JPS637354A - 高強度アルミニウム合金材の製造方法 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は焼入後常温において５０％以上の加工を行なう
ことを特徴とする高強度アルミニウム構造部材の製造方
法に関するものでちるつ〔従来の技術〕 従来構造部材には高強度が必要とされる場合は成−Ｃｕ
（−Ｍｇ）系或いは、Ａｇ　−Ｚｎ　−Ｍｇ系合金が使
用されているが、これら材料は強度は優れているが、耐
食性が劣っている。

又中強度構造部材にばＡＨ−Ｍｇ　−Ｓ１系合金が広く
用いられており、こ：ｈは強度的には前記Ａ２−　Ｃｕ
（−Ｍｇ　）　基或イはＡＱ−Ｚｎ　−ＭＥ系合金より
劣って１ふるが、耐食性及び加工性が優れている。

これら構造部材の製造に当っては素材（鋳塊、板、棒も
しくは鍛造ブロック）を熱間で加工（成形、鍛造等）を
行なうか、又は素材全完全に焼鈍軟化させた状態におい
て冷間で強加工し、それらを焼入後人工時効を施すか若
しくは施さずに最終的な製品形状に機械加工若しくは簡
単な成形加工金施して仕上げている。

例えばクーラー等のコンプレッサーに用いるピストンに
はＡｉ！−８ｉ系或いは２０１４合金を、スパイク用の
金具あるいは自動車用の足まわり部材には６０６１．６
１５１合金等を、ＶＴＲ等のシリンダードラムには２２
１８．２０１４、ＩＪ　−Ｓｉ系合金等を夫々完全焼鈍
状態で冷間鍛造し、その後焼入れ、人工時効処理を施し
て機械加工により最終製品に仕上げている。

又航空機用外板部品ではＺｘｘｘ系合金等素板を完全焼
鈍軟化状態で冷間にて０〜１５％の成形加工を行ない、
その後焼入れを行ない、更に冷間で２〜５％の成形加工
を行なうことにより最終製品形状に仕上げた後、人工時
効ｔ　Ｊ／Ｉして使用している。

〔発明が解決しようとする問題点〕

従来においては高強度材を使用子ると耐食性が低くなり
、耐食性が要求される場合は強度がやや低い材料を使用
せざるｔ得なかった。又焼入前に最終製品形状若しくは
それに近い形状に加工を行なっても焼入時若しくはそれ
に続く機械加工時に焼入歪を生じて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。

一方焼入後に冷間加工を加えると加工硬化により強度が
増大し、更にそれに人工時効金権すと、冷間加工を加え
ずに人工時効を施した材料に比べて人工時効後の強度も
増大することが知られている。しかし従来のＭ　−Ｃｕ
　−Ｍｇ系高強度合金例えば２０１１１．２０２４合金
等又はＩＪ　−Ｍｇ−Ｓｉ系中強度合金例えば６０６１
．６１５１合金等は焼入後室源に放置すると自然時効硬
化し、通常′４〜１０日で２０１ヰ、２０２４合金等は
Ｈｙｌ　：Ｌ　Ｏ程度の硬さ、６０６１．６１５１合金
等はＨｖ７０程度の硬さとなり、以後もその硬さが漸増
するため焼入後に強い冷間加工を施すことは困難であっ
た。

〔問題点を解決する乏めの手段〕

本発明はこの様な問題点全解決する之めＡＨ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金材の製造方法について鋭意研究の結果得られ比
ものである。

即ち本発明は、Ｍｇ　０．２〜Ｌ５重量係、Ｓｉ０１〜
０８重量％、Ｃｕ　０．１〜２．０重量％、Ｓｎ　０．
０２−　Ｌ５重量％全含有し、かつＭｇ含有量がＳｉ含
有量より多く、さらにＣｒ０．０５−０．４重量％、Ｚ
ｒ　０．０２−０．２５重量％、Ｍｎ　ｏ、　０５〜Ｌ
４重量％のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有し
、残部がＡｌと不可避的不純物から成るアルミニウム合
金材を４５０〜５９０℃の温度範囲で溶体化処理し、そ
の後常温において５０％以上の加工を行なうことを特徴
とする高強度アルミニウム合金材の製造方法、及び、 Ｍｇ　０．２　＝　１．５ＡＨ％、Ｓｉ　０．１〜０．
８重２％、ＣｕＯ，１〜２，０重量％、Ｓｎ　０．０２
−　Ｌ　５重量％を含有し、かつＭｇ含有量がＳｉ含有
量より多く、さらにＣｒ０、０５−０．４重量％、Ｚｒ
０１０２−０．２５重量％、Ｍｎ０．０５〜ｌ、ｌ＋重
量％のうちから選ばれた１種又は２種以上と更［Ｐｂ０
．１〜Ｌ２重量り、Ｂｉ　０．１〜Ｌ２重量％のいずれ
か１種又はその両者を同時に含有し、かつＰｂ＋　Ｂｉ
　＋　Ｓｎ　＜２．５重量％であり、残部がＡｌと不可
避的不純物から成るアルミニウム合金材ｉ１＋５０〜５
９０Ｃの温度範囲で溶体化処理し、その後常温において
５０％以上の加工を行なうことを特徴とする高強度アル
ミニウム合金材の製造方法を提供するものである。

〔作　用〕

本発明者は焼入後に強い冷間加工を施して強度を増大さ
せると共に焼入歪の問題を解消し、更には従来の高強度
合金に比べて優れた耐食性を持たせるような高強度アル
ミニウム合金材の製造方法伝 を提出するため、Ｍ−ムＪｇ　−Ｓｉ系合金材の製造方
法を広範囲かつ詳細に検討した結果以下の知見を得た。

まずＡＨ−Ｍｇ　−Ｓｉ系三元合金において、ＭｇとＳ
ｉばＭｇｔ　Ｓｉとなりやすく、事実上Ｑ　−Ｍｇｔ　
Ｓ１擬二元合金又は成−ｉｉｔｇ、ｓｉ　−Ｓｉ若しく
は、ｆｉｌ　−ＭｇｚＳニーＭｇ擬三元合金として扱わ
れる。この場合のｌｉ１ｇｔｓ１量及び擬三元合金にお
けるＳ１量、Ｍｇ量（夫々擬二元合金に対する過剰Ｓｌ
量、過剰Ｍｇ量と呼ぶ）のいずれもが自然時効硬化及び
人工時効硬化を促進する効果を持っている。それゆえ、
この過剰Ｓｉ量及び過剰Ｍｇ量を少なくし、特に、自然
時効硬化促進能の大きいＳｌ量ｅＭｇ量より少なくする
ことにより焼入後の自然時効硬さを低くし、更にＣｕと
Ｓｎ及びＣｒ。

Ｚｒ、Ｍｎの遷移元素群の内の１種以上を同時に添加す
ることにより高温の人工時効の強度を増大させることが
出来ることを見い出し比。すなわちこの場合Ｃｕ添加は
人工時効後の強度増大を目的としているが、Ｃｕの単独
添加は自然時効における硬度増大ももたらして加工性を
低下させる。しかし、ＳｎとＣｒ１Ｚｒ　、　Ｍｎの遷
移元素の内の１種以上を同時に添加することてより焼入
後の常温におけるＣｕの析出が抑制され、かつ、人工時
効後の強度が増大することが見いだされた。

更に上記各元素を所定量含む合金は焼入後の自然時効硬
化が抑制されていることから強度の冷間加工が容易であ
り、焼入後に所定量の冷間加工を施すことにより従来の
Ａｉ　−Ｃｕ　（−Ｍｇ　）系高力合金と同品の強度が
得られることが判明した。しかも本発明合金材は耐食性
に優れたＩＵ　−Ｍｇ　−３ｉ系合金を改良して得られ
たものであって、従来のＩＪ　−Ｃ：ｕ（−Ｍｇ）系高
力合金に比べて優れた耐食性を有しており、むしろＡ＋
！−Ｍｇ−８ｉ系合金に近い耐食性を有している。

以下にまず本発明合金材における各添加元素の成分量全
限定した理由について述べる。Ｓｌは本発明のアルミニ
ウム合金の強度に大きく寄与する元素で、ＭｇｔＳｉ　
ｆ形成するとともに、過剰Ｓ１は特に自然時効を促進す
る。＄１含有量０．１重量係未満では人工時効後の強度
が充分でなく、又０８重重量を超えると焼入後の自然時
効硬化が犬きぐて冷間加工性を低下させると共に１．Ｖ
　−Ｃｕ　−Ｓｉ系金属間化合物の生成量全増大させて
材料の靭性を低下させる。

又Ｓ１量がＭｇ量以上になると過剰Ｓｉ量が増大し、焼
入後の冷間加工性が低下する。

ＭｇはＳｌとＭｇｔＳｉ’ｉ形成して、Ｓｌと同様に本
発明アルミニウム合金の強度に大きく寄与するが、含有
量が０２重量％未満では人工時効後の強度が充分でなく
、又Ｌ５重量％を超えると過剰Ｍｔ４が増大すると共に
焼入後常温においてＩＪ−Ｃｕ−Ｍｇ系の析出物を生成
して自然時効硬化を促進し加工性を低下させる。

第１図に本発明アルミニウム合金におけるＳｌ及びＭｇ
の含有量の範囲を示す。

Ｃｕは本発明アルミニウム合金の人工時効後の強度に寄
与する元素であるが、含有量が０１重重量未満では人工
時効後の強度が充分でなく、又２．０重量％を超えると
Ｓｎ及びＣｒ、　Ｚｒ　、　Ｍｎの同時添加による自然
時効抑制が充分でなくなり、自然時効時の強度が増大し
て冷間加工性が低下する。

Ｓｎは焼入時の過剰空孔を減少させ、自然時効時の析出
物（ＩＪ　−Ｃｕ系、ｐｉ−Ｍｇ−３ｉ系およびＡＩ！
　−Ｃｕ−Ｍｇ系）のうち主としてｋｌ　−Ｃｕ系析出
物を減少させると共に全ての析出物の析出速度を低下さ
せることにより自然時効状態での硬度を低下させ、それ
により冷間加工性を改善する。更にＳｎは人工時効全促
進し人工時効後の強度全増大させる。しかしＳｎ含有量
が０．０２重重量未満では自然時効状態での硬度低下が
不充分で冷間加工性が劣り、又１．５重量％を超えると
材料中に粗大な低融点化合物を生成して、加工性、特に
熱間加工性を低下させる。

Ｓｎ含有量の範囲は０．（１〜Ｌ２重量係が好ましい。

Ｃｒ、　Ｚｒ及びＭｎの遷移元素は焼入時に夫々Ａｊ！
ｔｃｒ、！ｄ婁Ｚｒ及びＡＪ、、Ｍｎの微細な析出物と
して安定に存在し、Ｓｎ添加による自然時効硬化抑制効
果を顕著なものとする。又これらの遷移元素は再結晶粒
を微細にし強度、靭性を向上させる効果も有する。Ｏｒ
ｏ、　０５−０．４重量多、Ｚｒ０．０２−０．２５重
量捗及びＭｎ０．０５〜Ｌｌ１重量裂としたのは、夫々
下限未満ではその効果が小さく、父上限を超えて添加す
ると鋳造時に粗大な金属間化合物を生じ、材料の靭性を
低下させる恐れがあるためである。

又本発明のアルミニウム合金全鍛造材若しくは押出材等
で使用し、切削加工する場合が考えられるが、その場合
は、Ｐｂ　、　Ｂｉを夫々０１〜１．２重量％の範囲内
でそのいずれか一方若しくは両者全同時に、かつ、Ｐｂ
　＋　Ｂｉ　＋　Ｓｎ　＜２．５重量％の範囲で添加し
てもよい。

Ｐｂ、　Ｂｉは夫々微細な低融点の化合物を当該合金中
に生ぜしめ、その切削性を高めるが、夫々が０．１重量
％未満では充分な効果が得られず、逆にＬ２重量％を超
えるか又はＰｂ＋Ｂｉ＋Ｓｎ量が２．５重量％を超える
と低融点化合物が粗大化し、靭性及び加工性、特に熱間
加工性が低下する。Ｐｂ＋Ｂｉ＋Ｓｎ量は２．０重量係
以下が好ましい。但しｐｂ及び／又はＳｉの添加は本発
明のアルミニウム合金材の切削性を向上させるが反面耐
食性を低下させる恐れがあるため、切削加工を行なわな
いもの及び耐食性を重視する製品にはこれらを添加しな
いことが好ましい。

次に本発明合金材の製造工程を規定した理由を以下に述
べる。

溶体化処理温度は材料が溶融しない範囲で高温であるこ
とが望ましく、４５０℃未満では添加元素が充分に固溶
しなく、最終製品において充分な性能が得られない。又
５９０℃を超えると材料が溶融する危険が太きい。溶体
化処理温度は４９０〜５５０℃が望ましい。

溶体化処理温度への加熱速度は速い程組織が微細化しや
すいことが知られているが、本発明合金材については特
に加熱速度全コントロールしなくても所定の性能を得る
ことが出来る。又溶体化処理後の冷却速度は速い程望ま
しいが、本発明合金材は放冷、強制空冷、水（湯）焼入
れのいずれの方法においても所定の性能を得ることが出
来る。

又溶体化処理後の冷間加工率は高い程材料中に転位が高
密度に導入され、更に人工時効を施す場合はその転位が
析出？促進させることによって最終製品の強度が高くな
り望ましい。３０％未満の加工率では充分な性能が得ら
れず５０％以上加工することが好ましい。尚冷間加工は
同一の方法により行なう必要はなく、例えば冷間圧延と
冷間鍛造を組み合わせて所定の冷間加工率が得られる様
にしでも差支えない。又冷間加工時には強加工による発
熱が起こる恐れがあるが、冷間加工中の材料の最高温度
は２５０℃以下とすべきであり、１５０℃以上であるこ
とが望ましい。また加工中の材料温度が高くなる場合は
可能な限り短時間で加工を終了すべきである。

本発明合金材は冷間強加工てよって強度の加工硬化を起
こすため、冷間加工全権した１まの状態においても高強
度を有しているが、人工時効を施して更に強度を向上さ
せることも可能である。人工時効温度は１５０〜２３０
℃の範囲が好ましく、時効時間は製品に要求される強度
及び製造コストの観点から人工時効−に共に決定される
べきである。

同本発明合金材の溶体化処理前の工程については常法に
より行なうことが出来る。

〔実施例１〕 第１表に示す組成の合金を溶解し、ＤＣ鋳造法により直
径２ＩｌＯｍ＋ｎ、長さ１４５０ｍｙ＋の鋳塊を得た。

この鋳塊を合金Ａ−Ｇ及び６０６１合金は５２０℃にて
、２０１４合金は１Ｉ９５℃にて夫々２４時間均質化処
理を行なった後熱間押出（ＩＩｏｏ℃）により厚さ５０
ｒａｎ、巾７０ｓｎの角材に加工し、以後の工程に使用
した。

これらの角材を第２表に示す溶体化温度に１時間加熱後
直ちに水中に投入し焼入れを行なった。

焼入れ後５０日間室温（１８〜２４℃）に放置して自然
時効させた後、第２表に示す加工率の冷間圧延を実施し
た。冷間圧延時に割れが発生し供試材の製造が不可能で
あったものを除き、残りの圧延材について人工時効処理
（ＮＣＬ１〜随１２は１７５℃ｘｇ時間、６０６１合金
は１７７℃×８時間、２０１４合金は１７１１℃ｘｌＯ
時間）を施し之。

これらの圧延材について引張試験並びに耐食性試験を行
なった結果を第２表に示す。耐食性試験は巾５０訓、長
さ１００咽の表面を有する試験片に５００時間の塩水噴
霧試該を実施し、その重量変化を測定した。第２表中の
Ａ−Ｄは夫々塩水噴霧試験による単位表面積（１ｃＪ）
当りの重量減（ｍｇ）がＡはＬＯ未満、ＢはＬ　Ｏ−２
，０、Ｃは２．０〜つ、０、Ｄは３０以上であることを
示し、Ａが最も耐食性に優れたものである。

第２表から明らかな様に本発明合金材は従来の６××Ｘ
系或いは２×Ｘ×系合金に比べて焼入後の冷間加工で割
れが生じにくく、冷間加工性が非常に優れており、その
強度は６ｘｘｘに比べて非常に高く、２×Ｘ×系に匹敵
している。更に本発明合金材は２ｘｘｘ系に比べて耐食
性に浸れており、はぼ６×××系に匹敵している。

−志木発明組成材であるが製造条件が本発明の範囲外で
ある比較材ＮＩＬ　７．８及び製造条件は本発明の範囲
内であるが、組成が本発明の範囲外である比較材Ｎｎ９
．１２は本発明材に比べて強度がかなり劣っている。又
組成が本発明の範囲外である比較材Ｎ［Ｌ　１０．１１
は焼入後５０％以上冷間加工すると割れが発生し、加工
率が３０％未満の場合は割れは発生しないが、強度が不
充分である。

〔実施例２〕 実施例１の合金Ａ、Ｄ、、Ｆ、６０６１と同一組成の合
金を溶解し、ＤＣ鋳造法により直径２４０閣、長さ４０
０ｗｎの鋳塊を得た。この鋳塊を５２０℃にて２斗時間
均質化処理後、熱間押出により直径６０ｇの棒材に加工
した。これ全５２０℃にて溶体化処理後、直径６０１１
１１１１、厚さ５０ｍｍのスライスに切断し、第５表に
示す冷間加工率で厚さ方向に圧縮加工し、これを切削加
工により直径６０＋ｍ＋＋とじて切削性試験に供した。

試験条件は回転数１２５　ＯｒＨ１切込み量１〜２＋＋
＋ｍ１送り速度０．０１２５−０．１　ｒｔａ　／　ｒ
ｅｖ、であり、切削屑１００個当りの重量で切削性能を
評価した。第６表中のＡ−Ｄは夫夫切削屑１００個の重
量がＡはｌ＋ｇ以下、Ｂは４〜８ｇ％　Ｃは８〜５０ｇ
、Ｄはう０ｇ以上であることを示し、Ａが最も切削性に
優れている。

第　　５　表 第５表から明らかな様に、本発明材は従来材にくらべて
切削性が良好であり、ｐｂ　、＊　ａｉ　ｋ添加した材
料■は特に切削性が浸れている。

〔発明の効果〕

本発明合金材ｈｍ人後でも充分な冷間加工性を有してお
り、従って焼入後に強度の冷間加工を施すことにより従
来の高強度材と同等の強度が得られ、かつ従来の中強度
材に匹敵する耐食性を併せ有している。更には焼入後に
冷間加工を施すことから、従来加工後に焼入れを施して
いたために生じていた焼入歪の問題も一切生じない利点
を有している。

又本発明合金材中Ｐｂ、Ｂｉ’ｉ添加し、その量をＳｎ
の含有量との関係で所定量に規定したものは切削加工性
が特に優れている。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明アルミニウム合金におけるＳｌ及びＭｇ
の含有量の範囲を示す説明図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ０．２〜１．５重量％、Ｓｉ０．１〜０．８
   重量％、Ｃｕ０．１〜２．０重量％、Ｓｎ０．０２〜１
   ．５重量％を含有し、かつＭｇ含有量がＳｉ含有量より
   多く、さらにＣｒ０．０５〜０．４重量％、Ｚｒ０．０
   ２〜０．２５重量％、Ｍｎ０．０５〜１．４重量％のう
   ちから選ばれた１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ
   と不可避的不純物から成るアルミニウム合金材を４５０
   〜５９０℃の温度範囲で溶体化処理し、その後常温にお
   いて３０％以上の加工を行なうことを特徴とする高強度
   アルミニウム合金材の製造方法。
2. （２）Ｍｇ０．２〜１．５重量％、Ｓｉ０．１〜０．８
   重量％、Ｃｕ０．１〜２．０重量％、Ｓｎ０．０２〜１
   ．５重量％を含有し、かつＭｇ含有量がＳｉ含有量より
   多く、さらにＣｒ０．０５〜０．４重量％、Ｚｒ０．０
   ２〜０．２５重量％、Ｍｎ０．０５〜１．４重量％のう
   ちから選ばれた１種又は２種以上と更にＰｂ０．１〜１
   ．２重量％、Ｂｉ０．１〜１．２重量％のいずれか１種
   又はその両者を同時に含有し、かつＰｂ＋Ｂｉ＋Ｓｎ≦
   ２．５重量％であり、残部がＡｌと不可避的不純物から
   成るアルミニウム合金材を４５０〜５９０℃の温度範囲
   で溶体化処理し、その後常温において３０％以上の加工
   を行なうことを特徴とする高強度アルミニウム合金材の
   製造方法。