JPH086161B2

JPH086161B2 - 高強度Ａ１‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金部材の製造法

Info

Publication number: JPH086161B2
Application number: JP63051770A
Authority: JP
Inventors: 茂岡庭; 昇沼田
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 1988-03-07
Filing date: 1988-03-07
Publication date: 1996-01-24
Anticipated expiration: 2011-01-24
Also published as: JPH01225756A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は、各種構造材，輸送機器，産業用機器，日用
品等に使用され、高い強度をもつAl−Mg−Si系合金部材
を製造する方法に関する。

［従来の技術］ Al−Mg−Si系合金は、押出し性及び耐食性が良好で、
熱処理によって中程度の強度が得られる。この特性を活
用し、建材を始め各種用途に適した押出し用合金として
汎用されている。

たとえば、産業機器のアーム，輸送機器のフレーム等
の部材としてアルミ合金押出し材を使用するとき、押出
し性が良好であることの他に、安全性及び軽量化の面か
ら高荷重に耐える強度が要求される。このような諸性質
を備えたAl−Mg−Si系合金として、AA6061合金が知られ
ている。

［発明が解決しようとする課題］しかし、AA6061合金は、押出し性が僅かに劣り、熱処
理後の強度も十分なものとはいえない。

本発明者等は、AA6061系統の合金について種々の面か
ら調査・研究した。その結果、Al−Mg−Si系合金にCu,C
r,Mn等を含有させた特定範囲の組成をもつ合金は、押出
し性に優れ、また熱処理後に高い強度を呈することを見
い出した。

本発明は、このAl−Mg−Si系合金の性質改善を更に検
討していく段階で完成されたものであり、合金ビレット
を均質化処理後に強制冷却し、且つ押出し後にプレス端
焼入れすることによって、時効処理に至る段階まで可能
な限り多量のMg及びSiを固溶状態に維持し、時効処理後
に高い強度を呈するAl−Mg−Si系合金を得ることを目的
とする。

［課題を解決するための手段］本発明の製造方法は、その目的を達成するため、Mg:
0.6〜1.2重量％,Si:0.6〜1.5重量％,Cu:0.15〜0.35重量
％,Cr:0.04〜0.15重量％及びMn:0.4〜1.0重量％を含
み、不純物としてのFeを0.35重量％以下に規制し、残部
がAl及び不可避的不純物である組成を持ち、生成する金
属間化合物Mg₂Siが0.95〜1.8重量％の範囲に、過剰Siが
0.12〜0.5重量％の範囲に且つCr＋Mnが0.45〜1.1重量％
の範囲にあるように組成調整した合金ビレットに、480
〜580℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施し
た後、冷却速度150℃／時以上で常温まで冷却し、前記
ビレットを400〜550℃に再加熱し、押出し時の温度480
〜550℃及び押出し速度10〜60m/分で押出成形し、押出
し材を300℃／分以上の冷却速度でプレス端焼入れし、
次いで人工時効処理又は冷間加工後人工時効処理を施す
ことを特徴とする。

使用する合金ビレットは、更にTi:0.1重量％以下又は
Ti:0.1重量％以下とB:0.02重量％以下とを含むことがで
きる、［作用］本発明に従ったAl−Mg−Si系合金は、時効処理で析出
する金属間化合物Mg₂Siによって高強度を確保すると共
に、時効処理に至るまでは可能な限り多量のMg及びSiを
固溶させることにより押出し性を改善している。また、
押出し時に繊維状の非再結晶集合組織を強く発達させ、
圧延に起因した熱間圧延集合組織に比較して格段に強度
が高い合金部材を得ることを狙っている。このような強
度及び押出し性を勘案し、合金成分及びその含有量が決
定されると共に、製造条件が定められる。すなわち、特
定された成分・組成と特定された製造条件との組合せに
より、始めて強度及び押出し性の双方共に優れたAl−Mg
−Si系合金が得られる。

以下、合金成分，含有量，製造条件等について説明す
る。

Mg:0.6〜1.2重量％,Si:0.6〜1.5重量％ Mg及びSiが共存する合金系では、熱処理すると金属間
化合物Mg₂Siが析出する。すなわち、Mg及びSiは、析出
硬化によってアルミ合金の強度を向上させる上で有効な
合金元素である。析出硬化による強度の向上は、0.6重
量％以上のMg及び0.6重量％以上のSiで顕著となる。し
かし、1.2重量％を超えるMg及び1.5重量％を超えるSiを
含有すると、押出し速度が大きくなるに従って押出し材
の表面が肌荒れしやすく、押出し性が劣化する。そこ
で、本発明においては、Mg含有量を0.6〜1.2重量％，好
ましくは0.8〜1.0重量％の範囲に、Si含有量を0.6〜1.5
重量％，好ましくは0.65〜1.2重量％の範囲に規定し
た。

金属間化合物Mg₂Si:0.95〜1.8重量％過剰Si:0.12〜0.5重量％特に強度が高位安定した部材を得る上で、時効処理後
に析出する金属間化合物Mg₂Siの量が0.95重量％以上と
なるように合金設計する必要がある。Siは、Mg₂Siの他
にAl−Fe（Mn）−Si系の金属間化合物を形成する。この
ような金属間化合物を形成するSiの他に、過剰のSiが0.
12重量％以上になると、人工時効処理後の強度が著しく
向上する。しかし、析出する金属間化合物Mg₂Si及び過
剰Siの増加に伴って、押出し速度を上げたとき押出し材
の表面が肌荒れし易くなる。そこで、本発明において
は、析出する金属間化合物Mg₂Si及び過剰Siの上限をそ
れぞれ1.8重量％及び0.5重量％とした。

Cu:0.15〜0.35重量％アルミ合金部材に強度を付与する有効な合金元素であ
り、0.15重量％以上のCu含有で顕著な強度の改善がみら
れる。しかし、0.35重量％を超えてCuを含有させると、
押出し圧力が上昇して押出し性が低下するばかりでな
く、耐食性も劣化する。

Cr:0.04〜0.15重量％,Mn:0.4〜1.0重量％ Cr及びMnは、押出し成形時に再結晶化を抑制し、繊維
状の非再結晶組織を強く発達させ、アルミ合金部材に強
度を付与する有効元素である。このような効果は、Cr:
0.04重量％以上及びMn:0.4重量％以上で顕著になる。し
かし、0.15重量％を超える多量のCr含有は、押出し速度
を上昇させたときに押出し材表面に肌荒れを発生させる
原因となり、押出し性を低下させる。また、1.0重量％
を超える多量のMn含有は、AlMn系,AlMnFe系等の粗大な
金属間化合物を晶出させ、アルミ合金部材の靱性を低下
させる。したがって、本発明においては、Cr含有量を0.
04〜0.15重量％，好ましくは0.06〜0.15重量％の範囲
に、Mn含有量を0.4〜1.0重量％，好ましくは0.4〜0.8重
量％の範囲に規定した。

Mnは、Crと同様の作用を呈する。しかし、Crに代えて
Mnだけで所与の効果を得ようとすると、Mnを多量に含有
させることが必要になり、却って靱性が低下する。この
点から、本発明においては、押出し性及び強度の両立を
図るため、Mn＋Cr＝0.45〜1.1重量％の条件下でMn及びC
rを共存させている。

Ti:0.1重量％以下,B:0.02重量％以下本発明に従ったアルミ合金は、Ti及びＢを任意成分と
して含むことができる。微量のTi或いはTiとＢとを添加
するとき、鋳造組織が微細化し、鋳造割れが防止され
る。しかし、TiやＢを多量に添加すると、合金組織中に
Al−Ti系,Ti−Ｂ系等の粗大な晶出物が生成する。これ
ら晶出物は、疲労亀裂の起点や伝播経路となり、アルミ
合金の疲労強度を低下させる原因となる。そこで、Tiや
Ｂを添加する場合、それぞれの上限を0.1重量％及び0.0
2重量％に規定する。

不純物としてのFe:0.35重量％以下 Feは、アルミ合金を溶製するとき原料から混入する不
純物であるが、0.35重量％以下の微量な含有量では鋳造
組織を微細化して強度を付与する作用も呈する。しか
し、Fe含有量の増加に伴って押出し材表面に肌荒れが生
じ、押出し性が阻害されることから、上限を0.35重量％
に規定することが必要である。

本発明で使用するアルミ合金は、前述した合金元素の
他に、通常混入する不純物を含んでいる。このような不
純物としては、本発明の効果を損なわない範囲，たとえ
ば0.25重量％以下のZnが掲げられる。

前述したように組成が特定されたアルミ合金は、金属
間化合物Mg₂Siの析出を抑制した状態で押出しすると
き、良好な押出し性を呈する。金属間化合物Mg₂Siの析
出を抑制すると共に、繊維状の非再結晶組織を強く発達
させる上から、均質化処理，均質化後の冷却，再加熱，
押出し，プレス端焼入れ等の条件が特定される。なお、
本発明が適用される合金ビレットは、常法に従った連続
鋳造法又は半連続鋳造法で造塊される。

均質化処理:480〜580℃の温度に１時間以上合金ビレットを480〜580℃の温度に１時間以上保持す
る均質化処理を行うと、添加元素の偏析が解消され、押
出し性が向上する。十分な均質化効果を得るためには、
480℃以上及び１時間以上の加熱保持が必要である。し
かし、580℃を超える加熱温度では、共晶溶融の虞れが
ある。保持時間は、48時間を超えて長く設定しても、均
質化処理の効果はそれほど増大しない。そこで、経済的
な理由から、１〜48時間の範囲に保持時間を設定するこ
とが好ましい。より好ましくは、500〜580℃の温度に２
時間以上保持することが望ましい。

均質化処理後の冷却：冷却速度150℃／時以上で常温ま
で冷却均質化処理された合金ビレットは、冷却速度150℃／
時以上で常温まで強制冷却される。この強制冷却によっ
てアルミマトリックスに固溶したMg,Si等の添加元素
は、次の押出し成形工程でも固溶状態を維持する。その
結果、アルミ合金が硬質化することなく、優れた押出し
性が得られる。強制冷却は、人工時効処理工程で金属間
化合物Mg₂Siを効果的に析出されることから、強度の向
上にも有効である。

再加熱:400〜550℃ 均質化処理された合金ビレットは、押出しに先立って
400〜550℃に再加熱される。この温度範囲は、押出し中
に金属間化合物Mg₂Siがアルミマトリックスに析出する
ことを防止する上で有効である。再加熱温度が400℃を
下回ると、押出し中にアルミ合金の温度が低く、金属間
化合物Mg₂Siが発生し易くなる。逆に550℃を超える再加
熱温度では、押出し時の昇温に起因してアルミ合金が過
熱され、共晶溶融の虞れが生じる。

押出し時の温度:480〜550℃ 再加熱されたアルミ合金は、押出し中に480〜550℃の
範囲に温度管理される。この温度管理により、Mg及びSi
は、金属間化合物Mg₂Siとして析出することなく、固溶
状態に維持される。また、押出し中のアルミ合金を480
〜550℃の範囲に維持するとき、強度の向上に有効な繊
維状の非再結晶集合組織が強く発達した押出し材が得ら
れる。押出し時の温度が480℃を下回るようになると、
金属間化合物Mg₂Siが析出し易くなる。逆に、550℃を超
える押出し時の温度では、押出し材が再結晶組織とな
り、高い強度が得られない。

押出し速度:10〜60m/分押出し速度は、繊維状の非再結晶集合組織を得るため
に重要な要因である。繊維状の非再結晶集合組織が強く
発達した押出し材は、極めて高い強度をもったものとな
る。また、押出し成形によって生成した非再結晶集合組
織は、圧延による熱間圧延集合組織に比較して非常に微
細化されており、この点でも強度の向上が図られる。中
空材や棒状材では30m/分以下の押出し速度，型材では10
−60m/分の押出し速度が好ましい。

プレス端焼入れ:300℃／分以上の冷却速度押出し成形されたアルミ合金は、押出し時点で急冷す
るプレス端焼入れが施される。すなわち、押出しダイス
から押出し材が出てきたとき、そのまま押出しを継続し
ながら押出し材に水焼入れ，スプレー焼入れ等の急冷処
理を施す。この急冷によって、Mg及びSiが固溶状態のま
ま維持され、金属間化合物Mg₂Siの析出が抑制される。
このような効果は、300℃／分以上の冷却速度で顕著に
なる。このようにして、大半のMg及びSiが固溶したまま
の押出し材が得られる。

人工時効処理プレス端焼入れした押出し材は、後続する人工時効処
理によって金属間化合物Mg₂Siを析出させるとき、高い
強度を呈する材料となる。人工時効処理では、140〜200
℃の温度に２〜10時間保持することが好ましい。140℃
未満の温度や２時間未満では、十分や時効硬化が得られ
ない。逆に、200℃を超える加熱温度や10時間を超える
長時間加熱では、過時効となり、高い強度が付与されな
い。

人工時効に先立って、プレス端焼入れされた押出し材
に引抜き加工，鍛造加工等の冷間加工を施すこともあ
る。この場合の加工性は、Mg及びSiが固溶状態にあるこ
とから、AA6061合金に比較して優れている。また、冷間
加工によってアルミ合金に導入された応力や歪みは、金
属間化合物Mg₂Siの析出を促進させるため、時効処理後
の強度が一層高くなる。

［実施例］第１表に示した組成をもつ合金を、水冷鋳型を使用し
た半連続鋳造法で直径203mmのビレットに鋳造した。

単位は重量％で示し、残部はAl及び不可避的不純物合金板号４は、AA6061合金に相当する比較例合金設計地は、以下の通りである。すなわち、第１表
に示した組成において、Mg及びSiが金属間化合物Mg₂Si
になったものと仮定し、Fe等の合金成分による影響を補
正したとき、金属間化合物Mg₂Siの析出量，過剰Si,Mn＋
Cr等は第２表のように試算される。

得られたビレットを560℃に４時間保持して均質化処
理した後、直ちにファン冷却によって冷却速度200℃／
時で冷却した。次いで、ビレットを480℃に再加熱し、
押出し速度15m/分で外径42mm及び肉厚2mmの中空材に押
出し成形した。押出し材が520℃まで降温した位置で、
押出し材を連続的に水浴に浸漬するプレス端焼入れを施
した。

得られた押出し材の表面状態を観察し、肌荒れの有無
及び最大押出し圧力で押出し性の優劣を評価した。評価
結果を示す第３表から明らかなように、本発明に従った
合金番号１〜３は、AA6061合金に相当する合金番号４に
比較して、最大押出し圧力が低く、しかも押出し材の表
面に肌荒れが発生していない。このことから、合金番号
１〜３は、押出し性に優れた材料であることが判る。

プレス端焼入れした押出し材の一部に、外径を42mmか
ら40mm,肉厚を2mmから1.4mmにする加工率30％の冷間引
抜き加工を施した。次いで、160℃に４時間保持するT₈
処理によって、冷間加工後の押出し材を人工時効処理し
た。プレス端焼入れした押出し材の残りは、引抜き加工
することなく、180℃に４時間保持するT₆処理によって
人工時効処理した。

時効処理後の各材料について、機械的性質を調査し
た。調査結果を第４表に示す。なお、第４表の比較例
は、中空材に押出し成形した後、プレス端焼入れするこ
となく冷却し、540℃に４時間保持する溶体化処理を経
て、水焼入れ後に180℃に６時間保持する人工時効処理
を行った場合である。

本発明に従った合金番号１〜３は、プレス端焼入れ後
に人工時効処理したとき、同じ方法で製造した合金番号
４に比較して強度が一段高くなっていることが判る。特
に、人工時効処理前に引抜き加工を行ったものでは、著
しく高い強度を呈している。また、同じ組成をもつ合金
であっても、プレス端焼入れすることなく、溶体化処理
及び人工時効処理した部材の強度は低くなっている。こ
のことから、使用する合金の組成及び製造条件の特定さ
れた組合せが強度の向上に有効であることが確認され
た。

［発明の効果］以上に説明したように、本発明においては、時効処理
に至る段階で金属間化合物Mg₂Siが析出することなく、
且つ繊維状の非再結晶集合組織を発達させる合金設計及
び製造条件を採用している。これによって、良好な押出
し性が確保される。また、人工時効処理後には、析出し
た金属間化合物Mg₂Siと繊維状の非再結晶集合組織とが
相俟つて、アルミ合金部材の強度を向上させる。このよ
うにして、従来のAl−Mg−Si系合金よりも押出し性が良
いので、高い生産性で高強度の部材が製造される。得ら
れたアルミ合金部材は、安全性が高く軽量化された構造
材，産業機器部品，輸送機器部品，日用品等として広範
な分野で使用される。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Mg:0.6〜1.2重量％,Si:0.6〜1.5重量％,C
u:0.15〜0.35重量％,Cr:0.04〜0.15重量％及びMn:0.4〜
1.0重量％を含み、不純物としてのFeを0.35重量％以下
に規制し、残部がAl及び不可避的不純物である組成を持
ち、生成する金属間化合物Mg₂Siが0.95〜1.8重量％の範
囲に、過剰Siが0.12〜0.5重量％の範囲に且つCr＋Mnが
0.45〜1.1重量％の範囲にあるように組成調整した合金
ビレットに、480〜580℃の温度に１時間以上保持する均
質化処理を施した後、冷却速度150℃／時以上で常温ま
で冷却し、前記ビレットを400〜550℃に再加熱し、繊維
状の非再結晶集合組織が発達するように押出し時の温度
480〜550℃及び押出し速度10〜60m/分で押出成形し、押
出し材を300℃／分以上の冷却速度でプレス端焼入れし
て金属間化合物Mg₂Siの析出を抑制し、次いで人工時効
処理又は冷間加工後人工時効処理を施すことを特徴とす
る高強度Al−Mg−Si系合金部材の製造法。
【請求項２】更にTi:0.1重量％以下又はTi:0.1重量％以
下とB:0.02重量％以下とを含むアルミニウム合金を使用
する特許請求の範囲第１項記載の高強度Al−Mg−Si系合
金部材の製造法。