JPH09249951A - 微細組織を有するアルミ鍛造製品の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 スピニング加工やフレアリング加工の必要な
く、鍛造のみで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：０．４〜１．５％，Ｃｕ：０．１
５〜０．９％，Ｍｇ：０．８〜１．５％及びＣｒ：０．
０４〜０．９％を含み、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％，
Ｚｎ：０．２５％以下に規制したアルミニウム合金の鋳
塊を均質化処理した後、切断し、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５００〜５４０℃に加熱し、４００〜４６
０℃に保持した金型を使用して二次鍛造し、５１０〜５
４５℃×２〜６時間の溶体化処理，水冷後に１６０〜１
９０℃×４〜１２時間の時効処理を施す熱処理を行い、
製品形状に機械加工する。使用するアルミニウム合金
は、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｂ：０．０００１
〜０．０１％，Ｍｎ：０．２〜０．６％，Ｚｒ：０．０
５〜０．２％を含むことができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、機械的強度に優れた車
両用ホイール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】車両用ホイールを例にとると、車両用の
アルミニウム合金製ホイール（以下、アルミホイールと
いう）は、鉄製ホイールに比較して軽量であり、且つ意
匠性，耐食性等に優れていることから、需要が年々増加
する傾向にある。アルミホイールは、製造方法に応じて
鋳造ホイールと鍛造ホイールに大別される。鋳造ホイー
ルは、一体成形が可能なことから工程数が少なく、また
複雑形状への成形も可能なため、低コストで提供され
る。しかし、鋳造により製造されることから、ポロシテ
ィ等に起因して内部品質が劣り、結果として各部を肉厚
にする必要がある。そのため、アルミニウム合金の軽量
性を活かし切れず、車両用として敬遠される重量増加を
招く原因となる。

【０００３】鍛造ホイールは、ディスク部とリム部とを
一体成形した１ピースホイール，それぞれが独立した部
材からなる２ピースホイール，リム部を更に二分割した
３ピースホイールに分類される。１ピースホイールは、
構造面からすると最も剛性が高く、ビレット又は押出し
棒を所定形状に鍛造することにより製造されている。こ
の鍛造ホイールは、リム部にスピニング等の塑性加工を
施し、場合によってはフランジ部をフレアリング加工し
ている。たとえば、特開平１−２７３６３５号公報で
は、鍛造後のスピニング加工によってリアフランジ部を
形成している。また、特開平６−１９８３８２号公報で
は、鍛造後のフレアリング加工によりリアフランジ部を
形成している。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】鍛造ホイールは、鍛造
によって機械的強度が向上し、鋳造ホイールに比較して
薄肉軽量化できる。そのため、スピニングやフレアリン
グ等の工程が必要なことからコスト高になるにも拘ら
ず、高強度の一体構造であることを重視し、乗用車用ホ
イールの大型化，バス・トラックの軽量化に伴って生産
量が増加している。しかしながら、スピニング加工やフ
レアリング加工を省略し鍛造加工のみで所定のホイール
を製造できるようになると、鍛造製品の長所を活かした
ホイールを安価に提供できる。本発明は、このような要
求に応える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，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、スピニング加工やフレアリ
ング加工の必要なく、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
ない鍛造ホイールを提供することを目的とする。また、
本発明の技術思想は、複雑形状の一般の鍛造製品につい
ても同様に適用できる。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｓｉ：０．４〜１．５重量％，
Ｃｕ：０．１５〜０．９重量％，Ｍｇ：０．８〜１．５
重量％及びＣｒ：０．０４〜０．９重量％を含み、Ｆ
ｅ：０．０５〜０．３５重量％，Ｚｎ：０．２５重量％
以下に規制したアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理し
た後、切断し、鍛造直後の素材温度が４４０〜５００℃
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を特徴とする。ま
た、アルミ鍛造ホイール等の鍛造製品は、前述の組成を
もつアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理した後、切断
し、一次鍛造直後の素材温度が４４０〜５００℃となる
よう該切断鋳塊を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４４０〜５００℃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、製品形状に機械加工することにより
製造される。使用するアルミニウム合金は、Ｔｉ：０．
００５〜０．１５重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１
重量％及びＭｎ：０．２〜０．６重量％含むことができ
る。更にＺｒ：０．０５〜０．２重量％を含むアルミニ
ウム合金も使用可能である。

【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：０．４〜１．５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、
１．５重量％を超える多量のＳｉ含有は、Ｓｉの粒界析
出に伴う粒界脆化が生じやすく、押出し及び鍛造加工性
等を低下させる。 Ｃｕ：０．１５〜０．９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及び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、０．９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：０．８〜１．５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．
５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：０．０４〜０．９重量％ Ｍｎと共同して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、０．９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：０．０５〜０．３５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
有量の上限は０．３５重量％にした。一方、０．０５重
量％未満の場合は、鋳造割れが発生するので、下限を
０．０５重量％にした。０．０５〜０．３５重量％の範
囲においては、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が鍛造品の溶
体化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。 Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に、鋳造組織の微細化に有効な合金元素であ
り、０．０００１重量％以上の含有量でその効果がみら
れる。また、Ｂ含有量の上限は、Ｔｉ含有量と同様な理
由から０．０１重量％に設定した。

【００１０】Ｍｎ：０．２〜０．６重量％ Ｃｒと同様に再結晶粒の成長を抑制し、Ｔ６処理での溶
体化処理時に再結晶粒の粗大化を抑制する上で有効な合
金元素であり、０．２重量％以上含有させることが要求
される。Ｍｎが再結晶粒の成長を抑制する作用は、Ｃｒ
と併存するとき顕著な効果となって現れ、二次鍛造及び
Ｔ６処理の組織を全面微細な組織にする。しかし、０．
６重量％を超える多量のＭｎを含有させるとき、鍛造時
の加工性が悪くなる。 Ｚｒ：０．０５〜０．２重量％ Ｍｎ及びＣｒと共同して、再結晶粒の粗大化を抑制する
上で有効な合金元素であり、Ｔ６処理での溶体化処理時
に効果を発揮する。このようなＺｒ添加の作用は、０．
０５重量％以上のＺｒ含有量で顕著になる。しかし、多
量のＺｒ含有は加工性に悪影響を与えるので、Ｚｒを添
加するときは、その上限を０．２重量％とした。

【００１１】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る。鋳塊としては、最終製品に近
い形状が好ましい。たとえば、円形状のホイールでは、
円柱状ビレットが好ましい。次に、ビレットを５２０〜
５６０℃×５〜１０時間の均質化処理を施した後、所定
の長さに切断する。 一次鍛造 一次鍛造工程に供する前に、切断された鋳造素材を加熱
炉に装入し、４５０〜５００℃に加熱する。このときの
加熱温度は、最終製品であるホイールの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。

【００１２】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、４４０〜５００℃（好ましくは、４５０〜４９
０℃）の温度範囲に維持される。４４０〜５００℃（好
ましくは、４５０〜４９０℃）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
晶粒の粗大化が発生し易い。逆に５００℃以上の加熱温
度では、素材にバーニングが発生し易くなる。一次鍛造
では、４５０〜５００℃に加熱された素材を自由鍛造法
によって上下方向に潰し、図１に示すような形状をもつ
一次鍛造品を製造する。このとき、上下方向の変形率
［（初期のビレット長さ−鍛造後のビレット長さ）×
（初期のビレット長さ）^-1×１００％］は、５０〜７０
％が好ましい。一次鍛造は、次のホイール形状に近い形
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％の変形率でビレットを
鍛造すると、ビレットの鋳造組織が破壊され、またポロ
シティ等の鋳造欠陥が圧着されるため、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、フ
ランジ部をもつ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、５
００℃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が４４０〜５００℃（好ましく
は、４８０〜４９０℃）になるように、金型温度を４０
０〜４６０℃の範囲に維持する。金型温度は高い方が望
ましいが、金型温度が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やすくなる。逆に、４５
０℃未満の金型温度では、二次鍛造品のＴ６処理後の再
結晶粒が粗大化する。

【００１４】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。二次鍛造では、複雑な変形
をさせるため鍛造中の温度が高いほど変形抵抗が少なく
なる。具体的には、鍛造前の加熱温度を５００〜５４０
℃と高く設定するとき、変形抵抗熱の発生と併せて金型
温度が４００〜４６０℃と低くても、鍛造中の材料温度
が４８０〜４９０℃の範囲に維持される。二次鍛造工程
では、二次鍛造品を完成品に近いホイールに極力近付け
るため、図１に示すように左右に分割できる雌型を使用
する。組み立てた雌型の内部に一次鍛造品を収容し、雄
型を押し込むことにより鍛造する。これにより、複雑な
形状をもつ成形品であっても、１回の鍛造によって成形
することが可能となり、しかも成形品の型抜きも容易に
なる。そのため、リム部をスピニング加工で成形した
り、フランジ部をフレアリング加工等の曲げ加工で成形
することが不要になり、結果として製造コストの低減が
図られる。また、本発明では鍛造温度を比較的高く設定
しているので、これによっても複雑形状の成形が容易に
行われる。更に、この技術思想は、他の複雑形状な一般
の鍛造品についても同様に適用することが可能である。

【００１５】熱処理 完成品に近い二次鍛造品は、５１０〜５４５℃×２〜６
時間加熱し、水冷した後で１６０〜１９０℃×４〜１２
時間加熱する時効処理、いわゆるＴ６処理が施される。
５１０〜５４５℃×２〜６時間の加熱は、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 及び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，Ｚｒ等の合金成分
は、ビレットの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４４０〜５００℃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解放され、溶体化処理前
（鍛造製品）中に蓄積される歪みエネルギーが小さくな
る。このため、溶体化処理時に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
晶粒の粗大化を阻止できる。一方、４４０℃よりも低い
温度で鍛造を行うと、冷却終了後にも鍛造時に導入され
た歪が多く残存し、これが溶体化処理時の再結晶粒の成
長のエネルギーとなり、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ系粒子が存在
しても、その粗大化を抑制することが不可能となる。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い。溶体化処理された製
品は、水焼入れされ、１６０〜１９０℃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Ｍｇ
₂ 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。機械加工された最終製品は、ホ
イール等に仕上げられる。

【００１６】

【実施例】

実施例１：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。このビレットを５４０℃×８時間の均質化処理を施
した後、直径３５ｍｍ，長さ９０ｍｍのテスト用鍛造素
材を切り出した。

【００１７】

【００１８】得られた鍛造素材に４８０℃×１時間の均
熱処理を施した後、直ちに金型温度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２の二次成形品に近い形状にま
ず成形した。この一次鍛造品を４００℃及び５２０℃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２
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℃，５２０℃加
熱のときは４９０℃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３，図４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４
００℃のとき、図５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５２０℃のものでは、図６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。図５から明らかなように、二
次鍛造温度が４００℃の場合、中心部の再結晶粒は粗大
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、再結晶粒が粗大化する
ことを示している。他方、試料Ｎo.２，３は、試料Ｎo.
１に比較して中心部で再結晶粒の粗大化が進行していな
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Ｃｒ＋Ｍｎを、試料Ｎo.３ではＣｒ＋Ｍｎ
＋Ｚｒを複合添加した効果が顕著に発現されていること
を示している。なお、一次鍛造温度が４００℃で二次鍛
造温度が５２０℃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。これに
より、鍛造中の温度が低い工程が入ると、溶体化処理に
より再結晶が粗大化することが判る。なお、時効処理で
は、再結晶粒が粗大化していなかった。

【００１９】実施例２：表１に示した各組成のアルミニ
ウム合金から直径２４０ｍｍのビレットを半連続鋳造法
で製造し、５４０℃×８時間の均質化処理を施した後、
直径２４０ｍｍ，長さ４８０ｍｍのホイール用鍛造素材
をビレットから切り出した。鍛造用素材に４８０℃×１
時間の均熱処理を施し、上下方向に一次鍛造して、直径
４２０ｍｍ，厚さ１７０ｍｍの一次鍛造品を製造した。
このときの変形率は６５％，金型の予熱温度は４１０℃
であった。一次鍛造品を５２０℃に加熱し、割り型の中
にセットした後、変形率８０％で二次鍛造した。二次鍛
造時の金型温度は、雄型を４５２℃，雌型を４３３℃に
設定した。鍛造前に５２０℃の高温に加熱されているこ
とから、塑性変形が円滑に行われ、リム部の湾曲した形
状も容易に成形することができた。

【００２０】二次鍛造品に５４０℃×２時間の溶体化処
理を施した後、水焼入れし、１８０℃×６時間の時効処
理を施し、放冷した。Ｔ６処理終了後の二次鍛造品を機
械加工し、ネジ部，飾り穴部，断面厚さ等を調整加工
し、最終製品である図７のホイールに仕上げた。このホ
イールからディスク部及びリム部を切り出し、Ｔ６処理
後のマクロ組織及び機械的性質を調査した。調査結果を
表２に示す。なお、表２では、組成が試料Ｎo.１のアル
ミニウム合金について一次鍛造温度及び二次鍛造温度を
変化させ、Ｔ６処理を本発明に従った条件下で行ったも
のを比較例として示した。

【００２１】

【００２２】表２に示されているように、本発明に従っ
たものでは、ディスク部及びリム部共に引張強さが比較
例に比べて大幅に上昇しており、耐力も向上していた。
また、伸びは減少していた。これに対し、比較例では、
再結晶粒が成長していることから引張強さが減少してお
り、伸びが大きくなっていた。引張試験に供した試料
は、製品の長手方向に採取しているので、引張方向と再
結晶粒の成長方向が一致している。そのため、伸びが大
きくでたものと考えられるが、材料に異方性があること
から好ましいことではない。この点、本発明に従った試
験片では、全面が均一で微細な再結晶組織となっている
ので、機械的性質に異方性がなく、信頼性の高いホイー
ルとなる。また、再結晶粒が粗大化した位置は、比較的
変形率の高い部分であった。このような機械的性質の相
違は、マクロ組織の如何によるものである。たとえばホ
イールＮo.１のリム部は、マクロ組織を図８に示すよう
に、全面が均一で微細な再結晶組織をもっていた。これ
に対し、ホイールＮo.４は、図９に示すようにディスク
部及びリム部共に再結晶粒が粗大化した組織になってい
た。また、ホイールＮo.５も、図１０に示すように一部
に粗大化した再結晶粒が検出された。

【００２３】

【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・組成及び鍛造を特定条件下で組み合わせるこ
とにより、溶体化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ホ
イールが得られる。また、この方法は、スピニング加工
やフレアリング加工を必要とせず、鍛造のみで必要形状
に成形できるため、製造コストの低減も図られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明に従った製造工程を示すフロー

【図２】 実施例１で製造したテスト用二次鍛造品

【図３】 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

【図４】 二次鍛造温度５２０℃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

【図５】 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

【図６】 二次鍛造温度５２０℃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

【図７】 実施例２で製造したホイールの断面図

【図８】 ホイールＮo.１のホイール断面のマクロ組織
を示す写真

【図９】 ホイールＮo.４のホイール断面のマクロ組織
を示す写真

【図１０】 ホイールＮo.５のホイール断面のマクロ組
織を示す写真

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小林 重幸 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 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 (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：０．４〜１．５重量％，Ｃｕ：
   ０．１５〜０．９重量％，Ｍｇ：０．８〜１．５重量％
   及びＣｒ：０．０４〜０．９重量％を含み、Ｆｅ：０．
   ０５〜０．３５重量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に規
   制したアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理した後、切
   断し、鍛造直後の素材温度が４４０〜５００℃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鍛造製品の製造方法。
2. 【請求項２】 Ｓｉ：０．４〜１．５重量％，Ｃｕ：
   ０．１５〜０．９重量％，Ｍｇ：０．８〜１．５重量％
   及びＣｒ：０．０４〜０．９重量％を含み、Ｆｅ：０．
   ０５〜０．３５重量％，Ｚｎ：０．２５重量％以下に規
   制したアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理した後、切
   断し、一次鍛造直後の素材温度が４４０〜５００℃とな
   るよう該切断鋳塊を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４４０〜５００℃となるように４００〜４
   ６０℃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うアルミ鍛造製品の製造方法。
3. 【請求項３】 更にＴｉ：０．００５〜０．１５重量
   ％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％及びＭｎ：０．
   ２〜０．６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記載のアルミ鍛造製品の製造方法。
4. 【請求項４】 更にＺｒ：０．０５〜０．２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
   記載のアルミ鍛造製品の製造方法。