JPH09249953A - アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 - Google Patents
アルミ押出し材鍛造製品の製造方法Info
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- JPH09249953A JPH09249953A JP8333296A JP8333296A JPH09249953A JP H09249953 A JPH09249953 A JP H09249953A JP 8333296 A JP8333296 A JP 8333296A JP 8333296 A JP8333296 A JP 8333296A JP H09249953 A JPH09249953 A JP H09249953A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 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製
品を得る。 【解決手段】 Si:0.4〜0.8%,Cu:0.1
5〜0.4%,Mg:0.8〜1.2%及びCr:0.
04〜0.35%を含み、Fe:0.05〜0.7%,
Zn:0.25%以下に規制したアルミニウム合金の押
出し材を切断し、450〜500℃に加熱し、一次鍛造
直後の素材温度が440〜470℃となるように400
〜460℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度
500〜540℃に加熱し、二次鍛造直後の素材温度が
440〜470℃となるように400〜460℃に保持
した金型を使用して二次鍛造し、510〜545℃×2
〜6時間の溶体化処理,水冷後に160〜190℃×4
〜12時間の時効処理を施す熱処理を行う。使用するア
ルミニウム合金は、Ti:0.005〜0.15%,M
n:0.05〜0.3%,Zr:0.03%以下,B:
0.001〜0.01%を含むことができる。
処理後の組織をもち、機械的性質に異方性のない鍛造製
品を得る。 【解決手段】 Si:0.4〜0.8%,Cu:0.1
5〜0.4%,Mg:0.8〜1.2%及びCr:0.
04〜0.35%を含み、Fe:0.05〜0.7%,
Zn:0.25%以下に規制したアルミニウム合金の押
出し材を切断し、450〜500℃に加熱し、一次鍛造
直後の素材温度が440〜470℃となるように400
〜460℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度
500〜540℃に加熱し、二次鍛造直後の素材温度が
440〜470℃となるように400〜460℃に保持
した金型を使用して二次鍛造し、510〜545℃×2
〜6時間の溶体化処理,水冷後に160〜190℃×4
〜12時間の時効処理を施す熱処理を行う。使用するア
ルミニウム合金は、Ti:0.005〜0.15%,M
n:0.05〜0.3%,Zr:0.03%以下,B:
0.001〜0.01%を含むことができる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、機械的強度に優れた車
両用部品等のアルミ鍛造製品を製造する方法に関する。
両用部品等のアルミ鍛造製品を製造する方法に関する。
【0002】
【従来の技術】車両用等に使用される部品としては、鉄
系の材料が多用されていた。しかし、軽量化,燃費向
上,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。使用されるアルミニウム
合金としては、耐食性及び強度に優れていることが要求
されるため、一般的にAl−Mg−Si系合金を熱間鍛
造して製造されている。
系の材料が多用されていた。しかし、軽量化,燃費向
上,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。使用されるアルミニウム
合金としては、耐食性及び強度に優れていることが要求
されるため、一般的にAl−Mg−Si系合金を熱間鍛
造して製造されている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】ところが、従来のAl
−Mg−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。
−Mg−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】本発明の製造方法では、
Si:0.4〜0.8重量%,Cu:0.15〜0.4
重量%,Mg:0.8〜1.2重量%及びCr:0.0
4〜0.35重量%を含み、Fe:0.05〜0.7重
量%,Zn:0.25重量%以下に規制したアルミニウ
ム鋳塊を均質化処理した後、押出し直後の素材温度が4
40〜510℃となるように押出し、所定の長さに切断
する。1工程で熱間鍛造する場合には、鍛造直後の素材
温度が440〜470℃(好ましくは450〜460
℃)となるように鍛造し、次いで510〜545℃×2
〜6時間の加熱処理を施し、水冷後、160〜190℃
×4〜12時間の加熱処理を施す。
Si:0.4〜0.8重量%,Cu:0.15〜0.4
重量%,Mg:0.8〜1.2重量%及びCr:0.0
4〜0.35重量%を含み、Fe:0.05〜0.7重
量%,Zn:0.25重量%以下に規制したアルミニウ
ム鋳塊を均質化処理した後、押出し直後の素材温度が4
40〜510℃となるように押出し、所定の長さに切断
する。1工程で熱間鍛造する場合には、鍛造直後の素材
温度が440〜470℃(好ましくは450〜460
℃)となるように鍛造し、次いで510〜545℃×2
〜6時間の加熱処理を施し、水冷後、160〜190℃
×4〜12時間の加熱処理を施す。
【0005】形状が複雑で製造が多工程に及ぶ場合に
は、前述の組成をもつアルミニウム鋳塊を均質化処理し
た後、押出し直後の素材温度が440〜510℃となる
ように押し出し、切断し、該押出し材を450〜500
℃に加熱し、400〜460℃に保持した金型を使用し
て一次鍛造直後の素材温度が440〜470℃となるよ
うに一次鍛造し、再度一次鍛造品を500〜540℃に
加熱し、二次鍛造直後の素材温度が440〜470℃と
なるように400〜460℃に保持した金型を使用して
形状の複雑な製品に二次鍛造し、510〜545℃×2
〜6時間の溶体化処理,水冷後に160〜190℃×4
〜12時間の時効処理を施す熱処理を行い、所定の鍛造
品形状に機械加工する。すなわち、鍛造加工時の素材温
度を鍛造の回数に関係なく、440〜470℃の温度範
囲に維持することが重要である。使用するアルミニウム
合金は、Ti:0.005〜0.15重量%,Mn:
0.05〜0.3重量%,Zr:0.03重量%以下,
B:0.001〜0.01重量%を含むことができる。
は、前述の組成をもつアルミニウム鋳塊を均質化処理し
た後、押出し直後の素材温度が440〜510℃となる
ように押し出し、切断し、該押出し材を450〜500
℃に加熱し、400〜460℃に保持した金型を使用し
て一次鍛造直後の素材温度が440〜470℃となるよ
うに一次鍛造し、再度一次鍛造品を500〜540℃に
加熱し、二次鍛造直後の素材温度が440〜470℃と
なるように400〜460℃に保持した金型を使用して
形状の複雑な製品に二次鍛造し、510〜545℃×2
〜6時間の溶体化処理,水冷後に160〜190℃×4
〜12時間の時効処理を施す熱処理を行い、所定の鍛造
品形状に機械加工する。すなわち、鍛造加工時の素材温
度を鍛造の回数に関係なく、440〜470℃の温度範
囲に維持することが重要である。使用するアルミニウム
合金は、Ti:0.005〜0.15重量%,Mn:
0.05〜0.3重量%,Zr:0.03重量%以下,
B:0.001〜0.01重量%を含むことができる。
【0006】本発明で使用するアルミニウム合金に含ま
れる合金元素及びその含有量は、次の通りである。 Si:0.4〜0.8重量% 析出効果によってアルミニウム合金の強度を向上させる
元素である。Mgと併用添加しているので、T6処理時
の時効処理によってMg2 Si系化合物が析出し、強度
向上作用が得られる。このようなSi添加の作用は、S
i含有量が0.4重量%以上で顕著となる。しかし、
0.8重量%を超える多量のSi含有は、Siの粒界析
出に起因して粒界脆化が生じ易く、押出し性及び鍛造加
工性等を低下させる。 Cu:0.15〜0.4重量% マトリックスを固溶強化し、且つT6処理時の時効処理
によってCuAl2,Al−Cu−Mg系金属間化合物
も析出し、Mg2 Si析出による強度改善作用を促進さ
せる上で有効な合金元素であり、0.15重量%以上の
含有量が必要とされる。しかし、0.4重量%を超える
多量のCuを含有させると、焼入れ感受性が高くなり、
耐食性が劣化する。
れる合金元素及びその含有量は、次の通りである。 Si:0.4〜0.8重量% 析出効果によってアルミニウム合金の強度を向上させる
元素である。Mgと併用添加しているので、T6処理時
の時効処理によってMg2 Si系化合物が析出し、強度
向上作用が得られる。このようなSi添加の作用は、S
i含有量が0.4重量%以上で顕著となる。しかし、
0.8重量%を超える多量のSi含有は、Siの粒界析
出に起因して粒界脆化が生じ易く、押出し性及び鍛造加
工性等を低下させる。 Cu:0.15〜0.4重量% マトリックスを固溶強化し、且つT6処理時の時効処理
によってCuAl2,Al−Cu−Mg系金属間化合物
も析出し、Mg2 Si析出による強度改善作用を促進さ
せる上で有効な合金元素であり、0.15重量%以上の
含有量が必要とされる。しかし、0.4重量%を超える
多量のCuを含有させると、焼入れ感受性が高くなり、
耐食性が劣化する。
【0007】Mg:0.8〜1.2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。この析出効果を得るため、0.
8重量%以上のMg含有量が必要である。しかし、1.
2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。 Cr:0.04〜0.35重量% 再結晶粒の粗大化を抑制する上で重要な合金元素であ
り、0.04重量%以上の含有量が必要である。Crが
再結晶粒の成長を抑制する作用は、特に二次鍛造及びそ
の後のT6処理での溶体化処理時に発揮され、T6処理
後の組織を全面微細な組織にする。しかし、0.35重
量%を超えてCrを含有させるとき、加工性が低下す
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。この析出効果を得るため、0.
8重量%以上のMg含有量が必要である。しかし、1.
2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。 Cr:0.04〜0.35重量% 再結晶粒の粗大化を抑制する上で重要な合金元素であ
り、0.04重量%以上の含有量が必要である。Crが
再結晶粒の成長を抑制する作用は、特に二次鍛造及びそ
の後のT6処理での溶体化処理時に発揮され、T6処理
後の組織を全面微細な組織にする。しかし、0.35重
量%を超えてCrを含有させるとき、加工性が低下す
る。
【0008】Fe:0.05〜0.7重量% Feは、Al−Fe−Si系化合物となってマトリック
スに分散される。粗大なAl−Fe−Si系化合物は、
伸び及び耐食性に悪影響を与える。したがって、Fe含
有量の上限を0.7重量%に設定した。一方、0.05
重量%に満たないFe含有量では、鍛造割れが発生し易
くなる。Fe含有量が0.05〜0.7重量%の範囲で
は、Al−Fe−Si系化合物が鍛造品の溶体化処理時
に再結晶粒の粗大化を抑制する。 Zn:0.25重量%以下 Znは、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。0.25重量%
を超えるZnは、応力腐食割れの原因となりやすいの
で、Zn含有量の上限を0.25重量%に規定した。
スに分散される。粗大なAl−Fe−Si系化合物は、
伸び及び耐食性に悪影響を与える。したがって、Fe含
有量の上限を0.7重量%に設定した。一方、0.05
重量%に満たないFe含有量では、鍛造割れが発生し易
くなる。Fe含有量が0.05〜0.7重量%の範囲で
は、Al−Fe−Si系化合物が鍛造品の溶体化処理時
に再結晶粒の粗大化を抑制する。 Zn:0.25重量%以下 Znは、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。0.25重量%
を超えるZnは、応力腐食割れの原因となりやすいの
で、Zn含有量の上限を0.25重量%に規定した。
【0009】Ti:0.005〜0.15重量% 鋳造組織の微細化を図る上で、有効な合金元素である。
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0.15重量%に設定した。 Zr:0.03重量%以下 必要に応じて添加される合金成分であり、Crと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制し、T6処理での
溶体化処理時にその効果を発揮する。しかし、0.03
重量%を超える多量のZrを含有させるとき、鍛造時の
加工性が悪くなる。 Mn:0.05〜0.3重量% 必要に応じて添加される合金成分であり、Crと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制する。このような
作用は、0.05重量%以上のMn含有量で顕著にな
る。しかし、0.3重量%を超える多量のMnが含まれ
ると、押出し性や鍛造性が劣化する。 B:0.0001〜0.01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
鋳造組織を微細化する作用を呈する。Bの添加効果は、
0.0001〜0.01重量%の範囲で顕著となる。
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0.15重量%に設定した。 Zr:0.03重量%以下 必要に応じて添加される合金成分であり、Crと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制し、T6処理での
溶体化処理時にその効果を発揮する。しかし、0.03
重量%を超える多量のZrを含有させるとき、鍛造時の
加工性が悪くなる。 Mn:0.05〜0.3重量% 必要に応じて添加される合金成分であり、Crと同様に
溶体化処理時の再結晶粒の成長を抑制する。このような
作用は、0.05重量%以上のMn含有量で顕著にな
る。しかし、0.3重量%を超える多量のMnが含まれ
ると、押出し性や鍛造性が劣化する。 B:0.0001〜0.01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
鋳造組織を微細化する作用を呈する。Bの添加効果は、
0.0001〜0.01重量%の範囲で顕著となる。
【0010】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左右するので、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520〜560℃×5〜1
0時間の均質化処理を施した後、切断し、再度加熱炉に
装入して300〜500℃に加熱する。押出し直後の素
材温度が440〜510℃となるように加熱条件を制御
することが重要であり、押出し材の温度をこの範囲に調
整することによって鍛造品のT6処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制される。押出し素材の温度が440℃よりも
低いと、鍛造材のT6処理後の組織が粗大化し、強度低
下を引き起こす。逆に、押出し素材の温度が510℃を
超えると、押出し材にテアリングが発生し易くなる。
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左右するので、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520〜560℃×5〜1
0時間の均質化処理を施した後、切断し、再度加熱炉に
装入して300〜500℃に加熱する。押出し直後の素
材温度が440〜510℃となるように加熱条件を制御
することが重要であり、押出し材の温度をこの範囲に調
整することによって鍛造品のT6処理時に再結晶粒の粗
大化が抑制される。押出し素材の温度が440℃よりも
低いと、鍛造材のT6処理後の組織が粗大化し、強度低
下を引き起こす。逆に、押出し素材の温度が510℃を
超えると、押出し材にテアリングが発生し易くなる。
【0011】一次鍛造 一次鍛造工程に供する前に、切断された押出し素材を加
熱炉に装入し、450〜500℃に加熱する。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。加熱温度が、450〜500℃の範
囲にないと、T6処理後の再結晶組織が粗粒化し、均一
で微細な再結晶粒が得られない。加熱保持は、温度の均
一化を図るため、1時間程度行われる。一次鍛造では、
金型を400〜460℃に加熱している。この金型温度
は、一次鍛造中の素材が過度に冷却することを防止する
上で重要である。一次鍛造中の素材は、金型を400〜
460℃に保持することによって、440〜470℃,
好ましくは450〜460℃の温度範囲に維持される。
440〜470℃(好ましくは450〜460℃)の温
度範囲は、T6処理後の再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。このときの加熱温度が440℃よりも低い
と変形抵抗が増加し、鍛造が困難になるばかりでなく、
後述する熱処理時に結晶粒が粗大化し易くなる。逆に4
70℃を超える加熱温度では、素材にバーニングが発生
し易くなる。
熱炉に装入し、450〜500℃に加熱する。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。加熱温度が、450〜500℃の範
囲にないと、T6処理後の再結晶組織が粗粒化し、均一
で微細な再結晶粒が得られない。加熱保持は、温度の均
一化を図るため、1時間程度行われる。一次鍛造では、
金型を400〜460℃に加熱している。この金型温度
は、一次鍛造中の素材が過度に冷却することを防止する
上で重要である。一次鍛造中の素材は、金型を400〜
460℃に保持することによって、440〜470℃,
好ましくは450〜460℃の温度範囲に維持される。
440〜470℃(好ましくは450〜460℃)の温
度範囲は、T6処理後の再結晶粒の成長を抑制する上で
重要である。このときの加熱温度が440℃よりも低い
と変形抵抗が増加し、鍛造が困難になるばかりでなく、
後述する熱処理時に結晶粒が粗大化し易くなる。逆に4
70℃を超える加熱温度では、素材にバーニングが発生
し易くなる。
【0012】一次鍛造では、450〜500℃に加熱さ
れた円柱状の素材を型鍛造法によって上下方向に潰し、
一次鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって一次
鍛造品を製造することもできる。このとき、上下方向の
変形率[(初期の押出し材長さ又は外径−鍛造後の押出
し材長さ又は外径)×(初期の押出し材長さ又は外径)
-1×100%]は、50〜70%が好ましい。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、変形率が小さいと二次鍛造が難しくなる。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、二次鍛造による成形が困難になる。この点、50〜
70%の変形率で押出し材を鍛造すると、微細な再結晶
組織が変形方向に長く伸ばされるため、高強度の最終製
品に有効な素材となる。
れた円柱状の素材を型鍛造法によって上下方向に潰し、
一次鍛造品を製造する。或いは、自由鍛造によって一次
鍛造品を製造することもできる。このとき、上下方向の
変形率[(初期の押出し材長さ又は外径−鍛造後の押出
し材長さ又は外径)×(初期の押出し材長さ又は外径)
-1×100%]は、50〜70%が好ましい。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、変形率が小さいと二次鍛造が難しくなる。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、二次鍛造による成形が困難になる。この点、50〜
70%の変形率で押出し材を鍛造すると、微細な再結晶
組織が変形方向に長く伸ばされるため、高強度の最終製
品に有効な素材となる。
【0013】二次鍛造 一次鍛造された素材は、二次鍛造に先立って500〜5
40℃に加熱される。加熱温度500〜540℃は、通
常の熱間鍛造温度と比較すると高い設定値であるが、複
雑な形状の製品を鍛造によって作製するのに適してい
る。このときの加熱温度が540℃を超えると、二次鍛
造品に割れが発生し易くなる。逆に、500℃に達しな
い加熱温度では、T6処理した後で最終製品の再結晶粒
が粗粒化する。二次鍛造では、一次鍛造と同様に鍛造中
の鍛造品の温度が440〜470℃になるように、金型
温度を400〜460℃の範囲に維持する。金型温度は
高い方が望ましいが、460℃を超えると、金型の寿命
が短くなることは勿論、潤滑剤のつきも悪くなり、結果
として鍛造割れ等の欠陥が生じ易くなる。逆に450℃
未満の金型温度では、二次鍛造品のT6処理後に再結晶
粒が粗大化する。一次鍛造品は、50〜70%程度の変
形率で二次鍛造品に鍛造される。金型温度が400〜4
60℃でも、鍛造素材が500〜540℃に加熱されて
いることと、鍛造中の変形抵抗熱の発生もあり、鍛造品
は440〜470℃に保たれる。この温度条件は、鍛造
の回数に関係なく充足させることが重要である。
40℃に加熱される。加熱温度500〜540℃は、通
常の熱間鍛造温度と比較すると高い設定値であるが、複
雑な形状の製品を鍛造によって作製するのに適してい
る。このときの加熱温度が540℃を超えると、二次鍛
造品に割れが発生し易くなる。逆に、500℃に達しな
い加熱温度では、T6処理した後で最終製品の再結晶粒
が粗粒化する。二次鍛造では、一次鍛造と同様に鍛造中
の鍛造品の温度が440〜470℃になるように、金型
温度を400〜460℃の範囲に維持する。金型温度は
高い方が望ましいが、460℃を超えると、金型の寿命
が短くなることは勿論、潤滑剤のつきも悪くなり、結果
として鍛造割れ等の欠陥が生じ易くなる。逆に450℃
未満の金型温度では、二次鍛造品のT6処理後に再結晶
粒が粗大化する。一次鍛造品は、50〜70%程度の変
形率で二次鍛造品に鍛造される。金型温度が400〜4
60℃でも、鍛造素材が500〜540℃に加熱されて
いることと、鍛造中の変形抵抗熱の発生もあり、鍛造品
は440〜470℃に保たれる。この温度条件は、鍛造
の回数に関係なく充足させることが重要である。
【0014】熱処理 二次鍛造品は、510〜545℃×2〜6時間溶体化処
理し、水冷した後で160〜190℃×4〜12時間加
熱する時効処理(T6処理)が施される。510〜54
5℃×2〜6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 Siとなって析出し、強度を
確保する。Cuは、固溶によってマトリックスを強化す
ると共に、一部がCuAl2 ,Al−Cu−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。他方、Cr,Mn等の合金成分は、均質化処理
によってすでに微細な金属間化合物となって析出してお
り、溶体化処理によってもマトリックスに固溶せず、鍛
造後の再結晶粒粗大化を防止する働きを呈するものと考
えられる。これら析出物の作用は、鍛造温度や加工度に
より析出物の形態が異なっており、ある種の特定形態や
特定分布の析出物が再結晶粒の粗大化を阻止しているも
のと推察される。鍛造中の素材温度が440〜470℃
付近のとき、熱間加工中に導入された歪みが冷却の途上
で開放され、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、溶体化処理時の結
晶成長に利用できるエネルギーが小さく、Mn,Cr,
Zr系粒子により再結晶粒の粗大化が阻止される。一
方、440℃よりも低い温度で鍛造すると、冷却終了後
にも鍛造時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、M
n,Cr,Zr系粒子が存在しても、再結晶粒の粗大化
が阻止できなくなる。逆に500℃よりも高い温度で鍛
造すると、バーニングの発生により健全な製品ができな
くなる。溶体化処理された製品は、水焼入れされ、16
0〜190℃で4〜12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 ,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。
理し、水冷した後で160〜190℃×4〜12時間加
熱する時効処理(T6処理)が施される。510〜54
5℃×2〜6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 Siとなって析出し、強度を
確保する。Cuは、固溶によってマトリックスを強化す
ると共に、一部がCuAl2 ,Al−Cu−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。他方、Cr,Mn等の合金成分は、均質化処理
によってすでに微細な金属間化合物となって析出してお
り、溶体化処理によってもマトリックスに固溶せず、鍛
造後の再結晶粒粗大化を防止する働きを呈するものと考
えられる。これら析出物の作用は、鍛造温度や加工度に
より析出物の形態が異なっており、ある種の特定形態や
特定分布の析出物が再結晶粒の粗大化を阻止しているも
のと推察される。鍛造中の素材温度が440〜470℃
付近のとき、熱間加工中に導入された歪みが冷却の途上
で開放され、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、溶体化処理時の結
晶成長に利用できるエネルギーが小さく、Mn,Cr,
Zr系粒子により再結晶粒の粗大化が阻止される。一
方、440℃よりも低い温度で鍛造すると、冷却終了後
にも鍛造時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、M
n,Cr,Zr系粒子が存在しても、再結晶粒の粗大化
が阻止できなくなる。逆に500℃よりも高い温度で鍛
造すると、バーニングの発生により健全な製品ができな
くなる。溶体化処理された製品は、水焼入れされ、16
0〜190℃で4〜12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 ,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。
【0015】
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540℃×8時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、360℃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
の温度は、450℃であった。この押出し棒から直径3
5mm,長さ90mmのテスト用鍛造素材を切り出し
た。
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540℃×8時間の均質化処理を施
した後、所定長さに切断し、360℃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
の温度は、450℃であった。この押出し棒から直径3
5mm,長さ90mmのテスト用鍛造素材を切り出し
た。
【0016】
【0017】得られた鍛造素材に480℃×1時間の均
熱処理を施した後、金型温度430℃,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まず成形
した。このときの鍛造直後の素材温度は、450℃であ
った。この一次鍛造品を400℃及び500℃に1時間
加熱した後、金型温度430℃,平均変形率70%で長
さ方向に対して垂直な方向から二次鍛造し、図1に示す
二次鍛造品の形状に鍛造した。二次鍛造直後の素材温度
は、400℃加熱のときは380℃,500℃加熱のと
きは470℃であった。二次鍛造素材の上下方向断面の
マクロ組織を観察すると、二次鍛造温度に関係なく、図
2,図3に示すように何れの鍛造素材も全面均一で微細
な組織をもっていた。各二次鍛造品に530℃×3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、二次鍛造温度が400℃
のとき、図4に示すように上下方向中央部を中心にして
再結晶粒が成長した組織となっていた。これに対し、二
次鍛造温度が500℃のものでは、図5に示すように全
面が微細な再結晶組織となっており、再結晶粒の成長が
検出されなかった。なお、水焼入れ後の時効処理では、
再結晶粒の成長がみられなかった。
熱処理を施した後、金型温度430℃,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まず成形
した。このときの鍛造直後の素材温度は、450℃であ
った。この一次鍛造品を400℃及び500℃に1時間
加熱した後、金型温度430℃,平均変形率70%で長
さ方向に対して垂直な方向から二次鍛造し、図1に示す
二次鍛造品の形状に鍛造した。二次鍛造直後の素材温度
は、400℃加熱のときは380℃,500℃加熱のと
きは470℃であった。二次鍛造素材の上下方向断面の
マクロ組織を観察すると、二次鍛造温度に関係なく、図
2,図3に示すように何れの鍛造素材も全面均一で微細
な組織をもっていた。各二次鍛造品に530℃×3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、二次鍛造温度が400℃
のとき、図4に示すように上下方向中央部を中心にして
再結晶粒が成長した組織となっていた。これに対し、二
次鍛造温度が500℃のものでは、図5に示すように全
面が微細な再結晶組織となっており、再結晶粒の成長が
検出されなかった。なお、水焼入れ後の時効処理では、
再結晶粒の成長がみられなかった。
【0018】図4から明らかなように、二次鍛造温度が
400℃の場合、中心部の再結晶粒が粗大化している。
これは、中心部の変形率が高いことにも原因があり、変
形率が高いと鍛造温度が低い場合に蓄積される歪みエネ
ルギーが大きく、再結晶粒が粗大化していることを示し
ている。他方、試料No.2は、試料No.1に比較して中
心部で再結晶粒の粗大化がやや進行していない。これ
は、Crの効果を狙った試料番号1に比べ、試料No.2
ではMn,Zrを添加したことにより、Cr+Mn+Z
rを複合添加した効果が発現されているためと考えられ
る。なお、一次鍛造温度が400℃で二次鍛造温度が5
00℃の場合、及び一次鍛造温度が400℃で二次鍛造
温度が400℃の場合には、何れも溶体化処理後の再結
晶組織は、中心部が粗大化していた。このような組織を
もつ材料は、機械的性質に異方性をもつことから好まし
い材料ではない。
400℃の場合、中心部の再結晶粒が粗大化している。
これは、中心部の変形率が高いことにも原因があり、変
形率が高いと鍛造温度が低い場合に蓄積される歪みエネ
ルギーが大きく、再結晶粒が粗大化していることを示し
ている。他方、試料No.2は、試料No.1に比較して中
心部で再結晶粒の粗大化がやや進行していない。これ
は、Crの効果を狙った試料番号1に比べ、試料No.2
ではMn,Zrを添加したことにより、Cr+Mn+Z
rを複合添加した効果が発現されているためと考えられ
る。なお、一次鍛造温度が400℃で二次鍛造温度が5
00℃の場合、及び一次鍛造温度が400℃で二次鍛造
温度が400℃の場合には、何れも溶体化処理後の再結
晶組織は、中心部が粗大化していた。このような組織を
もつ材料は、機械的性質に異方性をもつことから好まし
い材料ではない。
【0019】比較例:表1の試料No.1の組成におい
て、ビレットに540℃×8時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、290℃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温
度は420℃であった。この鍛造素材に480℃×1時
間の加熱処理を施した後、金型温度430℃,素材各部
の変形率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成形した。この一次
鍛造品は、鍛造直後の温度が451℃であった。この一
次鍛造品に530℃×3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
温度が440〜510℃を外れると、溶体化処理時に再
結晶粒が粗大化していることが判る。
て、ビレットに540℃×8時間の均質化処理を施した
後、同じ長さに切断し、290℃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温
度は420℃であった。この鍛造素材に480℃×1時
間の加熱処理を施した後、金型温度430℃,素材各部
の変形率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成形した。この一次
鍛造品は、鍛造直後の温度が451℃であった。この一
次鍛造品に530℃×3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
温度が440〜510℃を外れると、溶体化処理時に再
結晶粒が粗大化していることが判る。
【0020】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、成分・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処理後に再結晶粒の粗大化を抑
制し、全面が均一で微細な再結晶組織としている。その
ため、機械的性質に異方性がなく、信頼性の高い高強度
鍛造製品が得られる。
は、成分・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処理後に再結晶粒の粗大化を抑
制し、全面が均一で微細な再結晶組織としている。その
ため、機械的性質に異方性がなく、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二次鍛造品
【図2】 二次鍛造温度400℃の二次鍛造を終了した
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
【図3】 二次鍛造温度500℃の二次鍛造を終了した
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
テスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す写真
【図4】 二次鍛造温度400℃で二次鍛造した製品を
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
【図5】 二次鍛造温度500℃で二次鍛造した製品を
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
溶体化処理したテスト用二次鍛造品のマクロ組織を示す
写真
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 達 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 柚木 裕嗣 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
Claims (5)
- 【請求項1】 Si:0.4〜0.8重量%,Cu:
0.15〜0.4重量%,Mg:0.8〜1.2重量%
及びCr:0.04〜0.35重量%を含み、Fe:
0.05〜0.7重量%,Zn:0.25重量%以下に
規制したアルミニウム鋳塊を均質化処理した後、300
〜500℃に加熱して押出し直後の素材温度が440〜
510℃になるように押し出し、次いで該押出し材を切
断し、鍛造直後の素材温度が440〜470℃となるよ
うに鍛造し、次いで510〜545℃×2〜6時間の溶
体化処理を施し、水冷後、160〜190℃×4〜12
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
粒の粗大成長を抑制したアルミ押出し材鍛造製品の製造
方法。 - 【請求項2】 Si:0.4〜0.8重量%,Cu:
0.15〜0.4重量%,Mg:0.8〜1.2重量%
及びCr:0.04〜0.35重量%を含み、Fe:
0.05〜0.7重量%,Zn:0.25重量%以下に
規制したアルミニウム鋳塊を均質化処理した後、300
〜500℃に加熱して押出し直後の素材温度が440〜
510℃になるように押し出し、次いで該押出し材を切
断し、鍛造直後の素材温度が440〜470℃なるよう
に該押出し素材を450〜500℃に加熱し、400〜
460℃に保持した金型を使用して一次鍛造し、再度一
次鍛造品を500〜540℃に加熱し、二次鍛造直後の
素材温度が440〜470℃となるように400〜46
0℃に保持した金型を使用して形状の複雑な製品に二次
鍛造し、510〜545℃×2〜6時間の溶体化処理,
水冷後に160〜190℃×4〜12時間の時効処理を
施す熱処理を行い、所定の鍛造品形状に機械加工するア
ルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項3】 更にTi:0.005〜0.15重量%
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
のアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項4】 更にMn:0.05〜0.3重量%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
記載のアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。 - 【請求項5】 更にB:0.001〜0.01重量%を
含むアルミニウム合金を使用する請求項1〜4の何れか
に記載のアルミ押出し材鍛造製品の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8333296A JPH09249953A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8333296A JPH09249953A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09249953A true JPH09249953A (ja) | 1997-09-22 |
Family
ID=13799485
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8333296A Pending JPH09249953A (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH09249953A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002348630A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-12-04 | Nissan Motor Co Ltd | アルミニウム鍛造部品およびその製造方法 |
WO2010067465A1 (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-17 | ワシマイヤー株式会社 | 鍛造ビレット及びホイール |
EP1785499A3 (de) * | 2005-11-14 | 2010-11-03 | Otto Fuchs KG | Energieabsorptionsbauteil |
CN102330041A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种铝合金型材的时效热处理方法 |
CN102329999A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种导电铝合金型材的制造方法 |
CN111636019A (zh) * | 2020-05-21 | 2020-09-08 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
-
1996
- 1996-03-12 JP JP8333296A patent/JPH09249953A/ja active Pending
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002348630A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-12-04 | Nissan Motor Co Ltd | アルミニウム鍛造部品およびその製造方法 |
EP1785499A3 (de) * | 2005-11-14 | 2010-11-03 | Otto Fuchs KG | Energieabsorptionsbauteil |
WO2010067465A1 (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-17 | ワシマイヤー株式会社 | 鍛造ビレット及びホイール |
JP2010137257A (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Washimaiyaa Kk | 鍛造ビレット及びホイール |
CN102330041A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种铝合金型材的时效热处理方法 |
CN102329999A (zh) * | 2011-07-30 | 2012-01-25 | 湖南晟通科技集团有限公司 | 一种导电铝合金型材的制造方法 |
CN111636019A (zh) * | 2020-05-21 | 2020-09-08 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
CN111636019B (zh) * | 2020-05-21 | 2021-05-11 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种减少铝合金棒材表面气泡的方法 |
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