JPS649388B2

JPS649388B2 -

Info

Publication number: JPS649388B2
Application number: JP15000786A
Authority: JP
Inventors: Kunihiko Kishino
Original assignee: Furukawa Aluminum Co Ltd
Current assignee: Furukawa Aluminum Co Ltd
Priority date: 1986-06-26
Filing date: 1986-06-26
Publication date: 1989-02-17
Also published as: JPS637354A

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構造
部材の製造方法に関するものである。〔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
Al−Cu（−Mg）系或いはAl−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、耐食性が劣つている。又中強度構造部材にはAl−Mg−Si系合金が広
く用いられており、これは強度的には前記Al−
Cu（−Mg）系或いはAl−Zn−Mg系合金より劣
つているが、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つては素材（鋳塊、
板、棒もしくは鍛造ブロツク）を熱間で加工（成
形、鍛造等）を行なうか、又は素材を完全に焼鈍
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
を施して仕上げている。例えばクーラー等のコンプレツサーに用いるピ
ストンにはAl−Si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、6151合金等を、VTR等のシリンダードラ
ムには2218、2014、Al−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２×××系合金素板を
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、人工時効を施して使用してい
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すると耐食性が
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を得なかつた。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
なつ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つ
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を施すと、
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Al−Cu−Mg系高強度合金例え
ば2014、2024合金等又はAl−Mg−Si系中強度合
金例えば6061、6151合金等は焼入後室温に放置す
ると自然時効硬化し、通常４〜10日で2014、2024
合金等はHv140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
であつた。〔問題点を解決するための手段〕本発明はこの様な問題点を解決するためAl−
Mg−Si系合金材の製造方法についての鋭意研究
の結果得られたものである。即ち本発明は、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％、Zr0.02〜0.25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、及び、 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％、Zr0.02〜0.25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
＋Sn2.5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
を提供するため、Al−Mg−Si系合金材の製造方
法を広範囲かつ詳細に検当した結果以下の知見を
得た。まずAl−Mg−Si系三元合金において、Mgと
SiはMg₂Siとなりやすく、事実上Al−Mg₂Si擬二
元合金又はAl−Mg₂Si−Si若しくは、Al−Mg₂Si
−Mg擬三元合金として扱われる。この場合の
Mg₂Si量及び擬三元合金におけるSi量、Mg量
（夫々擬二元合金に対する過剰Si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つている。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Si量をMg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
い出した。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Cr、Zr、Mnの遷
移元素の内の１種以上を同時に添加することによ
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Al−Cu（−Mg）系高力合
金と同等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Al−Mg−Si系
合金を改良して得られたものであつて、従来の
Al−Cu（−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Al−Mg−Si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
成分量を限定した理由について述べる。Si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、Mg₂Siを形成するとともに、過剰Siは特に
自然時効を促進する。Si含有量0.1重量％未満で
は人工時効後の強度が充分でなく、又0.8重量％
を超えると焼入後の自然時効硬化が大きくて冷間
加工性を低下させると共に、Al−Cu−Si系金属
間化合物の生成量を増大させて材料の靭性を低下
させる。又Si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SiとMg₂Siを形成して、Si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0.2重量％未満では人工時効後の強度が
充分でなく、又1.5重量％を超えると過剰Mg量が
増大すると共に焼入後常温においてAl−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おけるSi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0.1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（Al−Cu系、Al−Mg−Si系および
Al−Cu−Mg系）のうち主としてAl−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
はSnは人工時効を促進し人工時効後の強度を増
大させる。しかしSn含有量が0.02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
低融合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0.04〜1.2
重量％が好ましい。 Cr、Zr及びMnの遷移元素は焼入時に夫々
Al₇Cr、Al₃Zr及びAl₆Mn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。Cr0.05〜0.4重量％、Zr0.02〜0.25重量
％及びMn0.05〜1.4重量％としたのは、夫々下限
未満ではその効果が小さく、又上限を超えて添加
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を鍛造材若しくは
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0.1〜1.2重量％
の範囲内でそのいずれか一方若しくは両者を同時
に、かつ、Pb＋Bi＋Sn2.5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
1.2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％以下が好ましい。但しPb及
び／又はBi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
する危険が大きい。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を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。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
はその転位が析出を促進させることによつて最終
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て
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℃以下で
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によつて強度の加工
硬化を起こすため、冷間加工を施したままの状態
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
点から人工時効温度と共に決定されるべきであ
る。尚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。又その溶体化
処理時の素材は鋳塊、鋳造棒、押出材、鍛造材あ
るいは板材等いずれでも良い。〔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240mm、長さ450mmの鋳塊を得た。

【表】この鋳塊を合金Ａ〜Ｇ及び6061合金は520℃に
て、2014合金は495℃にて夫々24時間均質化処理
を行なつた後熱間押出（400℃）により厚さ30mm、
巾70mm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つた。
焼入れ後30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
造が不可能であつたものを除き、残りの圧延材に
ついて人工時効処理（No.１〜No.12は173℃×８時
間、6061合金は177℃×８時間、2014合金は174℃
×10時間）を施した。

〔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240mm、長さ
400mmの鋳塊を得た。この鋳塊を520℃にて24時間
均質化処理後、熱間押出により直径60mmの棒材に
加工した。これを520℃にて溶体化処理後、直径
60mm、厚さ50mmのスライスに切断し、第３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60mmとして切削性試験に供し
た。試験条件は回転数1250rpm、切込み量１〜２
mm、送り速度0.0125〜0.1mm／rev.であり、切削屑
100個当りの重量で切削性能を評価した。第３表
中のＡ〜Ｄは夫夫切削屑100個の重量がＡは4g以
下、Ｂは４〜8g、Ｃは８〜30g、Ｄは30g以上で
あることを示し、Ａが最も切削性に優れている。

〔発明の効果〕

本発明合金材は焼入後でも充分な冷間加工性を
有しており、従つ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を添加し、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Si及
びMgの含有量の範囲を示す説明図である。

Claims

【特許請求の範囲】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％、Zr0.02〜0.25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 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％、Zr0.02〜0.25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＋Sn2.5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。