JP2743709B2 - 押出し・鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents
押出し・鍛造用アルミニウム合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、展伸用合金に匹敵する
強度をもち、鍛造加工性及び耐摩耗性に優れたアルミニ
ウム合金に関する。
強度をもち、鍛造加工性及び耐摩耗性に優れたアルミニ
ウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】熱間鍛造用素材のアルミニウム合金とし
て、６０６１，６０６６，６０８２等の６０００番台の
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が従来から使用されている。なか
でも、６０６１合金は、最も多く鍛造材として使用され
ている。しかし、６０６１合金は、引張り強さが２７〜
３３ｋｇ／ｍｍ2 であり、いわゆる中強度部材としての
用途に制約される。
て、６０６１，６０６６，６０８２等の６０００番台の
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が従来から使用されている。なか
でも、６０６１合金は、最も多く鍛造材として使用され
ている。しかし、６０６１合金は、引張り強さが２７〜
３３ｋｇ／ｍｍ2 であり、いわゆる中強度部材としての
用途に制約される。
【０００３】６０００番台のアルミニウム合金は、熱間
鍛造によって強度を向上させ且つ所定形状に成形された
後、Ｔ6 等の熱処理が施されている。ところが、熱処理
によって加工組織の再結晶粒が粗大化し、強度，伸び等
の機械的性質が低下する。熱処理による再結晶粒の粗大
化は、特に５０％以上の高加工率で鍛造されたものに顕
著に発生する。
鍛造によって強度を向上させ且つ所定形状に成形された
後、Ｔ6 等の熱処理が施されている。ところが、熱処理
によって加工組織の再結晶粒が粗大化し、強度，伸び等
の機械的性質が低下する。熱処理による再結晶粒の粗大
化は、特に５０％以上の高加工率で鍛造されたものに顕
著に発生する。
【０００４】そこで、特開平１−２８３３３７号公報で
は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等を添加することにより結晶粒の
粗大化を抑制することが提案されている。所定量のＭ
ｎ，Ｃｒ及びＺｒをＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム
合金に複合添加するとき、鍛造，熱処理等の工程におい
て結晶粒の成長が抑制され、微細な結晶組織をもつ材料
が得られるとされている。また、特開平３−６３４６号
公報では、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｂｅ等の成分調整
を図ることにより、鍛造工程及び熱処理工程で変色がな
く、アルミニウム合金本来の色調をもつ鍛造用合金が紹
介されている。
は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等を添加することにより結晶粒の
粗大化を抑制することが提案されている。所定量のＭ
ｎ，Ｃｒ及びＺｒをＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム
合金に複合添加するとき、鍛造，熱処理等の工程におい
て結晶粒の成長が抑制され、微細な結晶組織をもつ材料
が得られるとされている。また、特開平３−６３４６号
公報では、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｂｅ等の成分調整
を図ることにより、鍛造工程及び熱処理工程で変色がな
く、アルミニウム合金本来の色調をもつ鍛造用合金が紹
介されている。
【０００５】この６０１０系等のアルミニウム合金は、
押出し工程を経て鍛造用素材にされるが、耐摩耗性に劣
り、ボルトを使用した締結や鋼製部材との接合に問題が
ある。たとえば、使用中に振動，衝撃，摺動等によって
アルミ部材と鋼製部材との間で摩擦や摩耗等が生じ、締
結部の緩み，抜け落ち，破損等が生じ易くなる。そのた
め、ボルト締結部等が多い自動車用部品としては、改良
の余地がある。耐摩耗性を改善するため、本発明者等
は、Ａｌ−Ｓｉ系合金にＳｂを添加して半連続鋳造法に
よって凝固した鋳塊を押出し加工することが有効である
ことを見い出し、特開平１−２６８８３９号公報として
紹介した。
押出し工程を経て鍛造用素材にされるが、耐摩耗性に劣
り、ボルトを使用した締結や鋼製部材との接合に問題が
ある。たとえば、使用中に振動，衝撃，摺動等によって
アルミ部材と鋼製部材との間で摩擦や摩耗等が生じ、締
結部の緩み，抜け落ち，破損等が生じ易くなる。そのた
め、ボルト締結部等が多い自動車用部品としては、改良
の余地がある。耐摩耗性を改善するため、本発明者等
は、Ａｌ−Ｓｉ系合金にＳｂを添加して半連続鋳造法に
よって凝固した鋳塊を押出し加工することが有効である
ことを見い出し、特開平１−２６８８３９号公報として
紹介した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】Ｓｂ添加により組織を
微細化した特開平１−２６８８３９号公報のアルミニウ
ム合金は、耐摩耗性に優れるものの、６０６１合金に比
較して引張り強さ，疲労強度等が低く、高強度が必要と
される構造材としての使用に若干問題が残る。
微細化した特開平１−２６８８３９号公報のアルミニウ
ム合金は、耐摩耗性に優れるものの、６０６１合金に比
較して引張り強さ，疲労強度等が低く、高強度が必要と
される構造材としての使用に若干問題が残る。
【０００７】他方、特開平３−６３４６号公報のアルミ
ニウム合金は、Ｓｂ添加に起因するものと推察される鍛
造品表面の変色をＢｅ添加によって抑制することを狙っ
たものであり、機械的強度や加工性に対する改良が十分
でない。
ニウム合金は、Ｓｂ添加に起因するものと推察される鍛
造品表面の変色をＢｅ添加によって抑制することを狙っ
たものであり、機械的強度や加工性に対する改良が十分
でない。
【０００８】本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、Ｓｉ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｍｇ，
Ｂ及びＣｕの間で成分バランスを図ることにより、展伸
用合金に匹敵する鍛造後のＴ6 処理材で３３ｋｇ／ｍｍ
2 以上の引張り強さをもち、且つ伸びも１３％以上と高
い鍛造加工性及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金を
提供することを目的とする。
出されたものであり、Ｓｉ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｍｇ，
Ｂ及びＣｕの間で成分バランスを図ることにより、展伸
用合金に匹敵する鍛造後のＴ6 処理材で３３ｋｇ／ｍｍ
2 以上の引張り強さをもち、且つ伸びも１３％以上と高
い鍛造加工性及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金を
提供することを目的とする。
【０００９】本発明の押出し・鍛造用アルミニウム合金
は、その目的を達成するため、Ｓｉ：３．５〜６．５重
量％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２
５重量％以下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：
０．０１〜０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％
及びＢ：０．０００５〜０．０２重量％を含有し、残部
が実質的にＡｌの組成をもち、マトリックスに微細なＡ
ｌ２Ｃｕが分散析出していることを特徴とする。このア
ルミニウム合金は、更にＭｎ：０．０５〜０．５重量
％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％及びＳｒ：０．００
１〜０．０５重量％から選ばれた１種又は２種以上を含
有することができる。
は、その目的を達成するため、Ｓｉ：３．５〜６．５重
量％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２
５重量％以下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：
０．０１〜０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％
及びＢ：０．０００５〜０．０２重量％を含有し、残部
が実質的にＡｌの組成をもち、マトリックスに微細なＡ
ｌ２Ｃｕが分散析出していることを特徴とする。このア
ルミニウム合金は、更にＭｎ：０．０５〜０．５重量
％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％及びＳｒ：０．００
１〜０．０５重量％から選ばれた１種又は２種以上を含
有することができる。
【００１０】
【作 用】Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金は、図１に示すよう
にＳｉ含有量に応じて引張り強さσB や伸びδ等の引張
り特性が変化する。すなわち、Ｓｉ含有量が７重量％を
超えるとき、強度が向上するものの、伸びが低下する。
逆に、４重量％未満のＳｉ含有量では、耐摩耗性が低下
する。また、伸びは、表１に示すように共晶Ｓｉが小さ
くなると増加する傾向を示し、Ｓｂの添加によって向上
する。
にＳｉ含有量に応じて引張り強さσB や伸びδ等の引張
り特性が変化する。すなわち、Ｓｉ含有量が７重量％を
超えるとき、強度が向上するものの、伸びが低下する。
逆に、４重量％未満のＳｉ含有量では、耐摩耗性が低下
する。また、伸びは、表１に示すように共晶Ｓｉが小さ
くなると増加する傾向を示し、Ｓｂの添加によって向上
する。
【表１】
【００１１】本発明においては、Ｓｉ含有量４〜７重量
％の範囲で強度，伸び及び耐摩耗性を維持するために、
Ｃｕの添加が最も有効であることを見い出した。添加さ
れたＣｕは、鋳造したままの状態ではマトリックスの中
に固溶しているが、その後の加工，熱処理等によって微
細なＡｌ2 Ｃｕ析出物となってマトリックス中に析出
し、アルミニウム合金の強度や硬さを向上させる。
％の範囲で強度，伸び及び耐摩耗性を維持するために、
Ｃｕの添加が最も有効であることを見い出した。添加さ
れたＣｕは、鋳造したままの状態ではマトリックスの中
に固溶しているが、その後の加工，熱処理等によって微
細なＡｌ2 Ｃｕ析出物となってマトリックス中に析出
し、アルミニウム合金の強度や硬さを向上させる。
【００１２】この点、同様な強化を狙って使用されるＭ
ｇは、マトリックスを固溶硬化する元素であることか
ら、Ｃｕと異なり強度の向上が図られても、伸びや加工
性を著しく低下してしまう。したがって、加工性が要求
されるアルミニウム合金に対しては、Ｍｇを多量添加す
ることはできない。更に、添加されたＣｕは、鋳塊状態
でもＡｌ−Ｔｉ−Ｂによる微細化効果を助長すると共
に、押出し丸棒においても熱処理後の再結晶粒が粗大化
することを抑制する作用を呈する。これにより、強度を
上昇させ、且つ伸びの低下が防止される。
ｇは、マトリックスを固溶硬化する元素であることか
ら、Ｃｕと異なり強度の向上が図られても、伸びや加工
性を著しく低下してしまう。したがって、加工性が要求
されるアルミニウム合金に対しては、Ｍｇを多量添加す
ることはできない。更に、添加されたＣｕは、鋳塊状態
でもＡｌ−Ｔｉ−Ｂによる微細化効果を助長すると共
に、押出し丸棒においても熱処理後の再結晶粒が粗大化
することを抑制する作用を呈する。これにより、強度を
上昇させ、且つ伸びの低下が防止される。
【００１３】マトリックスの強度や硬さが増加すること
によって、耐摩耗性に大きな影響を与える共晶Ｓｉ粒子
をマトリックス中に固定する力が大きくなる。そのた
め、相手材との摺動による共晶Ｓｉ粒子の剥離が防が
れ、より高い耐摩耗性が得られる。しかも、Ｃｕ添加に
伴って鋳塊の冷却速度が徐冷側に移行し、共晶Ｓｉの晶
出から凝固までの時間が長くなる。その結果、共晶Ｓｉ
粒子は、丸みを帯びた形状になると共に、鋳塊内での分
布も均一になる。これによっても、耐摩耗性の向上が図
られる。
によって、耐摩耗性に大きな影響を与える共晶Ｓｉ粒子
をマトリックス中に固定する力が大きくなる。そのた
め、相手材との摺動による共晶Ｓｉ粒子の剥離が防が
れ、より高い耐摩耗性が得られる。しかも、Ｃｕ添加に
伴って鋳塊の冷却速度が徐冷側に移行し、共晶Ｓｉの晶
出から凝固までの時間が長くなる。その結果、共晶Ｓｉ
粒子は、丸みを帯びた形状になると共に、鋳塊内での分
布も均一になる。これによっても、耐摩耗性の向上が図
られる。
【００１４】Ｃｕ添加は、鍛造性に関しても好結果をも
たらし、特に変形能の一つの指標である肌荒れの低減に
寄与する。これは、Ｃｕ添加に起因したマクロ結晶粒微
細化作用だけではなく、Ｓｂの複合添加による共晶Ｓｉ
粒子の微細化作用が相俟つた（Ｃｕ＋Ｓｂ）の相乗効果
によるものである。しかも、Ｓｂの複合添加により、伸
びの向上も図られる。
たらし、特に変形能の一つの指標である肌荒れの低減に
寄与する。これは、Ｃｕ添加に起因したマクロ結晶粒微
細化作用だけではなく、Ｓｂの複合添加による共晶Ｓｉ
粒子の微細化作用が相俟つた（Ｃｕ＋Ｓｂ）の相乗効果
によるものである。しかも、Ｓｂの複合添加により、伸
びの向上も図られる。
【００１５】以下、本発明アルミニウム合金の合金成分
及びその含有量を説明する。 Ｓｉ： 良好な鋳造性を付与すると共に、耐摩耗性を向
上させる上で有効な合金元素である。Ｓｉを３．５〜
６．５重量％含有する本発明のアルミニウム合金は、ボ
ルト締結部が多い自動車用部品として有利である。Ｓｉ
含有量が３．５重量％を下回ると、鋳造性が劣化するば
かりでなく、強度，耐摩耗性が低下する。他方、６．５
重量％を超える多量のＳｉを含有するとき、延び，靭性
等が劣化し、鍛造加工性が悪くなる。
及びその含有量を説明する。 Ｓｉ： 良好な鋳造性を付与すると共に、耐摩耗性を向
上させる上で有効な合金元素である。Ｓｉを３．５〜
６．５重量％含有する本発明のアルミニウム合金は、ボ
ルト締結部が多い自動車用部品として有利である。Ｓｉ
含有量が３．５重量％を下回ると、鋳造性が劣化するば
かりでなく、強度，耐摩耗性が低下する。他方、６．５
重量％を超える多量のＳｉを含有するとき、延び，靭性
等が劣化し、鍛造加工性が悪くなる。
【００１６】Ｓｂ： 共晶Ｓｉを微細にする作用を呈
し、特に鋳造・鍛造用に使用されるアルミニウム合金の
伸びを改善する。また、押出し・鍛造加工においても、
溶体化処理時間の短縮がＳｂ添加によって可能となる。
このようなＳｂの作用は、０．０５重量％以上含有させ
るとき顕著に現れる。しかし、０．１５重量％を超える
多量の添加は、脆いＳｂ2 Ｍｇ3 等の金属間化合物の発
生を促進させ、アルミニウム合金の加工性を劣化させ
る。したがって、Ｓｂ含有量を０．０５〜０．１５重量
％の範囲に設定した。
し、特に鋳造・鍛造用に使用されるアルミニウム合金の
伸びを改善する。また、押出し・鍛造加工においても、
溶体化処理時間の短縮がＳｂ添加によって可能となる。
このようなＳｂの作用は、０．０５重量％以上含有させ
るとき顕著に現れる。しかし、０．１５重量％を超える
多量の添加は、脆いＳｂ2 Ｍｇ3 等の金属間化合物の発
生を促進させ、アルミニウム合金の加工性を劣化させ
る。したがって、Ｓｂ含有量を０．０５〜０．１５重量
％の範囲に設定した。
【００１７】Ｆｅ： 不純物としてアルミニウム合金に
混入する元素であるＦｅは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物
となってマトリックスに分散し、伸び，靭性，耐食性等
に悪影響を与える。したがって、Ｆｅ含有量は、少なけ
れば少ないほど好ましい。しかし、過度にＦｅ含有量を
下げることは、合金の溶製を困難にする。そこで、Ｆｅ
含有量は、実質的な悪影響がみられない０．２５重量％
に上限を設定した。
混入する元素であるＦｅは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物
となってマトリックスに分散し、伸び，靭性，耐食性等
に悪影響を与える。したがって、Ｆｅ含有量は、少なけ
れば少ないほど好ましい。しかし、過度にＦｅ含有量を
下げることは、合金の溶製を困難にする。そこで、Ｆｅ
含有量は、実質的な悪影響がみられない０．２５重量％
に上限を設定した。
【００１８】Ｃｕ： 本発明アルミニウム合金において
重要な役割を果す合金元素であり、伸びを低下させるこ
となく機械的強度，耐摩耗性等を改善する。Ｃｕ添加に
よる強度向上は、Ｔ6 等の熱処理によって析出するＣｕ
Ａｌ2 に起因するものである。３３ｋｇ／ｍｍ2 以上の
引張り強さを得るためには、０．５重量％以上のＣｕを
含有させることが必要である。アルミニウム合金の強度
は、Ｃｕ含有量に比例して上昇する。しかし、３．５重
量％を超えるＣｕ含有量では、強度改善効果が飽和し、
反対に耐食性，靭性等を劣化させる原因となる。したが
って、Ｃｕ含有量は、０．５〜３．５重量％の範囲に設
定した。
重要な役割を果す合金元素であり、伸びを低下させるこ
となく機械的強度，耐摩耗性等を改善する。Ｃｕ添加に
よる強度向上は、Ｔ6 等の熱処理によって析出するＣｕ
Ａｌ2 に起因するものである。３３ｋｇ／ｍｍ2 以上の
引張り強さを得るためには、０．５重量％以上のＣｕを
含有させることが必要である。アルミニウム合金の強度
は、Ｃｕ含有量に比例して上昇する。しかし、３．５重
量％を超えるＣｕ含有量では、強度改善効果が飽和し、
反対に耐食性，靭性等を劣化させる原因となる。したが
って、Ｃｕ含有量は、０．５〜３．５重量％の範囲に設
定した。
【００１９】Ｔｉ： 鋳塊の組織を微細にし、鋳塊の割
れ発生を防止すると共に、オレンジピール等の塑性加工
に伴う肌荒れが鍛造品の表面に発生することを防止する
作用を呈する。このような効果は、０．０１重量％以上
のＴｉを含有されるとき顕著に現れる。しかし、０．１
重量％を超える多量のＴｉを添加するとき、ＴｉＢ2 ，
ＴｉＡｌ3 等の巨大な晶出物が発生し易くなり、鍛造加
工時の割れや切削加工時の表面疵を発生させる。また、
多量のＴｉ含有により、靭性の劣化もみられる。したが
って、０．０１〜０．１重量％の範囲にＴｉ含有量を定
めた。
れ発生を防止すると共に、オレンジピール等の塑性加工
に伴う肌荒れが鍛造品の表面に発生することを防止する
作用を呈する。このような効果は、０．０１重量％以上
のＴｉを含有されるとき顕著に現れる。しかし、０．１
重量％を超える多量のＴｉを添加するとき、ＴｉＢ2 ，
ＴｉＡｌ3 等の巨大な晶出物が発生し易くなり、鍛造加
工時の割れや切削加工時の表面疵を発生させる。また、
多量のＴｉ含有により、靭性の劣化もみられる。したが
って、０．０１〜０．１重量％の範囲にＴｉ含有量を定
めた。
【００２０】Ｍｇ： Ｃｕと同様にアルミニウム合金の
強度を向上させる上で、必須の合金成分である。Ｍｇを
添加した本発明アルミニウム合金においては、Ｔ6 等の
熱処理によって微細なＭｇ2 Ｓｉがマトリックスに析出
し、強度を向上させる。Ｍｇ含有量が０．２重量％未満
では、Ｍｇ添加による強度改善効果がほとんどみられな
い。しかし、０．６重量％を超える多量のＭｇを含有さ
せると、析出硬化による強度改善効果が飽和するばかり
でなく、割れ感受性，靭性等が低下し、押出し，鍛造等
の加工性が悪くなる。そこで、Ｍｇ含有量は、０．２〜
０．６重量％の範囲に設定した。
強度を向上させる上で、必須の合金成分である。Ｍｇを
添加した本発明アルミニウム合金においては、Ｔ6 等の
熱処理によって微細なＭｇ2 Ｓｉがマトリックスに析出
し、強度を向上させる。Ｍｇ含有量が０．２重量％未満
では、Ｍｇ添加による強度改善効果がほとんどみられな
い。しかし、０．６重量％を超える多量のＭｇを含有さ
せると、析出硬化による強度改善効果が飽和するばかり
でなく、割れ感受性，靭性等が低下し、押出し，鍛造等
の加工性が悪くなる。そこで、Ｍｇ含有量は、０．２〜
０．６重量％の範囲に設定した。
【００２１】Ｂ： Ｔｉと同様に結晶粒の微細化に有効
な合金元素であり、０．０００５重量％以上の含有量で
その効果がみられる。しかし、０．０２重量％を超えて
Ｂを含有させると、巨大なＴｉＢ2 等の晶出物が発生し
易くなり、鍛造，切削等の加工性を低下させる。そこ
で、Ｂ含有量を０．０００５〜０．０２重量％の範囲に
設定した。
な合金元素であり、０．０００５重量％以上の含有量で
その効果がみられる。しかし、０．０２重量％を超えて
Ｂを含有させると、巨大なＴｉＢ2 等の晶出物が発生し
易くなり、鍛造，切削等の加工性を低下させる。そこ
で、Ｂ含有量を０．０００５〜０．０２重量％の範囲に
設定した。
【００２２】選択成分として添加されるＣｒ，Ｍｎ及び
Ｓｒは、次の作用を呈する。 Ｃｒ： 押出し，鍛造及び後続する熱処理時に結晶粒の
成長を抑制し、熱処理後の組織を微細にする上で有効な
合金元素である。これにより、高い強度，伸び及び靭性
が確保される。この作用は、０．０５重量％以上のＣｒ
を含有させるとき顕著にみられる。しかし、０．３重量
％を超えて多量のＣｒを含有させると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆ
ｅ−Ｃｒ系等の硬くて脆い金属間化合物の析出量が多く
なり、加工性に悪影響を与える伸び，靭性等の低下がみ
られる。したがって、Ｃｒを含有させる場合には、その
含有量を０．０５〜０．３重量％の範囲に定める。
Ｓｒは、次の作用を呈する。 Ｃｒ： 押出し，鍛造及び後続する熱処理時に結晶粒の
成長を抑制し、熱処理後の組織を微細にする上で有効な
合金元素である。これにより、高い強度，伸び及び靭性
が確保される。この作用は、０．０５重量％以上のＣｒ
を含有させるとき顕著にみられる。しかし、０．３重量
％を超えて多量のＣｒを含有させると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆ
ｅ−Ｃｒ系等の硬くて脆い金属間化合物の析出量が多く
なり、加工性に悪影響を与える伸び，靭性等の低下がみ
られる。したがって、Ｃｒを含有させる場合には、その
含有量を０．０５〜０．３重量％の範囲に定める。
【００２３】Ｍｎ： Ｃｒと同様に結晶粒の粗大化を抑
制し、強度，伸び，靭性等を改良する合金元素である。
Ｍｎ添加の効果は、０．０５重量％以上で顕著になる。
しかし、０．５重量％を超えてＭｎを含有させると、Ａ
ｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系等の硬くて脆い金属間化合物の
析出量が多くなり、加工性に悪影響を与える伸び，靭性
等の低下がみられる。したがって、Ｍｎを含有させる場
合、その含有量を０．０５〜０．５重量％の範囲に定め
る。
制し、強度，伸び，靭性等を改良する合金元素である。
Ｍｎ添加の効果は、０．０５重量％以上で顕著になる。
しかし、０．５重量％を超えてＭｎを含有させると、Ａ
ｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系等の硬くて脆い金属間化合物の
析出量が多くなり、加工性に悪影響を与える伸び，靭性
等の低下がみられる。したがって、Ｍｎを含有させる場
合、その含有量を０．０５〜０．５重量％の範囲に定め
る。
【００２４】Ｓｒ： Ｓｂと同様に共晶Ｓｉを微細化
し、衝撃値や伸びを向上させる上で有効な合金元素であ
る。また、溶体化処理時間の短縮や鍛造性の向上にも有
効に作用する。このようなＳｒの作用は、含有量が０．
００１重量％以上のとき顕著に現れる。しかし、０．０
５重量％を超えてＳｒを含有させると、金属間化合物の
発生に起因した加工性の低下や、アルミニウム溶湯に対
するガス，介在物等の混入を促進させる。したがって、
Ｓｒを含有させる場合には、その含有量を０．００１〜
０．０５重量％の範囲に定める。
し、衝撃値や伸びを向上させる上で有効な合金元素であ
る。また、溶体化処理時間の短縮や鍛造性の向上にも有
効に作用する。このようなＳｒの作用は、含有量が０．
００１重量％以上のとき顕著に現れる。しかし、０．０
５重量％を超えてＳｒを含有させると、金属間化合物の
発生に起因した加工性の低下や、アルミニウム溶湯に対
するガス，介在物等の混入を促進させる。したがって、
Ｓｒを含有させる場合には、その含有量を０．００１〜
０．０５重量％の範囲に定める。
【００２５】
【実施例】表２に示した成分及び塑性をもつ各種アルミ
ニウム合金を溶製し、半連続鋳造によって外径３２５ｍ
ｍ，長さ６００ｍｍのビレットを製造した。なお、表１
における本発明例１及び２は、それぞれ請求項１及び２
で特定されたアルミニウム合金に相当する。得られたビ
レットを５１０℃に４時間保持した後、更に４００〜４
５０℃に加熱し、直径４５ｍｍの丸棒を押し出した。
ニウム合金を溶製し、半連続鋳造によって外径３２５ｍ
ｍ，長さ６００ｍｍのビレットを製造した。なお、表１
における本発明例１及び２は、それぞれ請求項１及び２
で特定されたアルミニウム合金に相当する。得られたビ
レットを５１０℃に４時間保持した後、更に４００〜４
５０℃に加熱し、直径４５ｍｍの丸棒を押し出した。
【００２６】
【表２】
【００２７】次いで、押出し材を温度４５０℃及び加工
率７５％で熱間鍛造し、Ｔ6 熱処理を施した。鍛造後の
Ｔ6 熱処理としては、５１０℃に４時間保持した後、水
冷し、４８時間室温に放置し、１７０℃で１０時間焼き
戻す熱履歴を採用した。熱処理が施された各試験片につ
いて結晶組織を観察し、粒径を測定した。また、引張り
強さ，耐力及び伸びを調査した。調査結果を表３に示
す。
率７５％で熱間鍛造し、Ｔ6 熱処理を施した。鍛造後の
Ｔ6 熱処理としては、５１０℃に４時間保持した後、水
冷し、４８時間室温に放置し、１７０℃で１０時間焼き
戻す熱履歴を採用した。熱処理が施された各試験片につ
いて結晶組織を観察し、粒径を測定した。また、引張り
強さ，耐力及び伸びを調査した。調査結果を表３に示
す。
【００２８】更に、室温で行う冷間鍛造及び３５０℃，
４００℃，４５０℃の各温度で行う熱間鍛造による据込
み試験によって鍛造品表面に肌荒れ現象を観察し、その
良否に基づいて押出し丸棒の鍛造性を評価した。このと
き使用した試験片としては、冷間鍛造試験用には押出し
丸棒を４１０℃に１時間保持した後で徐冷した焼鈍材
を、また熱間鍛造試験用には押し出したままの丸棒を使
用した。何れの試験にあっても、押出し丸棒から削り出
された直径１４ｍｍ及び高さ２６ｍｍの円柱状の試験片
を使用した。これらの試験片を、２５トンの油圧電気式
サーボパルサー試験機を使用し１００ｍｍ／秒の速度で
５ｍｍの厚さまで圧縮し、加工率（据込み率）８０％に
おいて測定面の肌荒れ状態を観察した。据え込み鍛造に
よって再結晶が促進され、４００〜５００μｍの粗い再
結晶粒が発生したものもあったが、本発明合金では何れ
も１５０〜３５０μｍの細かい再結晶粒であり、鍛造時
の肌荒れ防止が効果的に抑えられていた。
４００℃，４５０℃の各温度で行う熱間鍛造による据込
み試験によって鍛造品表面に肌荒れ現象を観察し、その
良否に基づいて押出し丸棒の鍛造性を評価した。このと
き使用した試験片としては、冷間鍛造試験用には押出し
丸棒を４１０℃に１時間保持した後で徐冷した焼鈍材
を、また熱間鍛造試験用には押し出したままの丸棒を使
用した。何れの試験にあっても、押出し丸棒から削り出
された直径１４ｍｍ及び高さ２６ｍｍの円柱状の試験片
を使用した。これらの試験片を、２５トンの油圧電気式
サーボパルサー試験機を使用し１００ｍｍ／秒の速度で
５ｍｍの厚さまで圧縮し、加工率（据込み率）８０％に
おいて測定面の肌荒れ状態を観察した。据え込み鍛造に
よって再結晶が促進され、４００〜５００μｍの粗い再
結晶粒が発生したものもあったが、本発明合金では何れ
も１５０〜３５０μｍの細かい再結晶粒であり、鍛造時
の肌荒れ防止が効果的に抑えられていた。
【００２９】表面状態の観察結果を、表３に併せ示す。
なお、表３において、鍛造品の測定面が平滑で且つ金属
光沢を保っているものを◎，やや凹凸があるものの金属
光沢が維持されているものを○，全周に凹凸が発生して
いるものを△，大きな深さの凹凸が形成され金属光沢を
失っているものを×，凹凸数が多く段差が激しく、しか
も一部に割れが発生しているものをXXとして評価した。
なお、表３において、鍛造品の測定面が平滑で且つ金属
光沢を保っているものを◎，やや凹凸があるものの金属
光沢が維持されているものを○，全周に凹凸が発生して
いるものを△，大きな深さの凹凸が形成され金属光沢を
失っているものを×，凹凸数が多く段差が激しく、しか
も一部に割れが発生しているものをXXとして評価した。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３から明らかなように、本発明例１及び
２のアルミニウム合金は、何れも３３ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の高い引っ張り強度をもっており、しかも鍛造後の結
晶組織が細かく、肌荒れが発生した外観を呈するものは
皆無であった。これは、Ｓｂ及びＣｕの相乗効果に由来
するものと推察される。すなわち、Ｓｂ添加によって共
晶Ｓｉが微細化すると共に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ系金属間化
合物による微細化効果がＣｕ添加で促進され、これらが
相乗して優れた機械的特性及び加工性が呈せられる。し
かも、伸びδの低下が小さく、耐力σ0.2 が大幅に向上
している。
２のアルミニウム合金は、何れも３３ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の高い引っ張り強度をもっており、しかも鍛造後の結
晶組織が細かく、肌荒れが発生した外観を呈するものは
皆無であった。これは、Ｓｂ及びＣｕの相乗効果に由来
するものと推察される。すなわち、Ｓｂ添加によって共
晶Ｓｉが微細化すると共に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ系金属間化
合物による微細化効果がＣｕ添加で促進され、これらが
相乗して優れた機械的特性及び加工性が呈せられる。し
かも、伸びδの低下が小さく、耐力σ0.2 が大幅に向上
している。
【００３２】これに対し、比較合金７及び９では、Ｃｕ
無添加のために強度が出ておらず、比較合金８ではＡｌ
−Ｔｉ−Ｂ及びＣｕ無添加のために鍛造品の肌荒れが激
しくなっている。また、比較合金１０では、Ｓｂ及びＣ
ｕを添加していないことから共晶Ｓｉ及び再結晶粒であ
るマクロ粒子が共に粗く、強度，伸び及び肌荒れの全て
の点において本発明合金に劣っている。
無添加のために強度が出ておらず、比較合金８ではＡｌ
−Ｔｉ−Ｂ及びＣｕ無添加のために鍛造品の肌荒れが激
しくなっている。また、比較合金１０では、Ｓｂ及びＣ
ｕを添加していないことから共晶Ｓｉ及び再結晶粒であ
るマクロ粒子が共に粗く、強度，伸び及び肌荒れの全て
の点において本発明合金に劣っている。
【００３３】耐摩耗性の評価試験には、乾式の大越式試
験機を使用し、相手材としてＦＣ２８の回転円板を用い
た。そして、荷重２．１ｋｇ，摩擦速度１．２１ｍ／
秒，２．２４ｍ／秒及び３，８８ｍ／秒で試験片を相手
材に摺擦し、ＦＣ２８の回転円板によって削り取られた
試験片の量を算出し、算出結果を表４に示した。
験機を使用し、相手材としてＦＣ２８の回転円板を用い
た。そして、荷重２．１ｋｇ，摩擦速度１．２１ｍ／
秒，２．２４ｍ／秒及び３，８８ｍ／秒で試験片を相手
材に摺擦し、ＦＣ２８の回転円板によって削り取られた
試験片の量を算出し、算出結果を表４に示した。
【表４】
【００３４】表４から明らかなように、試験番号２の本
発明合金では、Ｃｕ無添加の試験番号９の合金に比較し
て、何れの速度領域においても摩耗量が小さく、耐摩耗
性が６〜２２％向上していることが判る。耐摩耗性が向
上する主たる理由は、次の二つである。 Ｃｕの添加によってマトリックスの硬さ及び強度が
高くなり、結果として耐摩耗性に最も大きく影響する共
晶Ｓｉを固定化する力が大きくなり、摩擦によって剥離
されることが防止されること。 Ｃｕの添加によって凝固速度が低くなり徐冷される
ため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂの効果がより顕著に発現され、鋳
塊の結晶粒が微細化及び均一化されることに加え、それ
らの結晶粒界で凝固する共晶Ｓｉ自体も形状が丸みを帯
びて均一な分布になること。
発明合金では、Ｃｕ無添加の試験番号９の合金に比較し
て、何れの速度領域においても摩耗量が小さく、耐摩耗
性が６〜２２％向上していることが判る。耐摩耗性が向
上する主たる理由は、次の二つである。 Ｃｕの添加によってマトリックスの硬さ及び強度が
高くなり、結果として耐摩耗性に最も大きく影響する共
晶Ｓｉを固定化する力が大きくなり、摩擦によって剥離
されることが防止されること。 Ｃｕの添加によって凝固速度が低くなり徐冷される
ため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂの効果がより顕著に発現され、鋳
塊の結晶粒が微細化及び均一化されることに加え、それ
らの結晶粒界で凝固する共晶Ｓｉ自体も形状が丸みを帯
びて均一な分布になること。
【００３５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｓｂ，Ｔｉ，Ｂ等による結晶粒微細化作用及びＣ
ｕ，Ｍｇ等によるマトリックス強化を利用し、これら合
金成分の間でバランスを図った合金設計を採用すること
により、押出し加工性，鍛造加工性に優れると共に、耐
肌荒れ性及び機械的特性が良好な押出し・鍛造用アルミ
ニウム合金を得ている。このアルミニウム合金は、従来
の鍛造用アルミニウム合金に比較して引張り強さ，耐力
等が大幅に向上しているため、たとえばボルト締結部等
が多数ある自動車用構造材料として好適である。
は、Ｓｂ，Ｔｉ，Ｂ等による結晶粒微細化作用及びＣ
ｕ，Ｍｇ等によるマトリックス強化を利用し、これら合
金成分の間でバランスを図った合金設計を採用すること
により、押出し加工性，鍛造加工性に優れると共に、耐
肌荒れ性及び機械的特性が良好な押出し・鍛造用アルミ
ニウム合金を得ている。このアルミニウム合金は、従来
の鍛造用アルミニウム合金に比較して引張り強さ，耐力
等が大幅に向上しているため、たとえばボルト締結部等
が多数ある自動車用構造材料として好適である。
【図１】 Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の引張り強さ及び伸
びに与えるＳｉ含有量の影響を表したグラフ
びに与えるＳｉ含有量の影響を表したグラフ
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−268839（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−166333（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−259045（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ：３．５〜６．５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％及びＢ：
０．０００５〜０．０２重量％を含有し、残部が実質的
にＡｌの組成をもち、Ｔ６処理後のマトリックスに微細
なＡｌ2 Ｃｕが分散析出していることを特徴とする押出
し・鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｓｉ：３．５〜６．５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％，Ｂ：０．
０００５〜０．０２重量％を含み、更にＭｎ：０．０５
〜０．５重量％及び／又はＣｒ：０．０５〜０．３重量
％を含有し、残部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｔ６処
理後のマトリックスに微細なＡｌ2 Ｃｕが分散析出して
いることを特徴とする押出し・鍛造用アルミニウム合
金。 - 【請求項３】 Ｓｉ：３．５〜６．５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％，Ｂ：０．
０００５〜０．０２重量％を含み、更にＳｒ：０．００
１〜０．０５重量％を含有し、残部が実質的にＡｌの組
成をもち、Ｔ６処理後のマトリックスに微細なＡｌ2 Ｃ
ｕが分散析出していることを特徴とする押出し・鍛造用
アルミニウム合金。 - 【請求項４】 Ｓｉ：３．５〜６．５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｃｕ：０．５〜３．５重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．１重量％，Ｍｇ：０．２〜０．６重量％，Ｂ：０．
０００５〜０．０２重量％を含み、更にＭｎ：０．０５
〜０．５重量％及び／又はＣｒ：０．０５〜０．３重量
％及びＳｒ：０．００１〜０．０５重量％を含有し、残
部が実質的にＡｌの組成をもち、Ｔ６処理後のマトリッ
クスに微細なＡｌ2 Ｃｕが分散析出していることを特徴
とする押出し・鍛造用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4143405A JP2743709B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 押出し・鍛造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4143405A JP2743709B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 押出し・鍛造用アルミニウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05311306A JPH05311306A (ja) | 1993-11-22 |
| JP2743709B2 true JP2743709B2 (ja) | 1998-04-22 |
Family
ID=15338012
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4143405A Expired - Fee Related JP2743709B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 押出し・鍛造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2743709B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE60230678D1 (de) | 2002-02-28 | 2009-02-12 | Aisin Keikinzoku Co Ltd | Abriebfeste aluminiumlegierung mit hervorragendem stapelverhalten und daraus hergestelltes stranggepresstes produkt |
| JP4189974B2 (ja) * | 2003-09-01 | 2008-12-03 | アイシン軽金属株式会社 | 切削性・かしめ性・耐摩耗性に優れたアルミニウム合金押出材 |
| US20080299001A1 (en) * | 2007-05-31 | 2008-12-04 | Alcan International Limited | Aluminum alloy formulations for reduced hot tear susceptibility |
| FR3060606B1 (fr) * | 2016-12-19 | 2018-12-07 | Constellium Neuf-Brisach | Alliage d’aluminium pour soudage par laser sans fil d’apport |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63259045A (ja) * | 1987-04-16 | 1988-10-26 | Mitsubishi Motors Corp | 鋳造用アルミニウム合金 |
| JPH0665732B2 (ja) * | 1988-04-19 | 1994-08-24 | 日本軽金属株式会社 | 伸び率に優れた加工用アルミニウム合金 |
| JPH03166333A (ja) * | 1989-11-24 | 1991-07-18 | Showa Denko Kk | 鍛造用アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-05-08 JP JP4143405A patent/JP2743709B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05311306A (ja) | 1993-11-22 |
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