(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：0.2〜0.75％、Ｓｉ：0.2〜1.5％、Ｃｕ：0.05〜1.0％、Ｓｎ：0.01〜1.0％、Ｔｉ：0.005〜0.20％及びＦｅ：0.1〜1.0％、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｃｒ：0.05〜0.3％のうち少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｍｇ2Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03（但し、Ｍｇ2Ｓｉ＝合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2Ｓｉ生成量(％)，ExＳｉ＝実際に合金中に含有されているＳｉ量とＭｇ2Ｓｉ量に相当する計算上のＳｉ量との差である過剰のＳｉ量(％)）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：0.2〜0.75％、Ｓｉ：0.2〜1.5％、Ｃｕ：0.05〜1.0％、Ｓｎ：0.01〜1.0％、Ｔｉ：0.005〜0.20％、Ｂ：0.0001％〜0.05％及びＦｅ：0.1〜1.0％、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｃｒ：0.05〜0.3％のうち少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｍｇ2Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03（但し、Ｍｇ2Ｓｉ＝合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2Ｓｉ生成量(％)，ExＳｉ＝実際に合金中に含有されているＳｉ量とＭｇ2Ｓｉ量に相当する計算上のＳｉ量との差である過剰のＳｉ量(％)）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３】
Ｓｉ含有量＜Ｍｇ含有量であることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷間鍛造用アルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【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。
【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。
【０００３】
これら従来の規格合金の欠点を解消するものとして、Ｍｇを低くしＳｎを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の遅時効硬化型鍛造用アルミニウム合金が提案されている（特開昭和６０−１３８０３９参照）。この合金はＭｇ：0.3 〜0.8 ％、Ｓｉ：0.4 〜1.5 ％、Ｃｕ：0.05〜1.0 ％、Ｓｎ：0.01〜1.0 ％、Ｔｉ：0.001 〜 0.10 ％、Ｂ：0.0001％〜0.01％及びＺｒ：0.3 ％以下、Ｍｎ：1.0 ％以下、Ｃｒ：〜0.3 ％以下のうち少なくとも１種以上を含有し、残部が不可避的不純物からなり、Ｓｉ含有量をＭｇ含有量よりも多くしたものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この合金でも常温時効性抑制効果が得られず、鍛造割れが起こる場合がある。また結晶粒が大きいので鍛造する場合に塑性流動性が悪くなり、鍛造割れが起こる。さらに強度が必ずしも充分ではないという欠点がある。
そこで鍛造性及び製品の形状凍結性は5000番系合金並みに良好であり、製品到達硬度は6000番系合金並みの冷間鍛造用アルミニウム合金の開発を目的とするものである。
【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。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計ったものである。
【０００６】
即ち、本発明の合金はＭｇ：0.2〜0.75％、Ｓｉ：0.2〜1.5％、Ｃｕ：0.05〜1.0％、Ｓｎ：0.01〜1.0％、Ｔｉ：0.005〜0.20％及びＦｅ：0.1〜1.0％、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｃｒ：0.05〜0.3％のうち少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｍｇ2Ｓｉ≦−0.52ExＳｉ＋1.03（但し、Ｍｇ2Ｓｉ＝合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2Ｓｉ生成量(％)，ExＳｉ＝実際に合金中に含有されているＳｉ量とＭｇ2Ｓｉ量に相当する計算上のＳｉ量との差である過剰のＳｉ量(％)）なる関係を満足し、結晶粒の平均径が１ｍｍ以下であることを基本とするアルミニウム合金である。
【０００７】
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。0.01％以下では効果がなく、１％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。
【０００８】
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。0.2 ％以下では効果がなく、0.75％を越えると溶体化後の時効硬化が起こりやすくなる。
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。0.2 ％以下では効果がなく、1.5 ％を越えると溶体化後の時効硬化が起こりやすくなる。
【０００９】
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： 0.1％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（％）は、合金中のＭｇ含有量を基準とした計算上のＭｇ2 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＝−0.52ExＳｉ＋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。
【００１０】
Ｃｕ：ＣｕはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｃｕの時効析出により合金強度を高める。含有量が 0.05 ％以下では効果がなく、１％を越えるとＭｇ、Ｓｉとの相互作用が起きて常温時効性が高まる。
【００１１】
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。0.005 ％未満の添加では微細化効果が得られず、 0.2％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。
【００１２】
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編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。
【００１３】
Ｍｎ、Ｆｅ：ＭｎおよびＦｅはＳｉとの共存下で晶出する金属間化合物による結晶粒の微細化効果や、高温での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待できる。また、製品強度を向上させる効果もある。ＭｎまたはＦｅの含有量はそれぞれ 0.1％以下ではその効果も少なく、１％を越えると巨大晶出物が生じて欠陥となる。Ｆｅは不純物として 0.2％程度混入してくるが、これらを合わせても 1.0％以下にとどめるべきである。
【００１４】
Ｃｒ：Ｃｒは結晶粒の微細化効果や、高温での溶体化時の２次再結晶の抑制効果が期待できる。 0.05 ％以下ではその効果もなく、 0.3％を越えると初晶化合物が生じ、材料欠陥となる。
【００１５】
【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することにより、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金に於てもＳｎ添加による常温時効抑制効果を発揮させるようにしたものである。
【００１６】
【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。
実施例１〜３
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。この連鋳棒を表２に示す加工条件にしたがってＶＴＲ用ドラム部材に加工した。即ち、連鋳棒を直径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５５０℃×６時間溶体化処理した後、ボンデ処理を施し冷間鍛造してＶＴＲドラム用に成形した。次いでこの成形材を１６０℃×８時間熱処理してＶＴＲドラム用の部材を得た。
【００１７】
【表１】
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【００１８】
【表２】
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【００１９】
このような加工工程を経たＶＴＲドラム部材の各特性を測定した。即ち、鋳造後の常温時効硬化を測定するため、溶体化処理直後と２週間経過後の材料の硬さを測定し、鍛造加工直前の硬さも測定した。鍛造用素材の顕微鏡組織を観察して結晶粒径を測定した。鍛造加工に際しては、割れの発生有無、オレンジピールの発生の有無、寸法精度を評価して、鍛造性の良否を判定した。最後に鍛造後熱処理して得た材料の最終硬さを測定した。これらの測定結果を表３に示す。
【００２０】
（比較例）
比較のため、本発明以外の組成の合金を実施例と同一条件で加工した場合（比較例４〜１２）、及び実施例２と同一組成の合金を直径２００ｍｍのビレットに鋳造して直径１９５ｍｍに面削加工した後、直径６２．５ｍｍに押出し加工した材料（比較例１３）について、実施例と同じ条件で特性評価した結果を表３に併記して示す。この場合、押出し後の溶体化の段階で結晶粒が粗大化した。
【００２１】
【表３】
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【００２２】
表３から明らかなように本発明のNo.1、No.2、No.3、No.1' 、No.2' ともに溶体化処理の２週間経過後、及び鍛造直前の硬度も低く常温時効硬化が殆ど無かった。又鍛造後のＴ６、Ｔ８処理後の寸法精度も良好で鍛造加工性が優れ熱処理後に強度を発揮することが判った。比較例のNo.7、No.13では比較的良好であったが、オレンジピールが発生して外観不良となった。No.5、No.7、No.8、No.10、 No.11では鍛造直前の硬度が高く、鍛造加工で所望の寸法精度が得られなかった。 No.9 は鍛造加工では所望の寸法精度が得られたが、鍛造後の溶体化処理で所望寸法から外れた。
以上の結果から、本発明のアルミニウム合金は鋳造後の常温時効硬化が殆ど無く鍛造加工性に優れ、熱処理後に強度を発揮することが判かる。
【００２３】
【発明の効果】
本発明によれば、冷間鍛造性に優れ、加工後の強度が高い特性の優れた鍛造加工品を、従来より歩留まり良く提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＳｉとＭｇの適正な含有量との関係を示す図である。
【図１】
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