JP2022513644A - アルミニウム押出合金 - Google Patents

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Abstract

アルミニウム合金は、Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標：Ｉ：１．１５Ｓｉ、０．７０Ｍｇ、ＩＩ：０．９５Ｓｉ、０．５５Ｍｇ、ＩＩＩ：０．７５Ｓｉ、０．６５Ｍｇ、およびＩＶ：０．９５Ｓｉ、０．８５Ｍｇによって定義される四辺形内の量（重量％）でＳｉおよびＭｇを含む。合金はまた、重量パーセントで、Ｍｎ：０．４０～０．８０、Ｆｅ：最大０．２５、Ｃｒ：０．０５～０．１８、Ｃｕ：０．３０～０．９０、Ｔｉ：最大０．０５、Ｚｒ：最大０．０３、Ｚｎ：最大０．０３、Ｂ：最大０．０１を含み、残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量である。

Description

（関連出願の相互参照）
本出願は、２０１８年１２月３日に出願された米国仮特許出願第６２／７７４，６６１号の優先権および利益を主張するものであり、この先行出願は、参照によりその全体が本明細書に組み込まれる。
本開示は、押出しでの使用に適したアルミニウム合金に関し、より具体的には、一態様では、高い強度および延性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｍｎ－Ｃｒ押出合金に関する。
アルミニウム押出合金は自動車用途に使用されることが多く、少なくとも３５０ＭＰａの降伏強度を有するより高強度の押出合金が、この目的のために所望または必要とされることがある。ＡＡ６０６６およびＡＡ６０５６のような多くの既存の市販の合金はこの強度レベルが可能であるが、これらの合金は標準的な押出合金と比較して押出性の低下を示す。また、このような高強度合金では、延性や圧潰性能も問題となる。したがって、押出性および延性が良好で、３５０ＭＰａ以上の降伏強度を安定して達成することができるアルミニウム押出合金が必要とされている。商業生産されている合金が一貫して最小降伏強度を満たすことを確実にするためには、サンプルごとの強度のばらつきを考慮して、平均または典型的な降伏強度値が、少なくとも２０ＭＰａなど、最小目標を大幅に上回ることが望ましい。例えば、３５０ＭＰａの目標最小強度を安定して満たすためには、３７０ＭＰａ以上の平均降伏強度が望ましい。
本開示は、既存のアルミニウム押出合金におけるこの必要性および他の必要性に対処するために提供される。本発明の特徴および利点の完全な説明は、添付の図面を参照して進める以下の詳細な説明に委ねられる。
本開示の態様は、Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内の量で、ＳｉおよびＭｇを重量パーセントで含むアルミニウム押出合金に関する。
Ｉ １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
ＩＩ ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
ＩＩＩ ０．７５ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
ＩＶ ０．９５ Ｓｉ、０．８５ Ｍｇ
ここで、前記合金は、重量パーセントで、さらに以下を含み、
Ｍｎ ０．４０～０．８０
Ｆｅ 最大０．２５
Ｃｒ ０．０５～０．１８
Ｃｕ ０．３０～０．９０
Ｔｉ 最大０．０５
Ｚｒ 最大０．０３
Ｚｎ 最大０．０３
Ｂ 最大０．０１
残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量である。
一態様によれば、ＭｇおよびＳｉは、少なくとも０．６９および／または０．８８以下のＭｇ／Ｓｉ比で存在する。
別の態様によれば、前記合金は、過剰Ｍｇを含み、一実施形態では、本明細書で定義されるように、０．４０重量％までの前記過剰Ｍｇを含む。
さらなる態様によれば、前記合金は、均質化、押出、および人工時効の後に、主に非再結晶の微細構造を有する。
さらに別の態様によれば、前記合金は、均質化、押出、および人工時効の後、少なくとも３５０ＭＰａの降伏強度および少なくとも８％の引張伸びを有する。前記合金は、一実施形態では、少なくとも３７０ＭＰａの降伏強度を有し得る。
さらに別の態様によれば、前記合金は、０．６０～０．８０重量％の量のＭｇおよび０．８５～１．１０重量％の量のＳｉを含む。一実施形態では、Ｍｇ含有量は０．７０～０．８０重量％であってもよく、Ｓｉ含有量は０．８５～０．９５重量％であってもよい。
さらに別の態様によれば、ＳｉおよびＭｇの量が、重量パーセントで、前記Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内にある。
Ｉ １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
ＩＩ ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
ＩＩＩ’ ０．８０ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
ＩＶ’ ０．９５ Ｓｉ、０．８０Ｍｇ。
本開示の追加の態様は、重量パーセントで、
Ｍｇ ０．６０～０．８０
Ｓｉ ０．８５～１．１０
Ｍｎ ０．４０～０．８０
Ｆｅ 最大０．２５
Ｃｒ ０．０５～０．１８
Ｃｕ ０．３０～０．９０
Ｔｉ 最大０．０５
Ｚｒ 最大０．０３
Ｚｎ 最大０．０３
Ｂ 最大０．０１
を含み、残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５まで、合計０．１５までの量である、アルミニウム押出合金に関する。前記合金は、本明細書で上述した任意の他の態様を含み得る。
本開示のさらなる態様は、本明細書に記載のアルミニウム合金から少なくとも部分的に形成される押出製品に関する。
本開示のさらに別の態様は、例えば、直接チル鋳造または他の連続鋳造技術を使用して、本明細書に記載のアルミニウム合金のビレットを鋳造または他の方法で形成し、次いで前記ビレットを均質化し、均質化したビレットを押出して押出製品を形成することを含む方法に関する。前記均質化は、前記ビレットを５４０～５８０℃の温度で２～１０時間加熱した後、均質化後の前記ビレットを３００℃／時間以上の冷却速度で冷却することにより行うことができる。
本開示の他の特徴および利点は、添付の図面と併せて以下の説明から明らかになるであろう。
本開示のより完全な理解を可能にするために、添付の図面を参照して例として説明する。
図１は、本開示の態様によるアルミニウム合金の実施形態のマグネシウムおよびケイ素含有量を示す。 図２は、本明細書の実施例１および２で試験したいくつかの合金についての圧潰定格および破断ひずみ対降伏強度のプロットを示す。 図３は、本明細書の実施例１および２で試験したいくつかの合金についての平均圧潰力対降伏強度のプロットを示す。 図４は、本明細書の実施例２で試験したいくつかの合金のラム圧力対降伏強度のプロットを示す。 図５は、本開示の態様によるアルミニウム合金の実施形態のマグネシウムおよびケイ素含有量、並びに本明細書の実施例５で試験した例示的な組成を示す。
本発明は、多くの異なる形態の実施形態の影響を受けやすいが、本開示は、本発明の原理の例示として考慮されるべきであり、本発明の広範な態様を図示の実施形態に限定することを意図するものではないことを理解した上で、本発明の例示的な実施形態を図面に示し、本明細書で詳細に説明する。本発明の範囲から逸脱することなく、他の特定の構成特徴を利用でき、修正を行い得ることを理解されたい。
本開示の態様は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、およびＣｒを含む様々な合金元素を有する、押出用途に有用なアルミニウム合金に関する。本明細書に記載される合金はまた、鍛造用途において有用であり得、そのような用途において有益な特性をもたらし得る。本明細書に列挙されているすべての組成比率は、特に明記されていない限り、重量パーセントである。
一実施形態では、合金は、０．６０～０．８０重量％、または０．６～０．８重量％の量のマグネシウムと、０．８５～１．１０重量％の量のケイ素とを含み得る。この組成物中のＭｇおよびＳｉはまた、一実施形態では、少なくとも０．６９のＭｇ／Ｓｉ比（重量％）で存在してもよい。Ｍｇ／Ｓｉ比は、追加的または代替的に、一実施形態では０．８８、または別の実施形態では０．８５の上限を有し得る。高すぎるＭｇ／Ｓｉ比を有する合金は、量的に押出性が悪くなり、これ以上のＭｇ／Ｓｉ比を有する合金は十分な押出性が得られないことがある。別の実施形態では、合金は、０．７０～０．８０重量％の範囲のマグネシウムおよび０．８５～０．９５重量％の範囲のケイ素を含み得る。
別の実施形態では、合金は、図１に示されるように、Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内に定義される量のマグネシウムおよびケイ素を含み得る。
Ｉ： １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
ＩＩ： ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
ＩＩＩ： ０．７５ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
ＩＶ： ０．９５ Ｓｉ、０．８５ Ｍｇ
さらなる実施形態における合金は、図１に示されるように、Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内に定義される量のマグネシウムおよびケイ素を含み得る。
Ｉ： １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
ＩＩ： ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
ＩＩＩ’：０．８０ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
ＩＶ’： ０．９５ Ｓｉ、０．８０Ｍｇ
本明細書の実施形態のいずれかにおいて、合金は、以下の式によって定義されるように、少なくともいくらかの過剰マグネシウム（すなわち、過剰Ｍｇ＞０）を含み得る。
過剰Ｍｇ＝Ｍｇ－（Ｓｉ－（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３）／１．１６ （すべての値は重量％）
合金は、一実施形態では０．４０重量％までの過剰マグネシウムを含み得て、別の実施形態では０．３５重量％までの過剰マグネシウムを含み得る。過剰Ｍｇは、高すぎる量では押出性が悪くなり、これ以上の過剰Ｍｇを有する合金は十分な押出性が得られないことがある。
合金はさらに以下の元素を重量％で含有し得る。
Ｍｎ ０．４０～０．８０
Ｆｅ 最大０．２５
Ｃｒ ０．０５～０．１８
Ｃｕ ０．３０～０．９０
Ｔｉ 最大０．０５
Ｚｒ 最大０．０３
Ｚｎ 最大０．０３
残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量で存在し得る。一実施形態では、合金は、列挙されていない追加の元素を含んでもよい。
ケイ素は、合金中の金属間相において鉄、マンガンおよび／またはクロムと結合できる。さらに、十分な量のマンガンおよびクロムは、押出後の結晶粒再結晶化を抑制する分散質粒子を形成できる。一実施形態における合金の鉄含有量は、最大０．２５重量％である。別の実施形態では、合金の鉄含有量は０．１５～０．２５重量％であってもよい。一実施形態における合金のクロム含有量は０．０５～０．１８重量％である。別の実施形態では、合金のクロム含有量は０．０５～０．１５重量％であってもよい。一実施形態における合金のマンガン含有量は、０．４０～０．８０重量％であるが、代わりに０．４～０．８重量％であってもよい。別の実施形態では、合金のマンガン含有量は、０．４０～０．５５重量％であってもよい。
銅は合金の強度を高め得る。上述の実施形態における合金の銅含有量は０．３０～０．９０重量％であるが、代わりに０．３～０．９重量％であってもよい。他の実施形態では、合金の銅含有量は、０．３０～０．８０重量％、０．６０～０．８０重量％、または０．６０～０．９０重量％であってもよい。
チタンは、一実施形態では結晶粒微細化剤として添加され、ＴｉＢロッド（例えば、５％Ｔｉ、１％Ｂ）の形態でホウ素と共に添加されてもよい。したがって、一実施形態では、合金はまた、０．０１％まで、または０．００５％までのホウ素を含んでもよい。
本明細書の態様および実施形態による合金は、一実施形態では、直接チル鋳造または他の連続鋳造法によってビレットを形成し、次いでビレットを均質化することによって調製され得る。均質化は、例えば５４０～５８０℃で２～１０時間行い、次いで均質化後にビレットを３００℃／時間以上、例えば３００～６００℃／時間で冷却してもよい。これらの冷却速度は、ビレットの全体冷却（すなわち、均質化温度から周囲温度まで）を通してではなく、冷却範囲の一部にわたって測定され得ることが理解される。例えば、一実施形態では、関連する冷却速度は、冷却中の５００℃から２００℃までの温度の間で測定され得る。その後、ビレットを押出して、少なくとも１つの凹面、少なくとも１つの凸面、少なくとも１つの角のある角部、および／または、少なくとも１つの内部空洞をいくつかの用途で含む押出プロファイルまたは押出製品にしてもよい。押出は、一実施形態では、押出前に４７０～５２０℃に予熱し、プレス出口で、例えば、水スプレーまたは定在波ウォーターボックスによって水焼入れすることによって行い得て、約５０～１０００℃／秒で冷却を達成できる。押出製品は、押出後に、１６０～１８５℃で５～１６時間加熱するなどの人工時効を行ってもよい。他の実施形態では、所望の特性、形状などを達成するために、押出製品への押出後加工を含む他の加工が使用されてもよいことが理解される。
本明細書に記載の合金および加工技術を使用して製造された押出製品は、一実施形態では、主に繊維状または非再結晶である押出後結晶粒構造を有し得る。この主に繊維状の微細構造は、一実施形態では少なくとも５０％が再結晶化されていない、または別の実施形態では少なくとも７５％が再結晶化されていない微細構造を有してもよく、これは、押出プロファイルの長さの大部分にわたって、または全長にわたってもよい。非再結晶の結晶粒構造は、押出後の合金の降伏強度を改善し得る。一実施形態では、本明細書に記載の合金は、押出および人工時効後に、少なくとも８％、少なくとも９％、または少なくとも１０％の引張伸びで、少なくとも３５０ＭＰａまたは少なくとも３６０ＭＰａの降伏強度を達成し得る。
以下は、本開示の態様による合金ならびに比較合金の有益な特性および有利な性能を示すいくつかの実施例である。
実施例１
既存の市販の高強度ＡＡ６ＸＸＸ合金を表す表１に列挙した合金組成物を、直径１０１．６ｍｍのインゴットとして直接チル鋳造し、５％Ｔｉ－１％Ｂ結晶粒微細化剤を鋳造前に添加して、微細な鋳造時粒度を確保した。
Figure 2022513644000002
インゴットを４００ｍｍのビレット長さに切断し、均質化した。ＡＡ６１１１およびＡＡ６０５６のビレットを５６０℃で２時間均質化し、ＡＡ６０６６ビレットを５４５℃で４時間均質化した。均質化後、これらのビレットを４００℃／時間で冷却した。
これらのビレットは、４７５℃のビレット温度および４～６ｍｍ／ｓのラム速度を使用して、５ｍｍの外部角部半径を有する４０×３０×２ｍｍの中空プロファイルに押出した。ラム速度を変化させて、表面亀裂が生じる前に達成可能な最大速度を見出した。この最大ラム速度を表２に報告する。押出比は３２／１であり、対応する出口速度は８～１２ｍ／分の範囲であった。押出ダイから約２．５ｍに位置する定在波水焼入れユニットを使用して、押出物を約１０００℃／秒の速度で水焼入れした。押出物を室温で２４時間フロアエージングした後、８時間／１７５℃で人工時効した。
圧潰試験は、２０ｍｍ／ｓのクロスヘッド速度で１５０ｍｍの長さを３０ｍｍまで軸方向に圧潰することによって行った。荷重変位曲線を記録し、平均化手法を用いて平均圧潰力（ＭＣＦ）を計算した。圧潰試験中の亀裂の程度（圧潰定格ＣＲ）を１～９の尺度で評価し、１は亀裂のないサンプルを表し、９は完全な崩壊を表した。縦方向の引張試験を行い、最終破断面積を測定し、真の破断ひずみをｅｆ＝－Ｌｎ（最終面積／初期面積）として算出した。真の破断ひずみ（ｅｆ）は、高い塑性ひずみにおける延性の良好な測定値であることが示されている。機械的特性および圧潰試験結果も表２に報告されており、表中、ＲＸは完全に再結晶した結晶粒構造を示し、Ｆは主に繊維状の結晶粒構造を示す。これらの結果の一部は、図２～図３にもグラフで示される。
Figure 2022513644000003
ＡＡ６０６６合金は最も低い押出速度を示し、ＡＡ６０５６合金がそれに続いた。ＡＡ６１１１合金は最も高い最大ラム速度を有し、３つの合金の中で最も押出し可能であった。自動車シート合金として広く使用されているＡＡ６１１１は、完全に再結晶した結晶粒構造をもたらし、３５０ＭＰａの最小降伏強度目標を満たさなかった。ＡＡ６０５６合金およびＡＡ６０６６合金はどちらも、主に繊維状または非再結晶粒構造とともに、３５０ＭＰａの目標を超える降伏強度を示した。しかし、これらの合金の高い強度はエネルギー吸収の増加にはつながらず、ＡＡ６０５６およびＡＡ６０６６はどちらも圧潰試験で低い結果となった。特に、ＡＡ６０６６合金は、圧潰試験での亀裂の発生が早く、破断ひずみも小さかった。
実施例２
表３に列挙した合金は、直径１０１．６ｍｍのインゴットとして直接チル鋳造し、４００ｍｍのビレット長さに切断し、鋳造前に５％Ｔｉ－１％Ｂ結晶粒微細化剤を添加して、微細な鋳造時粒度を確保した。
Figure 2022513644000004
ビレットを５５０℃で２時間均質化し、均質化後４００℃／時間で冷却した。これらのビレットは、５００℃のビレット温度および５ ｍｍ／ｓのラム速度を使用して、４０×３０×２ｍｍの中空プロファイルに押出した。押出ダイから約２．５ｍに位置する定在波水焼入れユニットを使用して、押出物を約１０００℃／秒の速度で水焼入れした。押出物を室温で２４時間フロアエージングした後、１７５℃で８時間人工時効した。引張および圧潰試験を行い、押出液圧を監視し、最大（破過）圧力値およびラムストロークの５０％における値を抽出した。合金Ａ（ΔＰ）と比較した破過圧力の百分率差を計算して、相対押出性の指標を得た。合金Ａと比較した押出圧力の増加％毎の降伏強度の増加も計算して、押出性に対する効果と比較した強化効率を評価した。試験結果を表４にまとめており、表中、ＲＸは完全に再結晶した結晶粒構造を示し、Ｆは主に繊維状の結晶粒構造を示す。これらの結果の一部は、図２～図４にもグラフで示される。
Figure 2022513644000005
比較の目的で使用される合金Ａは、自動車グレードＡＡ６０８２をベースとし、良好な延性および良好な圧潰定格を得たが、３１２ＭＰａの降伏強度しか達成しなかった。この合金には、ＭｎとＣｒが添加されており、均質化の際にサブミクロンの分散質粒子を形成し、その結果、押出後には主に繊維状／非再結晶の結晶粒構造が形成された。合金Ａに対してＶを添加した合金Ｂは、同様の強度および延性を示したが、圧潰定格はわずかに（１等級）改善した。合金Ａに対して０．３２％のＣｕを添加した合金Ｃは、３５０ＭＰａの目標を超える降伏強度を示し、破断ひずみおよび圧潰定格によって測定した延性が若干低下した。合金Ａに対して０．６１％のＣｕを添加した合金Ｄは、３７９ＭＰａの優れた降伏強度を示し、合金Ｃよりもわずかに低い破断ひずみおよび劣った圧潰定格を示した。合金Ａに対して０．３０％のＣｕを添加したが、Ｃｒを添加せず、０．０７％のＭｎのみを添加した合金Ｅは、再結晶した結晶粒構造をもたらした。合金Ｅは３４６ＭＰａの降伏強度しか示さなかったが、合金Ｅはまた、最低の破断ひずみおよび最高（最悪）の圧潰定格９ももたらし、完全な崩壊を表した。最後に、合金Ｃに類似しているが、Ｍｎ含有量が０．７７に増加した合金Ｆは、強度は合金Ｃよりもわずかに低く、３５０ＭＰａの目標をほぼ達成したが、圧潰定格は大幅に向上した。
実施例１および２についての破断ひずみおよび圧潰定格結果を、降伏強度の関数として図２にプロットする。このプロットの検討から、合金ＣおよびＤは、３５０ＭＰａを超える降伏強度と、圧潰定格および破断ひずみに関する妥当な延性とを提供することが明らかである。既存の市販の合金ＡＡ６０６６およびＡＡ６０５６は、より高い強度が可能であるが、この増加した強度は、合金ＣおよびＤと比較して、破断ひずみおよび圧潰定格の著しい低下を伴う。他の合金のバリエーションに関する結果は、主に繊維状（非再結晶化）の結晶粒構造が好ましく、合金Ｅの場合のように、Ｍｎのレベルが低下し、Ｃｒが存在しないことは望ましくないことを示唆している。合金Ｆの改善された圧潰定格および適度に高い降伏強度は、Ｃｒ添加に加えてＭｎレベルを約０．８％まで増加させることも有益であり得ることを示唆する。
図３は、実施例１および２の合金のＭＣＦ対降伏強度の同様のプロットを示す。一般的に、ＭＣＦは降伏強度に比例して増加するが、合金Ｅと合金ＡＡ６０６６は延性が低下し、圧潰試験で早期に破損したため、例外となった。図２および図３のデータから同様の結論を引き出すことができる。
図４は、破過圧力（上の曲線）と中間ストローク時の圧力（下の曲線）の押出圧力の結果を示しており、再び降伏強度に対してプロットすることで、合金強度を上げることで生じる押出性のペナルティを示している。人工時効から追加の強度を得るために合金に追加の溶質を添加することは、高温流動応力を増加させ、合金を押出すことをより困難にすることが予想される。一般に、合金の押出圧力が高いほど、所定のビレット温度に対して達成できる最大押出速度は低くなる。合金Ａをベースラインとして使用すると、図４は、合金Ｅがベース合金よりも低い押出圧力を示す唯一の変形であったことを示す。しかし、上述したように、これも延性が著しく劣ることに相当する。Ｖ添加を含む合金Ｂは、合金Ａよりも約５％高い破過圧力を必要とし、降伏強度の対応する増加はなかった。合金ＣおよびＤは、合金Ａと比較して４９および６７ＭＰａの有用な降伏強度の増加のために、それぞれ１．８および５．９％の押出圧力の増加を必要とした。合金Ｆは、合金Ａと比較して３６ＭＰａの降伏強度の増加のために、破過圧力の６．９％の増加を必要とした。破過圧力値の増加％当たりの降伏強度の増加を表４で比較すると、約０．３および０．６のＣｕを添加した合金ＣおよびＤが、押出性の低下を最小限に抑えて目標の強度レベルを達成するという点で最も効率的であることが明らかである。
実施例３
表５に示す合金組成物ＧおよびＨを、直径２２８ｍｍのインゴットとして直接チル鋳造し、ビレットに切断し、５６０℃で２時間均質化し、均質化後４５０℃／時間で冷却した。各合金の５つのビレットを、市販の押出プレス上で、２．６～３．６ｍｍの間で変化する壁厚を有する２キャビティバンパープロファイルに押出した。５００℃のビレット予熱温度を３ｍｍ／ｓのラム速度で使用した。プロファイルをスプレー水焼入れし、１７５℃で８時間人工時効した。合金ＧおよびＨは、実施例２からの合金Ｄのものと同様のＣｕ、Ｍｎ、およびＣｒ含有量を含有したが、これらの合金のＭｇおよびＳｉ含有量は、合金Ｄに対して増加した。引張試験をプロファイルの上部および下部で行った。結果を表５に示す。
Figure 2022513644000006
結晶粒構造を光学的金属組織学によりチェックしたところ、全ての押出物は主に繊維状／非再結晶の結晶粒構造を有していた。合金ＧおよびＨの両方の強度は、上部位置と下部位置との間で変化したが、これは、スプレー焼入れ設定に関連する焼入れ速度の変化による可能性が最も高い。どちらの合金も、低い焼入れ速度の下部位置で３６０ＭＰａ以上の降伏強度を達成し、速い焼入れ速度の上部位置では３８０ＭＰａに近いかまたはそれ以上の降伏強度を達成した。
実施例４
表６に示す合金Ｉは、１０１．６ｍｍインゴットとして直接チル鋳造し、ビレットに切断した。ビレットを５６０℃で２時間均質化し、均質化後４５０℃／時間で冷却し、次いで５００℃のビレット温度および５ｍｍ／ｓのラム速度を使用して５０×２．５ｍｍのストリップに押出した。押出物をプレス出口で１０００℃／秒の速度で水焼入れし、次いで１７５℃で８時間人工時効した。この処理後、合金Ｉは、３９１ＭＰａの降伏強度、４１９ＭＰａの最大引張強度、および引張試験において１２．７％の伸びを達成した。
Figure 2022513644000007
表７に示す合金Ｊを直径２５４ｍｍのビレットとして直接チル鋳造し、５６０℃で３時間均質化し、均質化後４００℃／時間で冷却した。
Figure 2022513644000008
このビレットを、４９０℃のビレット温度および８ｍ／分の出口速度を使用して、５０．１の押出比および２．５～５ｍｍの壁厚を有するバンパープロファイルに市販のプレスで押出した。プロファイルをプレス出口でスプレー焼入れした。１７５℃で８時間の人工時効後、合金Ｊは、３９５ＭＰａの降伏強度、４２１．９ＭＰａの最大引張強度、および１０．４％の伸びを達成した。
実施例５
表８に列挙した合金組成物を１０１．６ｍｍインゴットとして直接チル鋳造し、２００ｍｍビレット長さに切断した。鋳造前に添加した５％Ｔｉ－１％Ｂ結晶粒微細化剤を用いてビレットを結晶粒微細化した。ビレットは５６０℃で３時間均質化した後、４００℃／時間で冷却した。ただし、合金Ｍは平衡固相率が低いため、溶融を避けるために５４５℃で３時間均質化した後、４００℃／時間で冷却した。各合金の６個のビレットのグループを、４８０℃のビレット温度を使用して、鋭い角部を有する３×４２ｍｍの外形に押出した。角部で速度亀裂が観察されるまで、各グループのラム速度を連続ビレット上で４ｍｍ／ｓから９ｍｍ／ｓに漸増的に増加させ、この観察に基づいて、断裂のない最大押出速度（Ｖｔ）を確立した。押出物を、約１０００℃／秒の焼入れ速度を与える定在波水焼入れユニットを用いてプレス出口で水焼入れした。最大破過圧力を押出中に記録した。次いで、押出物を１７５℃で８時間時効し、引張試験を行った。表８は、引裂速度（Ｖｔ）、降伏強度（ＹＳ）、最大引張強度（ＵＴＳ）、破過圧力（Ｐｍａｘ）に関する各合金の結果を示す。図５は、表６の合金Ｇ～ＭのＭｇおよびＳｉ組成を、図１に示すＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶおよびＩ～ＩＶ’ならびに本明細書に記載の０．６０～０．８０重量％Ｍｇおよび０．８５～１．１０重量％Ｓｉの範囲と比較して示す。図５に示すように、合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪはこれらの範囲内であり、合金Ｋ、ＬおよびＭはこれらの範囲外である。
Figure 2022513644000009
合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪはすべて、３７０ＭＰａを超える降伏強度レベルを達成し、３５０ＭＰａの目標強度を満たし、それを無理なく超えた。合金ＨおよびＪは、Ｓｉ含有量が高く、これらの合金は、合金ＧおよびＩよりも著しく低い引裂速度を示した。合金Ｉは、本実施例で試験した合金の高強度および高押出速度の最良の組み合わせを達成した。表８は、合金Ｉと比較した％破過圧力の増加または減少（ΔＰ％）を示す。合金ＪおよびＭについては、これらの合金は他の合金と同等の速度で押出すことができなかったため、押出圧力値は示されていない。
合金Ｋ、ＬおよびＭは、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶの外側の組成を有し、これらの合金はすべて、Ｍｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶ内に入る合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪよりも低い降伏強度を示した。合金Ｋは、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶの外側にあるような組成のより低いＳｉ含有量を有しており、この合金はわずか３５２ＭＰａの降伏強度を達成した。合金Ｋの降伏強度は、目標強度である３５０ＭＰａを十分に超えておらず、量産合金で目標強度を安定して満たすためには、Ｓｉ含有量を０．７２重量％以上にすることで優れた結果が得られることを示す。合金Ｍはケイ素含有量が最も高く、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶの外側にあるような組成となっている。合金Ｍは最も低い引裂速度を示し、合金Ｍが押出しに劣ることを示した。また、合金Ｍは目標強度の３５０ＭＰａを１０ＭＰａしか超えておらず、合金Ｍの降伏強度は目標強度の３５０ＭＰａを十分に超えておらず、量産合金で目標強度を安定して満たすことができない。合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪと比較した合金Ｍにおける押出性および強度の損失は、１．１４重量％より低いケイ素含有量が優れた結果を達成することを示す。合金ＬはＭｇ含有量が高く、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶの外側にあるような組成となっている。合金Ｌは、一般に許容可能な強度および引裂速度を示した。しかし、合金Ｌは、依然として合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪよりも強度が低く、さらに合金Ｇ、ＨおよびＩと比較して押出圧力が高い（したがって押出性が劣る）ため、市販の押出条件では、押出圧力を下げるためにビレット温度を上げる必要があり、合金Ｌの押出速度がさらに制限される可能性がある。したがって、合金Ｌは、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶ内にある合金（例えば、合金Ｇ、ＨおよびＩ）と比較して、強度と押出性の組み合わせが劣るＭｇとＳｉの組み合わせを表す。
この試験における合金Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪの強度および押出性に基づいて、図１に示されるＭｇ／ＳｉプロットＩ～ＩＶにおけるＭｇおよびＳｉの範囲、ならびに本明細書に記載される０．６０～０．８０重量％のＭｇおよび０．８５～１．１０重量％のＳｉの範囲は、良好な押出性とともに、目標の３５０ＭＰａを快適に超える降伏強度レベルを提供できることが実証された。これらの試験結果はまた、より低いケイ素含有量は十分な強度を提供せず、より高いケイ素含有量は劣った強度および劣った押出性を提供することを立証する。これらの試験結果からも、Ｍｇ含有量が多くなると、押出圧力が上昇し、押出性が劣り、強度もやや劣ることが確認された。試験結果はさらに、０．７０～０．８０重量％のＭｇおよび０．８５～０．９５重量％のＳｉの範囲でのＭｇおよびＳｉの使用が、強度および押出性の特に有利な組み合わせを達成することを立証する。
本明細書では、いくつかの代替的な実施形態および例が説明および図示されている。当業者であれば、個々の実施形態の特徴や、構成要素の可能な組み合わせおよびバリエーションを理解するであろう。当業者であれば、いずれの実施形態も、本明細書に開示されている他の実施形態との任意の組み合わせで提供できることをさらに理解するであろう。本発明は、その精神や中心的な特徴から逸脱することなく、他の特定の形態で具現化し得ることが理解される。したがって、本発明の例および実施形態は、すべての点において例示的なものであって制限的なものではないと考えられ、本発明は、本明細書に与えられた詳細に限定されるものではない。したがって、特定の実施形態を図示して説明してきたが、本発明の精神を大きく逸脱することなく、多数の変更形態が想起され、保護の範囲は添付の特許請求の範囲によってのみ制限される。

Claims (26)

  1. アルミニウム合金であって、Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内の量で、ＳｉおよびＭｇを重量パーセントで含み、
    Ｉ １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
    ＩＩ ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
    ＩＩＩ ０．７５ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
    ＩＶ ０．９５ Ｓｉ、０．８５ Ｍｇ
    ここで、前記合金は、重量パーセントで、さらに以下を含み、
    Ｍｎ ０．４０～０．８０
    Ｆｅ 最大０．２５
    Ｃｒ ０．０５～０．１８
    Ｃｕ ０．３０～０．９０
    Ｔｉ 最大０．０５
    Ｚｒ 最大０．０３
    Ｚｎ 最大０．０３
    Ｂ 最大０．０１
    残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量である、アルミニウム合金。
  2. ＭｇおよびＳｉが０．８８以下のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１に記載の合金。
  3. ＭｇおよびＳｉが少なくとも０．６９のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１に記載の合金。
  4. ＭｇおよびＳｉが０．６９～０．８８のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１に記載の合金。
  5. 前記合金が、以下の式によって定義される過剰Ｍｇを含む、請求項１に記載の合金。
    過剰Ｍｇ＝Ｍｇ－（Ｓｉ－（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３）／１．１６ （すべての値は重量％）
  6. 前記合金が０．４０重量％までの前記過剰Ｍｇを含む、請求項５に記載の合金。
  7. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、主に非再結晶の微細構造を有する、請求項１に記載の合金。
  8. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、少なくとも３５０ＭＰａの降伏強度および少なくとも８％の引張伸びを有する、請求項１に記載の合金。
  9. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、少なくとも３７０ＭＰａの降伏強度を有する、請求項１に記載の合金。
  10. 前記合金は、Ｍｇを０．６０～０．８０重量％の量で、Ｓｉを０．８５～１．１０重量％の量で含む、請求項１に記載の合金。
  11. 前記合金は、Ｍｇを０．７０～０．８０重量％の量で、Ｓｉを０．８５～０．９５重量％の量で含む、請求項１に記載の合金。
  12. 前記ＳｉおよびＭｇの量が、重量パーセントで、前記Ｍｇ／Ｓｉプロット上の以下の座標によって定義される四辺形内にある、請求項１に記載の合金。
    Ｉ １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
    ＩＩ ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
    ＩＩＩ’ ０．８０ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
    ＩＶ’ ０．９５ Ｓｉ、０．８０ Ｍｇ
  13. 請求項１に記載のアルミニウム合金から少なくとも部分的に形成された押出製品。
  14. アルミニウム合金であって、重量パーセントで、
    Ｍｇ ０．６０～０．８０
    Ｓｉ ０．８５～１．１０
    Ｍｎ ０．４０～０．８０
    Ｆｅ 最大０．２５
    Ｃｒ ０．０５～０．１８
    Ｃｕ ０．３０～０．９０
    Ｔｉ 最大０．０５
    Ｚｒ 最大０．０３
    Ｚｎ 最大０．０３
    Ｂ 最大０．０１
    を含み、残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５まで、合計０．１５までの量である、アルミニウム合金。
  15. 前記ＭｇおよびＳｉが０．８８以下のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１４に記載の合金。
  16. 前記ＭｇおよびＳｉが少なくとも０．６９のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１４に記載の合金。
  17. 前記ＭｇおよびＳｉが０．６９～０．８８のＭｇ／Ｓｉ比で存在する、請求項１４に記載の合金。
  18. 前記合金が、以下の式によって定義される過剰Ｍｇを含む、請求項１４に記載の合金。
    過剰Ｍｇ＝Ｍｇ－（Ｓｉ－（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３）／１．１６ （すべての値は重量％）
  19. 前記合金が０．４０重量％までの前記過剰Ｍｇを含む、請求項１８に記載の合金。
  20. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、主に非再結晶の微細構造を有する、請求項１４に記載の合金。
  21. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、少なくとも３５０ＭＰａの降伏強度および少なくとも８％の引張伸びを有する、請求項１４に記載の合金。
  22. 前記合金が、均質化、押出、および人工時効の後に、少なくとも３７０ＭＰａの降伏強度を有する、請求項１４に記載の合金。
  23. 前記合金は、Ｍｇを０．７０～０．８０重量％の量で、Ｓｉを０．８５～０．９５重量％の量で含む、請求項１４に記載の合金。
  24. 請求項１４に記載のアルミニウム合金から少なくとも部分的に形成された押出製品。
  25. アルミニウム合金のビレットを製造することであって、前記アルミニウム合金が以下を含み、
    Ｉ １．１５ Ｓｉ、０．７０ Ｍｇ
    ＩＩ ０．９５ Ｓｉ、０．５５ Ｍｇ
    ＩＩＩ ０．７５ Ｓｉ、０．６５ Ｍｇ
    ＩＶ ０．９５ Ｓｉ、０．８５ Ｍｇ
    ここで、前記合金は、重量パーセントで、さらに以下を含み、
    Ｍｎ ０．４０～０．８０
    Ｆｅ 最大０．２５
    Ｃｒ ０．０５～０．１８
    Ｃｕ ０．３０～０．９０
    Ｔｉ 最大０．０５
    Ｚｒ 最大０．０３
    Ｚｎ 最大０．０３
    Ｂ 最大０．０１
    残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量である、アルミニウム合金のビレットを製造することと、
    前記ビレットを５４０～５８０℃の温度で２～１０時間均質化することと、
    均質化後に前記ビレットを押出して押出製品を形成することと、
    を含む、方法。
  26. アルミニウム合金のビレットを製造することであって、前記アルミニウム合金が以下を含み、
    Ｍｇ ０．６０～０．８０
    Ｓｉ ０．８５～１．１０
    Ｍｎ ０．４０～０．８０
    Ｆｅ 最大０．２５
    Ｃｒ ０．０５～０．１８
    Ｃｕ ０．３０～０．９０
    Ｔｉ 最大０．０５
    Ｚｒ 最大０．０３
    Ｚｎ 最大０．０３
    Ｂ 最大０．０１
    残余がアルミニウムおよび不可避の不純物であり、不可避の不純物はそれぞれ０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量である、アルミニウム合金のビレットを製造することと、
    前記ビレットを５４０～５８０℃の温度で２～１０時間均質化することと、
    均質化後に前記ビレットを押出して押出製品を形成することと、
    を含む、方法。
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