JPH10183287A - 冷間鍛造用アルミニウム合金とその製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用アルミニウム合金とその製造方法Info
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- JPH10183287A JPH10183287A JP35479896A JP35479896A JPH10183287A JP H10183287 A JPH10183287 A JP H10183287A JP 35479896 A JP35479896 A JP 35479896A JP 35479896 A JP35479896 A JP 35479896A JP H10183287 A JPH10183287 A JP H10183287A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間鍛造前に焼鈍処理を必要とせず、また冷
間鍛造後に溶体化焼入れしなくても高強度を得ることが
できる冷間鍛造用アルミニウム合金。 【解決手段】 Ｍｇ０．４〜０．８重量％、Ｓｉ０．４
〜１．０重量％、Ｃｕ０．１５〜０．５重量％、Ｔｉ
０．００５〜０．２重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可
避不純物からなり、さらに、Ｍｇ含有重量％をＸ、Ｓｉ
含有重量％をＹとしたとき、Ｙ≧（１／１．７３）Ｘ＋
０．１５の関係を満たす冷間鍛造用アルミニウム合金。
この合金を押出直後にプレス焼き入れし、これを素材と
して冷間鍛造し、続いて時効処理を行うか、短時間加熱
処理を行う。
間鍛造後に溶体化焼入れしなくても高強度を得ることが
できる冷間鍛造用アルミニウム合金。 【解決手段】 Ｍｇ０．４〜０．８重量％、Ｓｉ０．４
〜１．０重量％、Ｃｕ０．１５〜０．５重量％、Ｔｉ
０．００５〜０．２重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可
避不純物からなり、さらに、Ｍｇ含有重量％をＸ、Ｓｉ
含有重量％をＹとしたとき、Ｙ≧（１／１．７３）Ｘ＋
０．１５の関係を満たす冷間鍛造用アルミニウム合金。
この合金を押出直後にプレス焼き入れし、これを素材と
して冷間鍛造し、続いて時効処理を行うか、短時間加熱
処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間鍛造を施され
る部品の素材として使用される冷間鍛造用アルミニウム
合金とその製造方法並びに冷間鍛造品の製造方法に関す
る
る部品の素材として使用される冷間鍛造用アルミニウム
合金とその製造方法並びに冷間鍛造品の製造方法に関す
る
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金は、鉄に比べ比重が約
１／３と軽量であるため、鉄からアルミニウム合金に材
料を置換し軽量化を計る例が数多くある。鍛造方法に
は、高温で素材を軟化させた状態で鍛造を行う熱間鍛造
と、常温で鍛造を行う冷間鍛造とがある。冷間鍛造で
は、加工時には鍛造し易いように素材を軟化させておく
必要があり、そのため、予め焼鈍処理を施されたものが
素材として用いられている。例えば、代表的な熱処理型
アルミニウム合金であるＪＩＳ６０６１合金の場合、押
出加工後（Ｔ１）の強度が高く硬いため、押出加工後４
２０℃×２ｈｒ程度の焼鈍（Ｏ材処理）を行ったうえで
冷間鍛造に供している（例えば特開平３−１７０６３６
号公報参照）。
１／３と軽量であるため、鉄からアルミニウム合金に材
料を置換し軽量化を計る例が数多くある。鍛造方法に
は、高温で素材を軟化させた状態で鍛造を行う熱間鍛造
と、常温で鍛造を行う冷間鍛造とがある。冷間鍛造で
は、加工時には鍛造し易いように素材を軟化させておく
必要があり、そのため、予め焼鈍処理を施されたものが
素材として用いられている。例えば、代表的な熱処理型
アルミニウム合金であるＪＩＳ６０６１合金の場合、押
出加工後（Ｔ１）の強度が高く硬いため、押出加工後４
２０℃×２ｈｒ程度の焼鈍（Ｏ材処理）を行ったうえで
冷間鍛造に供している（例えば特開平３−１７０６３６
号公報参照）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来材は
冷間鍛造前に焼鈍処理を行うため、冷間鍛造後に高強度
を得るには、溶体化焼入れ、時効という工程を経る必要
があった（図２（ａ）参照）。しかし、仮に、焼鈍工程
を行わずに冷間鍛造を行うことができれば、焼鈍工程だ
けでなくその後の焼入れ処理が不要になり、工程省略に
よる大幅なコストダウンが見込まれる。また、焼入れを
行わないことにより、冷間鍛造による加工歪みを強度ア
ップに用いることもできる。
冷間鍛造前に焼鈍処理を行うため、冷間鍛造後に高強度
を得るには、溶体化焼入れ、時効という工程を経る必要
があった（図２（ａ）参照）。しかし、仮に、焼鈍工程
を行わずに冷間鍛造を行うことができれば、焼鈍工程だ
けでなくその後の焼入れ処理が不要になり、工程省略に
よる大幅なコストダウンが見込まれる。また、焼入れを
行わないことにより、冷間鍛造による加工歪みを強度ア
ップに用いることもできる。
【０００４】一方、焼鈍工程と溶体化焼入れ工程を省略
するには、例えば、押出直後の高温状態の押出材に焼入
れする、いわゆるプレス焼入れを行い、プレス焼入れ直
後の強度及び硬度が低いうちに冷間鍛造を行い、続いて
時効処理を行うことが考えられる。しかし、上記の６０
６１合金等、これまでのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金では、冷
間加工時の変形抵抗が大きく、冷間加工が困難であっ
た。また、大型のプレスを用いて強引に冷間鍛造を行っ
た場合でも、変形抵抗がしだいに大きくなって寸法精度
のばらつきが大きくなるなど、冷間鍛造性が低下する事
態が生じ、実操業上の観点からは現実的なものとはなっ
ていない。
するには、例えば、押出直後の高温状態の押出材に焼入
れする、いわゆるプレス焼入れを行い、プレス焼入れ直
後の強度及び硬度が低いうちに冷間鍛造を行い、続いて
時効処理を行うことが考えられる。しかし、上記の６０
６１合金等、これまでのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金では、冷
間加工時の変形抵抗が大きく、冷間加工が困難であっ
た。また、大型のプレスを用いて強引に冷間鍛造を行っ
た場合でも、変形抵抗がしだいに大きくなって寸法精度
のばらつきが大きくなるなど、冷間鍛造性が低下する事
態が生じ、実操業上の観点からは現実的なものとはなっ
ていない。
【０００５】本発明はかかる観点からなされたものであ
り、冷間鍛造前に焼鈍処理を必要とせず、また冷間鍛造
後に溶体化焼入れしなくても高強度を得ることができ、
さらに、プレス焼入れ後冷間鍛造までに長期間室温放置
していても機械的性質の変動が少なく冷間鍛造性が低下
しない（すなわち遅効性をもつ）冷間鍛造用アルミニウ
ム合金を提供することを目的とする。
り、冷間鍛造前に焼鈍処理を必要とせず、また冷間鍛造
後に溶体化焼入れしなくても高強度を得ることができ、
さらに、プレス焼入れ後冷間鍛造までに長期間室温放置
していても機械的性質の変動が少なく冷間鍛造性が低下
しない（すなわち遅効性をもつ）冷間鍛造用アルミニウ
ム合金を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の特
性を持つ冷間鍛造用アルミニウム合金を開発すべく、種
々の研究を行い、その結果、必要な冷間鍛造性を得るた
めにはＭｇ、Ｓｉの添加量を所定の値以下に制限する必
要があること、また、その冷間鍛造性の経時変化を防ぐ
遅効性に対してはＭｇ／Ｓｉ比が大きく影響すること、
そしてＭｇ2Ｓｉの化学量論比よりＳｉリッチ側の特定
の組成領域で室温時効の進行が抑制されることを見い出
した。また、冷間鍛造後の強度を向上させるためには、
熱処理後の析出物（Ｍｇ2Ｓｉ）の分布を均一微細にす
る効果のあるＣｕの添加が有効であることを見い出し、
本発明を完成した。
性を持つ冷間鍛造用アルミニウム合金を開発すべく、種
々の研究を行い、その結果、必要な冷間鍛造性を得るた
めにはＭｇ、Ｓｉの添加量を所定の値以下に制限する必
要があること、また、その冷間鍛造性の経時変化を防ぐ
遅効性に対してはＭｇ／Ｓｉ比が大きく影響すること、
そしてＭｇ2Ｓｉの化学量論比よりＳｉリッチ側の特定
の組成領域で室温時効の進行が抑制されることを見い出
した。また、冷間鍛造後の強度を向上させるためには、
熱処理後の析出物（Ｍｇ2Ｓｉ）の分布を均一微細にす
る効果のあるＣｕの添加が有効であることを見い出し、
本発明を完成した。
【０００７】本発明に係る冷間鍛造用アルミニウム合金
は、Ｍｇ０．４〜０．８重量％、Ｓｉ０．４〜１．０重
量％、Ｃｕ０．１５〜０．５重量％、Ｔｉ０．００５〜
０．２重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物から
なり、さらに、Ｍｇ含有重量％をＸ、Ｓｉ含有重量％を
Ｙとしたとき、Ｙ≧（１／１．７３）Ｘ＋０．１５の関
係を満たすことを特徴とする。この合金は、必要に応
じ、Ｍｎ０．０５〜０．６重量％、Ｃｒ０．０５〜０．
３重量％、Ｚｒ０．０５〜０．３重量％の内１種以上を
合計で０．９重量％以下含有する。また、不可避不純物
としては少ない方がよいが、Ｆｅ０．３５重量％以下、
その他の不純物は単体で０．０５重量％以下（総量で
０．１５％以下）が許容される。
は、Ｍｇ０．４〜０．８重量％、Ｓｉ０．４〜１．０重
量％、Ｃｕ０．１５〜０．５重量％、Ｔｉ０．００５〜
０．２重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物から
なり、さらに、Ｍｇ含有重量％をＸ、Ｓｉ含有重量％を
Ｙとしたとき、Ｙ≧（１／１．７３）Ｘ＋０．１５の関
係を満たすことを特徴とする。この合金は、必要に応
じ、Ｍｎ０．０５〜０．６重量％、Ｃｒ０．０５〜０．
３重量％、Ｚｒ０．０５〜０．３重量％の内１種以上を
合計で０．９重量％以下含有する。また、不可避不純物
としては少ない方がよいが、Ｆｅ０．３５重量％以下、
その他の不純物は単体で０．０５重量％以下（総量で
０．１５％以下）が許容される。
【０００８】また、本発明に係る冷間鍛造用アルミニウ
ム合金の製造方法は、上記組成のアルミニウム合金を４
４０〜５６０℃で押出加工し、押出直後にプレス焼き入
れすることを特徴とする。そして、このプレス焼入れさ
れた押出材を冷間鍛造用素材とし、これを冷間鍛造し、
次いで通常の時効処理又は短時間加熱処理をすることに
より高強度の冷間鍛造品を得ることができる。
ム合金の製造方法は、上記組成のアルミニウム合金を４
４０〜５６０℃で押出加工し、押出直後にプレス焼き入
れすることを特徴とする。そして、このプレス焼入れさ
れた押出材を冷間鍛造用素材とし、これを冷間鍛造し、
次いで通常の時効処理又は短時間加熱処理をすることに
より高強度の冷間鍛造品を得ることができる。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明に係る冷間鍛造用ア
ルミニウム合金の成分添加理由及び組成限定理由につい
て説明する。
ルミニウム合金の成分添加理由及び組成限定理由につい
て説明する。
【００１０】Ｍｇ、Ｓｉ 先に述べたように、Ｍｇ2Ｓｉの化学量論比に対してＳ
ｉを相当量過剰に添加したとき、室温時効が抑制され遅
効性が発現する。そのＭｇ、Ｓｉの割合は、Ｍｇ含有重
％をＸ、Ｓｉ含有重量％をＹとしたときＹ≧（１／１．
７３）Ｘ＋０．１５を満たす範囲である。これよりＭｇ
リッチ側、すなわちＹ＜（１／１．７３）Ｘ＋０．１５
の範囲では、Ｓｉによる室温時効の抑制効果が不十分で
あり、室温時効が進行してしまう。
ｉを相当量過剰に添加したとき、室温時効が抑制され遅
効性が発現する。そのＭｇ、Ｓｉの割合は、Ｍｇ含有重
％をＸ、Ｓｉ含有重量％をＹとしたときＹ≧（１／１．
７３）Ｘ＋０．１５を満たす範囲である。これよりＭｇ
リッチ側、すなわちＹ＜（１／１．７３）Ｘ＋０．１５
の範囲では、Ｓｉによる室温時効の抑制効果が不十分で
あり、室温時効が進行してしまう。
【００１１】一方、ＭｇはＳｉと結合し、Ｍｇ2Ｓｉを
形成することにより合金強度を向上させる。この効果を
発揮するには、Ｍｇの添加量は０．４重量％以上とする
必要がある。しかし、Ｍｇの含有量が０．８重量％を越
えると、上記の範囲を満たしていても、Ｍｇの拡散によ
り室温時効が進行してしまい、また、常温での変形抵抗
が上昇し冷間鍛造性を低下させる。従って、Ｍｇの含有
量は０．４重量％以上、０．８重量％以下とする。ま
た、Ｓｉは、上述したようにＭｇ2Ｓｉを形成して合金
強度を向上させる効果がある。しかし、Ｓｉの添加量が
０．４重量％未満では材料の強度を向上させることがで
きず、１．０重量％以上では材料の延性が阻害されると
ともに、常温での変形抵抗が上昇し冷間鍛造性が低下す
る。さらに、ＳｉはＭｇ2Ｓｉ析出の核となるが、その
添加量が多くなると析出の核が多くなる結果、析出が進
行しやすくなり、遅効性が失われる。従って、Ｓｉの含
有量は０．４重量％以上、１．０重量％以下とする。
形成することにより合金強度を向上させる。この効果を
発揮するには、Ｍｇの添加量は０．４重量％以上とする
必要がある。しかし、Ｍｇの含有量が０．８重量％を越
えると、上記の範囲を満たしていても、Ｍｇの拡散によ
り室温時効が進行してしまい、また、常温での変形抵抗
が上昇し冷間鍛造性を低下させる。従って、Ｍｇの含有
量は０．４重量％以上、０．８重量％以下とする。ま
た、Ｓｉは、上述したようにＭｇ2Ｓｉを形成して合金
強度を向上させる効果がある。しかし、Ｓｉの添加量が
０．４重量％未満では材料の強度を向上させることがで
きず、１．０重量％以上では材料の延性が阻害されると
ともに、常温での変形抵抗が上昇し冷間鍛造性が低下す
る。さらに、ＳｉはＭｇ2Ｓｉ析出の核となるが、その
添加量が多くなると析出の核が多くなる結果、析出が進
行しやすくなり、遅効性が失われる。従って、Ｓｉの含
有量は０．４重量％以上、１．０重量％以下とする。
【００１２】なお、上記範囲内では、Ｍｇが少ない領域
の方が優れた遅効性が得られ、また、冷間鍛造性が向上
して複雑な形状の部材を成形することができ本発明合金
の適用範囲が広がる。従って、Ｍｇ含有量は好ましくは
０．６５重量％以下であり、この範囲内で際だって優れ
た遅効性を示す。より好ましくはＭｇ含有量は０．６重
量％以下であり、同時にＳｉを０．５〜０．７重量％の
範囲とすることにより、優れた冷間鍛造性及び遅効性を
示す冷間鍛造素材を得ることができる。図１に本発明の
Ｍｇ及びＳｉの組成範囲を図示する。なお、Ｙ＝（１／
１．７３）Ｘのラインは、Ｍｇ2Ｓｉの化学量論比のラ
インである。
の方が優れた遅効性が得られ、また、冷間鍛造性が向上
して複雑な形状の部材を成形することができ本発明合金
の適用範囲が広がる。従って、Ｍｇ含有量は好ましくは
０．６５重量％以下であり、この範囲内で際だって優れ
た遅効性を示す。より好ましくはＭｇ含有量は０．６重
量％以下であり、同時にＳｉを０．５〜０．７重量％の
範囲とすることにより、優れた冷間鍛造性及び遅効性を
示す冷間鍛造素材を得ることができる。図１に本発明の
Ｍｇ及びＳｉの組成範囲を図示する。なお、Ｙ＝（１／
１．７３）Ｘのラインは、Ｍｇ2Ｓｉの化学量論比のラ
インである。
【００１３】Ｃｕ Ｃｕは析出硬化により合金強度を向上させるとともに材
料の延性を向上させる。また、Ｃｕを添加することによ
り、Ｍｇ、Ｓｉによって生成される析出物Ｍｇ2Ｓｉを
均一微細に分布させる効果がある。しかし、Ｃｕの添加
量が０．１５重量％未満では前記効果を発揮することが
できない。一方、０．５重量％を超えるとプレス焼入れ
性を低下させ、かつ変形抵抗を上昇させる。従って、Ｃ
ｕの含有量は０．１５重量％以上、０．５重量％以下と
する。
料の延性を向上させる。また、Ｃｕを添加することによ
り、Ｍｇ、Ｓｉによって生成される析出物Ｍｇ2Ｓｉを
均一微細に分布させる効果がある。しかし、Ｃｕの添加
量が０．１５重量％未満では前記効果を発揮することが
できない。一方、０．５重量％を超えるとプレス焼入れ
性を低下させ、かつ変形抵抗を上昇させる。従って、Ｃ
ｕの含有量は０．１５重量％以上、０．５重量％以下と
する。
【００１４】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはビレットの均質化処理時において微
細な金属間化合物として析出し、結晶粒を微細化させる
ことにより、強度、延性を向上させる。しかし、これら
の元素は添加量が増えるとともに焼入れ感受性を鋭く
し、プレス焼入れ性を低下させる作用がある。Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒの添加量がそれぞれ０．０５重量％未満では前
記効果を発揮し得ない。一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの添加
量がそれぞれ０．６重量％、０．３重量％、０．３重量
％を超えるか、これらの合計が０．９重量％を超える
と、粗大な金属間化合物が晶出してしまうとともに焼入
れ感受性を鋭くし、所定の合金強度の向上が計れない。
従ってＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量は、Ｍｎ０．０５〜
０．６重量％、Ｃｒ０．０５〜０．３重量％、Ｚｒ０．
０５〜０．３重量％の内１種以上を合計で０．９重量％
以下とする。
細な金属間化合物として析出し、結晶粒を微細化させる
ことにより、強度、延性を向上させる。しかし、これら
の元素は添加量が増えるとともに焼入れ感受性を鋭く
し、プレス焼入れ性を低下させる作用がある。Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒの添加量がそれぞれ０．０５重量％未満では前
記効果を発揮し得ない。一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの添加
量がそれぞれ０．６重量％、０．３重量％、０．３重量
％を超えるか、これらの合計が０．９重量％を超える
と、粗大な金属間化合物が晶出してしまうとともに焼入
れ感受性を鋭くし、所定の合金強度の向上が計れない。
従ってＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量は、Ｍｎ０．０５〜
０．６重量％、Ｃｒ０．０５〜０．３重量％、Ｚｒ０．
０５〜０．３重量％の内１種以上を合計で０．９重量％
以下とする。
【００１５】Ｔｉ Ｔｉは鋳造時における結晶粒を微細化することにより合
金強度を向上させる。この効果を発揮させるにはＴｉ添
加量は０．００５重量％以上とすることが必要である。
一方、Ｔｉ添加量が０．２重量％を超えると前記効果が
飽和してしまい、また粗大な金属間化合物が晶出し所定
の合金強度が得られない。従ってＴｉの含有量は０．０
０５〜０．２重量％とする。
金強度を向上させる。この効果を発揮させるにはＴｉ添
加量は０．００５重量％以上とすることが必要である。
一方、Ｔｉ添加量が０．２重量％を超えると前記効果が
飽和してしまい、また粗大な金属間化合物が晶出し所定
の合金強度が得られない。従ってＴｉの含有量は０．０
０５〜０．２重量％とする。
【００１６】不可避不純物 Ｆｅ Ｆｅはアルミ地金に最も多く存在する不純物であり、
０．３５重量％を超えて合金中に存在すると鋳造時に粗
大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的性質を損な
う。従って、Ｆｅの含有量は０．３５重量％以下とす
る。
０．３５重量％を超えて合金中に存在すると鋳造時に粗
大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的性質を損な
う。従って、Ｆｅの含有量は０．３５重量％以下とす
る。
【００１７】その他 アルミニウム合金を鋳造する際には地金、添加元素の中
間合金等様々な経路より不純物が混入する。また、混入
する元素も様々であるが、Ｆｅ以外の不純物はそれぞれ
の単体で０．０５重量％以下、総量で０．１５％以下で
あれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従っ
て、これらの不純物は単体で０．０５重量％以下（総量
で０．１５％以下）とする。
間合金等様々な経路より不純物が混入する。また、混入
する元素も様々であるが、Ｆｅ以外の不純物はそれぞれ
の単体で０．０５重量％以下、総量で０．１５％以下で
あれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従っ
て、これらの不純物は単体で０．０５重量％以下（総量
で０．１５％以下）とする。
【００１８】上記の組成のアルミニウム合金鋳塊を、５
００〜６００℃×２〜１０ｈｒの条件で均質化処理を行
い、ついで４４０〜５６０℃で押出加工し、押出直後に
例えば水冷又はファン空冷によるプレス焼入れして、冷
間鍛造用素材を得ることができる。なお、均質化処理温
度を上記のように設定するのは、５００℃未満では鋳造
時に生じた偏析をマトリックス中に拡散させるには不十
分であり、６００℃を超えると局部溶解が発生し、押出
時に欠陥となるためである。また、押出加工の温度を上
記のように設定するのは、４４０℃未満では均質化処理
後の冷却過程で生じた析出物を分解させ固溶体状態とす
るには不十分であり、５６０℃を超えると押出時の加工
発熱により局部溶解が生じるためである。
００〜６００℃×２〜１０ｈｒの条件で均質化処理を行
い、ついで４４０〜５６０℃で押出加工し、押出直後に
例えば水冷又はファン空冷によるプレス焼入れして、冷
間鍛造用素材を得ることができる。なお、均質化処理温
度を上記のように設定するのは、５００℃未満では鋳造
時に生じた偏析をマトリックス中に拡散させるには不十
分であり、６００℃を超えると局部溶解が発生し、押出
時に欠陥となるためである。また、押出加工の温度を上
記のように設定するのは、４４０℃未満では均質化処理
後の冷却過程で生じた析出物を分解させ固溶体状態とす
るには不十分であり、５６０℃を超えると押出時の加工
発熱により局部溶解が生じるためである。
【００１９】この素材は所定長に切断されて冷間鍛造に
供され、冷間鍛造後、通常の条件（例えば１８０〜１９
０℃×３〜８ｈｒ）で時効処理を施される（図２（ｂ）
参照）。なお、この冷間鍛造用アルミニウム合金は、冷
間鍛造後、ごく短時間の加熱を施すだけで、上記時効処
理後のほぼ９割以上に達する高い強度を得ることができ
る。これは、冷間鍛造による加工歪が加わっているため
析出が促進され、短時間で時効が進行するためである。
従って、上記時効処理の代わりに、１９０〜２５０℃×
５〜３０ｍｉｎの条件でこの短時間加熱を施すようにし
てもよい。
供され、冷間鍛造後、通常の条件（例えば１８０〜１９
０℃×３〜８ｈｒ）で時効処理を施される（図２（ｂ）
参照）。なお、この冷間鍛造用アルミニウム合金は、冷
間鍛造後、ごく短時間の加熱を施すだけで、上記時効処
理後のほぼ９割以上に達する高い強度を得ることができ
る。これは、冷間鍛造による加工歪が加わっているため
析出が促進され、短時間で時効が進行するためである。
従って、上記時効処理の代わりに、１９０〜２５０℃×
５〜３０ｍｉｎの条件でこの短時間加熱を施すようにし
てもよい。
【００２０】次に、本発明に規定する組成をもつアルミ
ニウム合金押出材が優れた遅効性をもつことを、実例を
もって具体的に説明する。まず、表１に示す組成の１６
０φ×１５０ｈのアルミニウム合金ビレットに５８０℃
×２ｈｒの均質化処理を行った。そのビレットを再加熱
し、ビレット温度５００℃、押出速度５ｍ／ｍｉｎで押
し出した。このとき、プレス焼き入れをＮｏ．１８（Ｊ
ＩＳ６０６１）のみ水冷を用い、その他についてはファ
ン空冷にて行った。押出材の断面形状は４０×４０×２
ｔの角パイプにて押し出した。
ニウム合金押出材が優れた遅効性をもつことを、実例を
もって具体的に説明する。まず、表１に示す組成の１６
０φ×１５０ｈのアルミニウム合金ビレットに５８０℃
×２ｈｒの均質化処理を行った。そのビレットを再加熱
し、ビレット温度５００℃、押出速度５ｍ／ｍｉｎで押
し出した。このとき、プレス焼き入れをＮｏ．１８（Ｊ
ＩＳ６０６１）のみ水冷を用い、その他についてはファ
ン空冷にて行った。押出材の断面形状は４０×４０×２
ｔの角パイプにて押し出した。
【００２１】
【表１】
【００２２】押出材からＪＩＳ５号引張試験片を採取
し、押出直後（３日以内）及び室温放置１２０日後に引
っ張り試験を行い、供試材の機械的性質を調査した。そ
の結果を表２に示す。また、表３には押出直後の押出材
に対し１９０℃×３ｈｒの人工時効を施した後（Ｔ５調
質）、同様にＪＩＳ５号引張試験片により機械的性質を
調査した結果を示す。
し、押出直後（３日以内）及び室温放置１２０日後に引
っ張り試験を行い、供試材の機械的性質を調査した。そ
の結果を表２に示す。また、表３には押出直後の押出材
に対し１９０℃×３ｈｒの人工時効を施した後（Ｔ５調
質）、同様にＪＩＳ５号引張試験片により機械的性質を
調査した結果を示す。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】本発明合金Ｎｏ．１〜７は、従来品Ｎｏ．
１８に比べ長期の室温放置によっても機械的性質の変化
が小さく、Ｍｎ等を含まないＮｏ．７を除いてＴ５状態
での強度は従来品と同等となっている。一方、比較合金
Ｎｏ．８、９の結果をみると、Ｔｉの含有量が０．００
５重量％未満のＮｏ．９はＴ５状態での強度が低く、逆
に０．２０重量％を超えるＮｏ．８は粗大な金属間化合
物のために強度、伸び共に低い。
１８に比べ長期の室温放置によっても機械的性質の変化
が小さく、Ｍｎ等を含まないＮｏ．７を除いてＴ５状態
での強度は従来品と同等となっている。一方、比較合金
Ｎｏ．８、９の結果をみると、Ｔｉの含有量が０．００
５重量％未満のＮｏ．９はＴ５状態での強度が低く、逆
に０．２０重量％を超えるＮｏ．８は粗大な金属間化合
物のために強度、伸び共に低い。
【００２６】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が０．９０重量
％を超える比較合金Ｎｏ．１０の結果をみると、粗大な
金属間化合物とプレス焼き入れ性の低下のために、Ｔ５
状態での強度、伸びは共に低い。比較合金Ｎｏ．１１、
１２の結果をみると、Ｍｇの含有量が０．４０重量％未
満のＮｏ．１２はＴ５状態での強度が低く、逆に０．８
０重量％を超えるＮｏ．１１は１２０日経過後の機械的
性質の変化が大きく、室温時効が進行していることが分
かる。
％を超える比較合金Ｎｏ．１０の結果をみると、粗大な
金属間化合物とプレス焼き入れ性の低下のために、Ｔ５
状態での強度、伸びは共に低い。比較合金Ｎｏ．１１、
１２の結果をみると、Ｍｇの含有量が０．４０重量％未
満のＮｏ．１２はＴ５状態での強度が低く、逆に０．８
０重量％を超えるＮｏ．１１は１２０日経過後の機械的
性質の変化が大きく、室温時効が進行していることが分
かる。
【００２７】比較合金Ｎｏ．１３、１４の結果をみる
と、Ｃｕの含有量が０．１５重量％未満のＮｏ．１４は
Ｔ５状態での強度が低く、逆に０．５０重量％を超える
Ｎｏ．１３は強度、伸びが共に低く、室温時効も進行し
ている。比較合金Ｎｏ．１５、１６の結果をみると、Ｓ
ｉの含有量が０．４０重量％未満であるＮｏ．１６はＴ
５状態での強度が低く、逆に０．８０重量％を超えるＮ
ｏ．１５は伸びが低い。比較合金Ｎｏ．１７は、Ｙ≧
（１／１．７３）Ｘ＋０．１５の範囲内になく、１２０
日経過後の機械的性質の変化が大きく、Ｓｉによる室温
時効の抑制効果が不十分で室温時効が進行していること
が分かる。
と、Ｃｕの含有量が０．１５重量％未満のＮｏ．１４は
Ｔ５状態での強度が低く、逆に０．５０重量％を超える
Ｎｏ．１３は強度、伸びが共に低く、室温時効も進行し
ている。比較合金Ｎｏ．１５、１６の結果をみると、Ｓ
ｉの含有量が０．４０重量％未満であるＮｏ．１６はＴ
５状態での強度が低く、逆に０．８０重量％を超えるＮ
ｏ．１５は伸びが低い。比較合金Ｎｏ．１７は、Ｙ≧
（１／１．７３）Ｘ＋０．１５の範囲内になく、１２０
日経過後の機械的性質の変化が大きく、Ｓｉによる室温
時効の抑制効果が不十分で室温時効が進行していること
が分かる。
【００２８】このように、プレス焼入れした本発明合金
の押出材は遅効性に優れている。本願発明はこの組成の
押出材を冷間鍛造用素材として用いようというもので、
この冷間鍛造用素材は変形抵抗が大きくなく、かつ長期
の室温放置によっても機械的性質が変動せず、そのため
冷間鍛造性に優れ、さらにその後の時効処理により高い
強度を得ることができる利点をもっている。
の押出材は遅効性に優れている。本願発明はこの組成の
押出材を冷間鍛造用素材として用いようというもので、
この冷間鍛造用素材は変形抵抗が大きくなく、かつ長期
の室温放置によっても機械的性質が変動せず、そのため
冷間鍛造性に優れ、さらにその後の時効処理により高い
強度を得ることができる利点をもっている。
【００２９】
【実施例】以下、本発明の実施例について、ＪＩＳ６０
６１を比較例として説明する。
６１を比較例として説明する。
【００３０】表４に示す組成の１６０φ×１５０ｈのア
ルミニウム合金ビレットを鋳造し、５８０℃×２ｈｒの
均質化処理を行った。そのビレットを再加熱して、ビレ
ット温度５００℃、押出速度５ｍ／ｍｉｎで押し出し
た。このとき水冷にてプレス焼入れを行った。押出材の
断面形状はφ２０の丸棒にて押し出した。押し出した丸
棒は、引張矯正にて曲がりを取り除いた。ＪＩＳ６０６
１合金については一部を、矯正後、空気炉にて４２０℃
×２ｈｒ保持した後、１００℃まで炉冷し、焼鈍処理を
行った。
ルミニウム合金ビレットを鋳造し、５８０℃×２ｈｒの
均質化処理を行った。そのビレットを再加熱して、ビレ
ット温度５００℃、押出速度５ｍ／ｍｉｎで押し出し
た。このとき水冷にてプレス焼入れを行った。押出材の
断面形状はφ２０の丸棒にて押し出した。押し出した丸
棒は、引張矯正にて曲がりを取り除いた。ＪＩＳ６０６
１合金については一部を、矯正後、空気炉にて４２０℃
×２ｈｒ保持した後、１００℃まで炉冷し、焼鈍処理を
行った。
【００３１】
【表４】
【００３２】プレス焼鈍後３０日経過後、上記供試材を
２０ｍｍにカットし、常温落槌試験にて変形抵抗を測定
するとともに、３０ｔｏｎ圧縮試験機にて加工率６５％
まで据込み鍛造し、表面に割れが起こっていないか目視
にて判定し、割れの起こっていないものを○と評価し
た。次に、据込み鍛造を行った供試材について、一部は
空気炉にて１８０℃×８ｈｒの時効処理を施し、他は２
２０℃×１５ｍｉｎの短時間加熱を行い、それぞれにつ
いてビッカース硬度を測定した。なお、据え込み鍛造を
行ったＪＩＳ６０６１合金の一部については時効処理又
は短時間加熱を行う前に、空気炉にて５３０℃×２ｈｒ
の保持後直ちに水槽中に浸漬し水焼き入れを行った。以
上の製造条件を表５に、試験結果を表６に示す。
２０ｍｍにカットし、常温落槌試験にて変形抵抗を測定
するとともに、３０ｔｏｎ圧縮試験機にて加工率６５％
まで据込み鍛造し、表面に割れが起こっていないか目視
にて判定し、割れの起こっていないものを○と評価し
た。次に、据込み鍛造を行った供試材について、一部は
空気炉にて１８０℃×８ｈｒの時効処理を施し、他は２
２０℃×１５ｍｉｎの短時間加熱を行い、それぞれにつ
いてビッカース硬度を測定した。なお、据え込み鍛造を
行ったＪＩＳ６０６１合金の一部については時効処理又
は短時間加熱を行う前に、空気炉にて５３０℃×２ｈｒ
の保持後直ちに水槽中に浸漬し水焼き入れを行った。以
上の製造条件を表５に、試験結果を表６に示す。
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】表６に示すように、ＪＩＳ６０６１合金で
は焼鈍を行わなければ、変形抵抗が高すぎて圧縮試験機
の力量を超えてしまい、４０％しか据込み鍛造ができな
かった。これよりＪＩＳ６０６１合金では室温時効が進
行しており、焼鈍を行わなければ鍛造性が著しく劣るこ
とが分かる。一方、本発明例は焼鈍工程なしでもＪＩＳ
６０６１焼鈍材と同等の変形抵抗、冷間鍛造性であるこ
とが分かる。
は焼鈍を行わなければ、変形抵抗が高すぎて圧縮試験機
の力量を超えてしまい、４０％しか据込み鍛造ができな
かった。これよりＪＩＳ６０６１合金では室温時効が進
行しており、焼鈍を行わなければ鍛造性が著しく劣るこ
とが分かる。一方、本発明例は焼鈍工程なしでもＪＩＳ
６０６１焼鈍材と同等の変形抵抗、冷間鍛造性であるこ
とが分かる。
【００３６】また、ＪＩＳ６０６１合金では溶体化焼入
れを行わなければその後の時効処理を行っても所定の強
度を発揮しないのに対し、本発明例は焼入れ工程なしで
時効処理のみでも、ＪＩＳ６０６１合金Ｔ６相当の強度
を発揮することが分かる。さらに、本発明例では、２２
０℃×１５ｍｉｎの短時間加熱においても、時効処理後
の９割以上の強度を有することが分かる。
れを行わなければその後の時効処理を行っても所定の強
度を発揮しないのに対し、本発明例は焼入れ工程なしで
時効処理のみでも、ＪＩＳ６０６１合金Ｔ６相当の強度
を発揮することが分かる。さらに、本発明例では、２２
０℃×１５ｍｉｎの短時間加熱においても、時効処理後
の９割以上の強度を有することが分かる。
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、所定の組成を有するア
ルミニウム合金を用いて高強度の冷間鍛造素材を得るこ
とができる。また、前記アルミニウム合金を冷間鍛造に
用いることにより、鍛造前の焼鈍処理、鍛造後の焼き入
れ処理を省略することが可能であり、製造工程のコスト
ダウンを行うことができる。
ルミニウム合金を用いて高強度の冷間鍛造素材を得るこ
とができる。また、前記アルミニウム合金を冷間鍛造に
用いることにより、鍛造前の焼鈍処理、鍛造後の焼き入
れ処理を省略することが可能であり、製造工程のコスト
ダウンを行うことができる。
【図１】冷間鍛造の従来工程と本発明工程を説明する図
である。
である。
【図２】本発明合金のＭｇ、Ｓｉ範囲を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ａ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｍｇ０．４〜０．８重量％、Ｓｉ０．４
〜１．０重量％、Ｃｕ０．１５〜０．５重量％、Ｔｉ
０．００５〜０．２重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可
避不純物からなり、さらに、Ｍｇ含有重量％をＸ、Ｓｉ
含有重量％をＹとしたとき、Ｙ≧（１／１．７３）Ｘ＋
０．１５の関係を満たすことを特徴とする冷間鍛造用ア
ルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｍｎ０．０５〜０．６重量％、Ｃｒ０．
０５〜０．３重量％、Ｚｒ０．０５〜０．３重量％の内
１種以上を合計で０．９重量％以下含有することを特徴
とする請求項１に記載された冷間鍛造用アルミニウム合
金。 - 【請求項３】 プレス焼入れされた押出材であることを
特徴とする請求項１又は２に記載された冷間鍛造用アル
ミニウム合金。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載された組成のアル
ミニウム合金を４４０〜５６０℃で押出加工し、押出直
後にプレス焼き入れすることを特徴とする冷間鍛造用ア
ルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１又は２に記載された組成のアル
ミニウム合金を４４０〜５６０℃で押出加工し、押出直
後にプレス焼き入れし、これを素材として冷間鍛造し、
続いて時効処理を行うことを特徴とする冷間鍛造品の製
造方法。 - 【請求項６】 請求項１又は２に記載された組成のアル
ミニウム合金を４４０〜５６０℃で押出加工し、押出直
後にプレス焼き入れし、これを素材として冷間鍛造し、
続いて１９０〜２５０℃×５〜３０ｍｉｎの短時間加熱
処理を行うことを特徴とする冷間鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35479896A JP3516566B2 (ja) | 1996-12-22 | 1996-12-22 | 冷間鍛造用アルミニウム合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35479896A JP3516566B2 (ja) | 1996-12-22 | 1996-12-22 | 冷間鍛造用アルミニウム合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10183287A true JPH10183287A (ja) | 1998-07-14 |
| JP3516566B2 JP3516566B2 (ja) | 2004-04-05 |
Family
ID=18439982
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35479896A Expired - Fee Related JP3516566B2 (ja) | 1996-12-22 | 1996-12-22 | 冷間鍛造用アルミニウム合金とその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3516566B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007254833A (ja) * | 2006-03-24 | 2007-10-04 | Kobe Steel Ltd | 拡管用アルミニウム合金押出材 |
| JP2008019483A (ja) * | 2006-07-13 | 2008-01-31 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板および温間成形方法 |
| JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 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 |
| WO2011046196A1 (ja) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | 昭和電工株式会社 | ブレーキピストンの製造方法 |
| JP2013542320A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-11-21 | アルコア インコーポレイテッド | 改良された６ｘｘｘアルミニウム合金及びその製造方法 |
| WO2015129304A1 (ja) * | 2014-02-28 | 2015-09-03 | アイシン軽金属株式会社 | 成形性に優れた高強度アルミニウム合金押出材 |
| CN107097043A (zh) * | 2017-04-13 | 2017-08-29 | 广西大学 | 一种6101铝合金型材的制造方法 |
| JP2020169351A (ja) * | 2019-04-02 | 2020-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金製部品の製造方法及び製造設備 |
| CN113684401A (zh) * | 2021-08-25 | 2021-11-23 | 航桥新材料科技（滨州）有限公司 | 一种高服役传动轴用铝合金及其制备方法 |
-
1996
- 1996-12-22 JP JP35479896A patent/JP3516566B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 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 |
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| JP3516566B2 (ja) | 2004-04-05 |
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