(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を均質化処理後、押出または鍛造することによりＡｌ−Ｓｉ系合金材を製造する方法において、Ｓｉ：３〜１８％（質量％、以下同じ）、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．５％未満を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３９０〜３００℃の温度域内に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｓｉ：３〜１８％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．５％未満を含有し、さらにＦｅ：０．５％未満、Ｃｒ：０．５％未満、Ｚｒ：０．５％未満、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなることを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３４０〜３００℃の温度域内に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３４０〜３００℃の温度域内の特定温度に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持した後、常温まで冷却し、ついで３００〜３９０℃の温度に再加熱して３〜２４時間保持する均質化処理を施すことを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【請求項６】
前記均質化処理後、常温まで放冷し、その後押出または鍛造を行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法、詳しくは、Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を均質化処理後、押出または鍛造することによりＡｌ−Ｓｉ系合金材を製造する方法の改良に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品や家電部品などに使用されるＡｌ−Ｓｉ系合金材は、棒材などに鋳造後、熱間押出、または熱間あるいは冷間の鍛造加工が施されるが、従来、押出性や鍛造性を改善するために、合金成分の調整、または、鋳造時に晶出する針状の共晶Ｓｉの球状化、デンドライトアーム間隙に濃縮している添加元素や不純物元素の均質化、さらには鋳造時に発生する内部応力を除去するための高温均質化処理が行われている。
【０００３】
例えば、Ａｌ−Ｓｉ系合金材の冷間鍛造性を改善するために、鋳造工程において、鋳造温度を６７０〜８５０℃の範囲とし、６７０℃から５５４℃までの冷却速度を５℃／秒以上とし、且つ５６０℃から５５４℃までの冷却速度を１０℃／秒以上として、鋳造後、４５０〜５１０℃で２〜１２時間の熱処理を施すことにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物を微細化消滅すると共に、共晶Ｓｉを粒状化して鍛造性を向上させる手法（特公平７−６２２００号公報）が提案されている。しかしながら、この手法においては、鋳造時において厳密な温度管理を伴うため、工程上かなり面倒な制御を要するという難点がある。
【０００４】
また、Ａｌ−Ｓｉ合金の合金成分のうち、共晶Ｓｉの微細化に作用するＣａと、Ｃａと反応する合金中のＰとの重量比率（Ｐ／Ｃａ）、Ｆｅ系晶出物を生成して伸びを低下させるＦｅの含有量を規制し、鋳塊を４５０℃以上の温度での昇温速度が５０℃／時間以下となる加熱条件で５００〜５５０℃の温度領域に加熱して１〜２４時間保持し共晶Ｓｉの球状化および合金成分の均質化を図り、鍛造性を改善する方法（特開平７−１０９５３６号公報）、Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を加熱後、６０℃／ｈｒ未満の初期冷却速度で冷却する均質化処理、例えば、棒状鋳塊を４９０℃で４時間加熱後、４０℃／ｈｒ以下の冷却速度で所定温度（例えば３３５℃）まで冷却し、その後、通常の６０〜８０℃／ｈｒの冷却速度で常温まで冷却することにより硬度を制御し、鍛造加工前のシヤー切断性を改善し良好な鍛造性を維持する方法（特許第２５０６１１５号公報）も提案されているが、いずれの方法においても、鋳塊に押出加工を行う場合、とくに押出速度が大きい場合には割れが生じ易いという問題がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系合金における上記従来の問題点を解消するためになされたものであり、その目的は、Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を均質化処理後、押出または鍛造することによりＡｌ−Ｓｉ系合金材を製造する場合、特定の均質化処理を行うことにより押出性および鍛造性、とくに押出性を改善したことを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための請求項１によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を均質化処理後、押出または鍛造することによりＡｌ−Ｓｉ系合金材を製造する方法において、Ｓｉ：３〜１８％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．５％未満を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３９０〜３００℃の温度域内に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とし、請求項２によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、請求項１において、Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｓｉ：３〜１８％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．５％未満を含有し、さらにＦｅ：０．５％未満、Ｃｒ：０．５％未満、Ｚｒ：０．５％未満、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなることを特徴とする。
【０００７】
請求項３によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、前記請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３４０〜３００℃の温度域内に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とする。
【０００８】
請求項４によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、前記請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理と、３４０〜３００℃の温度域内の特定温度に３〜２４時間保持する第２の熱処理からなる均質化処理を施すことを特徴とする。
【０００９】
請求項５によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、前記請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持した後、常温まで冷却し、ついで３００〜３９０℃の温度に再加熱して３〜２４時間保持する均質化処理を施すことを特徴とする。
【００１０】
また、請求項６によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法は、前記請求項１〜５のいずれかにおいて、前記均質化処理後、常温まで放冷し、その後押出または鍛造を行うことを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明によるＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法のおける合金成分の意義および限定理由、および均質化処理について説明する。
（合金成分）
本発明においては、Ｓｉ：３〜１８％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％を含有し、さらにＭｎ：０．５％未満、Ｆｅ：０．５％未満、Ｃｒ：０．５％未満、Ｚｒ：０．５％未満、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金材が適用される。
【００１２】
Ｓｉは耐摩耗性を向上させるが、多量に含有すると粗大な晶出物（初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉなど）が多くなり鍛造性、押出性を低下させる。Ｓｉの好ましい含有範囲は３〜１８％、さらに好ましい含有量は４〜１８％の範囲である。
【００１３】
ＣｕおよびＭｇは、強度を向上させるが、多量に含有するとＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の晶出物の生成が多くなり鍛造性、押出性を害する。ＣｕおよびＭｇの好ましい含有範囲は、それぞれＣｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．２〜３％である。
【００１４】
Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｒおよびＺｒも、機械的性質を高めるよう機能するが、多量に含有すると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｚｒ系などの晶出物が多くなり鍛造性、押出性を低下させる。Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｒおよびＺｒの好ましい含有量は、それぞれＭｎ：０．５％未満、Ｆｅ：０．５％未満、Ｃｒ：０．５％未満、Ｚｒ：０．５％未満である。
【００１５】
ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して機械的性質を安定化させるよう作用する。好ましい含有量は、それぞれＴｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下の範囲である。なお、本発明においては、共晶Ｓｉなどを微細化して鍛造性、押出性を高めるために、Ｐ：０．０１％以下、Ｓｒ：０．１％以下、Ｎａ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下を添加することもできる。
【００１６】
（均質化処理）
本発明においては、上記の組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を連続鋳造または鋳型鋳造により造塊し、得られた鋳塊を、内部応力除去、共晶Ｓｉの球状化、鋳塊組織のデンドライトアーム間にミクロ偏析したＣｕ、Ｍｇを均一にアルミニウムマトリックス中に溶入させることを目的として、４５０℃を越え５１０℃未満の温度に２時間以上２４時間未満保持する第１の熱処理を行う。
【００１７】
熱処理温度が４５０℃以下では、Ｓｉ粒子の球状化に長時間を要するため生産性が劣り経済性の面で不利となる。５１０℃以上ではＣｕ、Ｍｇがミクロ偏析した濃度の高い部分において局部溶解が生じ、ポア（気孔）が形成し易くなる。熱処理時間が２時間未満では、共晶Ｓｉの球状化が不十分となり鍛造性、押出性の改善が得られない。２４時間以上ではＳｉ粒子が粗大化して切削性が低下する。また、生産性が劣り経済性の面で不利となる。
【００１８】
第１の熱処理におけるより好ましい熱処理温度は４６０℃以上５１０℃未満であり、さらに好ましい熱処理温度は４８０〜５０５℃である。また、生産性を考慮した場合、熱処理時間は２〜１５時間が好ましい。
【００１９】
上記第１の熱処理に続いて、第１の熱処理温度から鋳塊を冷却し、第１の熱処理で溶入させたＣｕ、Ｍｇをアルミニウムマトリックス中に均一に安定析出物として析出させることおよび析出物が後の熱間押出あるいは熱間鋳造の加熱でただちに再溶入しない程度に粗大化させることを目的として、３９０〜３００℃の温度域内で３〜２４時間保持される第２の熱処理を行う。３９０〜３００℃の温度域内で３〜２４時間保持される熱処理とは、３９０〜３００℃の温度域の特定温度に３〜２４時間保持する方法でもよく、３９０〜３００℃の温度域内を３〜２４時間かけて冷却する方法でもよく、鋳塊がこの温度領域内に３〜２４時間の間滞留していればよい。また、鋳塊を第１の熱処理温度から一旦常温付近まで冷却した後、再度３９０〜３００℃の温度に再加熱する方法を採用することもできる。
【００２０】
第２の熱処理における熱処理温度が３９０℃を越えると、Ｃｕ、Ｍｇの析出が十分でなく、押出性、鍛造性の改善が得られない。３００℃未満では析出に長時間を要するため、生産性が劣り経済性の面で不利となる。熱処理時間が３時間未満では、Ｃｕ、Ｍｇの析出が不十分となって鍛造性、押出性の改善効果が得難く、２４時間を越えて熱処理を行っても鍛造性、押出性改善の効果が飽和してそれ以上の改善は期待できない。
【００２１】
より好ましい熱処理温度は３００〜３６０℃であり、さらに好ましい熱処理温度は３４０〜３００℃である。また、本発明においては、第１の熱処理を行った後、３４０〜３００℃の温度域に冷却し、３４０〜３００℃の温度領域内の特定温度に３〜２４時間保持する第２の熱処理を施すことによって、一層優れた鍛造性、押出性の改善効果を達成することが可能となる。
【００２２】
第１の熱処理温度から第２の熱処理温度への冷却速度はとくに限定されず、放冷（冷却速度は約１００℃／ｈｒ）でも炉冷でもよいが、冷却速度の遅いほうが鍛造性、押出性の改善効果が大きくなる。
【００２３】
前記の特定組成のＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材に対して、前記の第１の熱処理および第２の熱処理からなる均質化処理を施すことにより、鋳造材の鍛造性、押出性が向上し、自動車部品や家電部品などに使用されるＡｌ−Ｓｉ系合金材を得ることができる。
【００２４】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の特徴をより明確にするとともに、その効果を実証する。なお、本発明は、これに限定されるものではなく、連続鋳造でなく鋳型鋳造等本発明の趣旨の範囲内において適宜に変更することが可能である。
【００２５】
実施例１
Ｓｉ：１２％、Ｃｕ：４．５％、Ｍｇ：０．５％、Ｍｎ：０．２％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、連続鋳造により直径１５５ｍｍの棒材に造塊した。なお、共晶Ｓｉの微細化のために、鋳込み前に微細化剤として微量のＳｒを添加した。
【００２６】
得られた鋳造棒を長さ４００ｍｍに切断して押出用ビレットとし、ビレットについて表１に示す熱処理を行った後、誘導加熱装置によりビレットを３７０℃の温度に加熱し、６インチ直接押出機を使用して直径３５ｍｍの丸棒に押出成形した。なお、ダイス温度およびコンテナ温度を３５０℃に加熱して押出を行った。
【００２７】
押出成形中、押出速度を初め５ｍ／分とし、途中で１０ｍ／分、さらに１５ｍ／分に上げ、各押出速度における押出丸棒表面の割れの有無を目視で観察した。結果を表２に示す。表２における割れの有無において、○は割れ無し、△は実用上問題のない微小割れ、×は実用上問題のある微小割れ、××は大きな割れを生じたものを示す。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
【表２】
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【００３０】
表２にみられるように、本発明に従う実施例１の試験材Ｎｏ．１〜１１はいずれも、押出速度１０ｍ／分までの押出成形において、実用上有害な割れのない押出材が得られた。とくに、第１の熱処理を行った後、３４０〜３００℃の温度域に冷却し、３４０〜３００℃の温度領域内の特定温度に３〜２４時間保持する第２の熱処理を施した試験材Ｎｏ．２〜３、５〜７は押出速度１５ｍ／分の押出成形が可能である。
【００３１】
比較例１
実施例１で造塊した直径１５５ｍｍの棒材を長さ４００ｍｍに切断して押出用ビレットとし、ビレットについて表３に示す熱処理を行った後、誘導加熱装置によりビレットを３７０℃の温度に加熱し、６インチ直接押出機を使用して直径３５ｍｍの丸棒に押出成形した。なお、ダイス温度およびコンテナ温度を３５０℃に加熱して押出を行った。
【００３２】
実施例１と同様、押出成形中、押出速度を初め５ｍ／分とし、途中で１０ｍ／分、さらに１５ｍ／分に上げ、各押出速度における押出丸棒表面の割れの有無を目視で観察した。結果を表４に示す。表４における割れの有無についての評価は実施例１と同一とした。
【００３３】
【表３】
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【００３４】
【表４】
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【００３５】
表４に示すように、試験材Ｎｏ．１２〜１３は、第２の熱処理が行われていないため押出性が劣る。試験材Ｎｏ．１４〜１５は、第２の熱処理条件が満たされていないため、また、試験材Ｎｏ．１６〜１７は第１の熱処理温度が低いため、いずれも押出性が劣る。試験材Ｎｏ．１８は、押出速度１０ｍ／分の押出成形が可能であるが、第１の熱処理に長時間を要するため生産性が劣り、実用性に欠ける。
【００３６】
実施例２、比較例２
表５に示す組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、連続鋳造により直径１５５ｍｍの棒材に造塊した。なお、Ｓｉ粒子の微細化のために、Ａｌ−過共晶Ｓｉ合金にはＰを、それ以外の合金にはＳｒを、鋳込み前に微細化剤として微量添加した。
【００３７】
得られた鋳造棒を長さ４００ｍｍに切断して押出用ビレットとし、ビレットについて、５００℃に６ｈ保持→３４０℃まで３０℃／ｈで冷却→３４０℃に３ｈ保持→放冷の熱処理を行った後、誘導加熱装置によりビレットを３７０℃の温度に加熱し、６インチ直接押出機を使用して直径３５ｍｍの丸棒に押出成形した。なお、ダイス温度およびコンテナ温度を３５０℃に加熱して押出を行った。
【００３８】
押出成形中、押出速度を初め５ｍ／分とし、途中で１０ｍ／分、さらに１５ｍ／分に上げ、各押出速度における押出丸棒表面の割れの有無を目視で観察した。結果を表５に示す。表５における割れの有無についての評価は実施例１と同一とした。
【００３９】
【表５】
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【００４０】
表５に示すように、本発明の条件に従う試験材Ｎｏ．１９〜２４はいずれも、押出速度１０ｍ／分までの押出成形において、実用上有害な割れのない押出成形が可能である。これに対して、試験材Ｎｏ．２５はＳｉ量が多いため、また、試験材Ｎｏ．２６はＣｕ量が多いため、いずれも押出性が劣る。
【００４１】
実施例３、比較例３
Ｓｉ：１２％、Ｃｕ：４．５％、Ｍｇ：０．５％、Ｍｎ：０．２％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、連続鋳造により直径３０ｍｍの棒材に造塊した。なお、共晶Ｓｉの微細化のために、鋳込み前に微細化剤として微量のＳｒを添加した。
【００４２】
得られた鋳造棒を長さ４５ｍｍに切断して鍛造用試験片とし、この試験片について、（Ａ）５００℃に３ｈ保持→３００℃まで３０℃／ｈで冷却→３００℃に３ｈ保持→放冷、（Ｂ）５００℃に３ｈ保持→放冷の熱処理を施した。
【００４３】
これらの試験片を３７０℃の温度に加熱し、端面から油圧プレスで圧下し、側面に割れが生じるまでの据込み率を測定したところ、（Ａ）の熱処理を行った試験片は据込み率８０％まで割れが発生せず、鍛造性は良好であった。これに対して、（Ｂ）の熱処理を行った試験片は据込み率６７％で割れが生じた。
【００４４】
【発明の効果】
本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造材を均質化処理後、押出または鍛造することによりＡｌ−Ｓｉ系合金材を製造する場合、押出性および鍛造性、とくに押出性の改善されたＡｌ−Ｓｉ系合金材の製造方法が提供される。