JP2002348631A

JP2002348631A - アルミニウム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造鍛造用アルミニウム合金、アルミニウム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造鍛造品、及び、その製造方法

Info

Publication number: JP2002348631A
Application number: JP2001152658A
Authority: JP
Inventors: Shuji Inoue; 修次井上; Tomohiro Aikawa; 智広相川
Original assignee: Aisin Seiki Co Ltd
Current assignee: Aisin Corp
Priority date: 2001-05-22
Filing date: 2001-05-22
Publication date: 2002-12-04

Abstract

(57)【要約】【課題】高強度であり、耐ＳＣＣ性と製造コストを改善
するのに有利なＡｌーＺｎーＭｇ系の鋳造鍛造用合金、
ＡｌーＺｎーＭｇ系の鋳造鍛造品、ＡｌーＺｎーＭｇ系
の鋳造鍛造品の製造方法を提供する。【解決手段】ＡｌーＺｎーＭｇ系の鋳造鍛造用合金は、
質量％で、亜鉛：３〜５％、マグネシウム：１〜３％、
銅：０．２０〜１．０％、チタン：０．１５〜０．３０
％、ジルコニウム：０．１０〜０．４０％、シリコン：
０．３０％以下、鉄：０．５０％以下、残部がアルミニ
ウム及び不可避不純物からなり、鋳造性及び鍛造性に優
れたことを特徴とするものである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶湯を注湯して凝
固させて形成した最終製品形状に類似した形状を有する
鋳造材を強圧して鍛造を施すアルミニウム−亜鉛−マグ
ネシウム系の鋳造鍛造用アルミニウム合金、アルミニウ
ム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造鍛造品、及び、鋳造鍛
造品の製造方法に関する。本発明は軽量化の他に高強
度、高靱性及び耐応力腐食割れ性を要請されるアルミニ
ウム合金に適用できる。

【０００２】

【従来の技術】従来、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金が、良好
な耐食性、耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性ともい
う）、適度な強度を兼ね備えていることから、広い分野
で使用されている。この種の合金においては、鍛造用合
金として６０６１合金、鋳造用合金としてＡＣ４ＣＨが
ＪＩＳ規格の代表的な合金である。

【０００３】しかしながら、上記した鍛造用合金では、
強度や伸び、信頼性に優れている反面、通常は押出棒で
ある素材を、複数工程（荒地鍛造、仕上げ鍛造など）を
経て鍛造するため、鍛造費が高く、最終的な製造コスト
が必然的に高くなる。更に鍛造１回の成形能には限界が
あるため、一般的には、目標類似形状を得るまでの荒地
鍛造は複数回実施される。また上記した鍛造用合金は鍛
造限界もあり、薄肉複雑な形状には不向きであった。

【０００４】一方、上記した鋳造用合金は、溶湯を成形
型のキャビティに注湯して形成されるため、低コストで
薄肉複雑な形状を容易に造形できる反面、強度や伸びが
必ずしも充分ではなく、上記鍛造用合金に比較して信頼
性に欠ける問題があった。

【０００５】また、上記した鋳造用合金を鍛造しようと
しても、塑性加工性が悪いため、鍛造割れ等の鍛造欠陥
を発生し易い。また逆に、鍛造用合金を用いて鋳造しよ
うとしても、湯流れ、引け、鋳造割れ等が発生し易く、
鋳造性が悪い。

【０００６】そこで、近年、鋳造性及び鍛造性の双方を
有するアルミニウム系合金の溶湯を用い、製品最終形状
に類似した形状を有する鋳造材を鋳造で成形し、その鋳
造材を強圧して鍛造を施すことによって、高コストを誘
発する鍛造工程における鍛造回数を低減させつつ、鍛造
品並みの引張強度や伸び等の機械的性質を得、これによ
り高信頼性を従来の鍛造品よりも低コストで得んとする
試みの鋳造鍛造用アルミニウム合金、及び、鋳造鍛造品
の製造方法がＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系で開発されている（特
開平５−９６３７号公報、特開平６−７３４８２号公
報、特開平９−２７２９４１号公報）。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】ところで、近年、更な
る軽量化及び高強度化が要請されている。これらのニー
ズに対し、上記したＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金とした鋳造
鍛造用アルミニウム合金では、強度面で必ずしも充分で
はなく、一層の高強度化が要請されている。

【０００８】また、高力アルミニウム合金としてはＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（ＪＩＳ７０００系）が知られて
いる。この合金の鍛造品は航空機部品等に使用されてい
るが、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に問題があり、
用途の制限が大きかった。

【０００９】これに対して、特開平１０−１７５８号公
報に係るＡｌ合金において、実施例ではＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系合金（７０５０合金）の鍛造品に複雑な熱処理を施
すことで、耐ＳＣＣ性を向上している。しかし、最小製
品形状に類似した形状に至る造形を鋳造ではなく、冷間
鍛造によって行っているため、薄肉複雑な形状の製品を
安価に得ることは困難であった。鍛造では鍛造限界の関
係上、薄肉複雑な形状の製品を形成しにくく、鍛造コス
トも鋳造コストよりも高いからである。

【００１０】本発明は上記した実情に鑑みてなされたも
のであり、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金（鍛造品、鋳
造品、鋳造鍛造品）に対して高強度であり、且つ、従来
のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の鍛造品の課題である耐ＳＣ
Ｃ性と製造コストを改善するのに有利なＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系の鋳造鍛造用合金、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造
品、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造品の製造方法を提供
することを課題とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】第１発明に係るＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造用合金は、質量％で、亜鉛：３〜
５％、マグネシウム：１〜３％、銅：０．２０〜１．０
％、チタン：０．１５〜０．３０％、ジルコニウム：
０．１０〜０．４０％、シリコン：０．３０％以下、
鉄：０．５０％以下、残部がアルミニウム及び不可避不
純物からなることを特徴とする鋳造性及び鍛造性に優れ
たＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造用合金である。

【００１２】この場合、任意成分として、マンガン：
０．２０〜０．７０％及びクロム：０．２０〜０．６０
％のうちの１種または２種を含むことができる。

【００１３】第２発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造
鍛造品は、請求項１または請求項２に係る鋳造鍛造用ア
ルミニウム合金の溶湯を鋳造して形成した鋳造材を強圧
して鍛造を施して形成したことを特徴とする鋳造性及び
鍛造性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造品であ
る。鍛造は熱間鍛造が好ましいが、場合によっては温間
鍛造、冷間鍛造でも良い。熱間鍛造は再結晶温度以上で
の鍛造を意味する。

【００１４】第３発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造
鍛造品の製造方法は、請求項１または請求項２に係る鋳
造鍛造用アルミニウム合金の溶湯を成形型のキャビティ
に注湯し、最終製品に類似した形状を有する鋳造材を形
成する鋳造工程と、鋳造材を強圧して鍛造する鍛造工程
とを順に実施することを特徴とする鋳造性及び鍛造性に
優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛造品の製造方法であ
る。鋳造工程では、溶湯を成形型のキャビティに注湯し
てキャビティ内で凝固させることにより、最終製品に類
似した形状を有する鋳造材を形成する。成形型としては
金型、砂型等を採用できる。

【００１５】このように最終製品に類似した形状を有す
る鋳造材を形成する鋳造工程を経るため、従来の荒地鍛
造を廃止またはその回数を低減させることができる。鍛
造工程としては熱間鍛造が好ましいが、場合によっては
温間鍛造、冷間鍛造でも良い。熱間鍛造する場合には、
本発明に係る鋳造材の温度を再結晶温度以上とする。一
般的には３８０〜４８０℃とする。本発明に係る製造方
法によれば、鋳造材の形状が最終製品形状に類似した形
状であるため、鍛造工程における荒地鍛造の回数を低減
または廃止でき、鍛造の回数を低減するのに有利であ
る。

【００１６】本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の鋳造鍛
造用合金は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系ではなく、Ａｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系である。本発明に係る好ましい形態によれば、
鍛造工程において圧下率としては１５％以上とすること
ができる。圧下率１５％以上であれば、機械的性質の改
善に有効である。殊に、後述の表３に例示するように、
伸び及び疲労強度の改善に有効である。圧下率として
は、好ましくは３０％以上、より好ましくは５０％以上
を採用できる。鍛造の際に鍛造割れ等を抑えることがで
きれば、圧下率は更に高めることができる。

【００１７】本発明に係る合金、本発明に係る鋳造鍛造
品、本発明に係る製造方法によれば、鍛造工程を実施し
た後に、合金、鋳造鍛造品を溶体化処理温度に加熱する
溶体化処理を行なった後に急冷（一般的には常温まで急
冷）し、更に加熱して時効処理を行うことが好ましい。
これにより機械的性質の一層の向上を図り得る。溶体化
処理温度としては一般的には４４０〜４８０℃を採用で
きる。なお時効処理としては、一段の時効処理でも良い
し、二段の時効処理でも良い。また常温に長時間放置し
て時効硬化させるものでも良い。

【００１８】また本発明に係る好ましい形態によれば、
二段の時効処理の場合には次のように行い得る。即ち、
鍛造工程の後に、４４０〜４８０℃で溶体化処理した
後、急冷し、その後、１００〜１４０℃の範囲の処理温
度で一段目の時効処理を行い、次に、一段目の時効処理
の処理温度よりも２０〜５０℃高温の温度で且つ１８０
℃を越えない温度で二段目の時効処理を行う形態を採用
することができる。この場合、二段目の時効処理の処理
温度を、１８０℃を越えない温度で、一段目の時効処理
の処理温度よりも高くする。１８０℃を越えると、時効
硬化が低減される。上記したようにすれば、図５に例示
するように、時効硬さを確保しつつ短時間で時効処理を
行い得る。合金の組成やサイズや形状にもよるが、４４
０〜４８０℃で溶体化処理する時間としては０．５〜３
０時間を例示でき、一段目の時効処理の時間としては３
〜４８時間を例示でき、二段目の時効処理の時間として
は３〜４８時間を例示できる。本発明に係るＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系の鋳造鍛造用合金における組成の限定理由につ
いて説明を加える。

【００１９】・Ｚｎ：３〜５％Ｚｎは機械的性質の向上に有効である。Ｚｎが不足の場
合には機械的性質が不足する。Ｚｎが過剰の場合には、
鋳造割れ等が発生し易くなり、鋳造性、鍛造性、耐応力
腐食割れ性、伸びが低下する。そこでＺｎは３〜５％と
している。Ｚｎは好ましくは３．５〜４．５％、より好
ましくは３．７〜４．２％を採用できる。また上記した
事情を考慮して上記範囲内においてＺｎの下限値として
は３．２％、３．４％等を採用でき、下限値と対応する
Ｚｎの上限値としては４．８％、４．５％等を採用でき
る。なお本明細書では特に断らない限り、％は質量％
（=重量％）を意味する。

【００２０】・Ｍｇ：１〜３％Ｍｇは機械的性質の向上に有効である。Ｍｇが不足の場
合には機械的性質が不足する。Ｍｇが過剰の場合には鋳
造性、鍛造性、耐応力腐食割れ性、伸びが低下する。そ
こでＭｇは１〜３％としている。Ｍｇは合金の押出性を
低下させるため、溶湯を凝固させてビレット素材の形成
→ビレット素材の押出→押出材の鍛造を経る場合には、
Ｍｇは減少させることが好ましい。しかし本発明合金で
はアルミニウム合金の溶湯を鋳造し、最終形状に類似す
る鋳造材を直接的に得て、その鋳造材を強圧して鍛造す
るため、押出工程でビレット素材を形成する工程が廃止
されるため、押出性の制約がなく、よって押出性の制約
からＭｇを減少させずとも良い。従ってＭｇが上記含有
量に確保されている。上記した事情を考慮してＭｇは好
ましくは１．８〜２．５％、より好ましくは２．０〜
２．３％を採用できる。また上記した事情を考慮して上
記範囲内においてＭｇの下限値としては１．２％、１．
５％等を採用でき、下限値と対応するＭｇの上限値とし
ては２．８％、２．６％等を採用できる。

【００２１】・Ｃｕ：０．２０〜１．０％Ｃｕは機械的性質の向上、耐応力腐食割れ性の改善に有
効である。Ｃｕが不足の場合には機械的性質が不足し、
耐応力腐食割れ性の改善が不足する。Ｃｕが過剰の場合
には耐食性、伸びが低下する。そこでＣｕは０．２０〜
１．０％としている。Ｃｕは好ましくは０．３０〜０．
７０％、より好ましくは０．４５〜０．６０％を採用で
きる。また上記した事情を考慮して上記範囲内において
Ｃｕの下限値としては０．２５％、０．３０％等を採用
でき、下限値と対応するＣｕの上限値としては０．９
％、０．８％等を採用できる。

【００２２】・Ｔｉ：０．１５〜０．３０％Ｔｉは凝固組織の結晶粒の微細化に有効である。Ｔｉが
不足の場合には結晶粒が粗大となって、鋳造時の割れ、
鍛造時の肌荒れが生じる。Ｔｉを過剰としても、効果が
頭打ちになり、さらに不溶性化合物が増加して機械的性
質が劣化する。そこでＴｉは０．１５〜０．３０％とし
ている。Ｔｉは好ましくは０．１６〜０．２７％、０．
２２〜０．２７％を採用できる。上記した事情を考慮し
て上記範囲内においてＴｉの下限値としては０．１６％
等を採用でき、下限値と対応するＴｉの上限値としては
０．２８％等を採用できる。

【００２３】・Ｚｒ：０．１０〜０．４０％Ｚｒは本発明合金の特徴の一つであり、熱処理等の加熱
時における再結晶の防止に有効であり、ひいては耐応力
腐食割れ性、機械的性質の確保に有効である。殊に熱処
理の際の再結晶の防止に有効である。Ｚｒが不足の場合
には熱処理等において加熱されると再結晶組織となっ
て、結晶粒が粗大化し、耐応力腐食割れ性、機械的性質
が劣化する。Ｚｒが過剰の場合には効果が頭打ちにな
り、さらに不溶性化合物が増加して機械的性質が劣化す
る。そこでＺｒは０．１０〜０．４０％としている。Ｚ
ｒは好ましくは０．１０〜０．３５％、０．１２〜０．
３５％、０．１７〜０．２５％を採用できる。上記した
事情を考慮して上記範囲内においてＺｒの下限値として
は０．１１％、０．１３％等を採用でき、下限値と対応
するＺｒの上限値としては０．３９％、０．３８％等を
採用できる。

【００２４】・任意成分としてＭｎ：０．２０〜０．７
０％、Ｃｒ：０．２０〜０．６０％の１種または２種Ｍｎ，Ｃｒは本発明に係る合金において任意成分であ
り、熱処理等の加熱時における再結晶化の防止に有効で
あり、更に耐応力腐食割れ性、機械的性質の向上に有効
である。Ｍｎ，Ｃｒが過剰の場合にはその効果が頭打ち
になり、さらに不溶性化合物が増加して機械的性質が劣
化することがある。好ましくはＭｎは０．２５〜０．５
５％、０．２５〜０．４５％を採用でき、Ｃｒは０．２
５〜０．５０％、０．２５〜０．４０％を採用できる。
なお、Ｍｎ及びＣｒはそれぞれ単独で含有されていても
良いし、双方含有されていても良い。

【００２５】・Ｓｉ：０．３０％以下、Ｆｅ：０．５０
％以下Ｓｉ，Ｆｅはアルミニウムの精錬及び鋳造の過程で混入
し易い不純物であり、含有量が多くなると機械的性質を
劣化させる。好ましくはＳｉは０．２５％以下、０．１
０％以下が好ましく、Ｆｅは０．３５％以下、０．２５
％以下が好ましい。

【００２６】

【発明の実施の形態】本発明を具体化した実施形態につ
いて比較形態と共に図面を参照して説明する。

【００２７】（実施形態１）化学成分の影響表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解温
度７５０℃で溶製した。その溶湯を金型試験片鋳型（Ｊ
ＩＳＨ５２０２付図１，鋳型温度１５０℃）に鋳造
し、凝固させ、鋳造材を得た。なお、代表的な鍛造用素
材である６０６１合金（ＪＩＳ）の化学成分の範囲も併
せて表１に示す。表１から理解できるよう、比較合金Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．５は、本発明合金の組成と類似するもの
の、本発明合金よりもＺｒ量が少ない。

【００２８】得られた鋳造材から、圧下率３０％の鍛練
を加えるため、幅１９．７ｍｍ、厚み２４．３ｍｍの矩
形断面で長さ８８ｍｍの試験片を切出し、切出材を得
た。切出材について、図１（Ａ）（Ｂ）に示す形状の鍛
造用金型（上型１００，下型１２０，鍛造キャビティ１
３０）にて強圧して熱間鍛造し、鍛造材とした。この場
合、熱間鍛造の直前に、熱間鍛造対象物である切出材を
熱間状態（約４３０℃）に加熱した。切出材の鍛造温度
は約４００℃、鍛造用金型の型温は約２００℃とした。
なお、圧下率（％）は〔１−（鍛造後の厚み／鍛造前の
厚み）×１００〕で定義される。

【００２９】上記した鍛造材を大気雰囲気で４５０℃で
６時間加熱保持し、溶体化処理を行った。その後、鍛造
材を８０℃の温水にて急冷した。次に、人工時効処理を
行った。即ち、一段目の時効処理として１２０℃で２４
時間加熱し、二段目の時効処理として１５０℃（一段目
の時効処理の温度よりも３０℃高温）で２４時間加熱し
た。

【００３０】上記したように熱処理を施した鍛造材か
ら、図２に示す形状を有する引張試験片２００、図３
（Ａ）（Ｂ）に示す形状を有するＳＣＣ試験片３００を
それぞれ採取した。そして引張試験片２００について引
張試験を実施し、ＳＣＣ試験片３００について応力腐食
割れ試験（ＳＣＣ試験）を実施した。ＳＣＣ試験片３０
０は、ＳＣＣ感受性が高くなるように、鍛造材の型割線
上に試験部が位置し、メタルフローに対して垂直に試験
応力が付与する方向に採取した。上記したＳＣＣ試験
は、ボルト締めによる曲げでＳＣＣ試験片３００の試験
部表面に約２５０ＭＰａの引張応力を付与し、そのＳＣ
Ｃ試験片３００を沸騰クロム酸水溶液に浸漬して、割れ
発生までの時間を測定した。沸騰クロム酸水溶液につい
ては、組成は３６ｇ／リットルＣｒＯ₃−３０ｇ／リッ
トルＫ₂Ｃｒ₂Ｏ₇−３ｇ／リットルＮａＣｌとし、温
度は９０℃以上とした。沸騰クロム酸水溶液を用いたの
は、本発明合金は優れた耐ＳＣＣ性を有するため、通常
の腐食性水溶液では応力腐食割れが発生しにくいためで
ある。

【００３１】上記した引張試験、ＳＣＣ試験の試験結果
を表２に示す。なお、上記した６０６１系における代表
的な鍛造品であるＡ６０６１ＦＤ−Ｔ６（６０６１の代
表例）の試験結果についても、表２に併せて示す。

【００３２】表２に示すように、引張強さ、０．２％耐
力、伸びといった機械的性質については、本発明合金Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．７は比較合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５と大差
はなかった。

【００３３】また、耐ＳＣＣ性を示す割れ発生時間につ
いては、本発明合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７では５００分以
上であり、耐ＳＣＣ性が優れていた。これに対して比較
合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５では２０〜１２０分であり、割
れ発生までの時間が短かく、耐ＳＣＣ性は劣っていた。
このように本発明合金は比較合金よりも耐ＳＣＣ性に優
れていた。

【００３４】また、本発明合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７につ
いては、従来合金のＡ６０６１ＦＤ−Ｔ６に比較して、
伸び及び耐ＳＣＣ性がほぼ同等であるものの、引張強
さ、０．２％耐力が大幅に優れていた。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】（実施形態２）圧下率の影響表１に示す本発明合金Ｎｏ．１の化学成分を有するアル
ミニウム合金を用い、実施形態１の場合と同様の方法で
鋳造材を得た。更に、得られた鋳造材から、所定の圧下
率が得られるよう厚みを設定した幅１９．７ｍｍの矩形
断面で長さ８８ｍｍの切出片を切出した。そして実施形
態１の場合と同様の方法で切出片を加熱した状態で強圧
して熱間鍛造し、鍛造材を得た。更に鍛造材について実
施形態１の場合と同条件で熱処理（溶体化処理、急冷処
理、一段目の時効処理、二段目の時効処理）を施した。
その後、図２に示す形状を有する引張試験片２００、図
４に示す形状を有する回転曲げ疲労試験片５００を採取
した。そして引張試験片２００について引張試験を実施
し、回転曲げ疲労試験片５００について回転曲げ疲労試
験（１０⁷サイクル）を実施した。

【００３８】得られた試験結果を表３に示す。表３に示
すように、鍛造工程における圧下率が増加するにつれ
て、引張強さ、伸び、疲労強度が向上していた。ここで
引張強さについては、１５％程度の圧下率では圧下率５
０％の場合と遜色がなくなる。しかし、鍛造工程におけ
る圧下率が増加すれば、伸び及び疲労強度が更に上昇し
ていた。従って本発明に合金において鋳造鍛造品の伸び
及び疲労強度を重視する場合には、鍛造工程における圧
下率を１５％以上に高めることが有効である。鋳造鍛造
品の優れた疲労強度を確保するためには圧下率３０％以
上が好ましい。更に優れた疲労強度を確保するためには
４０％以上、５０％以上が好ましい。

【００３９】

【表３】

【００４０】（実施形態３）二段時効の影響表１に示す本発明合金Ｎｏ．１の化学成分を有するアル
ミニウム合金を用い、実施形態１の場合と同様の方法で
鍛造材を得た。そして鍛造材を４５０℃で６時間保持し
て溶体化処理した後、８０℃の温水にて急冷し、第１試
験片〜第５試験片を形成した。その後、その第１試験片
について１２０℃の等温保持した時効処理を行った。第
２試験片については、１５０℃に等温保持して時効処理
を行った。また第３試験片については１７０℃に等温保
持して時効処理を行った。第４試験片については、一段
目の時効処理を１２０℃で２４時間保持して行った後、
二段目の時効処理を１５０℃で等温保持して行った。ま
た第５試験片については、一段目の時効処理を１２０℃
で２４時間保持して行った後、二段目の時効処理を１７
０℃で等温保持して行った。上記した時効処理は大気雰
囲気で行った。

【００４１】これらの各試験片について硬さ変化を測定
した。測定結果を図５の特性線Ａ〜特性線Ｅとして示
す。図５の特性線Ａに示すように、１２０℃の一段時効
では１００時間を要しても試験片はピ−ク硬度に達しな
かった。図５の特性線Ｂ、特性線Ｃに示すように、１５
０℃の時効処理、１７０℃の時効処理では、短時間でピ
ーク硬度に達するものの、硬度自体は必ずしも充分では
なく、充分に満足できる高強度は得られない。一方、人
工時効処理として一段目の時効処理を１２０℃で２４時
間、二段目の時効処理を１５０℃で行った場合は、図５
の特性線Ｄに示すように、比較的短時間で高いピーク硬
度が得られた。同様に、人工時効処理として一段目の時
効処理を１２０℃で２４時間、二段目の時効処理を１７
０℃で行った場合は、図５の特性線Ｅに示すように、比
較的短時間で高いピーク硬度が得られた。一般的には硬
度と機械的性質とは対応するため、硬度の確保は、機械
的性質の確保につながる。

【００４２】図５に示す結果によれば、上記した本発明
合金を用いる場合には、鍛造の後に４４０〜４８０℃で
溶体化処理した後、急冷し、その後、１００〜１４０℃
の範囲の処理温度で一段目の時効処理を行い、次に、一
段目の時効処理の処理温度よりも２０〜５０℃高温の温
度で且つ１８０℃を越えない温度で二段目の時効処理を
行えば、時効硬化性を高めるのに有効であることがわか
る。

【００４３】（適用形態）図６は適用形態を示す。この
場合には、鋳造工程においては、上記したＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系の鋳造鍛造用アルミニウム合金の溶湯を用い、そ
の溶湯を成形型（金型、砂型等）のキャビティに注湯し
た。成形型のキャビティは、最終製品である鋳造鍛造品
に類似した形状を有する。成形型のキャビティ内に注湯
した溶湯が凝固すれば、鋳造材５００が得られる。凝固
後に鋳造材５００を成形型から離型する。鋳造材５００
は、最終製品である鋳造鍛造品に類似した形状を有す
る。その後に、熱間状態（一般的には３８０〜４８０
℃）の鋳造材５００を鍛造型により所定の圧下率で強圧
して熱間鍛造する鍛造工程を実施し、鍛造材６００とす
る。鍛造工程直前の鋳造材５００としては、鋳造直後の
熱を有するものでも良いし、鋳造後に冷却して熱間状態
に再加熱したものでも良い。鍛造材６００は周囲にばり
部６１０を有する。そして、ばり部６１０をトリミング
処理により打ち抜き、鋳造鍛造品７００を得る。本適用
形態によれば、鋳造材５００は最終製品に類似した形状
を有するため、素材から目標荒地形状を得るまでの荒地
鍛造工程を廃止することができる。従って本適用形態で
は鍛造工程は仕上鍛造としての１回だけであり、コスト
高な鍛造コストの低減を図り得る。

【００４４】本発明に係る鋳造鍛造用アルミニウム合
金、鋳造鍛造品は、軽量性の他に高強度及び高靱性が要
請される部品（例えば車両部品）に適用することができ
る。例えば、車両のサスペンションアーム（アッパーア
ーム、ロアアーム、コントロールロッドなど）に適用で
き、更にナックルステアリング、アクチュエータボデ
ィ、デリバリーパイプ等に適用できる。

【００４５】図７〜図１１は各適用形態を示す。図７は
車両用のアッパーアームを示す。アッパーアームは、複
数のアーム部１０と、アーム部１０の先端に設けられた
筒部１１と、取付部１２とをもつ。図８は車両用のロア
アームを示す。ロアアームは、複数のアーム部２０と、
アーム部２０の先端に設けられた筒部２１と、取付部２
２とをもつ。図９は車両用のナックルステアリングを示
す。ナックルステアリングは、複数のアーム部３０と、
アーム部３０を繋ぐ筒部３１とをもつ。図１０は車両用
のアクチュエータボディを示す。アクチュエータボディ
は、箱状部４０で形成されている。図１１はフューエル
等を供給するデリバリーパイプを示す。デリバリーパイ
プは中央孔５０ａを有するパイプ部５０をもつ。これら
の各部品に本発明に係るアルミニウム合金、鋳造鍛造
品、本発明に係る製造方法を適用すれば、軽量性の他
に、高強度及び高靱性を図り得、更に耐応力腐食割れ性
を向上させ得る。なお本発明の用途は上記に限定される
ものではないことは勿論である。

【００４６】（他の例）上記した実施形態によれば、鍛
造後に二段の時効処理を行っているが、これに限られる
ものではなく、一段の時効処理でも良いし、常温に長時
間放置して時効硬化させるものでも良い。その他、本発
明は上記した且つ図面に示した例にのみ限定されるもの
ではなく、要旨を逸脱しない範囲内で、必要に応じて適
宜変更して実施できるものである。各表に記載した各合
金元素の含有量、合金の機械的性質等の物性値を上限値
または／及び下限値として各請求項に限定することによ
り本発明に係る技術的思想を特定することもできる。

【００４７】（付記）本明細書及び図面から次の技術的
思想も把握できる。［付記項１］引張強度が３８０ＭＰａ以上（または４０
０ＭＰａ以上）であることを特徴とする各請求項または
付記項に係る鋳造鍛造用アルミニウム合金、鋳造鍛造
品、鋳造鍛造品の製造方法。［付記項２］０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上（または
３５０ＭＰａ以上）であることを特徴とする各請求項ま
たは各付記項に係る鋳造鍛造用アルミニウム合金、鋳造
鍛造品、鋳造鍛造品の製造方法。［付記項３］伸びが１０％以上であることを特徴とする
各請求項または各付記項に係る鋳造鍛造用アルミニウム
合金、鋳造鍛造品、鋳造鍛造品の製造方法。

【００４８】

【発明の効果】本発明に係る鋳造鍛造用アルミニウム合
金、鋳造鍛造品、鋳造鍛造品の製造方法よれば、引張強
度、０．２％耐力、伸び等の機械的性質を向上させ得る
ばかりか、耐応力腐食割れ性についても向上させること
ができる。また最終製品に類似した形状を有する鋳造材
を鍛造する。このため、最終製品に類似した粗形材を鍛
造で形成する荒地鍛造を廃止したり、荒地鍛造の回数を
減少させたりすることができ、コスト高の鍛造コストの
低減を図り得る。

【図面の簡単な説明】

【図１】鍛造型の構成図であり、（Ａ）（Ｂ）はそれぞ
れ異なる方向の断面図である。

【図２】引張試験片の構成図である。

【図３】ＳＣＣ試験片の構成図であり、（Ａ）（Ｂ）は
それぞれ異なる方向からみた外観図である。

【図４】疲労試験片の構成図である。

【図５】時効処理の結果を示すグラフである。

【図６】適用形態に係り、鋳造鍛造品が製造される過程
を模式的に示す工程図である。

【図７】車両用のアッパーアームの斜視図である。

【図８】車両用のロアアームの斜視図である。

【図９】車両用のナックルステアリングの斜視図であ
る。

【図１０】車両用のアクチュエータボディの斜視図であ
る。

【図１１】フューエル等を供給するデリバリーパイプの
正面図である。

【符号の説明】

図中、５００は鋳造材、６００は鍛造材、７００は鋳造
鍛造品を示す。

───────────────────────────────────────────────────── 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 ６１１Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１６３０６３０Ａ６３０Ｂ６３０Ｃ６３０Ｇ６３０Ｋ６４０６４０Ａ６８３６８３６９１６９１Ｂ６９２６９２Ａ６９４６９４ＡＦターム(参考） 4E087 AA10 BA04 BA20 BA24 CA11 CB01 DB15 DB24 GA02 HA28 HA31 HA82

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、亜鉛：３〜５％、マグネシウ
ム：１〜３％、銅：０．２０〜１．０％、チタン：０．
１５〜０．３０％、ジルコニウム：０．１０〜０．４０
％、シリコン：０．３０％以下、鉄：０．５０％以下、
残部がアルミニウム及び不可避不純物からなることを特
徴とする鋳造性及び鍛造性に優れたアルミニウム−亜鉛
−マグネシウム系の鋳造鍛造用アルミニウム合金。
【請求項２】請求項１において、マンガン：０．２０〜
０．７０％及びクロム：０．２０〜０．６０％のうちの
１種または２種を含むことを特徴とする鋳造性及び鍛造
性に優れたアルミニウム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造
鍛造用アルミニウム合金。
【請求項３】請求項１または請求項２に係る鋳造鍛造用
アルミニウム合金の溶湯を鋳造して形成した最終製品に
類似した形状を有する鋳造材を強圧して鍛造を施して形
成したことを特徴とする鋳造性及び鍛造性に優れたアル
ミニウム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造鍛造品。
【請求項４】請求項１または請求項２に係る鋳造鍛造用
アルミニウム合金の溶湯を成形型のキャビティに注湯
し、最終製品に類似した形状を有する鋳造材を形成する
鋳造工程と、前記鋳造材を強圧して鍛造する鍛造工程と
を順に実施することを特徴とする鋳造性及び鍛造性に優
れたアルミニウム−亜鉛−マグネシウム系の鋳造鍛造品
の製造方法。
【請求項５】請求項４において、前記鍛造工程におい
て、圧下率は１５％以上であることを特徴とする鋳造性
及び鍛造性に優れたアルミニウム−亜鉛−マグネシウム
系の鋳造鍛造品の製造方法。
【請求項６】請求項４または請求項５において、前記鍛
造工程の後に、４４０〜４８０℃で溶体化処理した後、
急冷し、その後、１００〜１４０℃の範囲の処理温度で
一段目の時効処理を行い、次に、一段目の時効処理の処
理温度よりも２０〜５０℃高温の温度で且つ１８０℃を
越えない温度で二段目の時効処理を行うことを特徴とす
る鋳造性及び鍛造性に優れたアルミニウム−亜鉛−マグ
ネシウム系の鋳造鍛造品の製造方法。