JPH08199276A - 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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- JPH08199276A JPH08199276A JP2885295A JP2885295A JPH08199276A JP H08199276 A JPH08199276 A JP H08199276A JP 2885295 A JP2885295 A JP 2885295A JP 2885295 A JP2885295 A JP 2885295A JP H08199276 A JPH08199276 A JP H08199276A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 機械加工性、冷間鍛造性に優れ、強度の高い
アルミニウム合金材料を提供する。 【構成】 Ｍｇ：０．２〜０．７５ｗｔ％、Ｓｉ：０．
２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｓ
ｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．
２０ｗｔ％、及びＮｉ：０．１〜５．０ｗｔ％、Ｆｅ：
０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％の
うち少なくとも２種以上含有し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ≧
１．０ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ≦１．０ｗｔ％で、残部
が不可避不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−０．５２ＥＸ
Ｓｉ＋１．０３なる関係を満足し、結晶粒の平均径が１
ｍｍ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。 【効果】 冷間鍛造品が歩留り良く得られ、かつ切削性
に優れているため、コスト低減し良好な生産性が得られ
る。
アルミニウム合金材料を提供する。 【構成】 Ｍｇ：０．２〜０．７５ｗｔ％、Ｓｉ：０．
２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｓ
ｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．
２０ｗｔ％、及びＮｉ：０．１〜５．０ｗｔ％、Ｆｅ：
０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％の
うち少なくとも２種以上含有し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ≧
１．０ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ≦１．０ｗｔ％で、残部
が不可避不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−０．５２ＥＸ
Ｓｉ＋１．０３なる関係を満足し、結晶粒の平均径が１
ｍｍ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。 【効果】 冷間鍛造品が歩留り良く得られ、かつ切削性
に優れているため、コスト低減し良好な生産性が得られ
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。これら従来の規格合金の欠点を解消する
ものとして、本発明者はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の遅時効硬
化型鍛造用アルミニウム合金として特願平６−２５０８
１５を提案した。
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。これら従来の規格合金の欠点を解消する
ものとして、本発明者はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の遅時効硬
化型鍛造用アルミニウム合金として特願平６−２５０８
１５を提案した。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前記アルミニウム合金
は溶体化後常温時効せず、鍛造時の硬度が低くて成形性
に富み、鍛造後の焼戻し処理による時効析出硬化による
強度向上が期待できる。しかしながら製品の旋削、ドリ
ル加工等の機械加工時に、切り粉のからまりやバリ発生
を伴う問題を生じていた。そのためかかる切り粉の処
理、バリ発生を防止するため、種々の加工法の工夫や、
バリ取り工程の追加を行う等、工程上種々煩雑であっ
た。
は溶体化後常温時効せず、鍛造時の硬度が低くて成形性
に富み、鍛造後の焼戻し処理による時効析出硬化による
強度向上が期待できる。しかしながら製品の旋削、ドリ
ル加工等の機械加工時に、切り粉のからまりやバリ発生
を伴う問題を生じていた。そのためかかる切り粉の処
理、バリ発生を防止するため、種々の加工法の工夫や、
バリ取り工程の追加を行う等、工程上種々煩雑であっ
た。
【０００４】そこで本発明は、特願平６−２５０８１５
で提案した溶体化後常温時効せず鍛造時の硬度が低く成
形性に富み、鍛造後は焼き戻し処理による時効析出硬化
による強度向上するアルミニウム合金について、さら
に、旋削、ドリル加工等の機械加工時の切削性を格段に
改善することを目的としたものである。
で提案した溶体化後常温時効せず鍛造時の硬度が低く成
形性に富み、鍛造後は焼き戻し処理による時効析出硬化
による強度向上するアルミニウム合金について、さら
に、旋削、ドリル加工等の機械加工時の切削性を格段に
改善することを目的としたものである。
【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。
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。
【０００６】また、ＭｇとＳｉの含有量を、Ｍｇ2 Ｓｉ
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
をはかりながら、かつ切削性を改善するため数μｍの金
属間化合物を存在させることにより、切削工具の構成刃
先を生成しずらくし、切り粉破砕性を高めたものであ
る。
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
をはかりながら、かつ切削性を改善するため数μｍの金
属間化合物を存在させることにより、切削工具の構成刃
先を生成しずらくし、切り粉破砕性を高めたものであ
る。
【０００７】即ち、本発明の合金はＭｇ：０．２〜０．
７５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０ｗｔ％、Ｓｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、及びＮｉ：０．１
〜５．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：
０．１〜１．０ｗｔ％のうち少なくとも２種以上含有
し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ≧１．０ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ
≦１．０ｗｔ％で、残部が不可避不純物からなり、Ｍｇ
2 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である。
７５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０ｗｔ％、Ｓｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、及びＮｉ：０．１
〜５．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：
０．１〜１．０ｗｔ％のうち少なくとも２種以上含有
し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ≧１．０ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ
≦１．０ｗｔ％で、残部が不可避不純物からなり、Ｍｇ
2 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である。
【０００８】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。
０．０１ｗｔ％以下では効果がなく、１．０ｗｔ％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。
０．０１ｗｔ％以下では効果がなく、１．０ｗｔ％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。
【０００９】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。０．２ｗｔ％以下では効果
がなく、０．７５ｗｔ％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。０．２ｗｔ％以下では効果
がなく、０．７５ｗｔ％を越えると溶体化後の時効硬化
が起こりやすくなる。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉも析出硬化元素であり、Ｍｇと
Ｍｇ2 Ｓｉを形成して強度を向上させる効果を有する。
０．２ｗｔ％以下では効果がなく、１．５ｗｔ％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を形成して強度を向上させる効果を有する。
０．２ｗｔ％以下では効果がなく、１．５ｗｔ％を越え
ると溶体化後の時効硬化が起こりやすくなる。
【００１１】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：
０．１０ｗｔ％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（ｗｔ
％）は、合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ
2 Ｓｉ生成量である。また、過剰Ｓｉ（ＥＸＳｉ）と
は、前記Ｍｇ2 Ｓｉ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＝−０．５２
ＥＸＳｉ＋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：
０．１０ｗｔ％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（ｗｔ
％）は、合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ
2 Ｓｉ生成量である。また、過剰Ｓｉ（ＥＸＳｉ）と
は、前記Ｍｇ2 Ｓｉ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＝−０．５２
ＥＸＳｉ＋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。
【００１２】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０．０
５ｗｔ％以下では効果がなく、１ｗｔ％を越えるとＭ
ｇ、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０．０
５ｗｔ％以下では効果がなく、１ｗｔ％を越えるとＭ
ｇ、Ｓｉとの相互作用が起きて常温時効性が高まる。
【００１３】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。０．００５ｗｔ％
未満の添加では微細化効果が得られず、０．２０ｗｔ％
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。０．００５ｗｔ％
未満の添加では微細化効果が得られず、０．２０ｗｔ％
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。
【００１４】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
径の範囲は偏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
径の範囲は偏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。
【００１５】機械加工性については、図２の写真（鍛造
ＶＴＲドラムの外周近傍のミクロ組織）に示されるよう
に数μｍの金属間化合物が存在することにより、機械加
工時のバイトやドリルの構成刃先をセルフクリーニング
効果で生成しずらくさせる。また、写真のようにネット
ワーク状に明瞭に認められる組織であれば、切削切り粉
の分断性がよくなる。この金属間化合物は、Ｍｎ、Ｆｅ
およびＮｉを主成分としたＡｌ、ＳｉあるいはＣｕとの
化合物が一般的で、その他に共晶Ｓｉの分散も同様な効
果がある。このような分散相を得るには各々の元素単独
で、Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｎｉで１．０ｗｔ％を越える程度の添
加が必要（Ｓｉ単独では２ｗｔ％以上）となる。
ＶＴＲドラムの外周近傍のミクロ組織）に示されるよう
に数μｍの金属間化合物が存在することにより、機械加
工時のバイトやドリルの構成刃先をセルフクリーニング
効果で生成しずらくさせる。また、写真のようにネット
ワーク状に明瞭に認められる組織であれば、切削切り粉
の分断性がよくなる。この金属間化合物は、Ｍｎ、Ｆｅ
およびＮｉを主成分としたＡｌ、ＳｉあるいはＣｕとの
化合物が一般的で、その他に共晶Ｓｉの分散も同様な効
果がある。このような分散相を得るには各々の元素単独
で、Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｎｉで１．０ｗｔ％を越える程度の添
加が必要（Ｓｉ単独では２ｗｔ％以上）となる。
【００１６】Ｍｎ、Ｆｅは金属間化合物を形成し、切削
切り粉の分断性を改良する。しかしながらＭｎ、Ｆｅの
総量で１．０ｗｔ％を越えると、Ｍｎ、ＦｅはＳｉと化
合物を形成し、本合金成分範囲では、時効硬化に寄与す
るＳｉ量が確保されない場合がある。さらにＭｎ、Ｆｅ
は総量で１．０ｗｔ％を越えると、有効Ｓｉ量に影響を
与えるだけでなく、鋳造条件により巨大晶出物を発生さ
せ好ましくない。また、Ｍｎの場合、単独で１．０ｗｔ
％を越えるような添加では、アルミマトリックス硬度を
向上させ、冷間鍛造用途には適さない。また逆にＭｎ、
Ｆｅとも０．１ｗｔ％以下は、金属間化合物の形成が少
なく、切削切り粉の分断性を向上する効果が得られな
い。
切り粉の分断性を改良する。しかしながらＭｎ、Ｆｅの
総量で１．０ｗｔ％を越えると、Ｍｎ、ＦｅはＳｉと化
合物を形成し、本合金成分範囲では、時効硬化に寄与す
るＳｉ量が確保されない場合がある。さらにＭｎ、Ｆｅ
は総量で１．０ｗｔ％を越えると、有効Ｓｉ量に影響を
与えるだけでなく、鋳造条件により巨大晶出物を発生さ
せ好ましくない。また、Ｍｎの場合、単独で１．０ｗｔ
％を越えるような添加では、アルミマトリックス硬度を
向上させ、冷間鍛造用途には適さない。また逆にＭｎ、
Ｆｅとも０．１ｗｔ％以下は、金属間化合物の形成が少
なく、切削切り粉の分断性を向上する効果が得られな
い。
【００１７】Ｎｉの場合、単独で１．０ｗｔ％以上添加
しても、Ｓｉとの化合物の形成はなく有効Ｓｉ量が確保
され、共晶点近傍の５．０ｗｔ％までは巨大晶出物の形
成の心配も少ない。しかしながら５．０ｗｔ％を越える
と、やはり巨大晶出物の形成が懸念され、かつコスト的
にも高価となる。また、０．１ｗｔ％以下では、金属間
化合物の形状が少なく、切削切り粉の分断性を向上する
効果が得られない。
しても、Ｓｉとの化合物の形成はなく有効Ｓｉ量が確保
され、共晶点近傍の５．０ｗｔ％までは巨大晶出物の形
成の心配も少ない。しかしながら５．０ｗｔ％を越える
と、やはり巨大晶出物の形成が懸念され、かつコスト的
にも高価となる。また、０．１ｗｔ％以下では、金属間
化合物の形状が少なく、切削切り粉の分断性を向上する
効果が得られない。
【００１８】なお不可避不純物の１つとして、Ｃｒは
０．３ｗｔ％以下なら本発明の効果を損わないため許容
されるが、０．３ｗｔ％を越えるとＦｅ、Ｍｎと同様に
巨大な晶出物の形成を助長するため好ましくない。
０．３ｗｔ％以下なら本発明の効果を損わないため許容
されるが、０．３ｗｔ％を越えるとＦｅ、Ｍｎと同様に
巨大な晶出物の形成を助長するため好ましくない。
【００１９】ネットワーク状の金属間化合物相を形成さ
せるためには、鋳造のまま材料を熱処理などを施した後
にそのまま鍛造に供することにより達成できる。しか
し、鋳造材を押出しのような強加工を施すと、前記金属
間化合物相が分散し、さらにこの材料を鍛造に供するこ
とによりこの分散が顕著となり、製品の切り粉処理性は
劣り好ましくない。
せるためには、鋳造のまま材料を熱処理などを施した後
にそのまま鍛造に供することにより達成できる。しか
し、鋳造材を押出しのような強加工を施すと、前記金属
間化合物相が分散し、さらにこの材料を鍛造に供するこ
とによりこの分散が顕著となり、製品の切り粉処理性は
劣り好ましくない。
【００２０】
【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し、
さらにＳｎを添加することによりＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合
金の常温時効を抑制する効果を維持しながら、Ｆｅ、Ｍ
ｎ、Ｎｉを一定量添加することにより金属間化合物をネ
ットワーク状に晶出させ構成刃先のセルフクリーニング
及び切り粉破砕性を高めたものである。
関係をＭｇ2 Ｓｉと一定の関係を有する範囲に規定し、
さらにＳｎを添加することによりＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合
金の常温時効を抑制する効果を維持しながら、Ｆｅ、Ｍ
ｎ、Ｎｉを一定量添加することにより金属間化合物をネ
ットワーク状に晶出させ構成刃先のセルフクリーニング
及び切り粉破砕性を高めたものである。
【００２１】
【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。
本発明を説明する。
【００２２】（実施例１〜６）表１に示す組成のアルミ
ニウム合金を溶製し、直径６７ｍｍの丸棒に連続鋳造し
た。この連続鋳造棒を表２に示す加工条件に従って、Ｖ
ＴＲ用ドラム部材に加工した。即ち、連続鋳造棒を直径
６２．５ｍｍに面削加工し、厚さ９．５ｍｍの円板状に
切断した。この円板を溶体化処理後、ボンデ処理を施
し、冷間鍛造してＶＴＲドラム用に成形した。次いでこ
の成形体を焼き戻してＶＴＲドラム用の部材を得た。そ
して前記ＶＴＲドラム用部材の外周面を、バイト（ダイ
ヤモンドバイト（商品名 コンパックス）Ｒ＝０．４）
を使用し、切り込み片側０．２ｍｍ、削り速度Ｖ＝１０
ｍ／ｓ（３０００ｒｐｍ）、送り速度０．１ｍｍ／ｒｅ
ｖの条件で切削を行った。
ニウム合金を溶製し、直径６７ｍｍの丸棒に連続鋳造し
た。この連続鋳造棒を表２に示す加工条件に従って、Ｖ
ＴＲ用ドラム部材に加工した。即ち、連続鋳造棒を直径
６２．５ｍｍに面削加工し、厚さ９．５ｍｍの円板状に
切断した。この円板を溶体化処理後、ボンデ処理を施
し、冷間鍛造してＶＴＲドラム用に成形した。次いでこ
の成形体を焼き戻してＶＴＲドラム用の部材を得た。そ
して前記ＶＴＲドラム用部材の外周面を、バイト（ダイ
ヤモンドバイト（商品名 コンパックス）Ｒ＝０．４）
を使用し、切り込み片側０．２ｍｍ、削り速度Ｖ＝１０
ｍ／ｓ（３０００ｒｐｍ）、送り速度０．１ｍｍ／ｒｅ
ｖの条件で切削を行った。
【００２３】（比較例１〜５）比較例１はＮｉ＋Ｆｅ＋
Ｍｎが１．０ｗｔ％以下であること以外は実施例１〜６
と同様の条件で加工した。比較例２はＭｎを１．２ｗｔ
％添加した以外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行
った。比較例３はＦｅ＋Ｍｎを１．３ｗｔ％添加した以
外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行った。比較例
４はＭｇ2 Ｓｉ＞−０．５２ＥＸＳｉ＋１．０３となる
ようにＭｎとＳｉを調整した以外実施例１〜６と同様の
条件で加工を行った。比較例５は実施例１と同一の合金
組成で直径２００ｍｍのビレットに鋳造し、直径６２．
５ｍｍに押出した後Ｏ材処理を行い、ボンデ処理を施し
冷間鍛造しＶＴＲ用ドラムを成形した。そして５３０℃
で３時間溶体化処理を行い、１８０℃で６時間焼き戻し
を行った以外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行っ
た。
Ｍｎが１．０ｗｔ％以下であること以外は実施例１〜６
と同様の条件で加工した。比較例２はＭｎを１．２ｗｔ
％添加した以外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行
った。比較例３はＦｅ＋Ｍｎを１．３ｗｔ％添加した以
外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行った。比較例
４はＭｇ2 Ｓｉ＞−０．５２ＥＸＳｉ＋１．０３となる
ようにＭｎとＳｉを調整した以外実施例１〜６と同様の
条件で加工を行った。比較例５は実施例１と同一の合金
組成で直径２００ｍｍのビレットに鋳造し、直径６２．
５ｍｍに押出した後Ｏ材処理を行い、ボンデ処理を施し
冷間鍛造しＶＴＲ用ドラムを成形した。そして５３０℃
で３時間溶体化処理を行い、１８０℃で６時間焼き戻し
を行った以外は実施例１〜６と同様の条件で加工を行っ
た。
【００２４】表３に試験結果を示す。以下に表３におけ
る鍛造性評価、仕上げ精度評価、切り粉処理性評価、鍛
造品寸法精度評価の判断基準を示す。
る鍛造性評価、仕上げ精度評価、切り粉処理性評価、鍛
造品寸法精度評価の判断基準を示す。
【００２５】鍛造性評価基準 ○：鍛造成形したＶＴＲドラムの底厚が３．０ｍｍ以下 ×：鍛造成形したＶＴＲドラムの底厚が３．０ｍｍを越
えるもの
えるもの
【００２６】仕上げ精度評価基準 ○：表面が滑らか △：表面にバイトツール痕有り ×：表面に引っかきキズが有り
【００２７】切り粉処理性評価基準 ◎：短径カールで切り粉排出性が良好 ○：大径カールで切り粉排出性が良好 △：大径カールでバイトに切り粉がからまる ×：切り粉がカールせずバイトに切り粉がからまる
【００２８】鍛造品寸法精度評価基準 ○：外周面切削後黒皮残りがなく、設計寸法が確保され
たもの ×：外周面切削後黒皮残りが有り、設計寸法が確保され
ないもの
たもの ×：外周面切削後黒皮残りが有り、設計寸法が確保され
ないもの
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】上述のように本発明は、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
善をはかりながら、かつ切削性を改善するため数μｍの
金属間化合物を存在させることにより、切削工具の構成
刃先を生成しずらくし、切り粉破砕性を高めたものであ
る。従って、薄肉の器物、例えばエアバックインフレー
ター、パイプボデーのように製品強度が必要な用途で、
成形品に薄肉部が存在するような場合の製品寸法精度を
向上させると同時に、鍛造・熱処理後の機械加工性を向
上させることができる。
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
善をはかりながら、かつ切削性を改善するため数μｍの
金属間化合物を存在させることにより、切削工具の構成
刃先を生成しずらくし、切り粉破砕性を高めたものであ
る。従って、薄肉の器物、例えばエアバックインフレー
ター、パイプボデーのように製品強度が必要な用途で、
成形品に薄肉部が存在するような場合の製品寸法精度を
向上させると同時に、鍛造・熱処理後の機械加工性を向
上させることができる。
【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。
【図２】本発明に係る冷間鍛造用アルミニウム合金の金
属組成写真である。
属組成写真である。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．２〜０．７５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ
％、Ｓｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５
〜０．２０ｗｔ％、及びＮｉ：０．１〜５．０ｗｔ％、
Ｆｅ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗ
ｔ％のうち少なくとも２種以上含有し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍ
ｎ≧１．０ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ≦１．０ｗｔ％で、
残部が不可避不純物からなり、Ｍｇ2 Ｓｉ≦−０．５２
ＥＸＳｉ＋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：０．２〜０．７５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ
％、Ｓｎ：０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５
〜０．２０ｗｔ％、Ｂ：０．０００１ｗｔ％〜０．０５
ｗｔ％、及びＮｉ：０．１〜５．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．
１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％のうち
少なくとも２種以上含有し、Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ≧１．０
ｗｔ％でかつＦｅ＋Ｍｎ≦１．０ｗｔ％で、残部が不可
避不純物からなり、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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2885295A JPH08199276A (ja) | 1995-01-25 | 1995-01-25 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2885295A JPH08199276A (ja) | 1995-01-25 | 1995-01-25 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199276A true JPH08199276A (ja) | 1996-08-06 |
Family
ID=12259919
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2885295A Pending JPH08199276A (ja) | 1995-01-25 | 1995-01-25 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08199276A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品 |
| JP2019507248A (ja) * | 2016-01-22 | 2019-03-14 | アーエムアーゲー ローリング ゲーエムベーハー | 時効硬化型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金 |
| WO2021153412A1 (ja) * | 2020-01-30 | 2021-08-05 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金、アルミニウム合金線、アルミニウム合金部材、及びボルト |
-
1995
- 1995-01-25 JP JP2885295A patent/JPH08199276A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 外観品質の優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷間鍛造品 |
| JP2019507248A (ja) * | 2016-01-22 | 2019-03-14 | アーエムアーゲー ローリング ゲーエムベーハー | 時効硬化型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金 |
| WO2021153412A1 (ja) * | 2020-01-30 | 2021-08-05 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金、アルミニウム合金線、アルミニウム合金部材、及びボルト |
| CN114901845A (zh) * | 2020-01-30 | 2022-08-12 | 住友电气工业株式会社 | 铝合金、铝合金线、铝合金部件及螺栓 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20040622 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20041102 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |