JP2010174337A

JP2010174337A - 鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレット

Info

Publication number: JP2010174337A
Application number: JP2009019056A
Authority: JP
Inventors: Masaki Shinkawa; 雅樹新川; Yusuke Toyoda; 裕介豊田; Hidetoshi Takagi; 英俊高木
Original assignee: TOYAMA GOKIN KK; Honda Motor Co Ltd
Current assignee: TOYAMA GOKIN KK; Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2009-01-30
Filing date: 2009-01-30
Publication date: 2010-08-12

Abstract

【課題】ニアネットシェイプ化によって鍛造歩留まりの向上と鍛造荷重の低減、および金型寿命の向上を達成できることは勿論のこと、高い強度を有する鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットを提供する。
【解決手段】質量比で、Ｍｇ：０．６０％以上１．０％以下、Ｓｉ：０．６０％以上１．０５％以下、Ｃｕ：０．３０％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上０．４０％未満、Ｃｒ：０．１５％を超え０．２５％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットにおいて、長手方向に延在する形状をなし、長手方向と直交する断面の面積が長手方向で変化する鋳造形状を有する。
【選択図】図５

Description

本発明は、鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットに係り、特に、鍛造歩留まりを向上させるとともに鍛造前の段階で高い強度を付与する技術に関する。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のアルミニウム展伸材は、熱処理（溶体化処理および時効）により高い強度が付与され、しかも耐食性に優れることから、自動車部品等に多用されている。ここで、アルミニウム鍛造部品のコスト低減の達成手法の一つとして、鍛造歩留まりの向上が従来からの課題である。そのための方法として、鍛造時に形成されるバリの大きさを極力小さくすることが試みられている。

しかしながら、鍛造時に形成されるバリは一様な大きさに形成されないため、バリの小さな部分では製品に導入される塑性歪が小さくなり、その結果、強度や靱性が低下するという問題がある。一方、バリの大きな部分では、製品のバリの近傍に過大な塑性歪が生じ、大きな塑性流動に起因する粗大な再結晶粒が生成し、返って強度低下を招くという問題もしばしば生じていた。

ここで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、例えば特許文献１に記載されているように、基地中にＭｇ２Ｓｉを析出させるとともに過剰Ｓｉを分散させたアルミニウム合金が開示されている。また、特許文献２にも同等のアルミニウム合金が開示されている。

上記のようなアルミニウム合金を鍛造する技術としては、例えば特許文献３には、材料を製品形状に近い形状の鋳型で鋳造した後に鍛造を行う技術が開示されている。また、特許文献４には、製品形状に近い断面形状の鋳型から引き抜いた連続鋳造ビレットを縦にスライスして鍛造に供する技術が開示されている。さらに、特許文献５には、断面円形の連続鋳造ビレットを転造することによって長手方向の直径を変化させ、この材料を鍛造する技術が開示されている。

特開平１−２２５７５６号公報特公昭５９−３９４９９号公報特開２００２−３０２７２８号公報特開平６−３２８１９７号公報特開平６−２７７７８７号公報

特許文献１に記載されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、強度を高めるために押出し加工を行うことを前提としたアルミニウム合金であり、製造コストが割高になるという問題がある。また、特許文献２に記載されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、耐力の最大値が低く、高強度材として最適化されているとは言えない。

特許文献３に記載された鍛造技術では、成形されるバリが小さくニアネットシェイプが達成されてはいるが、鍛造による塑性歪が小さいため、靱性の低い鋳造組織が内部に残り、例えば自動車のサスペンション部品などに求められる強度や耐衝撃性が得られないという問題がある。これと同等の問題は特許文献４および特許文献５にも当てはまり、特許文献５では転造を行うため製造コストが割高になるという問題もある。

鍛造歩留まりの向上と鍛造荷重の低減、および金型寿命の向上のため前記従来技術のようなニアネットシェイプ化の取り組みがなされているが、必要な強度を得るためには鍛造により再結晶組織を得る必要があり、そのためには鍛造によってある程度の塑性歪を付与する必要がある。本発明はそのような事情に鑑みてなされたもので、ニアネットシェイプ化によって鍛造歩留まりの向上と鍛造荷重の低減、および金型寿命の向上を達成できることは勿論のこと、高い強度を有する鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットを提供することを目的としている。

本発明は、質量比で、Ｍｇ：０．６０％以上１．０％以下、Ｓｉ：０．６０％以上１．０５％以下、Ｃｕ：０．３０％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上０．４０％未満、Ｃｒ：０．１５％を超え０．２５％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットにおいて、長手方向に延在する形状をなし、長手方向と直交する断面の面積が長手方向で変化する鋳造形状を有することを特徴としている。

本発明では、上記の成分組成を有することにより、母材を析出強化しつつ粗大再結晶粒の成長を抑制するＭｇ２Ｓｉを主成分とする析出物と、析出強化の効果を助長する過剰のＳｉ量が最適に調和されている。このため、本発明の鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットでは、鍛造前の段階で高い強度を有するとともに鍛造による塑性歪でさらに強度が向上し、しかも過度の塑性歪が導入されても粗大再結晶粒の成長を抑制することができる。さらに、本発明の鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットでは、長手方向と直交する断面の面積が長手方向で変化する鋳造形状を有するから、断面の面積を製品の形状に合わせることにより、鍛造時に形成されるバリの大きさを一様にすることができる。したがって、製品の各部位における塑性歪の大きさを均一にして均一な強度を付与することができる。また、バリの大きさを一様にすることができるから、バリの大きさを極力小さくしてニアネットシェイプ化を図ることができ、鍛造歩留まりの向上と鍛造荷重の低減、および金型寿命の向上を達成することができる。加えて、本発明では押出し加工や転造を必要としないから、製造コストが割高になることがない。

本発明の鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットは、任意の方法で鋳造することができる。たとえば、鋳造形状は、内周面が入口側から出口側に向けて拡径するテーパ面を有する鋳型から引き出して形成することができ、長手方向中間部に大径部と小径部とを備えることができる。そして、大径部は鋳型からの引き出し速度を大きくして形成することができ、小径部は鋳型からの引き出し速度を小さくして形成することができる。この場合、大径部に供給する冷却水の量を少なくし、小径部に供給する冷却水の量を多くすることができる。このような態様では、製品形状に合わせた特別な鋳型が必要がなく、製造コストが増大することがない。

本発明では、上記成分以外にＦｅ：０．２５質量％以下、Ｚｎ：０．０５質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下、Ｃａ：５０〜１５０ｐｐｍの１種または２種以上を含有することができる。

本発明によれば、ニアネットシェイプ化によって鍛造歩留まりの向上と鍛造荷重の低減、および金型寿命の向上を達成できることは勿論のこと、高い強度を有する鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットが提供される等の効果を得ることができる。

１．第１実施例
ＳｉおよびＭｇの添加量を種々設定し、他の成分を本発明の範囲としたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を鋳造してビレットを製造した。それらのビレットに鍛錬比６５〜７０％で鍛造を行って試料とした。鍛造後の試料に５２５±５℃で２時間の溶体化処理を行った後、温度を１８０±５℃まで下げて４時間の時効を行った。なお、「鍛錬比」とは、断面積が半分となる鍛造を行った場合を１００％として、鍛造後の断面積から算出した百分率である。

Ｍｇの添加量と引張強さとの関係を図１に、Ｓｉの添加量と引張強さおよび伸びとの関係を図２に示す。なお、参考のためにＡ６０６１材を用いて上記と同じ条件で作製した試料の測定結果を比較例として図１および図２に併記する。図１に示すように、Ｍｇの添加量が０．６０〜０．９５質量％のときに引張強さが向上することが確認された。また、Ｓｉの添加量が０．６０〜１．０５質量％の時に、引張強さと伸び向上されることが確認された。

２．第２実施例
表１に示す成分の実施例および比較例のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を鋳造してビレットを製造した。それらのビレットに種々の鍛錬比で鍛造を行って試料とした。鍛造後の試料に５２５±５℃で２時間の溶体化処理を行った後、温度を１８０±５℃まで下げて４時間の時効を行った。各試料の引張強さおよび結晶粒径に及ぼす鍛錬比の影響を図３および図４に示す。

図３に示すように、本発明の実施例では、鍛造前に押出し加工をしなくても高い引張強さを有する。また、同じ鍛錬比でも実施例の方が比較例よりも引張強さが高い。さらに、比較例では鍛錬比が７０％を超えたあたりから過大な塑性歪による粗大再結晶粒の成長に伴う引張強さの急減が見られたが、実施例では鍛錬比が８０％を超えてしばらくするまで引張強さの急減は見られなかった。また、図４に示すように、同じ鍛錬比でも実施例の方が比較例よりも結晶粒径が微細であることが確認された。

３．第３実施例
表１に示す実施例の成分のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とＡ６０６１材を鋳造してビレットを製造した。その際に図５に示すような長手方向で直径が変化するビレットと、丸棒のビレットを鋳造した。それらのビレットに約４５％の鍛錬比で鍛造を行って図５に示す製品を作製した。鍛造後の試料に５２５±５℃で２時間の溶体化処理を行った後、温度を１８０±５℃まで下げて４時間の時効を行った。

図５に示すように、断面を変化させたビレットではバリの幅が一様であるのに対して、丸棒のビレットではバリの幅が不均一となった。また、断面を変化させたビレットでは歩留まりが８８％であるのに対して、丸棒のビレットでは歩留まりは６５％であった。

図５において部位Ａは塑性歪が最も高い部位であり、部位Ｂは塑性歪が最も低い部位である。それらの部位における引張強さを表２に示す。

表２に示すように、本発明の成分を有するとともに断面が変化するビレットを用いた実施例１では、部位Ａ，Ｂにおいて３５０ＭＰａ以上の引張強さを示した。本発明の成分を有する丸棒のビレットを用いた参考例においても３５０ＭＰａ以上の引張強さを示した。これに対して、比較例１では全体的に引張強さが低く、特に部位Ｂでの低下が著しい。また、比較例２では、部位Ａにおいて高い引張強さが得られたが、歩留まりが悪い。

本発明の鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットは、ニアネットシェイプ化によって鍛造歩留まりが向上するとともに高い強度を有するので、自動車部品など高い強度が要求される用途に用いて極めて有望である。

Ｍｇの添加量と引張強さとの関係を示すグラフである。Ｓｉの添加量と引張強さとの関係を示すグラフである。鍛錬比と引張強さとの関係を示すグラフである。鍛錬比と結晶粒径さとの関係を示すグラフである。ビレットと製品を示す平面図である。

Claims

質量比で、Ｍｇ：０．６０％以上１．０％以下、Ｓｉ：０．６０％以上１．０５％以下、Ｃｕ：０．３０％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上０．４０％未満、Ｃｒ：０．１５％を超え０．２５％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレットにおいて、長手方向に延在する形状をなし、前記長手方向と直交する断面の面積が前記長手方向で変化する鋳造形状を有することを特徴とする鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレット。
前記鋳造形状は、内周面が入口側から出口側に向けて拡径するテーパ面を有する鋳型から引き出して形成されたものであり、長手方向中間部に大径部と小径部とを備え、前記大径部は前記鋳型からの引き出し速度を大きくして形成したものであり、前記小径部は前記鋳型からの引き出し速度を小さくして形成したものであることを特徴とする請求項１に記載の鍛造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金ビレット。