JPS63103046A - 冷間鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔技術分野〕 本願発明は、自動車用サスペンション、キャブレータ−
などの車輌部品、コンプレッサー用ピストンなどの機械
器具部品、カメラ用鏡筒、スパイクなどのレジャー用品
等に用いられるアルミニウム合金冷間鍛造材に関するも
のである。このようなアルミニウム冷鍛品は軽量で、寸
法精度９表面状態が良好で、機械加工代を少なくでき、
更に安定した強度が得られる特徴を有していることがら
構造部材として広（用いられている。

〔従来の技術〕

冷鍛用のアルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ−（Ｍ
ｇ）系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金及びＡｌ　−Ｍｇ−８
ｉ系合金であるが、前２者はその高い強度ゆえに、使用
される場合が多い。一方Ａｌ−Ｍｇ−８ｉ系合金は前２
者に比べて強度はやや劣るものの、耐食性加工性等に優
れていることから中強度の冷鍛用合金として広く使用さ
れてきている。これらＡｌ−Ｍｇ−８ｉ系合金（例えば
ＪＩＳ　６０６１．６１５１合金等）の材料は素材（板
、棒もしくは鍛造ブロック）を完全に焼鈍軟化させた状
態において冷間で鍛造し、それらを焼入後、人工時効を
施すか、もしくは施さずに最終的な製品形状に機械加工
もしくは簡単な成型加工を施して仕上げている。

例えば、カメラの鏡筒、運動靴用スパイクなどの部品は
押出管、押出棒あるいは鋳造棒を素材とし、これを完全
焼鈍軟化状態で冷間で型鍛造を行い、右の後、溶体化、
水焼入れ１人工時効処理等を施して最後て切削加工にて
最終製品形状に仕上げている。

〔従来技術の問題点〕

上述のように、冷間鍛造するということはこれによって
最終製品形状もしくはそれに近い形状に加工例えば型鍛
造することであって、後工程の機械加工代を少なくする
ためである。然し、製品に強度を与えるために、冷間鍛
造作業入を行うのであるが、焼入時もしくはそれに続く
機械加工時に焼入歪を生じ、充分な寸法精度が得られな
い場合が多く、特に肉厚の薄い製品において問題となっ
ていた。

そこで、冷間鍛造を焼入前に行う試みが行われているが
、然し冷鍛用アルミニウム合金の殆んどは焼入後室温に
放置すると自然時効硬化し、例えば６０６１．６１５１
などのＡｔ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は通常焼入後４〜１０日
でＨｖ　７　Ｑ程度の硬さとなり、以後もその硬さは漸
増する。このため焼入後に強い冷間鍛造を施すことは、
焼入作業と冷間鍛造作業との両作業間の時間を短縮ある
いは低温で保管して材料が硬くならないうちに作業を行
わなければならないので、多量生産の実際作業として、
困難であった。

そこで冷間鍛造する前工程の焼入後の自然時効を遅らせ
る手段がとられている。例えば自然時効を遅滞させる元
素のＳｎ　、　Ｉｎ　、　Ｃｄ等をＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金に添加することが試みられており、その中でＳｎは
取扱い易さと経済性有利の面から一般に用いられている
。然しこれらの元素を添加した場合製品の耐食性を低下
させる欠点があり、尚これらの元素はＡ１中への常温で
の固溶度が小さいために合金中に低融点の化合物を生成
し易（なり、この低融点化合物は冷間鍛造時に割れの起
点となるおそれがあった。

本願発明は、焼入後でも冷間鍛造が実作業的に可能な可
塑性を有し、かつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のように耐食性
にすぐれ、中強度の性能を有するような組成成分を有す
る冷鍛用アルミニウム合金を提供することを目的とする
。

〔７問題点を解決するための手段〕 本願発明は、各基の鍛造用アルミニウム合金の鍛造性に
ついて発明者らは広範囲に検討を行った結果得られた次
のような知見に基づいてなされたものである。即ち冷間
鍛造の様な圧縮加工が主となる加工方法においては、強
度硬度が同じである材料でも、その材料中の種々の合金
元素が、固溶状態にある材料の方が析出状態にある材料
よりも加工性に優れている。つまり固溶状態にある材料
は加工時に加工硬化しても割れに（くその様な材料を、
析出状態にある材料では割れが発生する加工率まで、加
工しても割れずにさらに加工が可能である。

そこで焼入状態において各添加元素が実質的に殆ど全て
固溶し得る様に、しかも常温においては析出しにく（な
る様に、さらに適当な温度で加熱すると析出が可能で強
度が向上する様に添加元素の種類上としてＳｉ　、Ｃｕ
　、Ｍｇ、Ｚｎの種類の組合せとその量とをコントロー
ルしたことと析出物の析出速度を小さくして自然時効速
度を抑制する微量成分を添加したことに本願発明の特徴
がある。即ち本願発明はその組成成分（ｗｔ％）が８ｉ
０．０５〜１．８゜Ｃｕ０．２〜３．０　　、　Ｍｇ０
．０５〜０．８　　、　Ｆｅ０．０１〜１．２　　、　
Ｔｉ０．００１〜０．１　、Ｂ０．０００１〜０．０５
　、で更にＺｎ０．１〜１．０　　、　Ｍｎ０．０５〜
１．Ｏ、Ｃｒ０．０１〜０．５　　、　Ｚｒ０．０１〜
０．６．のうち１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌ
からな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。

〔作用〕

以下に各添加元素について述べる。

ＳｉはＭｇと共にＭｇ２Ｓｉを生成し本発明合金の強度
の向上に寄与する。焼入状態においてはＭｇ２５Ｉの生
成量は少ないことが望ましいが、冷間鍛造後の人工時効
では生ずるＭｇ２Ｓｉの量が多いことが望ましい。また
ＭｇｔＳｉの形成に寄与しなかったＳｌ及びＭｇはいず
れも材料中に固溶してマトリックスの固溶強化に寄与す
る。即ちＳｉ添加量はＭｇ添加量との相関により自然時
効状態においてマトリックス中への固溶量が多い方が望
ましい。Ｓｉ０．０５ｗｔ％未満では最終製品において
充分な強度が得られず、１、Ｆ３ｙｔ％を超えるとＡｌ
−５ｉ系の粗大な金属間化合物が生成し易（なり、材料
の靭性、鍛造性の両者を阻害する。また本願発明の組成
範囲においてはＳｉとＭｇとの量比はＳｉ／ＭＨの値が
大きい方が望ましいが、ＭｇはＺｎ　、　Ｃｕ等とも析
出相を生成することからＺｎ　、　Ｃｕ量が多い場合は
相対的にＳｉ／Ｍｇ値は小さくとることもできるが、そ
の場合でもＳｉ／Ｎ験≧０．８が望ましい。よってＳｉ
量は０．０５〜１．９ｗｔチとした。

Ｃｕは冷間鍛造前の焼入による自然時効時にはＡｌ−Ｃ
ｕ系及びＡｌ　−Ｃｕ　−Ｍｇ系の微細なＧ、Ｐゾーン
を析出し強度を増大し、その度合はＡｌ　−Ｃｕ　−Ｍ
ｇ系の方が顕著である。又人工時効にはＡｌ　−Ｃｕ系
のθ′相およびＡｌ　−Ｃｕ　−Ｍｇ系のＳ′相を析出
し強度の向上に寄与する。本願発明の目的からは自然時
効時にはＡ１−　Ｃｕ　−Ｍｇ系の析出物の少ない程望
ましい。

またＡｌ　−Ｃｕ系析出物はＭｎ　、　Ｃｒ　、　Ｚｒ
等の遷移元素が存在すると析出速度が小さくなり事実上
自然時効が起きなくなることを本発明者らは見出してい
る。従ってＣｕ／Ｍｇ比を高クシ、かつ後述する庵。

Ｃｒ　、　Ｚｒを同時に添加することで本発明合金の所
定の性能の樹立に寄与している。

Ｃｕが０．２ｗｔ％未満では最終製品において強度が充
分でな（、また３、０ｗｔ％を超えると焼入状態におけ
る強度が太き（なり冷間鍛造性を阻害する。

よってＣｕ量は０．２〜３．０ｗｔ％とじた。

ＭｇはＳｉ、Ｃｕと共に冷間鍛造前の焼入自然時効時に
析出相を生成し易（、この析出相の存在は冷間鍛造性を
阻害する。本願発明ておいては中強度が必要とされるが
Ｍｇは強度の向上に寄与し、特に人工時効を施す場合に
その効果は太きい。従ってＭｇは冷間鍛造性を太き（阻
害しない範囲内で添加することが望ましい。Ｍｇは０．
０５Ｗｔ１未満では最終製品の強度が充分でな（，０，
８ｗｔ％を超えると自然時効時の強度が増大し、冷間鍛
造性を阻害する。

よってＭｇ量は０．０５〜Ｑ、８ｗｔチとした。

Ｚｎは焼入を施した場合は、殆どのＺｎが材料中に固溶
し、冷間鍛造性を向上させ、人工時効を施した場合はＺ
ｎはＡｌ　−Ｚｎ　−Ｍｇ系の析出物を生成し、強度増
大に寄与する。Ｚｎ量がＱ、１ｗｔ％未満では冷間鍛造
性向上の効果が小さく、また１、０ｗｔ％を超えると焼
入状態での強度が増大するおそれがある。

従ってＺｎ量は０．１〜１．ＱＷｔｑ６とした。尚Ｚｎ
は冷間鍛造性特に割れ発生限界加工率は向上させるが、
一方で変形抵抗が増大するために製品形状によっては鍛
造型への負担が大きくなる。特に鍛造をに薄間部が存在
する形状等においてはＺｎ量はできるだけ少ない方が好
ましく、Ｚｎがなくてもよい場合もある。

Ｆｅは鋳塊均質化処理時に微細な析出物を生成し、材料
の再結晶時の粒度及び再結晶粒の方向等の調整に寄与し
、最終的には材料の加工性の向上、異方性の減少に寄与
する。Ｆｅが０．０１　ｗｔ％’未満だと上記の効果が
期待できず、１．２ｗｔ％を超えると鋳造時に粗大な晶
出物を生成し、材料の成形時に割れ発生のおそれを生じ
る。よってＦｅ量は０．０１〜１，２ｗｔチとした。

Ｔｉ、Ｂは鋳造時に鋳塊の組織を均一、微細にし、鍛造
素材（鋳造棒、押出帰、厚板）とした場合の組織を均一
化し、鍛造時の加工異方性を減少させ、鍛造性を向上さ
せる。Ｔｉ、Ｂ共にそれぞれ下限未満ではその効果は小
さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出物が生成し、
鍛造時に割れ発生のおそれがある。

Ｍｎ　、　Ｃｒ　、　ＺｒはそれぞれＡ［６ＭｒＩ、　
Ａｌ、Ｃｒ　、　Ａｌ、Ｚｒ　（７）微細な析出物を生
成し、材料の再結晶粒を微細にし、材料の鍛造性、靭性
な向上させると共に、前述の様にＡｌ　−Ｃｕ系析出物
の析出速度を小さくし、焼入時の自然時効を抑制する。

Ｍｎ　、　Ｃｒ　、　Ｚｒそれぞれ下限未満ではその効
果が小さく、上限を超えると鋳造時に粗大な晶出が生成
し、鍛造時に割れ発生のおそれが高（なる。Ｃｒ　、　
Ｌｉｎ　、　Ｚｒはそれぞれ単独で添加しても複合添加
してもよい。

尚本願発明合金材の鍛造前の素材としては、鋳塊、鋳造
棒、押出棒、厚板等のいずれでもよ（、また製造方法も
常法によることができる。、〔実施例〕 実施例１゜ 第１表に示す様な本願発明実施による合金４種（嵐１〜
４）と本願発明の規定以外の組成成分を有する比較例合
金４種（述５〜８）の計８種類の合金を水冷鋳造により
径２４０　ｍ１ｌｌ長さ４５０ｍｍ第　　１　　表 ※特許請求の範囲外の数値 第　　２　　表 の鋳塊をつ（す、これらの鋳塊を５００℃にて２４時間
均質化処理を行った後４００°Ｃの熱間押出しにより径
６０ＴＭｌの棒をつ（す、鍛造素材とした。

次にこれらの鍛造素材を５００℃にて溶体化処理し、１
８℃の水に焼入し、その後１６°Ｃ〜２５１０Ｇの室内
に７日間自然時効した後２つの試験を行った。その１つ
はすえ込み冷間鍛造を割れの生じる迄行い、割れ発生限
界加工率を測定し、他の１つの試験は加工率６０％の冷
間鍛造を行った後２００’ＣＸ１時間の人工時効を施し
たものと施さなかったものについては７日間の自然時効
後引張り試験を行い、引張り強度、耐力、伸びを測定し
た。以上の測定結果を第２表に示す。

第２表によれば、本願発明の実施例の合金隘１〜４はす
べて割れ発生限界加工率は７５係以上で、比較例合金の
ｍ５　ｌＮ１ｍ６　＋ｉ’ｈ８に比べて良い成績を示し
た。だだ宛７は強化成分のＣｕ　、　Ｍｇを含んでない
ので析出相が極めて少ないので上記限界加工率は９０係
を示したが、強度に著しく低（中強度とは云えなかった
。本願発明の実施例合金はすべて、自然時効後も人工時
効後も中強度の性能を示した。

実施例２゜ 本願発明実施による合金Ａ　（Ｓｉ　０．６２、Ｆｅ０
．１１゜Ｃｕ０．６２　、Ｍｇ０．２４　、　Ｚｎ０．
３２、Ｔｉ　０１０１０　、　Ｂ　０．０４４ｊＣｒ０
．１６，：数値はｗｔチ）とＳｎを含んだ従来使用され
ている合金Ｂ　（８ｉ０．６４　、　Ｆｅ０．２５　、
　Ｃｕ０．３１。

Ｍｇ１．０３．Ｔｉ０．０１３，Ｂｏ、００２．Ｃｒ０
．１８，Ｓｎ１．０９゜：数値はｗｔ％　）の２種のＡ
、Ｂ合金を実施例１と同様の製法により径６０ｍｍの鍛
造素材につくった。

このＡ、８２種の鍛造素材を５００°Ｃで溶体化処理後
、１８℃の水に焼入れし、１６°Ｃ〜２３℃の室内に７
日間自然時効した後すえ込み冷間鍛造して、割れ発生限
界加工率を測定し、更に２００°Ｃ×１時間の人工時効
を施した後塩水噴霧中に５９０時間置装て腐食試験を行
った。即ち単位面積当りの腐食減量を測定した。、これ
らの結果を第３表て示す。

第３表によれば本願発明の実施したへ合金の方がＢｌ金
より腐食減量は少な（、冷間鍛造性もよ第　　３　　表 かった。Ｓｎを含んだ従来使用されているＢ合金は著し
く耐食性が悪かった。

〔発明の効果〕

本願発明合金は焼入時効によって中程度の強度を有する
もので、しかも耐食性がある。本合金で製品をつ（ると
きは焼入後も高度の冷間鍛造性を保有するから、焼入し
てから製品に近い形状まで冷間鍛造できて後工程の仕上
り機械加工がらくになる。冷間鍛造後時効を促進させれ
ば中強度となり、しかもＳｎなどの低融点元素を含まな
いため耐食性に優れている。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 組成成分（重量％）が、Ｓｉ０．０５〜１．８、Ｃｕ０
   ．２〜３．０、Ｍｇ０．０５〜０．８、Ｆｅ０．０１〜
   １．２、Ｔｉ０．００１〜０．１、Ｂ０．０００１〜０
   ．０５、で更にＺｎ０．１〜１．０、Ｍｎ０．０５〜１
   ．０、Ｃｒ０．０１〜０．５、Ｚｒ０．０１〜０．３、
   のうち１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌからなる
   ことを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金。