JPH07197163A - 冷間鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents
冷間鍛造用アルミニウム合金Info
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- JPH07197163A JPH07197163A JP25081594A JP25081594A JPH07197163A JP H07197163 A JPH07197163 A JP H07197163A JP 25081594 A JP25081594 A JP 25081594A JP 25081594 A JP25081594 A JP 25081594A JP H07197163 A JPH07197163 A JP H07197163A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷間鍛造性に優れ、硬度の高いアルミニウム
合金材料を提供する。 【構成】 Ｍｇ：0.2 〜0.75％、Ｓｉ：0.2 〜1.5 ％、
Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.00
5 〜 0.20 ％及びＦｅ：0.1 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1 〜1.
0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％のうち少なくとも１種以上を
含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦
−0.52ExＳｉ＋1.03なる関係を満足し、結晶粒の平均径
が１ｍｍ以下であること。 【効果】 特性の優れた冷間鍛造品が歩留まり良く得ら
れる。
合金材料を提供する。 【構成】 Ｍｇ：0.2 〜0.75％、Ｓｉ：0.2 〜1.5 ％、
Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.00
5 〜 0.20 ％及びＦｅ：0.1 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1 〜1.
0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％のうち少なくとも１種以上を
含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦
−0.52ExＳｉ＋1.03なる関係を満足し、結晶粒の平均径
が１ｍｍ以下であること。 【効果】 特性の優れた冷間鍛造品が歩留まり良く得ら
れる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、寸法精度を必要とする
薄肉鍛造加工に適したアルミニウム合金に関するもので
ある。
薄肉鍛造加工に適したアルミニウム合金に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】最近、寸法精度が高く薄肉で製品強度を
必要とするアルミニウム合金部材の要求が高まってい
る。例えば油圧部品用の各種タンクやエアーバッグのイ
ンフレーター及びパイプボディーのようなもので、成形
品に厚さ４ｍｍ以下の薄肉部を有している。従来からこ
れらの部材は鍛造によって得ている。その際、5052合金
のような非熱処理型の合金を加工硬化させて強度を持た
せる方法か、あるいは6061合金のような熱処理型の合金
を鍛造後、熱処理して強度をだしている。5000番系合金
は鍛造時の硬度が高く、金型寿命が短い欠点がある。ま
た、6000番系合金は高温から焼入れして熱処理する際に
歪が生じ、寸法精度が悪化して製品歩留まりが低くなる
欠点がある。さらに、鍛造用素材の組織の結晶粒が粗大
になりやすく、鍛造時に割れたり粗大結晶粒の模様が表
面に現われ、梨地外観を呈して、いわゆるオレンジピー
ルが発生する。
必要とするアルミニウム合金部材の要求が高まってい
る。例えば油圧部品用の各種タンクやエアーバッグのイ
ンフレーター及びパイプボディーのようなもので、成形
品に厚さ４ｍｍ以下の薄肉部を有している。従来からこ
れらの部材は鍛造によって得ている。その際、5052合金
のような非熱処理型の合金を加工硬化させて強度を持た
せる方法か、あるいは6061合金のような熱処理型の合金
を鍛造後、熱処理して強度をだしている。5000番系合金
は鍛造時の硬度が高く、金型寿命が短い欠点がある。ま
た、6000番系合金は高温から焼入れして熱処理する際に
歪が生じ、寸法精度が悪化して製品歩留まりが低くなる
欠点がある。さらに、鍛造用素材の組織の結晶粒が粗大
になりやすく、鍛造時に割れたり粗大結晶粒の模様が表
面に現われ、梨地外観を呈して、いわゆるオレンジピー
ルが発生する。
【０００３】これら従来の規格合金の欠点を解消するも
のとして、Ｍｇを低くしＳｎを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系の遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金が提案され
ている（特開昭和６０−１３８０３９参照）。この合金
はＭｇ：0.3 〜0.8 ％、Ｓｉ：0.4 〜1.5 ％、Ｃｕ：0.
05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.001 〜 0.1
0 ％、Ｂ：0.0001％〜0.01％及びＺｒ：0.3 ％以下、Ｍ
ｎ：1.0 ％以下、Ｃｒ：〜0.3 ％以下のうち少なくとも
１種以上を含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｓ
ｉ含有量をＭｇ含有量よりも多くしたものである。
のとして、Ｍｇを低くしＳｎを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系の遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金が提案され
ている（特開昭和６０−１３８０３９参照）。この合金
はＭｇ：0.3 〜0.8 ％、Ｓｉ：0.4 〜1.5 ％、Ｃｕ：0.
05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.001 〜 0.1
0 ％、Ｂ：0.0001％〜0.01％及びＺｒ：0.3 ％以下、Ｍ
ｎ：1.0 ％以下、Ｃｒ：〜0.3 ％以下のうち少なくとも
１種以上を含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｓ
ｉ含有量をＭｇ含有量よりも多くしたものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この合
金でも常温時効性抑制効果が得られず、鍛造割れが起こ
る場合がある。また結晶粒が大きいので鍛造する場合に
塑性流動性が悪くなり、鍛造割れが起こる。さらに強度
が必ずしも充分ではないという欠点がある。そこで鍛造
性及び製品の形状凍結性は5000番系合金並みに良好であ
り、製品到達硬度は6000番系合金並みの冷間鍛造用アル
ミニウム合金の開発を目的とするものである。
金でも常温時効性抑制効果が得られず、鍛造割れが起こ
る場合がある。また結晶粒が大きいので鍛造する場合に
塑性流動性が悪くなり、鍛造割れが起こる。さらに強度
が必ずしも充分ではないという欠点がある。そこで鍛造
性及び製品の形状凍結性は5000番系合金並みに良好であ
り、製品到達硬度は6000番系合金並みの冷間鍛造用アル
ミニウム合金の開発を目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、素材の結晶粒
度を微細な範囲に規制し、微量のＳｎ添加により鍛造前
に溶体化を行なっても常温時効せず、鍛造時は硬度が低
くて成形性に富み、鍛造後に200 ℃以下の低温で焼き戻
すことにより時効析出硬化による強度の向上が期待でき
るものである。また、ＭｇとＳｉの含有量を、Ｍｇ2 Ｓ
ｉを形成するための当量関係と一定の範囲に規定するこ
とにより、常温時効効果の抑制をはかり、冷間鍛造性の
改善を計ったものである。
度を微細な範囲に規制し、微量のＳｎ添加により鍛造前
に溶体化を行なっても常温時効せず、鍛造時は硬度が低
くて成形性に富み、鍛造後に200 ℃以下の低温で焼き戻
すことにより時効析出硬化による強度の向上が期待でき
るものである。また、ＭｇとＳｉの含有量を、Ｍｇ2 Ｓ
ｉを形成するための当量関係と一定の範囲に規定するこ
とにより、常温時効効果の抑制をはかり、冷間鍛造性の
改善を計ったものである。
【０００６】即ち、本発明の合金はＭｇ：0.2 〜0.75
％、Ｓｉ：0.2 〜1.5 ％、Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：
0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.005 〜 0.20 ％及びＦｅ：0.1
〜1.0％、Ｍｎ：0.1 〜1.0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％の
うち少なくとも１種以上を含有し、残部が不可避的不純
物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03なる関係
を満足し、結晶粒の平均径が１ｍｍ以下であることを基
本とするアルミニウム合金である。
％、Ｓｉ：0.2 〜1.5 ％、Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：
0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.005 〜 0.20 ％及びＦｅ：0.1
〜1.0％、Ｍｎ：0.1 〜1.0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％の
うち少なくとも１種以上を含有し、残部が不可避的不純
物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03なる関係
を満足し、結晶粒の平均径が１ｍｍ以下であることを基
本とするアルミニウム合金である。
【０００７】先ず、本発明のアルミニウム合金の成分限
定理由を説明する。Ｓｎ：Ｓｎは遅時効性を付与するた
めの重要な元素である。Ｓｎ添加による常温時効の抑制
効果は、Ａｌ−Ｃｕ系合金では既に知られていることで
ある。溶体化時の凍結空孔とＳｎが結び付いて時効析出
に寄与する元素の拡散を阻止して、常温時効性を抑制す
るとされている。0.01％以下では効果がなく、１％を越
えるとその効果が飽和するだけでなく、耐食性を著しく
劣化させる。しかし、Ｍｇ添加合金ではその効果は少な
い。たとえば日本金属学会誌Vol.35P.1021（1971年）に
よれば、6061合金に単にＳｎを添加しても、実用レベル
の溶体化後１週間以上の常温時効抑制効果は認められな
いとされている。
定理由を説明する。Ｓｎ：Ｓｎは遅時効性を付与するた
めの重要な元素である。Ｓｎ添加による常温時効の抑制
効果は、Ａｌ−Ｃｕ系合金では既に知られていることで
ある。溶体化時の凍結空孔とＳｎが結び付いて時効析出
に寄与する元素の拡散を阻止して、常温時効性を抑制す
るとされている。0.01％以下では効果がなく、１％を越
えるとその効果が飽和するだけでなく、耐食性を著しく
劣化させる。しかし、Ｍｇ添加合金ではその効果は少な
い。たとえば日本金属学会誌Vol.35P.1021（1971年）に
よれば、6061合金に単にＳｎを添加しても、実用レベル
の溶体化後１週間以上の常温時効抑制効果は認められな
いとされている。
【０００８】Ｍｇ：Ｍｇは析出硬化元素であり、Ｓｉと
Ｍｇ2 Ｓｉを形成し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇを形成して強度
を向上させる効果を有する。0.2 ％以下では効果がな
く、0.75％を越えると溶体化後の時効硬化が起こりやす
くなる。Ｓｉ：Ｓｉも析出硬化元素であり、ＭｇとＭｇ
2 Ｓｉを形成して強度を向上させる効果を有する。0.2
％以下では効果がなく、1.5 ％を越えると溶体化後の時
効硬化が起こりやすくなる。
Ｍｇ2 Ｓｉを形成し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇを形成して強度
を向上させる効果を有する。0.2 ％以下では効果がな
く、0.75％を越えると溶体化後の時効硬化が起こりやす
くなる。Ｓｉ：Ｓｉも析出硬化元素であり、ＭｇとＭｇ
2 Ｓｉを形成して強度を向上させる効果を有する。0.2
％以下では効果がなく、1.5 ％を越えると溶体化後の時
効硬化が起こりやすくなる。
【０００９】ところで、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金でＳｎ
添加による常温時効抑制効果を発揮させるには、Ｍｇ2
Ｓｉを形成するＭｇとＳｉの含有量が大きく影響するこ
とが判かった。即ち、Ｍｇ、Ｓｉ量を変化させたＳｎ：
0.1％添加合金について 550℃水冷した場合の常温時効
性について調べた。その結果を図１に示す。図１は横軸
に過剰Ｓｉを、縦軸にＭｇ2 Ｓｉ量をプロットしたもの
である。ここで、縦軸のＭｇ2 Ｓｉ量（％）は、合金中
のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2 Ｓｉ生成量で
ある。また、過剰Ｓｉ（ＥｘＳｉ）とは、前記Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量に相当する計算上のＳｉ量と、実際に合金中に含有
されているＳｉ量との差である。Ｍｇ過剰の場合には負
の値となる。Ｍｇ、Ｓｉ量を変化させてこれらの指標を
計算し、常温時効性を測定して図１にグラフ化した。図
１中で◎印は１か月でも常温時効硬化しなかったもの、
○印は１〜２週間後に常温時効硬化を開始したもの、Ｘ
印は溶体化の当日又は翌日より常温時効硬化を開始した
ものを示す。図１より常温時効硬化の抑制効果の有るも
のとして直線Ｍｇ2 Ｓｉ＝−0.52ExＳｉ＋1.03の下側、
即ち、 Ｍｇ2 Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03 ・・・・（１） なる関係が導かれた。図１よりＭｇ2 Ｓｉの当量よりも
Ｓｉ＜Ｍｇなる領域にも常温時効硬化抑制効果の有る領
域が有ることが判かり、実用上もこの範囲の方が製品硬
度が高くなる。
添加による常温時効抑制効果を発揮させるには、Ｍｇ2
Ｓｉを形成するＭｇとＳｉの含有量が大きく影響するこ
とが判かった。即ち、Ｍｇ、Ｓｉ量を変化させたＳｎ：
0.1％添加合金について 550℃水冷した場合の常温時効
性について調べた。その結果を図１に示す。図１は横軸
に過剰Ｓｉを、縦軸にＭｇ2 Ｓｉ量をプロットしたもの
である。ここで、縦軸のＭｇ2 Ｓｉ量（％）は、合金中
のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2 Ｓｉ生成量で
ある。また、過剰Ｓｉ（ＥｘＳｉ）とは、前記Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量に相当する計算上のＳｉ量と、実際に合金中に含有
されているＳｉ量との差である。Ｍｇ過剰の場合には負
の値となる。Ｍｇ、Ｓｉ量を変化させてこれらの指標を
計算し、常温時効性を測定して図１にグラフ化した。図
１中で◎印は１か月でも常温時効硬化しなかったもの、
○印は１〜２週間後に常温時効硬化を開始したもの、Ｘ
印は溶体化の当日又は翌日より常温時効硬化を開始した
ものを示す。図１より常温時効硬化の抑制効果の有るも
のとして直線Ｍｇ2 Ｓｉ＝−0.52ExＳｉ＋1.03の下側、
即ち、 Ｍｇ2 Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03 ・・・・（１） なる関係が導かれた。図１よりＭｇ2 Ｓｉの当量よりも
Ｓｉ＜Ｍｇなる領域にも常温時効硬化抑制効果の有る領
域が有ることが判かり、実用上もこの範囲の方が製品硬
度が高くなる。
【００１０】Ｃｕ：ＣｕはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｃ
ｕの時効析出により合金強度を高める。含有量が 0.05
％以下では効果がなく、１％を越えるとＭｇ、Ｓｉとの
相互作用が起きて常温時効性が高まる。
ｕの時効析出により合金強度を高める。含有量が 0.05
％以下では効果がなく、１％を越えるとＭｇ、Ｓｉとの
相互作用が起きて常温時効性が高まる。
【００１１】Ｔｉ、Ｂ：微量のＴｉは鋳造組織を微細化
し、素材として鍛造成形性を高める。0.005 ％未満の添
加では微細化効果が得られず、 0.2％以上では初晶とし
てＴｉＡｌ3 が晶出し、材料欠陥となる。また、Ｔｉと
共に微量のＢを添加すると一層効果的である。この場合
は１ｐｐｍ未満ではその効果がなく、 500ｐｐｍを越え
るとＴｉＢ2 の粗大粒子が混入して材料欠陥となる。
し、素材として鍛造成形性を高める。0.005 ％未満の添
加では微細化効果が得られず、 0.2％以上では初晶とし
てＴｉＡｌ3 が晶出し、材料欠陥となる。また、Ｔｉと
共に微量のＢを添加すると一層効果的である。この場合
は１ｐｐｍ未満ではその効果がなく、 500ｐｐｍを越え
るとＴｉＢ2 の粗大粒子が混入して材料欠陥となる。
【００１２】本発明のアルミニウム合金は鍛造加工時の
組織が重要である。鍛造性の観点からは鍛造素材の結晶
粒の大きさが非常に大きな影響を有する。結晶粒とは、
押出加工後の組織あるいは溶体化後の再結晶組織の結晶
粒を指す。良好な鍛造性を有するためには、結晶粒の大
きさが微細であることが必須要件となる。その大きさは
平均径で１ｍｍ以下、好ましくは 0.5ｍｍ以下であるこ
とを要する。結晶粒径が粗大であると塑性流動性が悪く
なり、鍛造割れが起こりやすい。たとえ鍛造が可能であ
ってもオレンジピールによる外観不良となる。適正な粒
径の範囲は編曲点があるわけではないが、鍛造しようと
する製品の形状や用途で決まるが、平均的な結晶粒径が
１ｍｍ以下であれば問題はない。本発明合金の組織を得
るには、結晶微細化剤を使用して直径１００ｍｍ以下の
連続鋳造体とすれば良い。
組織が重要である。鍛造性の観点からは鍛造素材の結晶
粒の大きさが非常に大きな影響を有する。結晶粒とは、
押出加工後の組織あるいは溶体化後の再結晶組織の結晶
粒を指す。良好な鍛造性を有するためには、結晶粒の大
きさが微細であることが必須要件となる。その大きさは
平均径で１ｍｍ以下、好ましくは 0.5ｍｍ以下であるこ
とを要する。結晶粒径が粗大であると塑性流動性が悪く
なり、鍛造割れが起こりやすい。たとえ鍛造が可能であ
ってもオレンジピールによる外観不良となる。適正な粒
径の範囲は編曲点があるわけではないが、鍛造しようと
する製品の形状や用途で決まるが、平均的な結晶粒径が
１ｍｍ以下であれば問題はない。本発明合金の組織を得
るには、結晶微細化剤を使用して直径１００ｍｍ以下の
連続鋳造体とすれば良い。
【００１３】Ｍｎ、Ｆｅ：ＭｎおよびＦｅはＳｉとの共
存下で晶出する金属間化合物による結晶粒の微細化効果
や、高温での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待で
きる。また、製品強度を向上させる効果もある。Ｍｎま
たはＦｅの含有量はそれぞれ0.1％以下ではその効果も
少なく、１％を越えると巨大晶出物が生じて欠陥とな
る。Ｆｅは不純物として 0.2％程度混入してくるが、こ
れらを合わせても 1.0％以下にとどめるべきである。
存下で晶出する金属間化合物による結晶粒の微細化効果
や、高温での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待で
きる。また、製品強度を向上させる効果もある。Ｍｎま
たはＦｅの含有量はそれぞれ0.1％以下ではその効果も
少なく、１％を越えると巨大晶出物が生じて欠陥とな
る。Ｆｅは不純物として 0.2％程度混入してくるが、こ
れらを合わせても 1.0％以下にとどめるべきである。
【００１４】Ｃｒ：Ｃｒは結晶粒の微細化効果や、高温
での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待できる。
0.05 ％以下ではその効果もなく、 0.3％を越えると初
晶化合物が生じ、材料欠陥となる。
での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待できる。
0.05 ％以下ではその効果もなく、 0.3％を越えると初
晶化合物が生じ、材料欠陥となる。
【００１５】
【作用】本発明はＭｇ含有量を低く抑え、かつＳｉとの
関係をＭｇ2 Ｓｉと一定の関係を有する範囲に規定する
ことにより、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金に於てもＳｎ添加
による常温時効抑制効果を発揮させるようにしたもので
ある。
関係をＭｇ2 Ｓｉと一定の関係を有する範囲に規定する
ことにより、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金に於てもＳｎ添加
による常温時効抑制効果を発揮させるようにしたもので
ある。
【００１６】
【実施例】次に、ＶＴＲドラムの場合の実施例を挙げて
本発明を説明する。 実施例１〜３ 表１に示す組成のアルミニウム合金を溶製し、直径６７
ｍｍの丸棒に連続鋳造した。この連鋳棒を表２に示す加
工条件にしたがってＶＴＲ用ドラム部材に加工した。即
ち、連鋳棒を直径６２．５ｍｍに面削加工し厚さ９．５
ｍｍの円板状に切断した。この円板を５５０℃×６時間
溶体化処理した後、ボンデ処理を施し冷間鍛造してＶＴ
Ｒドラム用に成形した。次いでこの成形材を１６０℃×
８時間熱処理してＶＴＲドラム用の部材を得た。
本発明を説明する。 実施例１〜３ 表１に示す組成のアルミニウム合金を溶製し、直径６７
ｍｍの丸棒に連続鋳造した。この連鋳棒を表２に示す加
工条件にしたがってＶＴＲ用ドラム部材に加工した。即
ち、連鋳棒を直径６２．５ｍｍに面削加工し厚さ９．５
ｍｍの円板状に切断した。この円板を５５０℃×６時間
溶体化処理した後、ボンデ処理を施し冷間鍛造してＶＴ
Ｒドラム用に成形した。次いでこの成形材を１６０℃×
８時間熱処理してＶＴＲドラム用の部材を得た。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】このような加工工程を経たＶＴＲドラム部
材の各特性を測定した。即ち、鋳造後の常温時効硬化を
測定するため、溶体化処理直後と２週間経過後の材料の
硬さを測定し、鍛造加工直前の硬さも測定した。鍛造用
素材の顕微鏡組織を観察して結晶粒径を測定した。鍛造
加工に際しては、割れの発生有無、オレンジピールの発
生の有無、寸法精度を評価して、鍛造性の良否を判定し
た。最後に鍛造後熱処理して得た材料の最終硬さを測定
した。これらの測定結果を表３に示す。
材の各特性を測定した。即ち、鋳造後の常温時効硬化を
測定するため、溶体化処理直後と２週間経過後の材料の
硬さを測定し、鍛造加工直前の硬さも測定した。鍛造用
素材の顕微鏡組織を観察して結晶粒径を測定した。鍛造
加工に際しては、割れの発生有無、オレンジピールの発
生の有無、寸法精度を評価して、鍛造性の良否を判定し
た。最後に鍛造後熱処理して得た材料の最終硬さを測定
した。これらの測定結果を表３に示す。
【００２０】（比較例）比較のため、本発明以外の組成
の合金を実施例と同一条件で加工した場合（比較例４〜
１２）、及び実施例２と同一組成の合金を直径２００ｍ
ｍのビレットに鋳造して直径１９５ｍｍに面削加工した
後、直径６２．５ｍｍに押出し加工した材料（比較例１
３）について、実施例と同じ条件で特性評価した結果を
表３に併記して示す。この場合、押出し後の溶体化の段
階で結晶粒が粗大化した。
の合金を実施例と同一条件で加工した場合（比較例４〜
１２）、及び実施例２と同一組成の合金を直径２００ｍ
ｍのビレットに鋳造して直径１９５ｍｍに面削加工した
後、直径６２．５ｍｍに押出し加工した材料（比較例１
３）について、実施例と同じ条件で特性評価した結果を
表３に併記して示す。この場合、押出し後の溶体化の段
階で結晶粒が粗大化した。
【００２１】
【表３】
【００２２】表３から明らかなように本発明のNo.1、N
o.2、No.3、No.1' 、No.2' ともに溶体化処理の２週間
経過後、及び鍛造直前の硬度も低く常温時効硬化が殆ど
無かった。又鍛造後のＴ６、Ｔ８処理後の寸法精度も良
好で鍛造加工性が優れ熱処理後に強度を発揮することが
判った。比較例のNo.7、No.13では比較的良好であった
が、オレンジピールが発生して外観不良となった。No.
5、No.7、No.8、No.10、 No.11では鍛造直前の硬度が高
く、鍛造加工で所望の寸法精度が得られなかった。 No.
9 は鍛造加工では所望の寸法精度が得られたが、鍛造後
の溶体化処理で所望寸法から外れた。以上の結果から、
本発明のアルミニウム合金は鋳造後の常温時効硬化が殆
ど無く鍛造加工性に優れ、熱処理後に強度を発揮するこ
とが判かる。
o.2、No.3、No.1' 、No.2' ともに溶体化処理の２週間
経過後、及び鍛造直前の硬度も低く常温時効硬化が殆ど
無かった。又鍛造後のＴ６、Ｔ８処理後の寸法精度も良
好で鍛造加工性が優れ熱処理後に強度を発揮することが
判った。比較例のNo.7、No.13では比較的良好であった
が、オレンジピールが発生して外観不良となった。No.
5、No.7、No.8、No.10、 No.11では鍛造直前の硬度が高
く、鍛造加工で所望の寸法精度が得られなかった。 No.
9 は鍛造加工では所望の寸法精度が得られたが、鍛造後
の溶体化処理で所望寸法から外れた。以上の結果から、
本発明のアルミニウム合金は鋳造後の常温時効硬化が殆
ど無く鍛造加工性に優れ、熱処理後に強度を発揮するこ
とが判かる。
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、冷間鍛造性に優れ、加
工後の強度が高い特性の優れた鍛造加工品を、従来より
歩留まり良く提供することが可能となる。
工後の強度が高い特性の優れた鍛造加工品を、従来より
歩留まり良く提供することが可能となる。
【図１】ＳｉとＭｇの適正な含有量との関係を示す図で
ある。
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ：0.2 〜0.75％、Ｓｉ：0.2 〜1.5
％、Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：
0.005 〜 0.20 ％及びＦｅ：0.1 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1
〜1.0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％のうち少なくとも１種以
上を含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓ
ｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03なる関係を満足し、結晶粒の平
均径が１ｍｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用ア
ルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｍｇ：0.2 〜0.75％、Ｓｉ：0.2 〜1.5
％、Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：
0.005 〜 0.20 ％、Ｂ：0.0001％〜0.05％及びＦｅ：0.
1 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1 〜1.0 ％、Ｃｒ：0.05〜0.3 ％
のうち少なくとも１種以上を含有し、残部が不可避的不
純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03なる関
係を満足し、結晶粒の平均径が１ｍｍ以下であることを
特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金。
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| JP5-293629 | 1993-11-24 | ||
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|---|---|---|---|---|
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| CN108779522B (zh) * | 2016-01-22 | 2020-12-11 | 亚马格轧制公司 | 基于Al-Mg-Si的能时效硬化的铝合金 |
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