JP2001059124A - 外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品及びその製造方法 - Google Patents
外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品及びその製造方法Info
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- JP2001059124A JP2001059124A JP2000100343A JP2000100343A JP2001059124A JP 2001059124 A JP2001059124 A JP 2001059124A JP 2000100343 A JP2000100343 A JP 2000100343A JP 2000100343 A JP2000100343 A JP 2000100343A JP 2001059124 A JP2001059124 A JP 2001059124A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 偏った光反射の原因となる結晶粒の粗大成長
を抑制し、見栄えの良い表面性状をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品を得る。 【構成】 この冷間鍛造品は、Ｓｉ：０．３〜１．３
％，Ｍｇ：０．４〜１．３％，Ｃｕ：０．１〜０．５
％，Ｆｅ：０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．０４〜０．４
％を含み、表面に露出する結晶粒の最大粒径が１．５ｍ
ｍ以下である。必要に応じ、Ｍｎ：０．０５〜０．８
％，Ｚｒ：０．０５〜０．４％，Ｖ：０．０３〜０．４
％，Ｓｎ：０．０１〜０．４％，Ｔｉ：０．００１〜
０．０３％，Ｂ：０．００３〜０．０３％の１種又は２
種以上を含むこともできる。押出材を５２０〜５８０℃
で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／分以上
で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２
時間保持し、時効処理することにより製造される。溶体
化処理に代え、ダイス端焼入れしても良い。焼入れと冷
間鍛造との間で、８０〜１５０℃に５〜６００秒保持す
る保持処理を施すこともできる。
を抑制し、見栄えの良い表面性状をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品を得る。 【構成】 この冷間鍛造品は、Ｓｉ：０．３〜１．３
％，Ｍｇ：０．４〜１．３％，Ｃｕ：０．１〜０．５
％，Ｆｅ：０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．０４〜０．４
％を含み、表面に露出する結晶粒の最大粒径が１．５ｍ
ｍ以下である。必要に応じ、Ｍｎ：０．０５〜０．８
％，Ｚｒ：０．０５〜０．４％，Ｖ：０．０３〜０．４
％，Ｓｎ：０．０１〜０．４％，Ｔｉ：０．００１〜
０．０３％，Ｂ：０．００３〜０．０３％の１種又は２
種以上を含むこともできる。押出材を５２０〜５８０℃
で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／分以上
で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２
時間保持し、時効処理することにより製造される。溶体
化処理に代え、ダイス端焼入れしても良い。焼入れと冷
間鍛造との間で、８０〜１５０℃に５〜６００秒保持す
る保持処理を施すこともできる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた外観をもつＡｌ
−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金冷間鍛造品を製造する
方法に関する。
−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金冷間鍛造品を製造する
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】冷間鍛造用押出素材は、図１のヒートパ
ターンで示すように焼鈍工程を経て冷間鍛造されてい
る。焼鈍により軟質化され硬さが安定化した押出材は、
安定条件下で冷間鍛造される。次いで、冷間鍛造品を溶
体化処理することにより溶質をマトリックスに固溶させ
て、水焼入れ等で急冷する。溶質が固溶している冷間鍛
造品を時効処理すると、Ｍｇ2Ｓｉ，ＣｕＡｌ2，過剰Ｓ
ｉ等が析出したＧＰゾーンや中間相が生成し、時効硬化
によって必要強度が付与される。溶体化処理後の急冷に
より、冷間鍛造品に歪みが発生し易く、また冷間鍛造品
相互の衝突・接触により表面疵が発生し、黒皮がつくこ
ともある。そこで、通常、黒皮，歪及び表面疵を仕上げ
切削で除去するため、仕上げ切削時の切削量を予め取り
込んだサイズに冷間鍛造品を設定し、時効処理後の仕上
げ切削で冷間鍛造品の歪みや表面疵を除去している。
ターンで示すように焼鈍工程を経て冷間鍛造されてい
る。焼鈍により軟質化され硬さが安定化した押出材は、
安定条件下で冷間鍛造される。次いで、冷間鍛造品を溶
体化処理することにより溶質をマトリックスに固溶させ
て、水焼入れ等で急冷する。溶質が固溶している冷間鍛
造品を時効処理すると、Ｍｇ2Ｓｉ，ＣｕＡｌ2，過剰Ｓ
ｉ等が析出したＧＰゾーンや中間相が生成し、時効硬化
によって必要強度が付与される。溶体化処理後の急冷に
より、冷間鍛造品に歪みが発生し易く、また冷間鍛造品
相互の衝突・接触により表面疵が発生し、黒皮がつくこ
ともある。そこで、通常、黒皮，歪及び表面疵を仕上げ
切削で除去するため、仕上げ切削時の切削量を予め取り
込んだサイズに冷間鍛造品を設定し、時効処理後の仕上
げ切削で冷間鍛造品の歪みや表面疵を除去している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】仕上げ切削された冷間
鍛造品は、光を偏って反射させる表面を呈することがあ
り、製品の見栄えを悪くする。外観不良について本発明
者等が調査したところ、偏った光反射面となる部分では
粗大な再結晶粒が冷間鍛造品表面に露出していることを
見出した。この調査結果から、粗大な再結晶粒が露出し
ている表面部分では、粗大な再結晶粒ごとに光の反射方
向が異なり、偏った光反射の原因になっているものと推
察される。
鍛造品は、光を偏って反射させる表面を呈することがあ
り、製品の見栄えを悪くする。外観不良について本発明
者等が調査したところ、偏った光反射面となる部分では
粗大な再結晶粒が冷間鍛造品表面に露出していることを
見出した。この調査結果から、粗大な再結晶粒が露出し
ている表面部分では、粗大な再結晶粒ごとに光の反射方
向が異なり、偏った光反射の原因になっているものと推
察される。
【０００４】
【課題を解決するための手段】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、冷間鍛造品の再
結晶粒を微細化することにより、偏った光反射面の発生
を抑え、良好な外観をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金冷間鍛造品を提供することを目的とする。本発
明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品
は、その目的を達成するため、Ｓｉ：０．３〜１．３質
量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質量％，Ｃｕ：０．１〜
０．５質量％，Ｆｅ：０．１〜０．５質量％，Ｃｒ：
０．０４〜０．４質量％を含み、残部が実質的にＡｌの
組成をもち、結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下である
ことを特徴とする。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
金は、更にＭｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：０．
０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量％，Ｓ
ｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１〜０．
０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％の１種又
は２種以上を含むことができる。所定組成に調整したＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を５２０〜５
８０℃で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／
分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１
〜１２時間保持し、時効処理することにより製造され
る。或いは、所定組成に調整したビレットを４５０〜５
６０℃に加熱して押出加工し、押出直後に冷却速度２０
０℃／分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０
℃で１〜１２時間保持し、時効処理することにより製造
される。焼入れと冷間鍛造との間で、８０〜１５０℃に
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を５〜６００秒保
持しても良い。
題を解消すべく案出されたものであり、冷間鍛造品の再
結晶粒を微細化することにより、偏った光反射面の発生
を抑え、良好な外観をもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金冷間鍛造品を提供することを目的とする。本発
明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品
は、その目的を達成するため、Ｓｉ：０．３〜１．３質
量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質量％，Ｃｕ：０．１〜
０．５質量％，Ｆｅ：０．１〜０．５質量％，Ｃｒ：
０．０４〜０．４質量％を含み、残部が実質的にＡｌの
組成をもち、結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下である
ことを特徴とする。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
金は、更にＭｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：０．
０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量％，Ｓ
ｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１〜０．
０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％の１種又
は２種以上を含むことができる。所定組成に調整したＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を５２０〜５
８０℃で１〜１０時間保持した後、冷却速度２００℃／
分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０℃で１
〜１２時間保持し、時効処理することにより製造され
る。或いは、所定組成に調整したビレットを４５０〜５
６０℃に加熱して押出加工し、押出直後に冷却速度２０
０℃／分以上で焼入れし、冷間鍛造後に１６０〜２２０
℃で１〜１２時間保持し、時効処理することにより製造
される。焼入れと冷間鍛造との間で、８０〜１５０℃に
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を５〜６００秒保
持しても良い。
【０００５】
【作用】本発明に従って冷間鍛造される押出素材は、冷
間鍛造に先立って溶体化処理が施されている。すなわ
ち、冷却後の押出形材を５２０〜５８０℃で１〜１０時
間保持した後で冷却速度２００℃／分以上で焼入れする
ヒートパターン（図２）、或いは４５０〜５６０℃に加
熱したビレットを押出加工した直後に冷却速度２００℃
／分以上で焼入れするヒートパターン（図３）により、
過飽和状態で溶質がマトリックスに固溶している固溶状
態が得られる。溶質は、冷間鍛造によって析出すること
なく、冷間鍛造後にも過飽和固溶状態を維持する。その
ため、冷間鍛造後に時効処理を施すだけで十分なＧＰゾ
ーン及び中間相が析出し、必要強度が付与される。ま
た、鍛造後に溶体化処理を施さないため、見栄え，強度
及び伸び悪化させる原因となる結晶粒の粗大成長が抑制
され、しかも溶化処理後に鍛造するので、溶体化処理の
焼入れ時に生じる歪みや表面疵が鍛造によって無くな
る。
間鍛造に先立って溶体化処理が施されている。すなわ
ち、冷却後の押出形材を５２０〜５８０℃で１〜１０時
間保持した後で冷却速度２００℃／分以上で焼入れする
ヒートパターン（図２）、或いは４５０〜５６０℃に加
熱したビレットを押出加工した直後に冷却速度２００℃
／分以上で焼入れするヒートパターン（図３）により、
過飽和状態で溶質がマトリックスに固溶している固溶状
態が得られる。溶質は、冷間鍛造によって析出すること
なく、冷間鍛造後にも過飽和固溶状態を維持する。その
ため、冷間鍛造後に時効処理を施すだけで十分なＧＰゾ
ーン及び中間相が析出し、必要強度が付与される。ま
た、鍛造後に溶体化処理を施さないため、見栄え，強度
及び伸び悪化させる原因となる結晶粒の粗大成長が抑制
され、しかも溶化処理後に鍛造するので、溶体化処理の
焼入れ時に生じる歪みや表面疵が鍛造によって無くな
る。
【０００６】冷間鍛造後に溶体化処理すると、再結晶温
度より高温の溶体化温度に加熱されるため、冷間鍛造で
生じた加工歪が回復し、再結晶組織が粗大化する。これ
に対し、冷間鍛造後、再結晶温度より低い温度で時効処
理すると、再結晶化は生じるものの組織が粗大化するま
でに至らない。鍛造材の表面で光が反射されるが、結晶
粒の向いている角度によって光の反射角が決定される。
結晶粒の角度は結晶粒ごとに異なり、粗大な再結晶があ
ると特定方向に反射される光が多くなり、見栄えを悪化
させるが。他方、微細な結晶粒組織をもつ鍛造材では、
個々の結晶粒で反射される光の量が少なく互いに相殺さ
れるため、見栄えが良い。なかでも、結晶粒の最大粒径
が０．５ｍｍ以下となるように冷間鍛造すると、後述の
実施例でも説明しているように一定した表面性状をもつ
冷間鍛造品が得られる。
度より高温の溶体化温度に加熱されるため、冷間鍛造で
生じた加工歪が回復し、再結晶組織が粗大化する。これ
に対し、冷間鍛造後、再結晶温度より低い温度で時効処
理すると、再結晶化は生じるものの組織が粗大化するま
でに至らない。鍛造材の表面で光が反射されるが、結晶
粒の向いている角度によって光の反射角が決定される。
結晶粒の角度は結晶粒ごとに異なり、粗大な再結晶があ
ると特定方向に反射される光が多くなり、見栄えを悪化
させるが。他方、微細な結晶粒組織をもつ鍛造材では、
個々の結晶粒で反射される光の量が少なく互いに相殺さ
れるため、見栄えが良い。なかでも、結晶粒の最大粒径
が０．５ｍｍ以下となるように冷間鍛造すると、後述の
実施例でも説明しているように一定した表面性状をもつ
冷間鍛造品が得られる。
【０００７】また、焼入れと冷間鍛造との間で保持処理
を施すとき、硬度上昇を引き起こす自然時効の進行が抑
制され、鍛造前の素材硬度を一定にすることができる。
そのため、鍛造条件が安定化し、時効処理後に寸法精度
の良い冷間鍛造品が得られる。自然時効の進行を効果的
に抑制する上では、好ましくは焼入れ終了から０．１〜
２４時間内に保持処理し、冷却速度１０℃／分以上で冷
却する。保持処理は複数回繰り返してもよく、比較的低
温で短時間保持することを複数回繰り返すことが好まし
い。
を施すとき、硬度上昇を引き起こす自然時効の進行が抑
制され、鍛造前の素材硬度を一定にすることができる。
そのため、鍛造条件が安定化し、時効処理後に寸法精度
の良い冷間鍛造品が得られる。自然時効の進行を効果的
に抑制する上では、好ましくは焼入れ終了から０．１〜
２４時間内に保持処理し、冷却速度１０℃／分以上で冷
却する。保持処理は複数回繰り返してもよく、比較的低
温で短時間保持することを複数回繰り返すことが好まし
い。
【０００８】保持処理が自然時効の抑制に及ぼす詳細な
理由は不明であるが、保持処理された押出素材を観察す
ると、５０Å以下の微細なＧＰゾーンや中間相がマトリ
ックスに再固溶し、５０Åを超えるＧＰゾーンや中間相
は逆に大きく成長している。この観察結果から、常温で
は新たなＧＰゾーンや中間相が生成しなくなる程度にマ
トリックス中の溶質原子濃度が低下し、自然時効の進行
が抑制されているものと推察される。更に、溶体化処理
と冷間鍛造との間に保持処理を導入するとき、冷間鍛造
後においても溶質の過飽和固溶状態が維持され、冷間鍛
造後に改めて溶体化処理する必要がなくなる。そのた
め、冷間鍛造品に歪みや表面疵を発生させる機会がな
く、歪みや表面疵を除去するための冷間鍛造品の仕上げ
切削を省略できることは勿論、仕上げ切削時の切削量を
予め見込んだサイズに冷間鍛造品を設計する必要がな
く、材料歩留が改善される。更には、冷間鍛造による加
工硬化も冷間鍛造品の強度向上に有効利用される。ま
た、切削にかかる費用がないため、冷間鍛造品の生産コ
ストを低減できる。
理由は不明であるが、保持処理された押出素材を観察す
ると、５０Å以下の微細なＧＰゾーンや中間相がマトリ
ックスに再固溶し、５０Åを超えるＧＰゾーンや中間相
は逆に大きく成長している。この観察結果から、常温で
は新たなＧＰゾーンや中間相が生成しなくなる程度にマ
トリックス中の溶質原子濃度が低下し、自然時効の進行
が抑制されているものと推察される。更に、溶体化処理
と冷間鍛造との間に保持処理を導入するとき、冷間鍛造
後においても溶質の過飽和固溶状態が維持され、冷間鍛
造後に改めて溶体化処理する必要がなくなる。そのた
め、冷間鍛造品に歪みや表面疵を発生させる機会がな
く、歪みや表面疵を除去するための冷間鍛造品の仕上げ
切削を省略できることは勿論、仕上げ切削時の切削量を
予め見込んだサイズに冷間鍛造品を設計する必要がな
く、材料歩留が改善される。更には、冷間鍛造による加
工硬化も冷間鍛造品の強度向上に有効利用される。ま
た、切削にかかる費用がないため、冷間鍛造品の生産コ
ストを低減できる。
【０００９】以下、本発明が対象とするアルミニウム合
金の成分・組成，製造条件等を説明する。 Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質
量％：時効処理でＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ等として析出
し、アルミニウム合金に必要強度を付与する合金成分で
ある。強度改善に有効な析出量を確保する上では、０．
３質量％以上のＳｉ及び０．４質量％以上のＭｇが必要
である。しかし、１．３質量％を超えるＳｉ含有量で
は、粗大なＳｉ晶出物が生成し、鍛造性及び延性が劣化
する傾向がみられる。また、１．３質量％を超えるＭｇ
含有量では、強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉが押出直
後の冷却過程で析出し易くなり、結果として強度向上に
有効な時効処理時のＭｇ2Ｓｉ析出量が減少する。
金の成分・組成，製造条件等を説明する。 Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：０．４〜１．３質
量％：時効処理でＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ等として析出
し、アルミニウム合金に必要強度を付与する合金成分で
ある。強度改善に有効な析出量を確保する上では、０．
３質量％以上のＳｉ及び０．４質量％以上のＭｇが必要
である。しかし、１．３質量％を超えるＳｉ含有量で
は、粗大なＳｉ晶出物が生成し、鍛造性及び延性が劣化
する傾向がみられる。また、１．３質量％を超えるＭｇ
含有量では、強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉが押出直
後の冷却過程で析出し易くなり、結果として強度向上に
有効な時効処理時のＭｇ2Ｓｉ析出量が減少する。
【００１０】Ｃｕ：０．１〜０．５質量％：時効処理時
にＣｕＡｌ2等の金属間化合物として析出すると共にマ
トリックスに固溶し、アルミニウム合金の強度を向上さ
せる合金成分である。Ｃｕによる強度改善効果は０．１
質量％以上で顕著になるが、０．５質量％を超える多量
のＣｕを添加すると耐食性が劣化し易くなる。 Ｆｅ：０．１〜０．５質量％：結晶粒の微細化に寄与
し、金型への焼付きを防止する作用を呈する合金成分で
あり、０．１質量％以上の含有量でＦｅの作用・効果が
顕著になる。しかし、０．５質量％を超える多量のＦｅ
を添加すると、粗大な金属間化合物が生成し、延性及び
鍛造性を劣化させる。
にＣｕＡｌ2等の金属間化合物として析出すると共にマ
トリックスに固溶し、アルミニウム合金の強度を向上さ
せる合金成分である。Ｃｕによる強度改善効果は０．１
質量％以上で顕著になるが、０．５質量％を超える多量
のＣｕを添加すると耐食性が劣化し易くなる。 Ｆｅ：０．１〜０．５質量％：結晶粒の微細化に寄与
し、金型への焼付きを防止する作用を呈する合金成分で
あり、０．１質量％以上の含有量でＦｅの作用・効果が
顕著になる。しかし、０．５質量％を超える多量のＦｅ
を添加すると、粗大な金属間化合物が生成し、延性及び
鍛造性を劣化させる。
【００１１】Ｃｒ：０．０４〜０．４質量％：結晶粒の
微細化及び耐食性の向上に有効な合金成分であり、０．
０４質量％以上でＣｒの作用・効果が顕著になる。しか
し、０．４質量％を超える多量のＣｒが含まれると、粗
大なＣｒ系金属間化合物が析出し、押出性を低下させる
傾向がみられる。また、過剰量のＣｒ含有は、押出直後
の冷却過程で強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉの析出を
促進させ、時効処理時に強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉの
析出量を減少させる。
微細化及び耐食性の向上に有効な合金成分であり、０．
０４質量％以上でＣｒの作用・効果が顕著になる。しか
し、０．４質量％を超える多量のＣｒが含まれると、粗
大なＣｒ系金属間化合物が析出し、押出性を低下させる
傾向がみられる。また、過剰量のＣｒ含有は、押出直後
の冷却過程で強度向上に寄与しないＭｇ2Ｓｉの析出を
促進させ、時効処理時に強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉの
析出量を減少させる。
【００１２】Ｍｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚｒ：
０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量
％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１
〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％：
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも結晶粒
を微細化させる作用を呈する。Ｍｎによる結晶粒の微細
化は０．０５質量％以上の含有量で顕著になるが、０．
８質量％を超える多量のＭｎが含まれると押出性が劣化
する。Ｚｒ，Ｖは、結晶粒を微細化させ、見栄え，強度
及び伸びを向上させる作用を呈する。Ｚｒ：０．０５％
未満，Ｖ：０．０３％未満では十分な効果が得られな
い。逆にＺｒ：０．０５％，Ｖ:０．４％より多いと、
焼入れ感受性を鋭くするだけでなく、粗大な金属間化合
物が晶出し、強度や伸びが低下する。Ｓｎは、自然時効
を抑制し、冷間鍛造性を向上させる作用を呈する。０．
０１％未満では、その効果は十分でなく、０．４％より
多いと疲労強度が低下する。Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微
細化すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．
００１質量％以上で効果を発揮する。しかし、０．０３
質量％を超える多量のＴｉが含まれると、押出性に悪影
響を及ぼす。ＢもＴｉと同様に、鋳塊の結晶粒を微細化
すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．００
３質量％以上で効果を発揮するが、０．０３質量％を超
える多量のＢ含有は押出性を劣化させる。
０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質量
％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００１
〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％：
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも結晶粒
を微細化させる作用を呈する。Ｍｎによる結晶粒の微細
化は０．０５質量％以上の含有量で顕著になるが、０．
８質量％を超える多量のＭｎが含まれると押出性が劣化
する。Ｚｒ，Ｖは、結晶粒を微細化させ、見栄え，強度
及び伸びを向上させる作用を呈する。Ｚｒ：０．０５％
未満，Ｖ：０．０３％未満では十分な効果が得られな
い。逆にＺｒ：０．０５％，Ｖ:０．４％より多いと、
焼入れ感受性を鋭くするだけでなく、粗大な金属間化合
物が晶出し、強度や伸びが低下する。Ｓｎは、自然時効
を抑制し、冷間鍛造性を向上させる作用を呈する。０．
０１％未満では、その効果は十分でなく、０．４％より
多いと疲労強度が低下する。Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微
細化すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．
００１質量％以上で効果を発揮する。しかし、０．０３
質量％を超える多量のＴｉが含まれると、押出性に悪影
響を及ぼす。ＢもＴｉと同様に、鋳塊の結晶粒を微細化
すると共に、鋳造割れを抑制する作用があり、０．００
３質量％以上で効果を発揮するが、０．０３質量％を超
える多量のＢ含有は押出性を劣化させる。
【００１３】溶体化処理：押出素材を溶体化処理するこ
とにより、Ｓｉ，Ｍｇ等の溶質をマトリックスに固溶さ
せた過飽和固溶状態になる。溶体化処理を施す場合に
は、５２０〜５８０℃に押出素材を１〜１０時間加熱す
る条件が採用される。
とにより、Ｓｉ，Ｍｇ等の溶質をマトリックスに固溶さ
せた過飽和固溶状態になる。溶体化処理を施す場合に
は、５２０〜５８０℃に押出素材を１〜１０時間加熱す
る条件が採用される。
【００１４】ダイス端焼入れ：溶体化処理に替え、押出
加工時の熱を利用して溶質をマトリックスに固溶させる
ことも可能である。この場合、押出に先立ってアルミニ
ウム合金のビレットを４５０〜５６０℃に予熱し、押出
直後に冷却速度２００℃／分以上で急冷する。４５０℃
未満の予熱温度では、押出加工中の加工熱によっても素
材の昇温が不足し、溶質の十分な固溶が進行しない。逆
に５６０℃を超える予熱温度では、押出加工中に素材が
過熱され、素材表面のむしれ，バーニング等の欠陥が発
生し易くなる。押出加工工程でマトリックスに固溶した
溶質は、押出直後から冷却速度２００℃／分以上で急冷
することにより常温まで過飽和固溶状態を維持する。他
方、２００℃／分に達しない冷却速度では、冷却過程で
強度向上に寄与しないＭｇ 2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2
等が析出し、強度向上に有効な時効処理による析出量が
減少する。
加工時の熱を利用して溶質をマトリックスに固溶させる
ことも可能である。この場合、押出に先立ってアルミニ
ウム合金のビレットを４５０〜５６０℃に予熱し、押出
直後に冷却速度２００℃／分以上で急冷する。４５０℃
未満の予熱温度では、押出加工中の加工熱によっても素
材の昇温が不足し、溶質の十分な固溶が進行しない。逆
に５６０℃を超える予熱温度では、押出加工中に素材が
過熱され、素材表面のむしれ，バーニング等の欠陥が発
生し易くなる。押出加工工程でマトリックスに固溶した
溶質は、押出直後から冷却速度２００℃／分以上で急冷
することにより常温まで過飽和固溶状態を維持する。他
方、２００℃／分に達しない冷却速度では、冷却過程で
強度向上に寄与しないＭｇ 2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2
等が析出し、強度向上に有効な時効処理による析出量が
減少する。
【００１５】保持処理：溶体化処理又はダイス端焼入れ
された押出素材は、溶体化処理後の自然時効によってＧ
Ｐゾーンや中間相が析出し易い。自然時効が進行する
と、押出素材の硬さが変化し、冷間鍛造品の寸法精度に
バラツキが生じる。この自然時効は、溶体化処理又はダ
イス端焼入れされた押出材を８０〜１５０℃×５〜６０
０秒保持することにより抑制される。保持処理が自然時
効の進行抑制に有効な理由は定かでないが、保持処理さ
れた押出素材を観察すると、自然時効で結晶粒内に生成
した粒径５０Å以上の大きなＧＰゾーンや中間相が成長
し、粒径が５０Åに満たないＧＰゾーンや中間相が消失
していることが判る。大きな粒径のＧＰゾーンや中間相
の成長は、成長に多量の溶質を消費し、マトリックスの
溶質濃度を低下させる。また、粒径５０Åに満たないＧ
Ｐゾーンや中間層の消失は、析出核となるＧＰゾーンや
中間相の単位体積当りの個数が減少することを意味す
る。その結果、常温ではＧＰゾーンや中間相が生成しな
くなり、自然時効の進行が抑制されるものと推察され
る。
された押出素材は、溶体化処理後の自然時効によってＧ
Ｐゾーンや中間相が析出し易い。自然時効が進行する
と、押出素材の硬さが変化し、冷間鍛造品の寸法精度に
バラツキが生じる。この自然時効は、溶体化処理又はダ
イス端焼入れされた押出材を８０〜１５０℃×５〜６０
０秒保持することにより抑制される。保持処理が自然時
効の進行抑制に有効な理由は定かでないが、保持処理さ
れた押出素材を観察すると、自然時効で結晶粒内に生成
した粒径５０Å以上の大きなＧＰゾーンや中間相が成長
し、粒径が５０Åに満たないＧＰゾーンや中間相が消失
していることが判る。大きな粒径のＧＰゾーンや中間相
の成長は、成長に多量の溶質を消費し、マトリックスの
溶質濃度を低下させる。また、粒径５０Åに満たないＧ
Ｐゾーンや中間層の消失は、析出核となるＧＰゾーンや
中間相の単位体積当りの個数が減少することを意味す
る。その結果、常温ではＧＰゾーンや中間相が生成しな
くなり、自然時効の進行が抑制されるものと推察され
る。
【００１６】保持処理は、溶体化処理又はダイス端焼入
れから０．１〜２４時間の間で行うことが効果的であ
る。溶体化処理又はダイス端焼入れから０．１時間の間
では５０Åより大きなＧＰゾーンや中間相が少なく、こ
のときに保持処理すると、ＧＰゾーンや中間相の成長に
消費される溶質よりもマトリックスに再固溶する溶質が
多くなり、結果としてマトリックスの溶質濃度が低下し
ないため自然時効の進行を抑制できない。他方、溶体化
処理又はダイス端焼入れから２４時間より長い時点で
は、自然時効の進行によって鍛造用押出素材が硬質化す
るため鍛造性が劣化する。粒径５０Å以上のＧＰゾーン
や中間相の成長及び粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間
相の消失は、保持温度８０〜１５０℃，保持時間５〜６
００秒で効果的に進行する。８０℃未満の保持温度や５
秒未満の保持時間では、粒径５０Å以上のＧＰゾーンや
中間相が成長せず、マトリックスの溶質濃度が低下しな
い。更に、粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間相がマト
リックスに固溶し難くなり、ＧＰゾーンや中間相の単位
体積当りの個数も減少しないため、自然時効の進行に対
する抑制効果が小さい。逆に１５０℃を超える保持温度
や６００秒を超える長時間保持では、粒径５０Å以上の
ＧＰゾーンや中間相が成長し過ぎて鍛造用押出素材を硬
質化するため、大きな鍛造圧力を必要とし、鍛造性を劣
化させる。ＧＰゾーンや中間相の過度の成長は、保持処
理後に１０℃／分より遅い冷却速度で鍛造用素材を冷却
する場合にもみられる。
れから０．１〜２４時間の間で行うことが効果的であ
る。溶体化処理又はダイス端焼入れから０．１時間の間
では５０Åより大きなＧＰゾーンや中間相が少なく、こ
のときに保持処理すると、ＧＰゾーンや中間相の成長に
消費される溶質よりもマトリックスに再固溶する溶質が
多くなり、結果としてマトリックスの溶質濃度が低下し
ないため自然時効の進行を抑制できない。他方、溶体化
処理又はダイス端焼入れから２４時間より長い時点で
は、自然時効の進行によって鍛造用押出素材が硬質化す
るため鍛造性が劣化する。粒径５０Å以上のＧＰゾーン
や中間相の成長及び粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間
相の消失は、保持温度８０〜１５０℃，保持時間５〜６
００秒で効果的に進行する。８０℃未満の保持温度や５
秒未満の保持時間では、粒径５０Å以上のＧＰゾーンや
中間相が成長せず、マトリックスの溶質濃度が低下しな
い。更に、粒径５０Å未満のＧＰゾーンや中間相がマト
リックスに固溶し難くなり、ＧＰゾーンや中間相の単位
体積当りの個数も減少しないため、自然時効の進行に対
する抑制効果が小さい。逆に１５０℃を超える保持温度
や６００秒を超える長時間保持では、粒径５０Å以上の
ＧＰゾーンや中間相が成長し過ぎて鍛造用押出素材を硬
質化するため、大きな鍛造圧力を必要とし、鍛造性を劣
化させる。ＧＰゾーンや中間相の過度の成長は、保持処
理後に１０℃／分より遅い冷却速度で鍛造用素材を冷却
する場合にもみられる。
【００１７】冷間鍛造：溶体化処理又は保持処理された
押出素材は、所定の形状に鍛造加工される。 時効処理：保持処理された冷間鍛造用押出素材は、冷間
鍛造後においても過飽和固溶状態を維持している。その
ため、冷間鍛造品を時効処理するとき、強度付与に有効
な析出量のＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2等が析出
し、冷間鍛造品の強度が向上する。時効処理条件は、Ｍ
ｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2等を効果的に析出させる
ため１６０〜２２０℃×１〜１２時間に設定される。１
６０℃未満の低い加熱温度では、十分な機械的強度を得
るために長時間の時効処理を必要とし、生産性を低下さ
せる。逆に２２０℃を超える高温加熱では過時効になり
易く、却って機械的強度が低下する傾向がみられる。ま
た、１時間に達しない短時間加熱では時効が不充分で必
要強度が得られず、１２時間を超える長時間加熱では過
時効によって却って機械的強度が低下する虞れがある。
時効温度は２２０℃と再結晶化温度より低いので、鍛造
の際に生じた加工歪があまり回復せず、結晶粒が粗大化
しない。
押出素材は、所定の形状に鍛造加工される。 時効処理：保持処理された冷間鍛造用押出素材は、冷間
鍛造後においても過飽和固溶状態を維持している。その
ため、冷間鍛造品を時効処理するとき、強度付与に有効
な析出量のＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2等が析出
し、冷間鍛造品の強度が向上する。時効処理条件は、Ｍ
ｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，ＣｕＡｌ2等を効果的に析出させる
ため１６０〜２２０℃×１〜１２時間に設定される。１
６０℃未満の低い加熱温度では、十分な機械的強度を得
るために長時間の時効処理を必要とし、生産性を低下さ
せる。逆に２２０℃を超える高温加熱では過時効になり
易く、却って機械的強度が低下する傾向がみられる。ま
た、１時間に達しない短時間加熱では時効が不充分で必
要強度が得られず、１２時間を超える長時間加熱では過
時効によって却って機械的強度が低下する虞れがある。
時効温度は２２０℃と再結晶化温度より低いので、鍛造
の際に生じた加工歪があまり回復せず、結晶粒が粗大化
しない。
【００１８】 実施例１：溶体化処理→焼入れ→冷間鍛造→時効処理 表１に示した組成のアルミニウム合金をビレットにＤＣ
鋳造した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×
４時間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷
却した。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０
℃に予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出
加工し、冷却速度２０℃／分で冷却した。
鋳造した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×
４時間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷
却した。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０
℃に予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出
加工し、冷却速度２０℃／分で冷却した。
【００１９】
【００２０】各押出材を５４０℃に２時間加熱した後、
冷却速度２００℃／分で冷却した。溶体化処理された押
出材は、ステアリング酸系潤滑材を塗布した後、４００
トン鍛造機で冷間鍛造した後、１８０℃に６時間加熱す
る時効処理を施した。時効処理後の冷間鍛造品を黒皮除
去のための表面切削した後、両面に露出した結晶粒の粒
径を測定すると共に、偏った光反射の有無を目視観察し
た。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理することによ
り得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒及び偏っ
た光反射面を調査した。
冷却速度２００℃／分で冷却した。溶体化処理された押
出材は、ステアリング酸系潤滑材を塗布した後、４００
トン鍛造機で冷間鍛造した後、１８０℃に６時間加熱す
る時効処理を施した。時効処理後の冷間鍛造品を黒皮除
去のための表面切削した後、両面に露出した結晶粒の粒
径を測定すると共に、偏った光反射の有無を目視観察し
た。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理することによ
り得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒及び偏っ
た光反射面を調査した。
【００２１】表２の調査結果にみられるように、冷間鍛
造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．
０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他
方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、
何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、鍛造品
をエッチングした後の金属組織を示す図５にみられるよ
うに、冷間鍛造品表面に偏った光反射が観察されなかっ
た。得られた冷間鍛造品の機械的特性も、表３にみられ
るように、比較例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強
さ及び耐力を示した。
造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．
０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他
方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、
何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、鍛造品
をエッチングした後の金属組織を示す図５にみられるよ
うに、冷間鍛造品表面に偏った光反射が観察されなかっ
た。得られた冷間鍛造品の機械的特性も、表３にみられ
るように、比較例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強
さ及び耐力を示した。
【００２２】
【００２３】
【００２４】 実施例２：ダイス端焼入れ→冷間鍛造→時効処理 実施例１と同じアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造
した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時
間の均質化処理を施し、押出温度４７０℃で押出加工
し、押出直後に冷却速度１０００℃／分で室温まで冷却
した。各押出材を実施例１と同じ条件下で冷間鍛造した
後、１８０℃に６時間加熱する時効処理を施した。時効
処理後の冷間鍛造品を表面切削した後、両面に露出した
結晶粒の粒径を測定すると共に、偏った光反射面の有無
を観察した。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理する
ことにより得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒
及び偏った光反射を調査した。
した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時
間の均質化処理を施し、押出温度４７０℃で押出加工
し、押出直後に冷却速度１０００℃／分で室温まで冷却
した。各押出材を実施例１と同じ条件下で冷間鍛造した
後、１８０℃に６時間加熱する時効処理を施した。時効
処理後の冷間鍛造品を表面切削した後、両面に露出した
結晶粒の粒径を測定すると共に、偏った光反射面の有無
を観察した。比較のため、冷間鍛造後に溶体化処理する
ことにより得られた冷間鍛造品についても同様に結晶粒
及び偏った光反射を調査した。
【００２５】表４の調査結果にみられるように、冷間鍛
造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．
０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他
方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、
何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、冷間鍛
造品表面に偏った光反射が観察されなかった。得られた
冷間鍛造品の機械的特性も、表５にみられるように比較
例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強さ及び耐力を示
した。
造後に溶体化処理した比較例では、最大結晶粒径が１．
０ｍｍを超えており、偏った光反射が観察された。他
方、冷間鍛造に先立って溶体化処理した本発明例では、
何れも最大結晶粒径が０．５ｍｍ以下と小さく、冷間鍛
造品表面に偏った光反射が観察されなかった。得られた
冷間鍛造品の機械的特性も、表５にみられるように比較
例よりも本発明例の鍛造品が高い引張強さ及び耐力を示
した。
【００２６】
【００２７】
【００２８】実施例３：溶体化処理→焼入れ→保持処理
→冷間鍛造→時効処理 実施例１と同じアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造
した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時
間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷却し
た。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０℃に
予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出加工
し、冷却速度２０℃／分で冷却した。昇温速度２００℃
／時で加熱して５４０℃に２時間保持した後、水焼入れ
する溶体化処理を各押出素材に施した。水焼入れ終了か
ら所定時間経過した時点で、昇温速度３００℃／時で加
熱して１２０℃に５分保持した後、冷却速度６０℃／分
で室温まで空冷した。所定時間経過ごとに押出素材の硬
さをビッカース硬度計で測定し、硬さ変化、換言すると
自然時効の進行度合いに及ぼす保持処理の影響を調査し
た。
→冷間鍛造→時効処理 実施例１と同じアルミニウム合金をビレットにＤＣ鋳造
した後、昇温速度８０℃／時で加熱し、５６０℃×４時
間の均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時で冷却し
た。冷却後のビレットを３５０℃に加熱し、３２０℃に
予熱された金型を用いて押出速度１８ｍ／分で押出加工
し、冷却速度２０℃／分で冷却した。昇温速度２００℃
／時で加熱して５４０℃に２時間保持した後、水焼入れ
する溶体化処理を各押出素材に施した。水焼入れ終了か
ら所定時間経過した時点で、昇温速度３００℃／時で加
熱して１２０℃に５分保持した後、冷却速度６０℃／分
で室温まで空冷した。所定時間経過ごとに押出素材の硬
さをビッカース硬度計で測定し、硬さ変化、換言すると
自然時効の進行度合いに及ぼす保持処理の影響を調査し
た。
【００２９】比較のため、溶体化処理後の保持処理を省
略した押出素材（比較法１），溶体化処理から０．５時
間経過した時点で７０℃に加熱し、５分間保持した後、
室温まで空冷した押出素材（比較法２），溶体化処理か
ら０．５時間経過した時点で２００℃に加熱し、５分間
保持した後、室温まで空冷した押出素材（比較法３），
溶体化処理から３０時間経過した時点で１２０℃に加熱
し、５分間保持した後、室温まで空冷した押出素材（比
較法４）についても、同様に硬さの変化を調査した。
略した押出素材（比較法１），溶体化処理から０．５時
間経過した時点で７０℃に加熱し、５分間保持した後、
室温まで空冷した押出素材（比較法２），溶体化処理か
ら０．５時間経過した時点で２００℃に加熱し、５分間
保持した後、室温まで空冷した押出素材（比較法３），
溶体化処理から３０時間経過した時点で１２０℃に加熱
し、５分間保持した後、室温まで空冷した押出素材（比
較法４）についても、同様に硬さの変化を調査した。
【００３０】調査結果を、表１の合金ごとに分けて表６
〜１２にそれぞれ示す。表６〜１２から明らかなよう
に、Ｎｏ．１〜７の何れの合金においても、保持処理し
ていない押出素材（比較法１）及び保持処理温度が低い
押出素材（比較法２）では、時間経過と共に自然時効が
進行し、硬さが増加していた。保持処理温度が高すぎる
押出素材（比較法３）や溶体化処理の水焼入れから保持
処理までの時間が長い押出素材（比較法４）では、時間
経過に伴った硬さの変化はないものの、硬さ自体が比較
法１の１０００時間後とほぼ同じレベルであった。これ
に対し、本発明に従った条件下で保持処理した押出素材
では、時間経過に伴った硬さの上昇が実質的にみられな
かった。このことから、保持処理によって自然時効の進
行が抑制されていることが判る。
〜１２にそれぞれ示す。表６〜１２から明らかなよう
に、Ｎｏ．１〜７の何れの合金においても、保持処理し
ていない押出素材（比較法１）及び保持処理温度が低い
押出素材（比較法２）では、時間経過と共に自然時効が
進行し、硬さが増加していた。保持処理温度が高すぎる
押出素材（比較法３）や溶体化処理の水焼入れから保持
処理までの時間が長い押出素材（比較法４）では、時間
経過に伴った硬さの変化はないものの、硬さ自体が比較
法１の１０００時間後とほぼ同じレベルであった。これ
に対し、本発明に従った条件下で保持処理した押出素材
では、時間経過に伴った硬さの上昇が実質的にみられな
かった。このことから、保持処理によって自然時効の進
行が抑制されていることが判る。
【００３１】
【００３２】
【００３３】
【００３４】
【００３５】
【００３６】
【００３７】
【００３８】実施例４：溶体化処理→焼入れ→保持処理
→冷間鍛造→時効処理 実施例３の発明法１〜３で保持処理した後、鍛造用押出
素材を外径７０ｍｍ，肉厚９ｍｍ，長さ９０ｍｍの有底
円筒形状（図４ａ）に鍛造荷重３５０トンで冷間鍛造し
た。得られた冷間鍛造品に時効処理（１８０℃×４時間
→空冷）を施した後、冷間鍛造品の機械的強度及び歪み
量を測定した。歪み量の測定では、図４（ｂ）に示すよ
うに時効処理後の冷間鍛造品を定盤の上に載せ、定盤と
冷間鍛造品との間にできた隙間を歪み量として測定し
た。比較のため、押出加工後→焼鈍→冷間鍛造→溶体化
処理→時効処理の工程（比較法５）で製造された冷間鍛
造品についても同様に機械的強度及び歪み量を測定し
た。表１３の測定結果にみられるように、本発明に従っ
て製造された冷間鍛造品は、歪み量が極めて少なく、機
械的強度も高くなっていることが判る。機械的強度の上
昇は、比較法５で製造された冷間鍛造品に比較し、時効
処理による硬化に加えて冷間鍛造による加工硬化が強度
改善に有効に働いていることを意味する。
→冷間鍛造→時効処理 実施例３の発明法１〜３で保持処理した後、鍛造用押出
素材を外径７０ｍｍ，肉厚９ｍｍ，長さ９０ｍｍの有底
円筒形状（図４ａ）に鍛造荷重３５０トンで冷間鍛造し
た。得られた冷間鍛造品に時効処理（１８０℃×４時間
→空冷）を施した後、冷間鍛造品の機械的強度及び歪み
量を測定した。歪み量の測定では、図４（ｂ）に示すよ
うに時効処理後の冷間鍛造品を定盤の上に載せ、定盤と
冷間鍛造品との間にできた隙間を歪み量として測定し
た。比較のため、押出加工後→焼鈍→冷間鍛造→溶体化
処理→時効処理の工程（比較法５）で製造された冷間鍛
造品についても同様に機械的強度及び歪み量を測定し
た。表１３の測定結果にみられるように、本発明に従っ
て製造された冷間鍛造品は、歪み量が極めて少なく、機
械的強度も高くなっていることが判る。機械的強度の上
昇は、比較法５で製造された冷間鍛造品に比較し、時効
処理による硬化に加えて冷間鍛造による加工硬化が強度
改善に有効に働いていることを意味する。
【００３９】
【００４０】実施例５：ダイス端焼入れ→保持処理→冷
間鍛造→時効処理 合金番号１のアルミニウム合金ビレットを均質化処理し
た後、４７０℃まで加熱して押出加工した。押出加工機
のダイスから出てきた直後の押出材に、冷却速度１００
０℃／分で室温まで冷却するダイス端焼入れを施した。
ダイス端焼入れ後から６時間が経過した時点で、昇温速
度３００℃／時で昇温して１２０℃に５分保持した後、
冷却速度６０℃／分で空冷した（発明法４）。得られた
冷間鍛造用素材の硬さを、ダイス端焼入れから所定時間
経過ごとに測定した。測定結果を示す表１４にみられる
ように、時間経過に伴って硬さが実質的に上昇すること
はなく、自然時効の進行が抑制されていることが判る。
比較のため、ダイス端焼入れ後に保持処理を施すことな
く冷間鍛造に供した押出素材（比較法６）についても、
同様に硬さの経時変化を調査した。この場合には、時間
経過に応じて自然時効が進行し、硬さが増加していた。
間鍛造→時効処理 合金番号１のアルミニウム合金ビレットを均質化処理し
た後、４７０℃まで加熱して押出加工した。押出加工機
のダイスから出てきた直後の押出材に、冷却速度１００
０℃／分で室温まで冷却するダイス端焼入れを施した。
ダイス端焼入れ後から６時間が経過した時点で、昇温速
度３００℃／時で昇温して１２０℃に５分保持した後、
冷却速度６０℃／分で空冷した（発明法４）。得られた
冷間鍛造用素材の硬さを、ダイス端焼入れから所定時間
経過ごとに測定した。測定結果を示す表１４にみられる
ように、時間経過に伴って硬さが実質的に上昇すること
はなく、自然時効の進行が抑制されていることが判る。
比較のため、ダイス端焼入れ後に保持処理を施すことな
く冷間鍛造に供した押出素材（比較法６）についても、
同様に硬さの経時変化を調査した。この場合には、時間
経過に応じて自然時効が進行し、硬さが増加していた。
【００４１】
【００４２】ダイス端焼入れからの経過時間が異なる各
押出素材を用いて、図４（ａ）に示す形状に鍛造荷重３
５０トンで冷間鍛造した後、１８０℃×４時間→空冷の
時効処理を施した。時効処理された冷間鍛造品の機械的
強度及び歪み量を実施例１と同様に測定し、ダイス端焼
入れからの経過時間が機械的強度及び歪み量に及ぼす影
響を調査した。表１５の調査結果から明らかなように、
本発明に従って保持処理された押出素材から得られた冷
間鍛造品は、ダイス端焼入れから冷間鍛造までの経過時
間に拘わらず、ほとんど歪みがなかった。他方、保持処
理することなく冷間鍛造した場合では、ダイス端焼入れ
から冷間鍛造までの経過時間が長くなるに従って歪み量
が増加する傾向がみられた。この結果から、本発明によ
るとき、機械的性質が安定し且つ冷間鍛造後の仕上げ切
削を省略できる冷間鍛造品が得られることが判る。
押出素材を用いて、図４（ａ）に示す形状に鍛造荷重３
５０トンで冷間鍛造した後、１８０℃×４時間→空冷の
時効処理を施した。時効処理された冷間鍛造品の機械的
強度及び歪み量を実施例１と同様に測定し、ダイス端焼
入れからの経過時間が機械的強度及び歪み量に及ぼす影
響を調査した。表１５の調査結果から明らかなように、
本発明に従って保持処理された押出素材から得られた冷
間鍛造品は、ダイス端焼入れから冷間鍛造までの経過時
間に拘わらず、ほとんど歪みがなかった。他方、保持処
理することなく冷間鍛造した場合では、ダイス端焼入れ
から冷間鍛造までの経過時間が長くなるに従って歪み量
が増加する傾向がみられた。この結果から、本発明によ
るとき、機械的性質が安定し且つ冷間鍛造後の仕上げ切
削を省略できる冷間鍛造品が得られることが判る。
【００４３】
【００４４】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の冷間鍛
造品は、結晶粒を０．５ｍｍ以下に規制することによ
り、結晶方位の相違に起因する偏った光反射がなくなる
ので、見栄えの良い表面状態を呈する。微細な結晶粒
は、溶体化処理後に冷間鍛造し、該冷間鍛造品を時効処
理することにより、冷間鍛造加工後の鍛造品が再結晶温
度以上にならないようにして、再結晶を抑制することに
より得られる。また、溶体化処理と冷間鍛造との間に保
持処理工程を導入し、溶体化処理された冷間鍛造用押出
素材の自然時効を抑制するとき、溶質の過飽和固溶状態
を維持したまま押出素材が冷間鍛造され、後続する人工
時効によって強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，
ＣｕＡｌ2等の金属間化合物を適正な析出量で析出させ
ることができ、機械的強度が高く仕上げ切削が不要な冷
間鍛造品が得られる。しかも、冷間鍛造後に溶体化処理
を施さないため、冷間鍛造による加工硬化も強度向上に
有効利用される。このようにして製造された冷間鍛造品
は、ショックアブソーバのシリンダ等の機械構造部品と
して使用される。
造品は、結晶粒を０．５ｍｍ以下に規制することによ
り、結晶方位の相違に起因する偏った光反射がなくなる
ので、見栄えの良い表面状態を呈する。微細な結晶粒
は、溶体化処理後に冷間鍛造し、該冷間鍛造品を時効処
理することにより、冷間鍛造加工後の鍛造品が再結晶温
度以上にならないようにして、再結晶を抑制することに
より得られる。また、溶体化処理と冷間鍛造との間に保
持処理工程を導入し、溶体化処理された冷間鍛造用押出
素材の自然時効を抑制するとき、溶質の過飽和固溶状態
を維持したまま押出素材が冷間鍛造され、後続する人工
時効によって強度向上に有効なＭｇ2Ｓｉ，過剰Ｓｉ，
ＣｕＡｌ2等の金属間化合物を適正な析出量で析出させ
ることができ、機械的強度が高く仕上げ切削が不要な冷
間鍛造品が得られる。しかも、冷間鍛造後に溶体化処理
を施さないため、冷間鍛造による加工硬化も強度向上に
有効利用される。このようにして製造された冷間鍛造品
は、ショックアブソーバのシリンダ等の機械構造部品と
して使用される。
【図１】 仕上げ切削を行う従来の製造ラインに従った
ヒートパターン
ヒートパターン
【図２】 冷間鍛造に先立って溶体化処理するヒートパ
ターン
ターン
【図３】 溶体化処理から冷間鍛造の間で押出素材を保
持処理することにより、自然時効の進行を抑制したヒー
トパターン
持処理することにより、自然時効の進行を抑制したヒー
トパターン
【図４】 本発明実施例で製造した冷間鍛造品のプロフ
ィール（ａ）及び時効処理後の冷間鍛造品に発生した歪
み量（ｂ）を示す図
ィール（ａ）及び時効処理後の冷間鍛造品に発生した歪
み量（ｂ）を示す図
【図５】 本発明に従った鍛造品をエッチングした後で
観察した金属組織を、従来の鍛造品と比較した組織写真
観察した金属組織を、従来の鍛造品と比較した組織写真
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ ６２３ ６２３ ６３０ ６３０Ａ ６７０ ６７０ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ａ ６８４Ｃ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 河合 秀信 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 岡庭 茂 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 石山 喬 東京都品川区東品川二丁目２番20号 日本 軽金属株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．３〜１．３質量％，Ｍｇ：
０．４〜１．３質量％，Ｃｕ：０．１〜０．５質量％，
Ｆｅ：０．１〜０．５質量％，Ｃｒ：０．０４〜０．４
質量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、表面
に露出した結晶粒の最大粒径が０．５ｍｍ以下である外
観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷
間鍛造品。 - 【請求項２】 更にＭｎ：０．０５〜０．８質量％，Ｚ
ｒ：０．０５〜０．４質量％，Ｖ：０．０３〜０．４質
量％，Ｓｎ：０．０１〜０．４質量％，Ｔｉ：０．００
１〜０．０３質量％，Ｂ：０．００３〜０．０３質量％
の１種又は２種以上を含む請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の組成をもつアルミ
ニウム合金押出材を５２０〜５８０℃で１〜１０時間保
持した後、冷却速度２００℃／分以上で焼入れし、冷間
鍛造後に１６０〜２２０℃で１〜１２時間保持する時効
処理を施すことを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金冷間鍛造品の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１又は２記載の組成をもつビレッ
トを４５０〜５６０℃に加熱して押出加工し、押出直後
に冷却速度２００℃／分以上で焼入れし、冷間鍛造後に
１６０〜２２０℃で１〜１２時間保持する時効処理を施
すことを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
金冷間鍛造品の製造方法。 - 【請求項５】 焼入れと冷間鍛造との間で、８０〜１５
０℃でアルミニウム合金押出材を５〜６００秒保持する
請求項３又は４記載の製造方法。
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| JP16909099 | 1999-06-16 | ||
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