JPH09111426A - 高強度Ａｌ合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度なＡｌ合金を得る。 【解決手段】 Ａｌ合金の製造に当り、析出型Ａｌ合金
組成を有する素材に溶体化処理を施して１次中間体Ａ₁
を得る工程と、１次中間体Ａ₁ に、真ひずみε≧０．４
を生じさせる冷間加工を施す、例えば１次中間体Ａ₁ を
屈曲角φ＝１３５°のダイス孔９を１回通す冷間加工を
行って、結晶粒の微細化を達成された２次中間体を得る
工程と、２次中間体に時効処理を施して析出相を現出さ
せる工程と、を用いる。この結晶粒の微細化と析出強化
とによりＡｌ合金の高強度化が達成される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高強度Ａｌ合金の製
造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、Ａｌ合金の製造に当っては、その
高強度化を図るべく、結晶粒の微細化を狙って熱間押出
し加工法が適用されている（例えば、特開平７−７０６
８８号公報参照）。この場合、特に、押出し比が大きく
なればなる程結晶粒の微細化が期待される。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記押
出し比には加圧機構等の設備上の制約から上限値が存
し、したがって結晶粒の微細化にも自ずと限界が生じ
る。例えばビレットにおける結晶粒の平均粒径が２００
μｍである場合、最大押出し比を１５に設定しても、押
出し材における結晶粒の平均粒径は高々１２０μｍ程度
である。

【０００４】

【課題を解決するための手段】本発明は、特定の手段を
採用することによって、結晶粒の微細化と、析出強化ま
たは粒子分散強化とにより高強度化を達成されたＡｌ合
金を得ることのできる前記製造方法を提供することを目
的とする。

【０００５】前記目的を達成するため本発明によれば、
析出型Ａｌ合金組成を有する素材に溶体化処理を施して
１次中間体を得る工程と、前記１次中間体に、真ひずみ
ε≧０．４を生じさせる冷間加工を施して２次中間体を
得る工程と、前記２次中間体に時効処理を施す工程と、
を用いる高強度Ａｌ合金の製造方法が提供される。

【０００６】前記溶体化処理により過飽和固溶体である
１次中間体が得られる。１次中間体に前記のように特定
された冷間加工を施すと、２次中間体における平均結晶
粒径は１次中間体のそれの半分以下となる。つまり、結
晶粒の微細化が図られる。また時効処理により析出相の
現出と分散が図られ、これにより析出強化が達成され
る。

【０００７】このような結晶粒の微細化と析出強化とに
より、高硬度化、したがって高強度化を達成されたＡｌ
合金を得ることができる。ただし、真ひずみεがε＜
０．４では、冷間加工による結晶粒の微細化は達成され
ない。

【０００８】また本発明によれば、ＡｌおよびＡｌ合金
の一方よりなるマトリックスと、そのマトリックスより
も高い硬さを有し、且つ平均粒径Ｄが０．０１μｍ≦Ｄ
≦１０μｍであって、体積分率Ｖｆが３％≦Ｖｆ≦２０
％である分散粒子とよりなる素材に、真ひずみε≧０．
４を生じさせる冷間加工を施す高強度Ａｌ合金の製造方
法が提供される。

【０００９】前記のように特定された分散粒子を前記体
積分率Ｖｆにてマトリックスに分散させると、前記冷間
加工において、前記分散粒子による助勢作用が得られる
ので、マトリックスの結晶粒の微細化が効率良く行われ
る。また分散粒子により粒子分散強化が達成される。

【００１０】このようなマトリックスの結晶粒の微細化
と粒子分散強化とにより、高硬度化、したがって高強度
化を達成されたＡｌ合金を得ることができる。

【００１１】ただし、真ひずみεがε＜０．４では、冷
間加工によるマトリックスの結晶粒の微細化は達成され
ない。また分散粒子の平均粒径ＤがＤ＞１０μｍでは冷
間加工において素材に割れが生じ、一方、Ｄ＜０．０１
μｍの分散粒子はその製造が困難である。さらに分散粒
子の体積分率ＶｆがＶｆ＞２０％では素材の靱性が低下
するため、冷間加工において素材に割れが生じ、一方、
Ｖｆ＜３％では分散粒子による粒子分散強化が達成され
ず、また結晶粒微細化のための助勢作用が得られない。

【００１２】さらに本発明によれば、析出型Ａｌ合金組
成を有する素材に溶体化処理を施して１次中間体を得る
工程と、前記１次中間体に時効処理を施してマトリック
スよりも高い硬さを有する析出相の現出と分散を図られ
た２次中間体を得る工程と、前記２次中間体に、真ひず
みε≧０．４を生じさせる冷間加工を施す工程と、を用
いる高強度Ａｌ合金の製造方法が提供される。

【００１３】前記溶体化処理により過飽和固溶体である
１次中間体が得られる。１次中間体に時効処理を施して
得られた２次中間体においては、硬さの高い析出相が現
出すると共に分散しており、これにより析出強化が達成
される。そして、次の冷間加工においては、高硬度析出
相による助勢作用が得られるので、マトリックスの結晶
粒の微細化が効率良く行われる。

【００１４】このようなマトリックスの結晶粒の微細化
と析出強化とにより、高硬度化、したがって高強度化を
達成されたＡｌ合金を得ることができる。ただし、真ひ
ずみεがε＜０．４では、冷間加工によるマトリックス
の結晶粒の微細化は達成されない。

【００１５】

【発明の実施の形態】図１〜３において、冷間加工に用
いられるダイス１は二つ割の第１，第２半体２，３より
なり、それら半体２，３は複数の通しボルト４およびナ
ット５により締付けられる。

【００１６】第１半体２において、その第２半体３との
合せ面６に、屈曲し、且つ上下方向に伸びる凹形溝７が
形成され、その凹形溝７と第２半体３の合せ面８との協
働で屈曲するダイス孔９が形成される。そのダイス孔９
の入口１０はダイス１上面に開口し、また出口１１はダ
イス１下面に開口する。

【００１７】ダイス孔９の屈曲部１２を挟む両上側、下
側孔部１３，１４は、それらの軸線ａ，ｂ方向と直交す
る方向の断面が正方形であり、またそれらの断面積は略
同一、実施例では同一に設定される。

【００１８】また屈曲部１２における両上側、下側孔部
１３，１４間の屈曲角、即ち、両上側、下側孔部１３，
１４の軸線ａ，ｂの交点ｃから延出する部分ａ₁ ，ｂ₁
間の角度φは９０°≦φ≦１３５°に設定される。図示
例では屈曲角φはφ＝１３５°である。

【００１９】ダイス孔１において、正方形断面の寸法は
縦ｄ＝１０．５mm、横ｅ＝１０．５mmであり、また入口
１０から両軸線ａ，ｂの交点ｃまでの長さｆはｆ＝６０
mm、その交点ｃから出口１１までの長さｇはｇ＝５５mm
である。

【００２０】第１半体２において、下側孔部１４に開口
する挿通孔１５が形成され、その挿通孔１５にノックア
ウトピン１６が挿通される。

【００２１】図４は他のダイス１における第１半体２を
示し、この場合、ダイス孔９の屈曲部１２における屈曲
角φはφ＝９０°に設定されている。ダイス孔９の入口
１０はダイス１上面に開口し、また出口１１はダイス１
側面に開口する。

【００２２】ダイス孔９において、正方形断面の寸法
は、前記同様に縦ｄ＝１０．５mm、横ｅ＝１０．５mmで
あり、また入口１０から両軸線ａ，ｂの交点ｃまでの長
さｆはｆ＝６７．５mm、その交点ｃから出口１１までの
長さｇはｇ＝５０mmである。その他の構成は前記ダイス
１と略同じである。 〔実施例１〕 [I] 素材における析出型Ａｌ合金組成 表１は、素材における三種の析出型Ａｌ合金組成Ａ，
Ｂ，Ｃを示す。

【００２３】

【表１】

【００２４】表１において、析出型Ａｌ合金組成ＡはＡ
ｌ−Ｃｕ系合金組成およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金組成
の一方であり、好適例としては２０００系Ａｌ合金組成
を挙げることができる。

【００２５】各化学成分において、Ｃｕ，ＭｇおよびＭ
ｎは必須成分であり、Ｓｉは選択成分である。

【００２６】Ｃｕは、時効処理においてＧＰゾーン（析
出相）を生成し、これにより析出強化が達成される。た
だし、Ｃｕ含有量がＣｕ＜１．５重量％では効果が無
く、一方、Ｃｕ＞６．８重量％では溶体化が困難となる
ためθ相（安定相Ａｌ₂ Ｃｕ）が粗大化する。

【００２７】Ｍｇは固溶強化作用を発揮する。ただし、
Ｍｇ含有量がＭｇ＜０．０２重量％では前記作用が減退
し、一方、Ｍｇ＞１．８重量％では金属間化合物が生成
されて、それが粗大化する。

【００２８】Ｍｎは応力腐食割れ防止作用を発揮する。
ただし、Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．２重量％では前記作用
が減退し、一方、Ｍｎ＞１．２重量％では金属間化合物
が生成されて、それが粗大化する。

【００２９】Ｓｉは、時効処理においてＭｇ₂ Ｓｉ相
（析出相）を生成し、これにより高温時効性の改善と耐
熱性の向上とが達成される。ただし、Ｓｉ含有量がＳｉ
＜０．２重量％では効果が無く、一方、Ｓｉ＞１．２重
量％ではＳｉ晶が晶出して、それが粗大化する。

【００３０】選択成分としては、前記Ｓｉの外に、再結
晶温度上昇の目的で添加されるＣｒおよびＺｒ、被削性
向上の目的で添加されるＰｂおよびＢｉ、ならびに耐熱
性向上の目的で添加されるＮｉを挙げることができる。
この場合、ＣｒおよびＺｒの含有量は０．１重量％に、
またＰｂおよびＢｉの含有量は０．２重量％≦Ｐｂ等≦
０．６重量％に、さらにＮｉの含有量は０．４重量％≦
Ｎｉ≦１．４重量％にそれぞれ設定される。

【００３１】表１において、析出型Ａｌ合金組成ＢはＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金組成であり、好適例としては６０
００系Ａｌ合金組成を挙げることができる。

【００３２】各化学成分において、ＭｇおよびＳｉは必
須成分であり、ＣｕおよびＣｒは選択成分である。

【００３３】Ｍｇは、時効処理においてＭｇ₂ Ｓｉ相
（析出相）を生成し、これにより時効硬化が達成され
る。ただし、Ｍｇ含有量がＭｇ＜０．３５重量％では効
果が無く、一方、Ｍｇ＞１．５重量％では、ＡｌＭｇ系
金属間化合物が粗大化する。

【００３４】ＳｉはＭｇと同様の作用を発揮する。ただ
し、Ｓｉ含有量がＳｉ＜０．２重量％では効果が無く、
一方、Ｓｉ＞１．２重量％ではＳｉ晶が晶出して、それ
が粗大化する。

【００３５】Ｃｕは、時効処理においてＧＰゾーンを生
成し、析出強化をなす。ただし、Ｃｕ含有量がＣｕ＜
０．１重量％では効果が無く、一方、Ｃｕ＞０．４重量
％では加工性および耐食性が悪化する。

【００３６】Ｃｒは耐応力腐食割れ性改善に寄与する。
ただし、Ｃｒ含有量がＣｒ＜０．０３重量％では効果が
無く、一方、Ｃｒ＞０．３５重量％では金属間化合物が
析出し、それが粗大化する。

【００３７】表１において、析出型Ａｌ合金組成ＣはＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金組成およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金組成の一方であり、好適例としては７０００系
Ａｌ合金組成を挙げることができる。

【００３８】各化学成分において、ＺｎおよびＭｇは必
須成分であり、ＣｕおよびＣｒ、ならびにＭｎは選択成
分である。

【００３９】Ｚｎは、時効処理においてＭｇＺｎ₂ 相
（析出相）を生成し、これにより析出強化が達成され
る。ただし、Ｚｎ含有量がＺｎ＜４．０重量％では効果
が無く、一方、Ｚｎ＞６．７重量％では応力腐食割れが
発生し易くなる。

【００４０】ＭｇはＺｎと同様の作用を発揮する。ただ
し、Ｍｇ含有量がＭｇ＜０．５重量％では効果が無く、
一方、Ｍｇ＞２．９重量％ではＡｌＭｇ系金属間化合物
が粗大化する。

【００４１】Ｃｕは、時効処理においてＧＰゾーン（析
出相）を生成し、これにより析出強化が達成される。た
だし、Ｃｕ含有量がＣｕ＜０．１重量％では効果が無
く、一方、Ｃｕ＞２．６重量％では金属間化合物が析出
して、それが粗大化する。

【００４２】Ｃｒは再結晶粒を微細化し、耐応力腐食割
れ性改善に寄与する。ただし、Ｃｒ含有量がＣｒ＜０．
０４重量％では効果が無く、一方、Ｃｒ＞０．３重量％
では金属間化合物が析出し、それが粗大化する。

【００４３】ＭｎはＣｒと同様の作用を発揮する。ただ
し、Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．１重量％では効果が無く、
一方、Ｍｎ＞０．７重量％では金属間化合物が析出し、
それが粗大化する。 [II] 高強度Ａｌ合金の製造 （１）表２に示す析出型Ａｌ合金組成Ａ〜Ｃを有する三
種の溶製材に機械加工を施して、縦１０mm、横１０mm、
長さ４０mmの三種の素材を得た。

【００４４】

【表２】

【００４５】析出型Ａｌ合金組成Ａは２０２４合金組成
に、また同Ｂは６０６１合金組成に、さらに同Ｃは７０
７５合金組成にそれぞれ相当する。 （２）各素材に表３に示す溶体化処理を施して１次中間
体Ａ₁ ，Ｂ₁ ，Ｃ₁ を得た。１次中間体Ａ₁ ，Ｂ₁ ，Ｃ
₁ は前記Ａｌ合金組成Ａ，Ｂ，Ｃにそれぞれ対応する。

【００４６】

【表３】

【００４７】（３）各１次中間体Ａ₁ ，Ｂ₁ ，Ｃ₁ に、
図２に示した屈曲角φ＝１３５°のダイス１、図４に示
した屈曲角φ＝９０°のダイス１および図示しない屈曲
角φ＝１５０°のダイスを用いて冷間加工を施し、これ
により２次中間体を得た。

【００４８】この冷間加工に当っては、例えば図２に示
すように１次中間体Ａ₁ をダイス孔９の入口１０より上
側孔部１３内に挿入し、次いで加圧プランジャ１７を上
側孔部１３に嵌入して加圧下で１次中間体Ａ₁ を上側孔
部１３より下側孔部１４に押出して、その１次中間体Ａ
₁ に剪断変形を生じさせる。この場合、加圧プランジャ
１７は、その下端面が図２において未加工の１次中間体
Ａ₁ の下端面位置付近まで移動するので１次中間体Ａ₁
の先端部分を除く大部分に剪断変形が生じる。剪断変形
を生じなかった先端部分は切除される。

【００４９】前記冷間加工作業は１回以上行われ、これ
により２次中間体を得る。ただし、２回目以後の冷間加
工作業に当っては、その前の作業において１次中間体Ａ
₁ のｈ面とダイス孔９のｋ面とが対向していたときに
は、１次中間体Ａ₁ をその軸線回りに回転させて、１次
中間体Ａ₁ の、例えばｍ面とダイス孔９のｋ面とが対向
するようにし、これにより１次中間体Ａ₁ に均等に剪断
変形を生じさせる。 （４）各２次中間体に時効処理を施してＡｌ合金を得
た。

【００５０】表４は、析出型Ａｌ合金組成Ａを有する素
材を用い、前記方法により得られたＡｌ合金の例（１）
〜（７）および冷間加工を行わずに前記素材にＴ６処理
を施して得られたＡｌ合金の例（８）〜（１１）に関す
る各種データを示す。

【００５１】表中、真ひずみεは、ε＝（２／√３）×
（１／tan ０．５φ）より求められた。ただし、φは屈
曲角である。これは以下同じである。

【００５２】

【表４】

【００５３】表４から明らかなように、Ａｌ合金の例
（３）〜（７）のごとく、冷間加工における真ひずみε
をε≧０．４、実施例ではε≧０．４８に設定すると、
結晶粒の微細化を図ることができる。また時効処理にお
いて析出強化がなされるので、前記結晶粒の微細化と相
俟って、Ａｌ合金の硬さが大いに高められ、これにより
Ａｌ合金の高強度化が達成される。

【００５４】この場合、真ひずみεが増加すると、それ
に伴い結晶粒の微細化が進行し、硬さも高くなる。

【００５５】Ａｌ合金の例（４）において、図５は１次
中間体の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図６は
２次中間体の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。図
５と図６を比べると、冷間加工により結晶粒の微細化が
図られていることが明らかである。

【００５６】図７はＡｌ合金の例（４）における２次中
間体の金属組織を示す透過電子顕微鏡写真であり、また
図８はＡｌ合金の例（３）における２次中間体の金属組
織を示す透過電子顕微鏡写真である。

【００５７】図７，８において、相対向する２つの矢印
間に存する直線状部分および曲線状部分が粒界を示すも
ので、これにより結晶粒が分断されていることが判る。
また斑模様はひずみ（転位）を大量に含んでいることを
示し、加工硬化を生じていることが判る。

【００５８】真ひずみεをε＜０．４に設定されたＡｌ
合金の例（１），（２）においては結晶粒の微細化は達
成されない。ただし、冷間加工による加工硬化により、
Ｔ６処理によるＡｌ合金の例（８）〜（１１）に比べて
硬さが若干向上している。

【００５９】表５は、析出型Ａｌ合金組成Ｂを有する素
材を用い、前記方法により得られたＡｌ合金の例（１）
〜（７）および冷間加工を行わずに前記素材にＴ６処理
を施して得られたＡｌ合金の例（８）〜（１０）に関す
る各種データを示す。

【００６０】

【表５】

【００６１】表５から明らかなように、Ａｌ合金の例
（３）〜（７）のごとく、冷間加工における真ひずみε
をε≧０．４、実施例ではε≧０．４８に設定すると、
結晶粒の微細化を図ることができる。また時効処理にお
いて析出強化がなされるので、前記結晶粒の微細化と相
俟って、Ａｌ合金の硬さが大いに高められ、これにより
Ａｌ合金の高強度化が達成される。

【００６２】表６は、析出型Ａｌ合金組成Ｃを有する素
材を用い、前記方法により得られたＡｌ合金の例（１）
〜（６）および冷間加工を行わずに前記素材にＴ６処理
を施して得られたＡｌ合金の例（７），（８）に関する
各種データを示す。

【００６３】

【表６】

【００６４】表６から明らかなように、Ａｌ合金の例
（３）〜（６）のごとく、冷間加工における真ひずみε
をε≧０．４、実施例ではε≧０．４８に設定すると、
結晶粒の微細化を図ることができる。また時効処理にお
いて析出強化がなされるので、前記結晶粒の微細化と相
俟って、Ａｌ合金の硬さが大いに高められ、これにより
Ａｌ合金の高強度化が達成される。

【００６５】以上の事実から、ダイス１の屈曲部１２に
おける両上、下側孔部１３，１４間の屈曲角φは９０°
≦φ≦１３５°であることが望ましいと言える。屈曲角
φがφ＞１３５°では真ひずみε≧０．４を達成するこ
とができず、一方、φ＜９０°では加圧力を過大にしな
ければならず、またそれに耐えるダイス１を得ることが
困難である。

【００６６】時効処理において、その加熱温度Ｔは結晶
粒の微細状態維持のため９０℃≦Ｔ≦１７５℃であるこ
とが望ましい。この場合、加熱温度ＴがＴ＜９０℃では
効果が無く、一方、Ｔ＞１７５℃では結晶粒および析出
相の粗大化を招くおそれがある。ただし、加熱温度Ｔは
２次中間体の組成および真ひずみεにより変化し、また
通常のＴ８処理の場合よりも低くなる。

【００６７】加熱時間ｔは２次中間体の大きさにもよる
が、１ｈ≦ｔ≦２４ｈであることが望ましい。この場
合、加熱時間ｔがｔ＜１ｈでは効果が無く、一方、ｔ＞
２４ｈでは結晶粒および析出相の粗大化を招くおそれが
ある。 〔実施例２〕 〔例−Ｉ〕るつぼを用い、２００ｇの純Ａｌを溶解して
７９０℃の溶湯を調製した。次いでその溶湯に、０．３
８４ｇの純Ｆｅを添加し、さらに１８．６４ｇのＫ₂ Ｔ
ｉＦ₆ 粉末と２３．００ｇのＫＢＦ₄ 粉末とを添加し
て、平均粒径Ｄ＝０．０５μｍで、且つＦｅを含むＴｉ
Ｂ粒子（分散粒子）を生成させた。反応終了後、溶湯を
Ｃｕ鋳型に注入してＡｌ合金製インゴットを得た。

【００６８】その後、インゴットに機械加工を施して、
縦１０mm、横１０mm、長さ４０mmの素材（１）を得た。
この場合、Ａｌマトリックスのビッカース硬さＨｖは３
０であり、一方、ＴｉＢ粒子のビッカース硬さＨｖは２
８００である。したがって、ＴｉＢ粒子の硬さはＡｌマ
トリックスのそれよりも高い。

【００６９】また純Ｆｅ、Ｋ₂ ＴｉＦ₆ 粉末およびＫＢ
Ｆ₄ 粉末の添加量を変えた、ということ以外は前記と同
一条件にて前記同様の方法を実施し、これにより各種素
材（２）〜（１０）を得た。各素材（２）〜（１０）に
おいて、ＴｉＢ粒子の平均粒径ＤはＤ＝０．０５μｍで
あった。

【００７０】表７は各素材（１）〜（１０）に関する各
種化学成分の配合量を示す。

【００７１】

【表７】

【００７２】次に各素材（１）〜（１０）に、実施例１
と同様の冷間加工を施して各種Ａｌ合金（１）〜（１
０）を得た。Ａｌ合金（１）〜（１０）は素材（１）〜
（１０）にそれぞれ対応する。

【００７３】表８は各Ａｌ合金（１）〜（１０）に関す
る各種データを示す。なお、ＴｉＢ粒子の分散状態はＡ
ｌ合金の方が素材よりも良好であった。

【００７４】

【表８】

【００７５】表８から明らかなように、Ａｌ合金
（２），（４）〜（１０）のごとく、素材において、Ｔ
ｉＢ粒子の平均粒径Ｄを０．０１μｍ≦Ｄ≦１０μｍ、
この例−ＩではＤ＝０．０５μｍに、またそのＴｉＢ粒
子の体積分率Ｖｆを３％≦Ｖｆ≦２０％、この例−Ｉで
は３％≦Ｖｆ≦８％にそれぞれ設定し、さらに冷間加工
において真ひずみε≧０．４、この例−Ｉではε≧０．
４８を生じさせると、Ａｌマトリックスの結晶粒の微細
化とＴｉＢ粒子による粒子分散強化とを得てＡｌ合金の
硬さが大いに高められ、これによりＡｌ合金の高強度化
が達成される。 〔例−II〕るつぼを用い、２００ｇのＡｌ合金（５０５
２材）を溶解して８００℃の溶湯を調製した。次いでそ
の溶湯に、平均粒径Ｄ＝５μｍで、且つ４１ｇのＴｉＣ
粒子（分散粒子）をアルミ箔に包んで添加し、溶湯をア
ルミナ棒により十分に攪拌してＴｉＣ粒子をその溶湯中
に均一に分散させた。その後、るつぼを冷却してＡｌ合
金製インゴットを得た。

【００７６】インゴットに機械加工を施して、縦１０m
m、横１０mm、長さ４０mmの素材（１）を得た。この場
合、Ａｌ合金マトリックスのビッカース硬さＨｖは４８
であり、一方、ＴｉＣ粒子のビッカース硬さＨｖは３０
００である。したがって、ＴｉＣ粒子の硬さはＡｌ合金
マトリックスのそれよりも高い。

【００７７】またＴｉＣ粒子の平均粒径Ｄおよびその添
加量を変えた、ということ以外は前記と同一条件にて前
記同様の方法を実施し、これにより各種素材（２）〜
（８）を得た。

【００７８】表９は各素材（１）〜（８）に関する各種
化学成分の配合量を示す。

【００７９】

【表９】

【００８０】次に各素材（１）〜（７）に、実施例１と
同様の冷間加工を施して各種Ａｌ合金（１）〜（７）を
得た。Ａｌ合金（１）〜（７）は素材（１）〜（７）に
それぞれ対応する。素材（８）は冷間加工において屈曲
角φ＝１５０°にて割れを生じた。

【００８１】表１０は各Ａｌ合金（１）〜（７）および
素材（８）に関する各種データを示す。なお、ＴｉＣ粒
子の分散状態はＡｌ合金の方が素材よりも良好であっ
た。

【００８２】

【表１０】

【００８３】表１０から明らかなように、Ａｌ合金
（２）〜（７）のごとく、素材において、ＴｉＣ粒子の
平均粒径Ｄを０．０１μｍ≦Ｄ≦１０μｍ、この例−II
では５μｍ≦Ｄ≦１０μｍに、またそのＴｉＣ粒子の体
積分率Ｖｆを３％≦Ｖｆ≦２０％、この例−IIでは１０
％≦Ｖｆ≦２０％にそれぞれ設定し、さらに冷間加工に
おいて真ひずみε≧０．４、この例−IIではε≧０．４
８を生じさせると、Ａｌ合金マトリックスの結晶粒の微
細化とＴｉＣ粒子による粒子分散強化とを得てＡｌ合金
の硬さが大いに高められ、これによりＡｌ合金の高強度
化が達成される。

【００８４】この実施例２において、分散粒子として
は、前記ＴｉＢ粒子等のチタンホウ化物粒子および前記
ＴｉＣ粒子等のチタン炭化物粒子の外に、ＳｉＣ粒子等
のシリコン炭化物粒子および酸化アルミニウム粒子を用
いることが可能である。これらは単独または二種以上の
混合物として用いられる。 〔実施例３〕 〔Ｉ〕素材における析出型Ａｌ合金組成 表１１は、素材における析出型Ａｌ合金組成を示す。表
中、合金元素ＡＥはＦｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、ＣｕおよびＭｎ
から選択される少なくとも一種である。

【００８５】

【表１１】

【００８６】Ｚｒは時効処理において、Ａｌ₃ Ｚｒ相
（析出相）を生成し、これにより析出強化が達成され
る。このＡｌ₃ Ｚｒ相はＡｌ合金マトリックスに分散
し、そのＡｌ合金マトリックスよりも高い硬さを有す
る。またＡｌ₃ Ｚｒ相の平均粒径Ｄおよび体積分率Ｖｆ
はそれぞれ実施例２同様に、それと同様の理由から、
０．０１μｍ≦Ｄ≦１０μｍおよび３％≦Ｖｆ≦２０％
である。

【００８７】ただし、Ｚｒの含有量がＺｒ＜０．２重量
％では、Ａｌ₃ Ｚｒ相の体積分率ＶｆがＶｆ＜３％とな
るため効果がなく、一方、Ｚｒ＞０．５重量％ではＡｌ
₃ Ｚｒ相が粗大となる。

【００８８】合金元素ＡＥはＡｌ合金マトリックスを強
化する作用を有する。ただし、合金元素ＡＥの含有量が
ＡＥ＜０．０１重量％では効果がなく、一方、ＡＥ＞
０．３重量％では固溶量が多くなるため析出相が粗大化
し、また熱伝導性および電気伝導性が低下する。 〔II〕高強度Ａｌ合金の製造 （１）表１２に示す析出型Ａｌ合金組成を有する溶製材
に機械加工を施して、縦１０mm、横１０mm、長さ４０mm
の素材を得た。

【００８９】

【表１２】

【００９０】（２）素材に、６２０℃、２４ｈの条件で
溶体化処理を施して１次中間体を得た。 （３） １次中間体に、４２０℃、１ｈの条件で時効処
理を施して２次中間体を得た。この場合、Ａｌ合金マト
リックスのビッカース硬さＨｖは３０であり、一方、球
状Ａｌ₃ Ｚｒ相のビッカース硬さＨｖは５６０であっ
た。したがってＡｌ₃ Ｚｒ相の硬さはＡｌ合金マトリッ
クスのそれよりも高い。またＡｌ₃ Ｚｒ相の平均粒径Ｄ
はＤ＝０．０１μｍであった。 （４）２次中間体に実施例１と同様の冷間加工を施して
Ａｌ合金を得た。

【００９１】表１３はＡｌ合金に関する各種データを示
す。

【００９２】

【表１３】

【００９３】表１３から明らかなように２次中間体にお
いて、Ａｌ₃ Ｚｒ相の平均粒径Ｄを０．０１μｍ≦Ｄ≦
１０μｍ、この実施例ではＤ＝０．０１μｍに、またそ
のＡｌ₃ Ｚｒ相の体積分率Ｖｆを３％≦Ｖｆ≦２０％、
この実施例ではＶｆ＝４％にそれぞれ設定し、さらに冷
間加工において真ひずみε≧０．４、この実施例ではε
＝２．３０を生じさせると、Ａｌ合金マトリックスの結
晶粒の微細化とＡｌ₃Ｚｒ相による析出強化とを得てＡ
ｌ合金の硬さが大いに高められ、これによりＡｌ合金の
高強度化が達成される。

【００９４】このＡｌ合金はＡｌ濃度が高く、したがっ
て高熱伝導材料および高電気伝導材料として有効であ
る。

【００９５】

【発明の効果】本発明によれば、前記のように特定され
た手段を採用することによって、高強度なＡｌ合金を得
ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ダイスの一例を示す斜視図である。

【図２】図１の２−２線断面図である。

【図３】図２の３−３線矢視図である。

【図４】ダイスの他例を示す断面図で、図２に対応す
る。

【図５】１次中間体の金属組織を示す光学顕微鏡写真で
ある。

【図６】２次中間体の一例の金属組織を示す光学顕微鏡
写真である。

【図７】２次中間体の一例の金属組織を示す透過電子顕
微鏡写真である。

【図８】２次中間体の他例の金属組織を示す透過電子顕
微鏡写真である。

【符号の説明】

１ ダイス ９ ダイス孔 １７ 加圧プランジャ Ａ₁ １次中間体 φ 屈曲角

フロントページの続き (72)発明者 鹿屋 出 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 篠原 雅志 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 藤原 良也 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 小池 精一 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 市川 政夫 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 本間 健介 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 析出型Ａｌ合金組成を有する素材に溶体
   化処理を施して１次中間体を得る工程と、前記１次中間
   体に、真ひずみε≧０．４を生じさせる冷間加工を施し
   て２次中間体を得る工程と、前記２次中間体に時効処理
   を施す工程と、を用いることを特徴とする高強度Ａｌ合
   金の製造方法。
2. 【請求項２】 屈曲するダイス孔を備えたダイスを用意
   し、そのダイス孔の屈曲部を挟む両孔部における軸線方
   向と直交する方向の断面積は略同一に設定され、前記冷
   間加工に当っては、前記１次中間体を前記ダイス孔の一
   方の孔部より他方の孔部に押出して、その１次中間体に
   前記屈曲部において剪断変形を生じさせる、請求項１記
   載の高強度Ａｌ合金の製造方法。
3. 【請求項３】 前記屈曲部における両孔部間の屈曲角φ
   は９０°≦φ≦１３５°である、請求項２記載の高強度
   Ａｌ合金の製造方法。
4. 【請求項４】 前記析出型Ａｌ合金組成は、Ａｌ−Ｃｕ
   系合金組成およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金組成の一方で
   ある、請求項１，２または３記載の高強度Ａｌ合金の製
   造方法。
5. 【請求項５】 前記析出型Ａｌ合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ
   −Ｓｉ系合金組成である、請求項１，２または３記載の
   高強度Ａｌ合金の製造方法。
6. 【請求項６】 前記析出型Ａｌ合金組成は、Ａｌ−Ｚｎ
   −Ｍｇ系合金組成およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金
   組成の一方である、請求項１，２または３記載の高強度
   Ａｌ合金の製造方法。
7. 【請求項７】 ＡｌおよびＡｌ合金の一方よりなるマト
   リックスと、そのマトリックスよりも高い硬さを有し、
   且つ平均粒径Ｄが０．０１μｍ≦Ｄ≦１０μｍであっ
   て、体積分率Ｖｆが３％≦Ｖｆ≦２０％である分散粒子
   とよりなる素材に、真ひずみε≧０．４を生じさせる冷
   間加工を施すことを特徴とする高強度Ａｌ合金の製造方
   法。
8. 【請求項８】 屈曲するダイス孔を備えたダイスを用意
   し、そのダイス孔の屈曲部を挟む両孔部における軸線方
   向と直交する方向の断面積は略同一に設定され、前記冷
   間加工に当っては、前記素材を前記ダイス孔の一方の孔
   部より他方の孔部に押出して、その素材に前記屈曲部に
   おいて剪断変形を生じさせる、請求項７記載の高強度Ａ
   ｌ合金の製造方法。
9. 【請求項９】 前記屈曲部における両孔部間の屈曲角φ
   は９０°≦φ≦１３５°である、請求項８記載の高強度
   Ａｌ合金の製造方法。
10. 【請求項１０】 前記分散粒子は、チタンホウ化物粒
    子、チタン炭化物粒子、シリコン炭化物粒子および酸化
    アルミニウム粒子から選択される少なくとも一種であ
    る、請求項７，８または９記載の高強度Ａｌ合金の製造
    方法。
11. 【請求項１１】 析出型Ａｌ合金組成を有する素材に溶
    体化処理を施して１次中間体を得る工程と、前記１次中
    間体に時効処理を施してマトリックスよりも高い硬さを
    有する析出相の現出と分散を図られた２次中間体を得る
    工程と、前記２次中間体に、真ひずみε≧０．４を生じ
    させる冷間加工を施す工程と、を用いることを特徴とす
    る高強度Ａｌ合金の製造方法。
12. 【請求項１２】 屈曲するダイス孔を備えたダイスを用
    意し、そのダイス孔の屈曲部を挟む両孔部における軸線
    方向と直交する方向の断面積は略同一に設定され、前記
    冷間加工に当っては、前記２次中間体を前記ダイス孔の
    一方の孔部より他方の孔部に押出して、その２次中間体
    に前記屈曲部において剪断変形を生じさせる、請求項１
    １記載の高強度Ａｌ合金の製造方法。
13. 【請求項１３】 前記屈曲部における両孔部間の屈曲角
    φは９０°≦φ≦１３５°である、請求項１２記載の高
    強度Ａｌ合金の製造方法。
14. 【請求項１４】 前記析出型Ａｌ合金組成において、Ｚ
    ｒの含有量が０．２重量％≦Ｚｒ≦０．５重量％であ
    り、またＦｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、ＣｕおよびＭｎから選択さ
    れる少なくとも一種の合金元素ＡＥの含有量が０．０１
    重量％≦ＡＥ≦０．３重量％であり、さらに残部がＡｌ
    である、請求項１１，１２または１３記載の高強度Ａｌ
    合金の製造方法。