JP2012087413A - 押し出しに適したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金 - Google Patents

Abstract

【課題】押し出し性に優れたＡｌＭｇＳｉ合金を提供する。
【解決手段】本発明は、押し出し目的に特に有用な、ＭｇおよびＳｉを含有するアルミニウム合金であって、前記合金は、均一化の間に形成され、均一化後の冷却の間に多数の小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子の核化サイトとして働くＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子を含み、重量％で：
Ｍｇ ０．３〜０．５；
Ｓｉ ０．３５〜０．６；
Ｍｎ ０．０３〜０．０６；
Ｃｒ 最大０．０５；
Ｚｎ 最大０．１５；
Ｃｕ 最大０．１；
Ｆｅ ０．０８〜０．２８；および
加えて、０．１重量％までの結晶粒微細化元素、および、０．１５重量％までの偶発的な不純物からなることを特徴とする合金である。
【選択図】なし

Description

本発明は、ＭｇおよびＳｉを含有するアルミニウム合金に関し、特に、高速での押し出し目的に有用である。本合金はマンガンＭｎを、重要な合金元素として含有する。

最も近い先行技術と考えられてよいものの中に国際公開第９８／４２８８４号パンフレット（ＷＯ９８／４２８８４）があり、ＡｌＭｇＳｉ合金中に０．０２重量％を上回る濃度、好ましくは少なくとも０．０３重量％で包含される場合、Ｍｎは技術面での効果を持つと述べられている。約０．５０重量％以上のＳｉ濃度では、均一化の間にβ−ＡｌＦｅＳｉの安定性が向上し、該ＡｌＦｅＳｉのβからαへの金属相間形質転換が遅くなる。該ＡｌＦｅＳｉ金属相間の低い形質転換度が主張されるが、低下した押し出し性および乏しい表面仕上がりを与える。Ｍｎを、０．０２重量％を上回る濃度で加える場合のメカニズムは、該β−ＡｌＦｅＳｉ相の安定性が低下するというものである。Ｍｎの添加はこれゆえ、該ＡｌＦｅＳｉのβからαへの金属相間形質転換を促進し、そのサイズを小さくし、該金属間の球状化を上昇させる。以下の最小含量のＭｎが、Ｓｉ含量の関数として提案される。
マンガン重量％＝少なくとも０．３×シリコン重量％−０．１２

ＡｌＭｇＳｉ合金では、材料温度がＭｇ₂Ｓｉ＋Ａｌ（ｓｓ）の共融温度を超える場合、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子が、周りを囲んでいるマトリックスと一緒に溶融する。これが押し出しの間に起きると、これはその表面（profile、側面など）において開裂（tearing）を引き起こし、および／または、押し出された表面の質に悪影響を及ぼすことになる。これゆえ、該材料が金型開口部に到達する時に存在し、押し出しの間にこのような溶融反応を引き起こすことがある大きなＭｇ₂Ｓｉ粒子を避けることが最も重要である。

本発明を用いることで、Ｍｎが、ＡｌＭｇＳｉ合金の押し出し性に更なる好影響（プラスの効果）を持つことが見出される。ＡｌＦｅＳｉ金属相間の形質転換を促進するのに加えて、ＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子が、均一化の間に形成される。これら粒子は、均一化後の冷却の間に、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の核化サイト（結晶の核となる部位）として働く。高品質ビレット（鋼片）において、均一化後の冷却の間に形成されたＭｇ₂Ｓｉ粒子は、材料が金型開口部に到達する前、予備加熱および押し出し操作の間に、容易に溶解する筈である。より多数の分散質粒子を用いると、より多数のＭｇ₂Ｓｉ粒子が形成され、結果的に、小さくなったサイズの各粒子を与える。Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の溶解速度はそのサイズに比例しているので、高品質ビレットは、ある量のＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子を含有する筈であり、相対的に多数の小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子の形成を促進し、予備加熱および押し出し操作の間に容易に溶解する。

本発明による合金は、押し出し目的に特に有用な、ＭｇおよびＳｉを含有するアルミニウム合金であって、前記合金は、均一化の間に形成され、均一化後の冷却の間に多数の小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子の核化サイトとして働くＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子を含み、重量％で：
Ｍｇ ０．３〜０．５；
Ｓｉ ０．３５〜０．６；
Ｍｎ ０．０３〜０．０６；
Ｃｒ 最大０．０５；
Ｚｎ 最大０．１５；
Ｃｕ 最大０．１；
Ｆｅ ０．０８〜０．２８；および
加えて、０．１重量％までの結晶粒微細化元素、および、０．１５重量％までの偶発的な不純物からなることを特徴とし、添付の請求項１に定義されるとおりである。

従属請求項２〜３は、本発明の好ましい実施形態を定義する。

テストに基づく、６０６０タイプの合金中の分散質密度を示し、これら合金のＭｎ含量に対し、一定の、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量を有する。 等しい、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有する２種の合金に関して、ビレット温度に対する押し出しラムスピードを示し、ここでは塗りつぶした三角形が開裂のある表面を表し、塗りつぶしていない三角形が良好な表面を表す（開裂なし）。 等しい、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有する８種の合金に関して、ビレット温度に対する押し出しラムスピードを示し、ここでは塗りつぶした三角形が開裂のある表面を表し、塗りつぶしていない三角形が良好な表面を表す。 図３に関する合金バリエーションＪ０〜Ｊ７中での、β−ＡｌＦｅＳｉのα−ＡｌＦｅＳｉへの形質転換度を示す。 等しい、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有する５種の合金に関して、ビレット温度に対する押し出しラムスピードを示し、ここでは塗りつぶした三角形が開裂のある表面を表し、塗りつぶしていない三角形が良好な表面を表す。 最大押し出しスピードのスキームによるダイヤグラムを、ビレット温度および開裂メカニズムの関数として示す。メカニズムの遷移に関するビレット温度Ｔ^*は、低および高Ｍｎ濃度に関して指し示される。 等しい、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有する５種の合金に関して、降伏強度の低下としての急冷感受性を、これら合金のＭｎ含量の関数として示す。 ａ）およびｂ）は、等しい、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有する４種の合金の粗表面および凹表面それぞれに関して、降伏強度の低下としての急冷感受性を、これら合金のＭｎ含量の関数として示す。

本発明は以下に、実施例により、図面を参照しながら更に記載される。

形成される分散質粒子の数は、本合金中のＭｎ含量に依存する。図１では、一定のＭｇ、ＳｉおよびＦｅ含量を有する、均一化６０６０タイプのような合金中の分散質粒子の数密度が、当該合金のＭｎ含量に対してプロットされる。該密度は真の平均数密度ではないが、最大数の分散質粒子を有する領域中の数密度を表す。しかしながら、これらの数は、調べられる合金間の相対的な違いを表す筈である。

Ｍｎ含量の効果、これゆえ最大押し出しスピードでの分散質粒子の数が、更にテストに基づいて、図２において実証される。タイプ６０６０の２つの合金は、その測定された組成が以下の表１に与えられるが、本質的に一定な、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅ含量を有し、２つの異なるＭｎ含量が調べられた。押し出しスピードが、ビレット温度に対してプロットされる。塗りつぶされた三角形は開裂を有する表面を表し、塗りつぶされていない三角形は良好な表面を表す。図２ａ）では、そのＭｎ含量は０．０３重量％であり、４４５℃前後の温度での最大押し出しスピードは有意に、Ｍｎ含量が０．００６重量％である図２ｂ）より速い。

両合金とも、均一化後、４００℃／時間の速度で冷却された。合金１中のより多数の分散質粒子が、最大Ｍｎ含量を伴って、結果的に、合金２におけるよりも小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子を与える。最低予備加熱温度、およそ４４５℃において、合金２中のＭｇ₂Ｓｉ粒子は溶解せず、ラム（ram、鎚）スピード１２ｍｍ／秒以上において、その表面が開裂していくのが観察される。より小さな粒子サイズを有する合金１中では、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子が少なくとも一部溶解し、その表面が開裂していくことは、そのラムスピードが１４．５ｍｍ／秒に達するまで起こらない。更により高いＭｎ含量では、結果的により小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子を与えたと思われ、最大押し出しスピードは恐らく、１８ｍｍ／秒より速かったものと思われる。

最高予備加熱温度において、最高Ｍｎ含量を有する合金のバリエーション（variant、タイプ）が、低Ｍｎの合金のバリエーションよりも、僅かに良好な押し出し性を示す。β−ＡｌＦｅＳｉのα−ＡｌＦｅＳｉへの形質転換度は、合金１に関しては９４％であり、０．０３重量％のＭｎを有し、合金２に関しては５４％であり、０．００６重量％のＭｎを有する。

更なるテスト結果が、図３に示される。この場合、６０６０タイプの合金が、その測定された組成が以下の表２に与えられるが、本質的に一定な、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅ含量ならびに変動するＭｎ含量を有し、均一化温度から４００℃／時間の速度で冷却された。

最低予備加熱温度において、２つのバリエーションＪ６およびＪ７は、最高Ｍｎ含量を有するが、より低いＭｎ含量を有する他のバリエーションよりも良好な押し出し性を示す。説明は再度同じである：これら２種類のバリエーション中のより多数の分散質粒子が結果的に、溶解もしくは部分的に溶解するより小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子を与え、結果的に、その表面が開裂していくのが観察される前に、より速い押し出しスピードに到達する。

２つの最高予備加熱温度においては、最大押し出しスピードのこれら合金間での小さな違いのみが存在している。β−ＡｌＦｅＳｉのα−ＡｌＦｅＳｉへの形質転換度が、合金のバリエーションＪ０〜Ｊ７に関して図４に示される。たとえ該形質転換度がバリエーションＪ０およびＪ１に関して、推奨される８０％（前に述べたＷＯ９８／４２８８４文献中）よりも低くても、それらは実際に、全ての合金のバリエーションの最高最大押し出しスピードを、これら２つの最高予備加熱温度において示す。

第３の実施例においても、６０６０の範疇内の合金を用い、本質的に一定濃度の、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＦｅを有しており、表３に示されるように変動している濃度のＭｎを有しているが、Ｍｎの有益な効果が更に実証される。これら合金は均一化後、２４０℃／時間の速度で冷却された。押し出しテスト結果が、図５に示される。

低いビレット予備加熱温度に関して、開裂前の最大押し出しスピードが、そのＭｎ濃度が０．０３重量％を超過する場合に大きく速まることが見出される一方、高いビレット温度に関して、最大押し出しスピードは遅く、何はともあれ、これら合金のＭｎ濃度により影響される。

上に示した３つの実施例全てにおいて、高予備加熱温度における最大押し出しスピードの、高Ｍｎ含量合金と低Ｍｎ含量合金との間での小さな違いのみが存在している。この理由は、そのＭｇ₂Ｓｉ粒子が、最小粒子サイズを有する合金（つまり最高Ｍｎ含量）においてのみでなく全ての合金に関して、これら高ビレット温度においては溶解しているからである。より高いビレット温度では、開裂を引き起こしているメカニズムは、ＡｌＦｅＳｉ金属相と一緒のＡｌ（ｓｓ）の融解である（この温度は非常に、該合金の固化温度に近い）。より低いビレット温度では、Ａｌ（ｓｓ）と一緒のＭｇ₂Ｓｉ粒子の融解が開裂を引き起こし、これはより低いビレット出口温度において起こり、これゆえより低いスピードにおいてである。開裂を引き起こす該メカニズムが変わらない限り、最大押し出しスピードがより低いビレット温度と共に上昇することは、よく知られていることである。Ｍｎを加えていくことは、より大きな数密度に至り、より小さな平均サイズのＭｇ₂Ｓｉ粒子を有さないが、これにより、より低い予備加熱温度へと下げての、ＡｌＦｅＳｉ金属相と一緒のＡｌ（ｓｓ）の融解である該開裂メカニズムを維持することが可能である。Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の融解は、小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子を有する合金中では、低い予備加熱温度においては避けられるので、低いビレット温度の利点を利用することは可能であり、これゆえ押し出しスピードを上昇させる。

図６はスキームによるダイヤグラムを示し、ここでは最大押し出しスピードが、Ａｌ（ｓｓ）＋ＡｌＦｅＳｉ金属相粒子の融解温度（〜固化温度）により、高いビレット温度では限定され、Ｍｇ₂Ｓｉ＋Ａｌ（ｓｓ）の融解温度（共融温度）により、低いビレット温度では限定される。これら２つのメカニズム間の遷移が起こる温度Ｔ^*は、この材料中のＭｇ₂Ｓｉ粒子サイズに依存している。小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子サイズに関しては、該遷移温度は低温で起こり、より高いビレット温度へと向かってシフトされ、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子サイズを増大させていく。

Ｍｇ₂Ｓｉ粒子サイズは、当該合金中のＭｇおよびＳｉ含量、均一化後に冷却していく速度、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子に関する核化条件のような要因に依存する。ＭｇおよびＳｉが加えられ、材料の必要強度を、押し出される表面の仕上げの経時処理において与え、これゆえ変更するのが難しい。均一化後に冷却していく該速度は多かれ少なかれ、その冷却装備およびビレット直径により与えられ、冷却していく該速度の上昇は、鋳造工場中での主要な投資を必要とすることになると思われる。上で実証したように、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子に関して、少量のＭｎを当該合金へと加えていくことにより、該核化条件を変えることができる。

上記した効果を得るために、少なくとも０．０２重量％、好ましくは０．０３重量％以上のＭｎ含量が必要とされると思われる。Ｍｎの精確な量は、合金中のＭｇおよびＳｉ含量ならびに均一化後に冷却していく速度に依存するものである。高過ぎるＭｎ含量では、ＡｌＭｇＳｉ合金は、急冷感受性になる。ＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子は、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の核化サイトとして振る舞うので、押し出し後のゆっくり冷却していく速度が、大量のＭｇ₂Ｓｉ粒子を、押し出し後に冷却していく最中に成長させる。大きな該Ｍｇ₂Ｓｉ粒子は、材料強度を増強させていくことに寄与するものではないが、むしろ、ＭｇおよびＳｉに関して該材料を排出し、これらは、大量のＭｇ−Ｓｉ硬化沈澱を核化させるための経時硬化プロセスにおいて使用されていて然るべきものである。結果として、該合金中での高過ぎるＭｎ含量は、押し出された表面において、より低い強度を与えることになる。

「急冷感受性問題」のＭｎ濃度の効果が、以下の実施例により例示される。表３の合金の押し出された表面（Ｋ０〜Ｋ４）が、５５０℃において溶解熱処理され、経時硬化していく前に、２つの異なる冷却していく手順に付された。
経路Ａ：再現可能なやり方での、非硬化性Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の形成に関して
・２５０℃まで急冷し、２５０℃に３０秒間保ち続ける
・引き続いて、３７５℃まで急加熱し、３７５℃に２分間保ち続ける
・引き続いて、室温まで水で急冷し、室温に４時間保ち続ける
経路Ｂ：これら合金の最大経時硬化ポテンシャルを得ていくことに関して
・室温まで水で急冷し、室温に４時間保ち続ける

これらの冷却していく手順の後、これら表面サンプルは、１８５℃で５時間経時硬化された。経路Ａに付されたサンプルの経時硬化応答を、経路Ｂに付された対応しているサンプルの経時硬化応答から差し引くことにより、合金の急冷感受性の直接測定値が、損失経時硬化ポテンシャルとして得られる。図７は、このような損失硬化ポテンシャルを降伏強度の減少により、合金Ｋ０〜Ｋ４中のＭｎ含量の関数として示す。急冷感受性の着実な上昇が見られ、これに伴って、これら合金中のＭｎ含量が上昇していく。

この実験は、もう１つ別の系列の合金に関して繰り返され、これらは本質的に等しい、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅ含量、ならびに、異なるＭｎ含量を有し、表４に与えられるとおりである。粗（open）表面および凹（hollow）表面の両方が、これら合金から押し出され、これら押し出された表面からのサンプルが、上記と同じ熱処理手順に付された。図８ａ）およびｂ）は、その損失硬化ポテンシャルを降伏強度の減少により、合金Ｌ１〜Ｌ４中のＭｎ含量の関数として、その粗表面および凹表面に関して、それぞれ示す。もう一度、急冷感受性の着実な上昇が見られ、これに伴って、これら合金中のＭｎ含量が上昇していく。

これらの観察に鑑みると、これら合金のＭｎ濃度へ上限を敢えて設けることが適切であり、押し出し性の望ましい上昇を、急冷感受性の最小限の上昇と共に達成するようにする。上に示したこれら３実施例の押し出し性に関して、Ｍｎの望ましい効果が、Ｍｎ濃度に関して適切な範囲０．０２重量％〜０．０８重量％において達成されている。これゆえ、０．０８重量％を上限として設定することが合理的である。殆どの場合、Ｍｎの望ましい効果を、より低い上限内、例えば０．０６重量％で達成すると考えられる。

急冷感受性問題のもう１つ別の態様、つまり押し出し後に冷却していく間の、ＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子上での（Ｍｇ、Ｓｉ）粒子の過剰形成は、不動態化された表面上の外見へ及ぼす、該（Ｍｇ、Ｓｉ）粒子の分布の効果である。不動態化された表面上の整った外見を維持するには、合金Ｍｎ含量へ上限を敢えて設けることが必要である。

押し出し性に関する上に示した３実施例は、より多数のＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子が、ＡｌＭｇＳｉ合金の最大押し出しスピードへのプラスの効果を持つことを実証している。押し出し性へのＭｎのこのプラスの効果は、Ｍｇ₂Ｓｉ粒子の核化および成長時の該分散質粒子の効果の結果であるので、Ｍｎは全ＡｌＭｇＳｉ合金へのプラスの効果を持ち、これらは、Ｓｉ含量がおよそ０．５０重量％を上回っている合金（国際公開第９８／４２８８４号参照）へのみにとどまらない。これら３実施例では、これらの合金はＡＡ６０６０タイプのものであるが、そのプラスの効果は、ＡＡ６０６３、ＡＡ６００５の範疇の合金に関しても期待され、ＡＡ６０６０よりも低いＭｎ含量を有する合金に関しても同様である。

Claims (3)

1. 押し出し目的に特に有用な、ＭｇおよびＳｉを含有するアルミニウム合金であって、前記合金は、均一化の間に形成され、均一化後の冷却の間に多数の小さなＭｇ₂Ｓｉ粒子の核化サイトとして働くＡｌＭｎＦｅＳｉ分散質粒子を含み、重量％で：
   Ｍｇ ０．３〜０．５；
   Ｓｉ ０．３５〜０．６；
   Ｍｎ ０．０３〜０．０６；
   Ｃｒ 最大０．０５；
   Ｚｎ 最大０．１５；
   Ｃｕ 最大０．１；
   Ｆｅ ０．０８〜０．２８；および
   加えて、０．１重量％までの結晶粒微細化元素、および、０．１５重量％までの偶発的な不純物からなることを特徴とする合金。
2. Ｆｅ含量が、０．１８〜０．２５重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の合金。
3. 押し出し前の温度が、４３０〜５１０℃であることを特徴とする、請求項１に記載の合金。

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