JP2017179600A - アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鋳造性に優れるとともにその後の熱間加工及び熱処理により高い引張強度、耐力値を有し、疲労強度に優れたアルミニウム合金材の製造方法の提供を目的とする。【解決手段】以下全て質量％にて、Ｓｉ：６．０を超え９．０％以下，Ｍｇ：０．３〜０．６％，Ｃｕ：２．０を超え５．０％以下，Ｍｎ：０．５％以下，Ｆｅ：０．２％以下，Ｔｉ：０．２％以下，Ｓｒ：０．００５〜０．０１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いて鋳造し、その後に加工率７５％以上の熱間加工を行うことを特徴とする。【選択図】 図１
Description
本発明は、高耐力，高疲労強度等の機械的性質に優れたアルミニウム合金材の製造方法に関する。
アルミニウム合金においては優れた鋳造性（湯流れ性）や優れた機械的特性が要求されるが、車両部品等においては薄肉化による軽量化へのニーズも高い。
その場合により高い引張強度、耐力値や、高い疲労強度が要求される。
特許文献１には、質量比でＳｉ：４．０〜６．０％，Ｃｕ：０．５〜２．０％，Ｍｇ：０．２５〜０．５％，Ｓｒ：０．００２〜０．０２％，Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｆｅ：０．５％以下，Ｍｎ：０．５％以下，残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳物の製造方法を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金組織では、Ｓｉ成分量が相対的に低いために鋳造性に劣る恐れがある。
また、Ｃｕ成分量も相対的に低く、引張強度や耐力値が充分でない恐れが高い。
特許文献２には、Ｓｉ：８．５〜１０．５％，Ｍｎ：０．３〜０．８％，Ｍｏ：０．０８〜０．２５％，Ｚｒ：０．１０〜０．２０％及び５０〜１５０ｐｐｍのＳｒを含有するアルミニウム合金を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金はＭｇ：０．０５％以下，Ｃｕ：０．０３％以下となっているので、十分な引張強度、耐力値が確保されていない。
その場合により高い引張強度、耐力値や、高い疲労強度が要求される。
特許文献１には、質量比でＳｉ：４．０〜６．０％，Ｃｕ：０．５〜２．０％，Ｍｇ：０．２５〜０．５％，Ｓｒ：０．００２〜０．０２％，Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｆｅ：０．５％以下，Ｍｎ：０．５％以下，残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳物の製造方法を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金組織では、Ｓｉ成分量が相対的に低いために鋳造性に劣る恐れがある。
また、Ｃｕ成分量も相対的に低く、引張強度や耐力値が充分でない恐れが高い。
特許文献２には、Ｓｉ：８．５〜１０．５％，Ｍｎ：０．３〜０．８％，Ｍｏ：０．０８〜０．２５％，Ｚｒ：０．１０〜０．２０％及び５０〜１５０ｐｐｍのＳｒを含有するアルミニウム合金を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金はＭｇ：０．０５％以下，Ｃｕ：０．０３％以下となっているので、十分な引張強度、耐力値が確保されていない。
本発明は、鋳造性に優れるとともにその後の熱間加工及び熱処理により高い引張強度、耐力値を有し、疲労強度に優れたアルミニウム合金材の製造方法の提供を目的とする。
本発明に係るアルミニウム合金材の製造方法は、以下全て質量％にて、Ｓｉ：６．０を超え９．０％以下，Ｍｇ：０．３〜０．６％，Ｃｕ：２．０を超え５．０％以下，Ｍｎ：０．５％以下，Ｆｅ：０．２％以下，Ｔｉ：０．２％以下，Ｓｒ：０．００５〜０．０１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いて鋳造し、その後に加工率７５％以上の熱間加工を行うことを特徴とする。
本発明に用いるアルミニウム合金は、鋳造性に優れ、高強度，高疲労強度を有し、成分範囲を選定した理由は次のとおりである。
＜Ｓｉ成分＞
Ｓｉ成分はアルミニウム合金の鋳造時に湯流れ性を確保するのに重要であり、６．０質量％（以下、単に％と表現する）を超えるのが好ましい。
しかし、９．０％を超えると初晶Ｓｉの析出物が粗大化し、伸びが低下する。
そこでＳｉは６．０％を超え９．０％以下が好ましい。
＜Ｍｇ成分＞
Ｍｇ成分は、Ｃｕ成分とともに強度に大きな影響を与える。
Ｍｇ成分は熱処理による強度向上効果が大きく、０．３％よりも少ないと強度不足になる恐れがあり、０．６％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出が過大になり伸びが低下する。
そこで、Ｍｇは０．３〜０．６％の範囲が好ましい。
＜Ｃｕ成分＞
Ｍｇ成分を上記の範囲とした場合に、本発明に係る強度の目標を達成するにはＣｕ成分は２．０％を超える量が必要である。
ただし、５．０％を超えると伸びが低下する。
そこでＣｕは２．０％を超え５．０％以下とする。
＜Ｍｎ，Ｆｅ成分＞
Ｍｎ成分は微量添加により離型性が向上するが、０．５％を超えると晶出物が粗大化し、伸びが低下するためのＭｎは０．５％以下の範囲で含有しているのが好ましい。
Ｆｅ成分は溶湯中に混入しやすい成分であるが、０．２％を超えると晶出物が粗大化するので０．２％以下に抑えるのが好ましい。
＜Ｓｒ成分＞
Ｓｒ成分は微量に添加するだけで共晶Ｓｉの微細化に効果があり、０．００５％以上の添加が好ましい。
なお、Ｓｒは高価であるとともに０．０１％を超えると、晶出物が粗大化する恐れがある。
そこで、Ｓｒは０．００５〜０．０１％の範囲に管理するのが好ましい。
＜Ｔｉ成分＞
Ｔｉ成分は鋳造時の結晶微細化に有効であり、０．２％以下の範囲で添加されているのが好ましい。
＜他の成分＞
本発明においてＺｎ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｃｒ等の成分は、不可避的不純物として取り扱う。
個々の成分としては０．０１％以下に抑えるのが好ましい。
＜Ｓｉ成分＞
Ｓｉ成分はアルミニウム合金の鋳造時に湯流れ性を確保するのに重要であり、６．０質量％（以下、単に％と表現する）を超えるのが好ましい。
しかし、９．０％を超えると初晶Ｓｉの析出物が粗大化し、伸びが低下する。
そこでＳｉは６．０％を超え９．０％以下が好ましい。
＜Ｍｇ成分＞
Ｍｇ成分は、Ｃｕ成分とともに強度に大きな影響を与える。
Ｍｇ成分は熱処理による強度向上効果が大きく、０．３％よりも少ないと強度不足になる恐れがあり、０．６％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出が過大になり伸びが低下する。
そこで、Ｍｇは０．３〜０．６％の範囲が好ましい。
＜Ｃｕ成分＞
Ｍｇ成分を上記の範囲とした場合に、本発明に係る強度の目標を達成するにはＣｕ成分は２．０％を超える量が必要である。
ただし、５．０％を超えると伸びが低下する。
そこでＣｕは２．０％を超え５．０％以下とする。
＜Ｍｎ，Ｆｅ成分＞
Ｍｎ成分は微量添加により離型性が向上するが、０．５％を超えると晶出物が粗大化し、伸びが低下するためのＭｎは０．５％以下の範囲で含有しているのが好ましい。
Ｆｅ成分は溶湯中に混入しやすい成分であるが、０．２％を超えると晶出物が粗大化するので０．２％以下に抑えるのが好ましい。
＜Ｓｒ成分＞
Ｓｒ成分は微量に添加するだけで共晶Ｓｉの微細化に効果があり、０．００５％以上の添加が好ましい。
なお、Ｓｒは高価であるとともに０．０１％を超えると、晶出物が粗大化する恐れがある。
そこで、Ｓｒは０．００５〜０．０１％の範囲に管理するのが好ましい。
＜Ｔｉ成分＞
Ｔｉ成分は鋳造時の結晶微細化に有効であり、０．２％以下の範囲で添加されているのが好ましい。
＜他の成分＞
本発明においてＺｎ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｃｒ等の成分は、不可避的不純物として取り扱う。
個々の成分としては０．０１％以下に抑えるのが好ましい。
上記のようなアルミニウム合金は鋳造性に優れるが、その材料特性を充分に発揮するには鋳造後に熱間加工を行うことで晶出物が分散し、さらに所定の溶体化及び焼入れ処理をするステップを経由して時効処理すると平均晶出物長さを１０μｍ以下に抑えることができ、且つ平均結晶粒径が５０μｍ以下になり、高強度で且つ高い疲労強度を得ることができる。
例えば、鋳造後に加工率７５％以上の熱間加工を行い、次に５００〜５４０℃，２〜６時間の溶体化後に急冷し、１８０〜２２０℃，４〜８時間の時効処理を行うと、引張強度３６０ＭＰａ以上，０．２％耐力値３００ＭＰａ以上，伸び３％以上，疲労強度１８０ＭＰａ以上を有する高強度で、且つ高い疲労強度を有する。
例えば、鋳造後に加工率７５％以上の熱間加工を行い、次に５００〜５４０℃，２〜６時間の溶体化後に急冷し、１８０〜２２０℃，４〜８時間の時効処理を行うと、引張強度３６０ＭＰａ以上，０．２％耐力値３００ＭＰａ以上，伸び３％以上，疲労強度１８０ＭＰａ以上を有する高強度で、且つ高い疲労強度を有する。
本発明に用いるアルミニウム合金は、ダイカスト鋳造等の鋳造時の湯流れ性に優れ、鋳造後の熱間加工、溶体化及び焼入れ処理と時効処理により、晶出物の平均長さが１０μｍ以下、平均結晶粒径５０μｍ以下の金属組織になる。
これにより、高い耐力値と高い疲労強度を有するアルミニウム合金材が得られるので車部品への適用効果が大きい。
これにより、高い耐力値と高い疲労強度を有するアルミニウム合金材が得られるので車部品への適用効果が大きい。
図１の表に示した組成のアルミニウム合金の溶湯（７５０〜８２０℃）を調整し、外径３０ｍｍの円柱形状に鋳造した。
次に実施例１〜３は、４００〜５００℃にて外径が７ｍｍ〜１５ｍｍの円柱になるまで熱間加工した。
さらにそれぞれ（５００〜５４０℃）×（２〜６時間）の溶体化後に急冷焼入れをした。
次に（１８０〜２２０℃）×（４〜８時間）の時効処理をした。
引張強度、０．２％耐力値及び伸びは、上記材料からＪＩＳ Ｚ ２２４１，ＪＩＳ４号の大きさの引張試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機にて測定した。
疲労強度はＪＩＳ Ｚ ２２７４，ＪＩＳ１号（１−８）回転曲げ疲労試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した小野式回転曲げ疲労試験機にて１０７回の回転試験した破断負荷荷重を測定した。
平均晶出物長さ及び平均結晶粒径は、上記材料の断面を鏡面研磨仕上げし、２００倍光学顕微鏡にて金属組織を観察し、測定面積０．１６６ｍｍ２における画像処理にて平均晶出物長さ及び平均結晶粒径を求めた。
次に実施例１〜３は、４００〜５００℃にて外径が７ｍｍ〜１５ｍｍの円柱になるまで熱間加工した。
さらにそれぞれ（５００〜５４０℃）×（２〜６時間）の溶体化後に急冷焼入れをした。
次に（１８０〜２２０℃）×（４〜８時間）の時効処理をした。
引張強度、０．２％耐力値及び伸びは、上記材料からＪＩＳ Ｚ ２２４１，ＪＩＳ４号の大きさの引張試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機にて測定した。
疲労強度はＪＩＳ Ｚ ２２７４，ＪＩＳ１号（１−８）回転曲げ疲労試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した小野式回転曲げ疲労試験機にて１０７回の回転試験した破断負荷荷重を測定した。
平均晶出物長さ及び平均結晶粒径は、上記材料の断面を鏡面研磨仕上げし、２００倍光学顕微鏡にて金属組織を観察し、測定面積０．１６６ｍｍ２における画像処理にて平均晶出物長さ及び平均結晶粒径を求めた。
その評価結果を図２の表に示し、金属組織の写真例を図３に示す。
図２の表中、評価項目の下段に示した値は、本発明における目標値とした。
耐力（ＭＰａ）の値は０．２％耐力値を示す。
実施例１〜３は各成分が本発明にて選定した範囲であり、熱間加工を行い、その後に所定の熱処理をしたので引張強度３６０ＭＰａ以上、０．２％耐力値３００ＭＰａ以上でさらに疲労強度１８０ＭＰａ以上の優れた値を示した。
また、伸び３％以上で晶出物の平均長さが１０μｍ以下で、平均結晶粒径５０μｍ以下であった。
実施例１〜３の金属組織写真を図３に示す。
針状の検出物が細かく分散され、且つ結晶粒径が小さい。
図２の表中、評価項目の下段に示した値は、本発明における目標値とした。
耐力（ＭＰａ）の値は０．２％耐力値を示す。
実施例１〜３は各成分が本発明にて選定した範囲であり、熱間加工を行い、その後に所定の熱処理をしたので引張強度３６０ＭＰａ以上、０．２％耐力値３００ＭＰａ以上でさらに疲労強度１８０ＭＰａ以上の優れた値を示した。
また、伸び３％以上で晶出物の平均長さが１０μｍ以下で、平均結晶粒径５０μｍ以下であった。
実施例１〜３の金属組織写真を図３に示す。
針状の検出物が細かく分散され、且つ結晶粒径が小さい。
これに対して比較例１，２は、鋳造後に熱間加工をしなかった例であり、図３に示すように針状の晶出物長さは短くなっているものの分散の程度が小さく、平均結晶粒径が５０μｍを超えていた。
そのため、引張強度，０．２％耐力は目標をクリアーしているものの、疲労強度が目標までいかなかった。
ただし、合金組成が所定の範囲になっているので、１２０ＭＰａ以上の疲労強度を有し、他の比較例３〜１５よりも高い。
そこで、総合判定は△とした。
比較例３〜５は、Ｓｒが添加されていない例であり、伸びが悪い。
比較例５はＪＩＳ Ａ ７１７８合金に相当するが、平均晶出物長さが４０．９μｍと大きいため、伸びが悪い。
比較例６〜９はＭｇ成分が０．６％を超えているため伸びが悪い。
晶出物の平均長さが１０μｍを超え、疲労強度が目標未達となった。
比較例９はＭｇの他にＣｕ成分も高く、比較例１０はＣｕ成分が５．０％を超えて高いので伸びが悪い。
比較例１１，１２はＣｕ成分が２．０％未満であり、引張強度、耐力値が低い。
比較例１３は、Ｍｎの量が多く、晶出物の平均長さが大きいため、伸びが悪く疲労強度も低い。
比較例１４はＭｎの量が多く、Ｍｇの量が少ないため引張強度も伸びも低い。
比較例１５はＦｅの量が多く、晶出物の長さが大きい。
そのため、引張強度，０．２％耐力は目標をクリアーしているものの、疲労強度が目標までいかなかった。
ただし、合金組成が所定の範囲になっているので、１２０ＭＰａ以上の疲労強度を有し、他の比較例３〜１５よりも高い。
そこで、総合判定は△とした。
比較例３〜５は、Ｓｒが添加されていない例であり、伸びが悪い。
比較例５はＪＩＳ Ａ ７１７８合金に相当するが、平均晶出物長さが４０．９μｍと大きいため、伸びが悪い。
比較例６〜９はＭｇ成分が０．６％を超えているため伸びが悪い。
晶出物の平均長さが１０μｍを超え、疲労強度が目標未達となった。
比較例９はＭｇの他にＣｕ成分も高く、比較例１０はＣｕ成分が５．０％を超えて高いので伸びが悪い。
比較例１１，１２はＣｕ成分が２．０％未満であり、引張強度、耐力値が低い。
比較例１３は、Ｍｎの量が多く、晶出物の平均長さが大きいため、伸びが悪く疲労強度も低い。
比較例１４はＭｎの量が多く、Ｍｇの量が少ないため引張強度も伸びも低い。
比較例１５はＦｅの量が多く、晶出物の長さが大きい。
Claims (3)
- 以下全て質量％にて、Ｓｉ：６．０を超え９．０％以下，Ｍｇ：０．３〜０．６％，Ｃｕ：２．０を超え５．０％以下，Ｍｎ：０．５％以下，Ｆｅ：０．２％以下，Ｔｉ：０．２％以下，Ｓｒ：０．００５〜０．０１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いて鋳造し、その後に加工率７５％以上の熱間加工を行うことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
- 前記熱間加工後にさらに、溶体化及び焼入れ処理するステップと、次に時効処理するステップとを有し、平均晶出物長さが１０μｍ以下、平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- ０．２％耐力値３００ＭＰａ以上，伸び３％以上及び疲労強度１８０ＭＰａ以上を有することを特徴とする請求項２記載のアルミニウム合金材の製造方法。
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2017
- 2017-03-17 JP JP2017051999A patent/JP2017179600A/ja active Pending
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