
加熱し、マグネシウムと珪素をほぼ完全に可溶化する。
加熱し、マグネシウムと珪素をほぼ完全に可溶化する。
それからインゴットは２５０〜４２５℃、望ましくは２
８０〜４００℃、とりわけては３００〜３５０℃のｉα
囲内にある温度まで急速に冷却される。許容され、かつ
最適な保持温度は合金組成玲によって可変が可能である
。冷却率は、β相Ｍｇ２Ｓｉの顕著な析出が生じないよ
うにするのに充分早くされねばならない。毎時４００℃
の最低冷却速度を規定しているが少なくとも毎時５００
℃の冷却速度で冷却するのが望ましい。インゴットはか
くしである時間前述の範囲内の保持温度に保たれてβ′
相Ｍｇ２Ｓｉとしてのほぼすべてのマグネシウムを析出
する。この時間は典型的には０．２５時間または０．５
時間から３時間の範囲内にあり、より長い時間は低い保
持温度をおおむね必要とする。かくして、インピットが
おおむね周囲温度まで、望ましくは、少なくとも毎時１
００℃の率までおおむね冷却されてすべて好ましくない
副作用の危険を避けている。
８０〜４００℃、とりわけては３００〜３５０℃のｉα
囲内にある温度まで急速に冷却される。許容され、かつ
最適な保持温度は合金組成玲によって可変が可能である
。冷却率は、β相Ｍｇ２Ｓｉの顕著な析出が生じないよ
うにするのに充分早くされねばならない。毎時４００℃
の最低冷却速度を規定しているが少なくとも毎時５００
℃の冷却速度で冷却するのが望ましい。インゴットはか
くしである時間前述の範囲内の保持温度に保たれてβ′
相Ｍｇ２Ｓｉとしてのほぼすべてのマグネシウムを析出
する。この時間は典型的には０．２５時間または０．５
時間から３時間の範囲内にあり、より長い時間は低い保
持温度をおおむね必要とする。かくして、インピットが
おおむね周囲温度まで、望ましくは、少なくとも毎時１
００℃の率までおおむね冷却されてすべて好ましくない
副作用の危険を避けている。
はぼすべてのＭｇがβ′相Ｍｇ２Ｓｉとして析出される
と、冷却インゴット内のほぼすべての過飽和Ｍｇがβ′
相Ｍｇ２Ｓｉとなって存在するがβ相存在し、超過分の
ほぼ１／４重量はα−Ａｌ−Ｆ’θ−Ｓｉ粒子、望まし
くは１５ミクロンの長さ以下で６ミクロン長さ以下９０
チのものであるべきＡｌ−Ｆθ−Ｓｉを形成するのに利
用される。超過シリコンの残りはマトリックスの時効硬
化性に寄与する。
と、冷却インゴット内のほぼすべての過飽和Ｍｇがβ′
相Ｍｇ２Ｓｉとなって存在するがβ相存在し、超過分の
ほぼ１／４重量はα−Ａｌ−Ｆ’θ−Ｓｉ粒子、望まし
くは１５ミクロンの長さ以下で６ミクロン長さ以下９０
チのものであるべきＡｌ−Ｆθ−Ｓｉを形成するのに利
用される。超過シリコンの残りはマトリックスの時効硬
化性に寄与する。
本発明はメカニズムというよりむしろ効果に関している
が、均質化後の冷却期間に生ずるところのものについて
述べることとする。第１図を参照すると、５８０℃前後
で数時間均質化されたインゴットが約３５０℃まで急速
に冷却すると、β相Ｍｇ２Ｓｉの成形物が圧縮されたβ
′相としての析出が全体的に行なわれる。これは不規則
な断面のラスとして生長する準安定六方結晶相であシ、
不規則性は保持温度の結果である。０．２５〜３時間保
持すると、Ｍｇ２Ｓｉは、０．５（おおむね０．１〜０
．３）ミクロンまでの粒子断面と７〜１６．１４ ／ｍ
ｐｒ？ （おおむね８〜１３．１０ ／ｍｍ” ）ま
での粒子密度をもった１〜５（おおむね３〜４）ミクロ
ンの長さの均一なラス形状の粒子として殆んど完全に析
出される。粒子の大きさや密度数はインゴットの断面を
単に観察することによって達成される。このβ′相はア
ルミニウムマトリックスに対し半回干渉性となって、そ
の結果生じた不整合は相とからむ界面転位網状構造によ
って解消される。析出物の主な特徴は第１ａ図に図解的
に示される。
が、均質化後の冷却期間に生ずるところのものについて
述べることとする。第１図を参照すると、５８０℃前後
で数時間均質化されたインゴットが約３５０℃まで急速
に冷却すると、β相Ｍｇ２Ｓｉの成形物が圧縮されたβ
′相としての析出が全体的に行なわれる。これは不規則
な断面のラスとして生長する準安定六方結晶相であシ、
不規則性は保持温度の結果である。０．２５〜３時間保
持すると、Ｍｇ２Ｓｉは、０．５（おおむね０．１〜０
．３）ミクロンまでの粒子断面と７〜１６．１４ ／ｍ
ｐｒ？ （おおむね８〜１３．１０ ／ｍｍ” ）ま
での粒子密度をもった１〜５（おおむね３〜４）ミクロ
ンの長さの均一なラス形状の粒子として殆んど完全に析
出される。粒子の大きさや密度数はインゴットの断面を
単に観察することによって達成される。このβ′相はア
ルミニウムマトリックスに対し半回干渉性となって、そ
の結果生じた不整合は相とからむ界面転位網状構造によ
って解消される。析出物の主な特徴は第１ａ図に図解的
に示される。
押出しのために４２５〜４５０℃の範囲で再加熱すると
、析出物の急速な溶解が３８０℃またはそれ以上の＠度
で開始される。溶解法は析出物の不規則な断面のために
複雑なものとなる。溶解は、第１（ｂ）図に図解的に示
すように粒子が縁に接して折れる点で最も速い。このメ
カニズムの結果は、溶解に先立つβ′相シラス元の縁を
辿る列？なすβ′相崩壊物の単離である。β′相の中央
突起の溶解は、転位によってまた安定化した限られた大
きさに達するまで続けられる。この工程は、第１（℃）
図に図解的に示される。β′相溶離過程のこつ点で立方
β′相Ｍｇ２Ｓｉはβ′相崩壊物上で不均質に有核化す
る。β′相Ｍｇ２Ｓｉの残余部分は第１（ｄ）図に図解
的に示すようにこの相の高密度の小粒子を形成するβ相
Ｍｇ２Ｓｉ用の核形成塵となる。これらの小粒子は、β
相Ｍｇ２Ｓｉが４３０℃前後の温度の固溶体から直接７
核化するとき形成される５〜ｌＯミクロンの粒子に比較
して典型的にはサブミクロンサイズ（例えば約０．１ミ
クロンの長さ）である。
、析出物の急速な溶解が３８０℃またはそれ以上の＠度
で開始される。溶解法は析出物の不規則な断面のために
複雑なものとなる。溶解は、第１（ｂ）図に図解的に示
すように粒子が縁に接して折れる点で最も速い。このメ
カニズムの結果は、溶解に先立つβ′相シラス元の縁を
辿る列？なすβ′相崩壊物の単離である。β′相の中央
突起の溶解は、転位によってまた安定化した限られた大
きさに達するまで続けられる。この工程は、第１（℃）
図に図解的に示される。β′相溶離過程のこつ点で立方
β′相Ｍｇ２Ｓｉはβ′相崩壊物上で不均質に有核化す
る。β′相Ｍｇ２Ｓｉの残余部分は第１（ｄ）図に図解
的に示すようにこの相の高密度の小粒子を形成するβ相
Ｍｇ２Ｓｉ用の核形成塵となる。これらの小粒子は、β
相Ｍｇ２Ｓｉが４３０℃前後の温度の固溶体から直接７
核化するとき形成される５〜ｌＯミクロンの粒子に比較
して典型的にはサブミクロンサイズ（例えば約０．１ミ
クロンの長さ）である。
β相粒子生長に対する同じ制約は、押出し前の加熱温度
範囲内の保持期間中に見られる。従って本発明に基づい
て効果を出す間欠冷却はマ） ＩＪラックス体にわたる
微粉の均一分布における過飽和Ｍｇ２Ｓｉの完全析出の
みならず押出し前の再加熱中に粒子を粗大化させないこ
との要因でもある。微細粒子はそこで押出し中に容易に
かつ早く可溶し、次いで時効硬化したときに２３０〜２
４０ＭＰａ の所望のＵＴＳ値に到達する押出物を形成
する。
範囲内の保持期間中に見られる。従って本発明に基づい
て効果を出す間欠冷却はマ） ＩＪラックス体にわたる
微粉の均一分布における過飽和Ｍｇ２Ｓｉの完全析出の
みならず押出し前の再加熱中に粒子を粗大化させないこ
との要因でもある。微細粒子はそこで押出し中に容易に
かつ早く可溶し、次いで時効硬化したときに２３０〜２
４０ＭＰａ の所望のＵＴＳ値に到達する押出物を形成
する。
本発明の間欠冷却処理は、既に用いた別々の処理の間で
行なわれる。例えば押出し用の６０６３合金が均質化す
るとインゴットを空気冷却するのがこれまでのやり方で
あった。この冷却過程で４３０℃前後の温度のβ相Ｍｇ
２ Ｓ ｉの硬化と急速粗大化が生じる。これらの粗
大−粒子は再加熱と押出し中も再び溶解することなく、
押出物は時効硬化処理に適切に対応しないので、所定の
ＵＴＳｉ達成するのにより多いＭｇ とＳｉが要求され
る。
行なわれる。例えば押出し用の６０６３合金が均質化す
るとインゴットを空気冷却するのがこれまでのやり方で
あった。この冷却過程で４３０℃前後の温度のβ相Ｍｇ
２ Ｓ ｉの硬化と急速粗大化が生じる。これらの粗
大−粒子は再加熱と押出し中も再び溶解することなく、
押出物は時効硬化処理に適切に対応しないので、所定の
ＵＴＳｉ達成するのにより多いＭｇ とＳｉが要求され
る。
対照的に米国特許第３２２２２２７号に記載の方法にあ
っては、均質化されたインゴットは、ＭｇとＳｉの大部
分、望ましくはその殆んどと溶件１Ｋに滞留させ、形成
される析出物がどれも、小粒子、すなわち約Ｏ，３ミク
ロンの直径以下の小粒子となって主に存在するように充
分な早さで冷却される。
っては、均質化されたインゴットは、ＭｇとＳｉの大部
分、望ましくはその殆んどと溶件１Ｋに滞留させ、形成
される析出物がどれも、小粒子、すなわち約Ｏ，３ミク
ロンの直径以下の小粒子となって主に存在するように充
分な早さで冷却される。
しかし、この急速冷却処理の結果、インゴットは不必要
に硬くされ、達成可能な押出し速度は低くなり、押出温
度は必要とするものより高くなるという結果を生じる。
に硬くされ、達成可能な押出し速度は低くなり、押出温
度は必要とするものより高くなるという結果を生じる。
また押出し前のインゴットの再加熱は、その際粗大β相
Ｍｇ２Ｓｉの析出の危険を避けるため注意深く制御され
ねばならない。
Ｍｇ２Ｓｉの析出の危険を避けるため注意深く制御され
ねばならない。
本発明は公知技術を超えた幾つかの次の利点がある。
１、均質化された押出インゴットは合金組成物に対する
最低の可能性に達する降伏応力をもっている。これはＭ
ｇ２Ｓｉ析出物の状態から生じる。その結果、インボラ
トラ押出すのに必要とされる仕事は少なくなる。
最低の可能性に達する降伏応力をもっている。これはＭ
ｇ２Ｓｉ析出物の状態から生じる。その結果、インボラ
トラ押出すのに必要とされる仕事は少なくなる。
の熱間インゴットの保持時間は今までの場合よりもずっ
と重要でなくなる。本発明によるインゴットはその向上
した押出し特性を失なうことなく上昇温度で３０分まで
、あるいは６０分までも保持される。これも再びインピ
ット中のＭｇ２Ｓｉ析出物の状態から得られる。
と重要でなくなる。本発明によるインゴットはその向上
した押出し特性を失なうことなく上昇温度で３０分まで
、あるいは６０分までも保持される。これも再びインピ
ット中のＭｇ２Ｓｉ析出物の状態から得られる。
３、変形と押出しを通じて、金層は５５００〜６００℃
程度の上昇温度にすぐ達する。この佃にＭｇ２Ｓｉ粒子
は小さいサイズの結果としてマトリックス金属中の溶ｑ
棄１＜にほぼ完全に戻される。
程度の上昇温度にすぐ達する。この佃にＭｇ２Ｓｉ粒子
は小さいサイズの結果としてマトリックス金属中の溶ｑ
棄１＜にほぼ完全に戻される。
４、３項の結果として、象冷押出物は容易に時効硬化さ
れる。本発明に基づいて作られた６０６３タイプの合金
に対する典型的なＵＴＳ値は２３０〜２４０ＭＰａの範
囲内にある。必要とあればＭｇとＳｉ を用いて所望の
硬度値？達成する効果の故に、押出合金中のこれら元素
の濃度は所望の押出特性を達成するのに必要とみなされ
ていたものより低６、 第１項の結果として、一定の業
態温度に対する高い押出速度は増大する生産性で得られ
る。
れる。本発明に基づいて作られた６０６３タイプの合金
に対する典型的なＵＴＳ値は２３０〜２４０ＭＰａの範
囲内にある。必要とあればＭｇとＳｉ を用いて所望の
硬度値？達成する効果の故に、押出合金中のこれら元素
の濃度は所望の押出特性を達成するのに必要とみなされ
ていたものより低６、 第１項の結果として、一定の業
態温度に対する高い押出速度は増大する生産性で得られ
る。
最高の出口温度は、ダイ出口での溶離破裂に至る合金固
相線の領域に届くので押出速度を制限する主な制約の１
つになっていることは知られている。
相線の領域に届くので押出速度を制限する主な制約の１
つになっていることは知られている。
７、 第５項の結果として、本発明に基づいて作られた
押出合金の固相線は現行の在来仕様で作られた相当する
金属のそれよりも高く、これにより高い押出温度と生産
性の増加が得られる。
押出合金の固相線は現行の在来仕様で作られた相当する
金属のそれよりも高く、これにより高い押出温度と生産
性の増加が得られる。
下記の実施例は本発明を説明するものであり実施例１〜
５は６０６３タイプ合金に言及し、実施例６は６０８２
タイプ合金、実施例７は６０６１タイプ合金について述
べている。
５は６０６３タイプ合金に言及し、実施例６は６０８２
タイプ合金、実施例７は６０６１タイプ合金について述
べている。
合金は０．３５と０．５５重量％間のマグネシウム含有
率と、０．３７と０．５０％間の珪素含有率と、０１６
と０．２０重量％間の鉄含有率と、０または００７重８
％いずれかのマンガン含有率とをもった直径１７８ｍの
り、Ｃインゴットの形で鋳造された。インゴットからの
試供片は５８５℃で２時間均質化され、その後に１８５
℃で５時間？必要とする室温で２４時間水冷と時効化を
受けた。硬さ試験はそれから行なわれて、別々の超過シ
リコンレベルでの試験材料のＭｇ ２ Ｓ ｉ含有率に
対し硬度の曲線を結果としてグラフにした。Ｍｇ２Ｓｉ
と超過Ｓｉの値は合金組成夛から重量％で計算した。曲
線は第２図に示される。この図は合金のＭｇ２Ｓｉ含有
率に対する硬さく ＨＶ５ としてのダイッカースケ
ールで測定）のグラフで６０６３タイプ合金から得られ
る最高の硬さでの超過Ｓｉ にＭｇ ２ Ｓ ｌを加え
たものの効果を示している。曲線は、０゜１２チの超過
Ｓｉ をもったほぼ０．６６チのＭｇ ２ Ｓ ｉ含有
率が７８〜８２Ｈｖ５（２３０〜２４０ＭＰａのＵＴＳ
）ｃ７）目標、機械的性質？達成していることが示され
る。
率と、０．３７と０．５０％間の珪素含有率と、０１６
と０．２０重量％間の鉄含有率と、０または００７重８
％いずれかのマンガン含有率とをもった直径１７８ｍの
り、Ｃインゴットの形で鋳造された。インゴットからの
試供片は５８５℃で２時間均質化され、その後に１８５
℃で５時間？必要とする室温で２４時間水冷と時効化を
受けた。硬さ試験はそれから行なわれて、別々の超過シ
リコンレベルでの試験材料のＭｇ ２ Ｓ ｉ含有率に
対し硬度の曲線を結果としてグラフにした。Ｍｇ２Ｓｉ
と超過Ｓｉの値は合金組成夛から重量％で計算した。曲
線は第２図に示される。この図は合金のＭｇ２Ｓｉ含有
率に対する硬さく ＨＶ５ としてのダイッカースケ
ールで測定）のグラフで６０６３タイプ合金から得られ
る最高の硬さでの超過Ｓｉ にＭｇ ２ Ｓ ｌを加え
たものの効果を示している。曲線は、０゜１２チの超過
Ｓｉ をもったほぼ０．６６チのＭｇ ２ Ｓ ｉ含有
率が７８〜８２Ｈｖ５（２３０〜２４０ＭＰａのＵＴＳ
）ｃ７）目標、機械的性質？達成していることが示され
る。
微細溶解マグネシウムの完全析出を形成する最適な冷却
径路を決定するためには、均一な分布が要求された。時
間一温度−変態（ＴＴＴ）曲線は試験下の組成範囲内で
合金について決定された。この目的のために、さらに円
板をＭｇとＳｉの範囲の上限と下限で合金から切り取っ
てほぼ５咽立方の角にして５８０℃で２時間均質化し、
毎時４５０℃と２００℃の間で２５０℃の温度間隔で中
温に１時間あたり４００℃と１０００℃間の制御率で冷
却し、かくしてほぼ１時間あたり８０００℃と１００℃
の間の割合で室温まで冷却する。完全冷却が完了すると
、試供片は室温で２４時間、それから１８５℃で５時間
時効化された。試供片はそこで硬さ試験？受けその価を
保持温度と保持時間の軸線上でＴＴＴ曲線にグラフ化し
た。得られた曲線の代表的な例は第３図に組成物Ｍｇ０
．４４％、Ｓｉ０．３６％、Ｍｎ０．０７％、ＦｅＱ、
１７％、残部Ａｌの合金として示される。
径路を決定するためには、均一な分布が要求された。時
間一温度−変態（ＴＴＴ）曲線は試験下の組成範囲内で
合金について決定された。この目的のために、さらに円
板をＭｇとＳｉの範囲の上限と下限で合金から切り取っ
てほぼ５咽立方の角にして５８０℃で２時間均質化し、
毎時４５０℃と２００℃の間で２５０℃の温度間隔で中
温に１時間あたり４００℃と１０００℃間の制御率で冷
却し、かくしてほぼ１時間あたり８０００℃と１００℃
の間の割合で室温まで冷却する。完全冷却が完了すると
、試供片は室温で２４時間、それから１８５℃で５時間
時効化された。試供片はそこで硬さ試験？受けその価を
保持温度と保持時間の軸線上でＴＴＴ曲線にグラフ化し
た。得られた曲線の代表的な例は第３図に組成物Ｍｇ０
．４４％、Ｓｉ０．３６％、Ｍｎ０．０７％、ＦｅＱ、
１７％、残部Ａｌの合金として示される。
曲線の大体の形は、試験されたマグネシウムとシリコン
の範囲の上限、下限両方について同じで。
の範囲の上限、下限両方について同じで。
溶質の完全析出は３５０℃と３００℃との間の温度範囲
内で最も急速に行なわれ、３５０℃を超えて徐々によシ
緩やかに、さらに４２５℃以上と２５０℃以下で非常に
緩やかに行なわれることを示している。３５０℃と３０
０℃間の保持は、毎時１０００℃に落ち、初期冷却率に
対し、約１．５時間で、そしてより低い初期冷却率に対
し約１時間でＭｇ２Ｓｉの完全析出を最終的に行なって
いる。急速析出に対する温度幅はもし０．０３〜０１０
％間のマンガンが存在するならば多少拡がる傾向がある
。
内で最も急速に行なわれ、３５０℃を超えて徐々によシ
緩やかに、さらに４２５℃以上と２５０℃以下で非常に
緩やかに行なわれることを示している。３５０℃と３０
０℃間の保持は、毎時１０００℃に落ち、初期冷却率に
対し、約１．５時間で、そしてより低い初期冷却率に対
し約１時間でＭｇ２Ｓｉの完全析出を最終的に行なって
いる。急速析出に対する温度幅はもし０．０３〜０１０
％間のマンガンが存在するならば多少拡がる傾向がある
。
実施例３
第２図に用いた合金の別のサンプルは均質化され、それ
から色々な条件のもとて冷却化された。
から色々な条件のもとて冷却化された。
あるサンプルはそこで室温で２４時間そして１８０℃で
５時間時効化された。均質化されその後時効化したサン
プルの硬度が測定された。第４図は冷却温度に対するＨ
Ｖ５スケールで硬度を示した２つの部分からなるグラフ
である。
５時間時効化された。均質化されその後時効化したサン
プルの硬度が測定された。第４図は冷却温度に対するＨ
Ｖ５スケールで硬度を示した２つの部分からなるグラフ
である。
第４ａ図において、サンプルは図示の割合で均質化温度
から周囲温度に継続的に冷却された。時効化処理力、３
５０Ｈ■５前後から５０Ｈｖ５前後まで硬度の顕著は増
加を行なったことを示している。これはＭｇ２Ｓｉの実
質的な量が時効硬化中に析出されたこと、すなわち均質
冷却されたインゴットは過飽和溶質中にＭｇとＳｉの大
半を含んでいることを示すものである。
から周囲温度に継続的に冷却された。時効化処理力、３
５０Ｈ■５前後から５０Ｈｖ５前後まで硬度の顕著は増
加を行なったことを示している。これはＭｇ２Ｓｉの実
質的な量が時効硬化中に析出されたこと、すなわち均質
冷却されたインゴットは過飽和溶質中にＭｇとＳｉの大
半を含んでいることを示すものである。
第４ｂ図は保持温度に対する硬度のグラフである。すべ
てのサンプルは毎時６００℃の割合で均質化温度から先
ず冷却され１時間保持温度で保持されそれから毎時３０
０℃で周囲温度に冷却された。時効サンプルの硬さを表
わす実線の曲線は３００〜３５０℃保持温度までの公称
最小限を示し、そこでは曲線は実際に時効化されないサ
ンプルの硬度を示す実線上からあまり離れていない。こ
のことは、これらの温度で保持された後は非常に少ない
Ｍｇ２Ｓｉが時効硬化で析出、すなわち、はぼ全部のＭ
ｇ２Ｓｉが間欠冷却過程を通じて析出されていたことを
示す。
てのサンプルは毎時６００℃の割合で均質化温度から先
ず冷却され１時間保持温度で保持されそれから毎時３０
０℃で周囲温度に冷却された。時効サンプルの硬さを表
わす実線の曲線は３００〜３５０℃保持温度までの公称
最小限を示し、そこでは曲線は実際に時効化されないサ
ンプルの硬度を示す実線上からあまり離れていない。こ
のことは、これらの温度で保持された後は非常に少ない
Ｍｇ２Ｓｉが時効硬化で析出、すなわち、はぼ全部のＭ
ｇ２Ｓｉが間欠冷却過程を通じて析出されていたことを
示す。
急速ガス発火コンベア炉と毎分５０〜１００メートルの
押出速度を用いた代表的な予熱と押出のサイクルを通じ
て６０６３インゴツトによって到達した温度の測定値は
、インゴットは予熱炉内で３５０℃またけそれ以上の温
度で１０分前後で消費され、非常に短かい時間、例えば
０．２〜１秒間で押出中、変形領域内で５５０〜６６０
℃の最高値にほぼ達したこと？示している。サイクルの
実験室加熱処理模擬実験を実施するのに下記の方法を採
用した。
押出速度を用いた代表的な予熱と押出のサイクルを通じ
て６０６３インゴツトによって到達した温度の測定値は
、インゴットは予熱炉内で３５０℃またけそれ以上の温
度で１０分前後で消費され、非常に短かい時間、例えば
０．２〜１秒間で押出中、変形領域内で５５０〜６６０
℃の最高値にほぼ達したこと？示している。サイクルの
実験室加熱処理模擬実験を実施するのに下記の方法を採
用した。
はぼ１０間角の試供片をマグネシウムと珪素それぞれに
ついて０．４１〜０．４５重量％、０．１６と０．２０
重量％の鉄、０．０３〜０．０７重量％のマンガン、５
８５〜５９０℃で２時間均質化された０、０１５〜０．
０２５重量％のチタン（ＡＪ−５Ｔｉ−ＩＢ結晶微細化
剤として）の組成％からなる１７８濯直径のインゴット
から切り取って、毎時６００℃で３５０℃まで冷却し、
この温度で１時間保持し、それから毎時３００℃で室温
まで冷却した。
ついて０．４１〜０．４５重量％、０．１６と０．２０
重量％の鉄、０．０３〜０．０７重量％のマンガン、５
８５〜５９０℃で２時間均質化された０、０１５〜０．
０２５重量％のチタン（ＡＪ−５Ｔｉ−ＩＢ結晶微細化
剤として）の組成％からなる１７８濯直径のインゴット
から切り取って、毎時６００℃で３５０℃まで冷却し、
この温度で１時間保持し、それから毎時３００℃で室温
まで冷却した。
以下の加熱処理が行なわれた。
（ａｌ 室温で２４時間、それから１８５℃で５時間
の均質化された１まの条件から時効化し、（ｂ１３５０
℃で０．５時間加熱、室温で２４時間それから１８５℃
で５時間水冷し、時効化し、（Ｃ１３５０℃で０．５時
間加熱して１秒間で５５０℃まで急速に上昇させ、室温
で２４時間、それから１８５℃で５時間水冷して時効化
し、ｆｄｌ 項（Ｃ１の如くするが、５７５℃の最終
加熱処理温度を用い、 （Ｓｉ項（Ｃ）の如くするが６００℃の最終加熱処理温
度を用いる。
の均質化された１まの条件から時効化し、（ｂ１３５０
℃で０．５時間加熱、室温で２４時間それから１８５℃
で５時間水冷し、時効化し、（Ｃ１３５０℃で０．５時
間加熱して１秒間で５５０℃まで急速に上昇させ、室温
で２４時間、それから１８５℃で５時間水冷して時効化
し、ｆｄｌ 項（Ｃ１の如くするが、５７５℃の最終
加熱処理温度を用い、 （Ｓｉ項（Ｃ）の如くするが６００℃の最終加熱処理温
度を用いる。
時効後、硬さ試験はすべての試供片について行なわれそ
の結果は第５図に図解的に示された。比較のために、同
じ組成物ではあるが、毎時２００℃と６００℃で連続冷
却でもって均質化されたインゴットからの試供片が同様
に処理された。この物質の硬さ試験の結果はまた第５図
に示される。
の結果は第５図に図解的に示された。比較のために、同
じ組成物ではあるが、毎時２００℃と６００℃で連続冷
却でもって均質化されたインゴットからの試供片が同様
に処理された。この物質の硬さ試験の結果はまた第５図
に示される。
これらの結果はマグネシウム珪化物の析出は間欠冷却で
均質化された材料において事実上完全で、模擬実験によ
る予熱後も安定したままで、押出変形領域内で達すると
思われる温度での非常に短かされた。他方、連続冷却処
理で均質化された材料ず、模擬実験による押出熱サイク
ルでのばらつきのない挙動は少ない。
均質化された材料において事実上完全で、模擬実験によ
る予熱後も安定したままで、押出変形領域内で達すると
思われる温度での非常に短かされた。他方、連続冷却処
理で均質化された材料ず、模擬実験による押出熱サイク
ルでのばらつきのない挙動は少ない。
の押出性能
本発明に基づき製造されたインゴットの押出性能を試験
するために市販の押出プレスを用いて試験が行なわれた
。
するために市販の押出プレスを用いて試験が行なわれた
。
均質化後の間欠冷却を含む本発明のすべての特徴に基づ
いて作られたインゴットは通常の６０６３合金組成の制
約と、訓造と均質化過程によって作汀１・ られたｈ御インゴットと合わせて押出される。試作イン
ゴットのおのおのから作られた押出片の入口温度と入口
速度およびＴ５条件まで時効化した後の押出片の引張特
性と陽極酸化が決定された。
いて作られたインゴットは通常の６０６３合金組成の制
約と、訓造と均質化過程によって作汀１・ られたｈ御インゴットと合わせて押出される。試作イン
ゴットのおのおのから作られた押出片の入口温度と入口
速度およびＴ５条件まで時効化した後の押出片の引張特
性と陽極酸化が決定された。
押出出口温度、速度は第６図にグラフで示される。
引張特性と表面品質評価は、押出しされたインゴットの
化学組成を与える表１に示される。
化学組成を与える表１に示される。
表１
Ｎ吐インゴット ０．２０ ０．４９ ０．０
７ ０．４４規格インゴツト ０．１８ ０．
４２ ０．０５ ０．４５表表面側−押出製品 灯り材料、規格材料両方とも欠陥なく押出ダイに対し普
通で満足なものであった。
７ ０．４４規格インゴツト ０．１８ ０．
４２ ０．０５ ０．４５表表面側−押出製品 灯り材料、規格材料両方とも欠陥なく押出ダイに対し普
通で満足なものであった。
肘枡、材料、規格材料両方とも欠陥なく均一な仕上りで
満足なものであった。
満足なものであった。
０．２％保証応力 ＵＴＳ ５０ｍｍのＭＰ
ａ ＭＰａ 伸びチ討醜材料 ２
０８．６ ２４１．６ １１２２３．０
２５４．０ １２規格材料 ２０７．１
２３３．０ １Ｏ−ｚ２０８．０ ２
３７．０ １１第６図は、全規格材料について、一
定の出口速度に対する出口温度は灯Ｐメ材料についてよ
りも１０〜２０℃ばかり低い（速度次第で）。引張特性
は、欧州６０６３−Ｆ２２要件（最低ＵＴＳ ２１５
ＭＰａ）を充分に超え２３０〜２４０ＭＰａの目標？超
えてはいるが川明、材料よりも規格材料について低かっ
た。押出製品の表面仕上品質は陽極酸化前後両方にわた
って規格材料、灯慎材料両方とも完全に満足なものであ
った。
ａ ＭＰａ 伸びチ討醜材料 ２
０８．６ ２４１．６ １１２２３．０
２５４．０ １２規格材料 ２０７．１
２３３．０ １Ｏ−ｚ２０８．０ ２
３７．０ １１第６図は、全規格材料について、一
定の出口速度に対する出口温度は灯Ｐメ材料についてよ
りも１０〜２０℃ばかり低い（速度次第で）。引張特性
は、欧州６０６３−Ｆ２２要件（最低ＵＴＳ ２１５
ＭＰａ）を充分に超え２３０〜２４０ＭＰａの目標？超
えてはいるが川明、材料よりも規格材料について低かっ
た。押出製品の表面仕上品質は陽極酸化前後両方にわた
って規格材料、灯慎材料両方とも完全に満足なものであ
った。
得られた温度と速度の関係は、全規格インゴットはパー
、材料より一定の出口温度に対しより高い速度に達する
と共に完全に容認できる機械的性質と表面品質をもった
押出製品を作る能力をもつことを示している。
、材料より一定の出口温度に対しより高い速度に達する
と共に完全に容認できる機械的性質と表面品質をもった
押出製品を作る能力をもつことを示している。
実施例１から゛実施例４のパターンに従う実験は６０８
２化学規格の範囲内で前述の組成限界内でＴ６押出にお
いて３００ＭＰａ の代表的なＵＴＳ′ｆ：坏成するこ
とが可能であることを示した。
２化学規格の範囲内で前述の組成限界内でＴ６押出にお
いて３００ＭＰａ の代表的なＵＴＳ′ｆ：坏成するこ
とが可能であることを示した。
適当な薄シェルＤ、Ｃ鋳造法および３３−３８ ミクロ
ンの均一細胞寸法、５０〜７０ミクロンの均一結晶粒度
、５０ミクロン未満の表面偏析の深さをもったＴｔＢ２
として添加された０、０２％Ｔｉ による細粒化に基づ
（１７８ｍ直径のインゴットとしての当該組成物を作る
ことが可能であることが発見された。溶質元素の完全均
質化は５５０〜５７０℃で２時間の均熱時間で達成され
る。４００℃で１時間、３２０℃で１５分または２７０
℃で３０分（各場合とも毎時８００℃の階段温度に冷却
）の間の均質化温度からの階段冷却は微細β′としての
過飽和Ｍｇ２Ｓｉの完全析出を行ない、均一分布と熱間
歪試験は、従来の冷却との比較上の処理について流れ応
力にほぼ５％の減少を示している。これは一定の圧力に
対し押出速度がほぼ２４チ増加することが期待できる。
ンの均一細胞寸法、５０〜７０ミクロンの均一結晶粒度
、５０ミクロン未満の表面偏析の深さをもったＴｔＢ２
として添加された０、０２％Ｔｉ による細粒化に基づ
（１７８ｍ直径のインゴットとしての当該組成物を作る
ことが可能であることが発見された。溶質元素の完全均
質化は５５０〜５７０℃で２時間の均熱時間で達成され
る。４００℃で１時間、３２０℃で１５分または２７０
℃で３０分（各場合とも毎時８００℃の階段温度に冷却
）の間の均質化温度からの階段冷却は微細β′としての
過飽和Ｍｇ２Ｓｉの完全析出を行ない、均一分布と熱間
歪試験は、従来の冷却との比較上の処理について流れ応
力にほぼ５％の減少を示している。これは一定の圧力に
対し押出速度がほぼ２４チ増加することが期待できる。
押出試験は規格組成のインゴットの性能と、段階冷却と
在来の連続冷却で均質化された鋳造構造の比較のために
行なわれた。下記の結果が得られた。
在来の連続冷却で均質化された鋳造構造の比較のために
行なわれた。下記の結果が得られた。
Ｏイア ｊ ット組成：ＭｇＯ，６８、Ｓｉ０．８７、
Ｍｎ０．４８、Ｆｅ０．２０（重量％） Ｏインゴット直径：１７８調 Ｏ均質化：均熱時間５７５℃で３時間。
Ｍｎ０．４８、Ｆｅ０．２０（重量％） Ｏインゴット直径：１７８調 Ｏ均質化：均熱時間５７５℃で３時間。
Ｏ冷却：従来法：
１時間あたりほぼ４００℃（平均１００℃以下）
Ｏ工程： 温度（はぼ３２０〜３５０℃）を保持するの
に１時間あたシはぼ６００℃（平均）約３０分保持して
それから１００℃以下まで急速冷却 （ａ） 押出温度：４７０〜５１０℃Ｏ押出形状＝２
５震直径の棒 ０押出圧力（最高）：従来の均質化インピットでは１５
３〜１５５Ｋｐ／ｃＩＡ 段階インゴットでは１４４〜１４８Ｋｐ／７０押出出ロ
速度：従来の均質化インゴットでは毎分２０メートル 段階冷却インゴットでは毎分２５−３０メートル Ｏプレスでの水冷−急冷率〉毎分１５００℃０押出物の
機械的性質（Ｔ５調質、１０ｈ／１７０°まで時効化） Ｏ従来の均質化されたもの：Ｏ８２チ保証応力３４３．
８〜３４４．１ＭＰａ 最終引張シ強さ３６３．９−３６４．０ＭＰａ５０？Ｉ
ＩＩ＋１の伸び率 １６．３チ破面の面積減少 ５６．
５８％ Ｏ段階冷却されたもの２０．２％保証圧力３３５．９−
３３６．１ＭＰａ 最終引張り強さ３５５．６〜３５６．２ ＭＰ ａ５０
ｍの伸び率 １４．７−１５．２％破面の面積減少 ５
５−５６％ （ｂ） 押出温度：４８０〜５１５℃Ｏ押出形状：５
０Ｘ１０ｍｓ＋平棒 ０押出圧力（最高）：従来の均質化インゴットでは１４
０Ｋｐ／ｄ 段階冷却インゴットでは１３５Ｋｐ／Ｉ−ｆＩＯ押田山
田出口速度来の均質化インゴットでは毎分４０メートル 段階冷却インゴットでは毎分４２−４５メート、ル Ｏプレスでの水冷−急冷率〉毎分１５００℃Ｏ押出物の
機械的性質（Ｔ６調質、１０ｈ／１７０°まで調質化） Ｏ従来の均質化されたもの：０．２％保証応力３０７．
５−３１１．０ＭＰａ 最終引張り強さ３２４．３−３２７．９ＭＰａ５０ｍｓ
＋の伸び率：１５．４−１６゜３チ破面の面積減少 ６
３−６５チ Ｏ段階冷却されたもの＝０．２％保証応力３０２．７−
３０２．９ＭＰａ 最終引張シ強さ ３２６．４−３２７．１ＭＰａ５０簡
の伸び率 １５．６−１６．４チ破面の面積減少 ６１
−６２チ 実施例７ 実施例６のものと範囲において、同様の実験は適当な段
階冷却処理で均質化された６０６１インビツトにおける
満足なＴ６調質押出機械的性質をもった約３％の流れ応
力の減少を達成することが可能であることを示した。合
金は前述した組成限界をもっている。５５０〜５７０℃
で４時間の事後の均質化と、この場合の段階冷却は毎時
間６００℃で４００℃壕で冷却し４００℃で３０分保持
して１００℃以下まで急速冷却することによって達成さ
れた。
に１時間あたシはぼ６００℃（平均）約３０分保持して
それから１００℃以下まで急速冷却 （ａ） 押出温度：４７０〜５１０℃Ｏ押出形状＝２
５震直径の棒 ０押出圧力（最高）：従来の均質化インピットでは１５
３〜１５５Ｋｐ／ｃＩＡ 段階インゴットでは１４４〜１４８Ｋｐ／７０押出出ロ
速度：従来の均質化インゴットでは毎分２０メートル 段階冷却インゴットでは毎分２５−３０メートル Ｏプレスでの水冷−急冷率〉毎分１５００℃０押出物の
機械的性質（Ｔ５調質、１０ｈ／１７０°まで時効化） Ｏ従来の均質化されたもの：Ｏ８２チ保証応力３４３．
８〜３４４．１ＭＰａ 最終引張シ強さ３６３．９−３６４．０ＭＰａ５０？Ｉ
ＩＩ＋１の伸び率 １６．３チ破面の面積減少 ５６．
５８％ Ｏ段階冷却されたもの２０．２％保証圧力３３５．９−
３３６．１ＭＰａ 最終引張り強さ３５５．６〜３５６．２ ＭＰ ａ５０
ｍの伸び率 １４．７−１５．２％破面の面積減少 ５
５−５６％ （ｂ） 押出温度：４８０〜５１５℃Ｏ押出形状：５
０Ｘ１０ｍｓ＋平棒 ０押出圧力（最高）：従来の均質化インゴットでは１４
０Ｋｐ／ｄ 段階冷却インゴットでは１３５Ｋｐ／Ｉ−ｆＩＯ押田山
田出口速度来の均質化インゴットでは毎分４０メートル 段階冷却インゴットでは毎分４２−４５メート、ル Ｏプレスでの水冷−急冷率〉毎分１５００℃Ｏ押出物の
機械的性質（Ｔ６調質、１０ｈ／１７０°まで調質化） Ｏ従来の均質化されたもの：０．２％保証応力３０７．
５−３１１．０ＭＰａ 最終引張り強さ３２４．３−３２７．９ＭＰａ５０ｍｓ
＋の伸び率：１５．４−１６゜３チ破面の面積減少 ６
３−６５チ Ｏ段階冷却されたもの＝０．２％保証応力３０２．７−
３０２．９ＭＰａ 最終引張シ強さ ３２６．４−３２７．１ＭＰａ５０簡
の伸び率 １５．６−１６．４チ破面の面積減少 ６１
−６２チ 実施例７ 実施例６のものと範囲において、同様の実験は適当な段
階冷却処理で均質化された６０６１インビツトにおける
満足なＴ６調質押出機械的性質をもった約３％の流れ応
力の減少を達成することが可能であることを示した。合
金は前述した組成限界をもっている。５５０〜５７０℃
で４時間の事後の均質化と、この場合の段階冷却は毎時
間６００℃で４００℃壕で冷却し４００℃で３０分保持
して１００℃以下まで急速冷却することによって達成さ
れた。
押出試験は従来の均質化されたインゴットの性能と、こ
の組成の段階冷却インゴットの性能を比較するために行
なわれた。下記の結果が得られた。
の組成の段階冷却インゴットの性能を比較するために行
なわれた。下記の結果が得られた。
０インゴット組成（重量％）：Ｃｕ０．３４、Ｆｅ ｏ
、 １９、Ｍｇ １．０４、Ｍｎ ０．０９、Ｓｉ０．
６５Ｃｒ ０．１８、Ｔｉ０．０２７ ０インゴツト直径＝７５闇 Ｏ均質化：均熱時間５７０℃で１時間 Ｏ冷却：従来法： １時間あたＩ）６００℃で１００℃以下まで ０段階冷却：毎時間６００℃で４００℃まで冷却し、３
０分保持してから１００℃以下捷で急速冷却。
、 １９、Ｍｇ １．０４、Ｍｎ ０．０９、Ｓｉ０．
６５Ｃｒ ０．１８、Ｔｉ０．０２７ ０インゴツト直径＝７５闇 Ｏ均質化：均熱時間５７０℃で１時間 Ｏ冷却：従来法： １時間あたＩ）６００℃で１００℃以下まで ０段階冷却：毎時間６００℃で４００℃まで冷却し、３
０分保持してから１００℃以下捷で急速冷却。
０出ロ速度：毎分２１，８メートル
Ｏ押出温度：５２０℃
Ｏ押出形状：５Ｘ３２ｍｍ平棒
Ｏ誘導予熱（温度まで２分）、ラム・ビレット界面での
最高押出圧カニ従来の均質化インゴットでは３７３ＭＰ
ａ 段階冷却インゴットでは３５３ＭＰａ０ガス予熱（温度
まで１５分）、ラム・ビレット界面での最高押出圧カニ
従来の均質化インゴットでは３４９ＭＰａ 段階冷却インゴットでは３４３ Ｍ Ｐ ａ・プレス水
冷（冷却率〉毎分１５００℃）してから、室温で２４時
間時効化してさらに１７５℃（Ｔ５調質）で７時間後の
押出物の機械的性質： ０誘導予熱：従来の均質化されたインゴット二０．２％
保証応力 ２９０．９ ＭＰ ａ最終引張り強さ： ３
２４，１ＭＰａ 伸び率 ５０咽で１２．０％ ０段階冷却されたインゴット２０２％保証応力２８０．
９ＭＰａ 最終引張り強さ： ３１４．８ＭＰａ 伸び率：５０＋＋ｏｎで１１．６％ ０ガス予熱： 従来の均質化されたインゴット： ０．２％保証応力 ２９６．７ＭＰａ 最終引張り強さ ３２５．４ＭＰａ 伸び率：５０咽で１０，５％ ０段階冷却されたインゴット： ０．２％保証応力 ２９５．７ＭＰａ 最終引張シ強さ ３２４．３ＭＰａ 伸び率 ５０叫で１１．０％
最高押出圧カニ従来の均質化インゴットでは３７３ＭＰ
ａ 段階冷却インゴットでは３５３ＭＰａ０ガス予熱（温度
まで１５分）、ラム・ビレット界面での最高押出圧カニ
従来の均質化インゴットでは３４９ＭＰａ 段階冷却インゴットでは３４３ Ｍ Ｐ ａ・プレス水
冷（冷却率〉毎分１５００℃）してから、室温で２４時
間時効化してさらに１７５℃（Ｔ５調質）で７時間後の
押出物の機械的性質： ０誘導予熱：従来の均質化されたインゴット二０．２％
保証応力 ２９０．９ ＭＰ ａ最終引張り強さ： ３
２４，１ＭＰａ 伸び率 ５０咽で１２．０％ ０段階冷却されたインゴット２０２％保証応力２８０．
９ＭＰａ 最終引張り強さ： ３１４．８ＭＰａ 伸び率：５０＋＋ｏｎで１１．６％ ０ガス予熱： 従来の均質化されたインゴット： ０．２％保証応力 ２９６．７ＭＰａ 最終引張り強さ ３２５．４ＭＰａ 伸び率：５０咽で１０，５％ ０段階冷却されたインゴット： ０．２％保証応力 ２９５．７ＭＰａ 最終引張シ強さ ３２４．３ＭＰａ 伸び率 ５０叫で１１．０％
第１図は間欠冷却とこれに伴う均質化中およびその後に
おけるＭｇ ２ Ｓ ｌ析出の状態を示す４つの部分か
らなるグラ、第２図は得られる最高硬度のＭｇ２Ｓｉと
超過Ｓｉ の効果を示すグラフ、第３図は均質化後の間
欠冷却中の時間一温度−変態（ＴＴＴ）曲線を示すもの
、第４図は連続冷却、間欠冷却して均質化から析出され
たＭｇ ２ Ｓ １の量を明らかにする２つの部分から
なるグラフ、第５図は別々の異なった熱処理による２つ
の異なった合金の反応を示すグラフ、第６図は２つの異
なった合金についての押出速度対出口速度を示すグラフ
である。 （外５名） リ β′枇 ％命名鮮 Ｖｆ ２〜Ｓｉ ＃Ｊｋ５４ｓｕ切ゑ Ｆｔｃｙ、３ 合金スあ・けるＴＴＴ會鞠（Ｍｚ Ｏ
−４Δ、５ｉＯ−３６，Ｍｎ θ−ｏ乙Ｆｅり・／７）
５８５°Ｃど゛２時間だ賢化
おけるＭｇ ２ Ｓ ｌ析出の状態を示す４つの部分か
らなるグラ、第２図は得られる最高硬度のＭｇ２Ｓｉと
超過Ｓｉ の効果を示すグラフ、第３図は均質化後の間
欠冷却中の時間一温度−変態（ＴＴＴ）曲線を示すもの
、第４図は連続冷却、間欠冷却して均質化から析出され
たＭｇ ２ Ｓ １の量を明らかにする２つの部分から
なるグラフ、第５図は別々の異なった熱処理による２つ
の異なった合金の反応を示すグラフ、第６図は２つの異
なった合金についての押出速度対出口速度を示すグラフ
である。 （外５名） リ β′枇 ％命名鮮 Ｖｆ ２〜Ｓｉ ＃Ｊｋ５４ｓｕ切ゑ Ｆｔｃｙ、３ 合金スあ・けるＴＴＴ會鞠（Ｍｚ Ｏ
−４Δ、５ｉＯ−３６，Ｍｎ θ−ｏ乙Ｆｅり・／７）
５８５°Ｃど゛２時間だ賢化
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、実質上すべてのＭｇが少なくとも０．１ミクロンの
平均直径を有するβ′相Ｍｇ＿２Ｓｉの粒子の形で存在
しβ相Ｍｇ＿２Ｓｉとして実質上存在しないことを特徴
とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の押出インゴット。 ２、Ｍｇ：０．３９〜１．５０％ Ｓｉ：０．３５〜１．３０％ Ｆｅ：０〜０．２４％ Ｍｎ：０〜０．１０％ Ｔｉ：０〜０．０５％ Ａｌ：付随不純物（個々に０．０５％未満、合計で０．
１５％未満）を差引いた残部 を含む特許請求の範囲第１項に記載の押出インゴット。 ３、Ｍｇ：０．４２〜０．４６％ Ｓｉ：０．４２〜０．４６％ Ｆｅ：０．１６〜０．２０％ Ｍｎ：０．０３〜０．０７％ Ｔｉ：０．０１５〜０．０２５％ Ａｌ：付随不純物（個々に０．０５％未満、合計で０．
１５％未満）を差引いた残部 を含む特許請求の範囲第２項記載の押出インゴット。 ４、Ｍｇ：０．５０〜０．７０％ Ｓｉ：０．８５〜０．９５％ Ｍｎ：０．４０〜０．５０％ Ｆｅ：０．１８〜０．３０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０３％ Ａｌ：付随不純物および微量合金元素 （個々に０．０５％未満合計で０．１５％未満）を差引
いた残部 を含む特許請求の範囲第１項記載の押出インゴット。 ５、Ｍｇ：０．７０〜１．１０％ Ｓｉ：０．６０〜０．７０％ Ｍｎ：０〜０．１５％ Ｆｅ：０．１８〜０．２５％ Ｔｉ：０．０１〜０．０３％ Ｃｕ：０．０１〜０．４０％ Ｃｒ：０．１２〜０．２０％ Ａｌ：付随不純物および微量合金元素 （個々に０．０５％未満、合計で０．１５％未満）を差
引いた残部 を含む特許請求の範囲第１項記載の押出インゴット。 ６、鉄相は長さ１５ミクロン以下のα−Ａｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ粒子の形であり、それらの粒子のうちの９０％が長さ
６ミクロン以下である特許請求の範囲第１〜５項のいず
れかに記載の押出インゴット。 ７、（イ）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のインゴットを鋳造し
、 （ロ）そのインゴットを均質化させ、 （ハ）その物質インゴットを少なくとも４００℃／時の
冷却速度で２５０〜４２５℃の温度まで冷却し、 （ニ）このインゴットを実質上すべてのＭｇがβ′相Ｍ
ｇ＿２Ｓｉとして析出しβ相Ｍｇ＿２Ｓｉとして存在し
ないようになる時間にわたり、２５０〜４２５℃の保持
温度に保持し、 （ホ）しかる後にこのインゴットを冷却する、各工程か
らなる特許請求の範囲第１〜６項のいずれかに記載の押
出インゴットを製造する方法。 ８、インゴットを短金型もしくはホットトップ直接チル
鋳造法により鋳造することを特徴とする特許請求の範囲
第７項に記載の方法。 ９、鋳放しインゴットはその横断面全体にわたり７０〜
９０ミクロンの均一な結晶粒度および２８〜３５ミクロ
ンの細胞寸法を有し、長さが１５ミクロン以下の微細β
−Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ小板の形の不溶性２次相を含み、そ
してα−Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉスクリプトおよび粗大共晶粒
子を含まないことを特徴とする特許請求の範囲第７項ま
たは第８項に記載の方法。 １０、均質化インゴットを少なくとも１５００℃／時の
冷却速度で保持温度まで冷却し、その保持温度に０．５
〜３時間保持し、次いで少なくとも１００℃／時の速度
で周囲温度にまで冷却することを特徴とする特許請求の
範囲第７項〜第９項のいずれかに記載の方法。 １１、保持温度は２８０〜４００℃であることを特徴と
する特許請求の範囲第７項〜第９項のいずれかに記載の
方法。 １２、特許請求の範囲第１項〜第４項のいずれかに記載
のインゴットを再加熱し、そのインゴットをダイから熱
間押出しすることからなる押出物の製造方法。 １３、インゴットは６０６３合金であり、そして押出物
を２３０〜２４０ＭＰａの範囲内のＵＴＳまで時効硬化
させることを特徴とする特許請求の範囲第１２項に記載
の方法。
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