(57)【要約】【課題】Ｔ６処理等の溶体化処理を行う前に、断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工を行っても、結晶粒の部分的粗大化の抑制が可能であり、高強度の熱処理型アルミニウム合金を提供する。【解決手段】Ｓｉ：０．８〜１．３質量％、Ｃｕ：０．３〜０．５質量％、Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．５質量％、Ｃｒ：０．２〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、さらに、ＭｎとＣｒの含有量の比が、Ｍｎ／Ｃｒ≧０．５である冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．８〜１．３質量％、Ｃｕ：０．３〜０．５質量％、Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．５質量％、Ｃｒ：０．２〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、さらに、ＭｎとＣｒの含有量の比が、Ｍｎ／Ｃｒ≧０．５であることを特徴とする強度に優れた冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金。
【請求項２】
さらに、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒのうちいずれか１種以上の元素を、０．００２〜０．０５質量％含有することを特徴とする請求項１記載の冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金。
【請求項３】
Ｆｅを０．５質量％以下含有することを特徴とする請求項１又は２記載の冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の組成を有するアルミニウム合金からなり、焼鈍処理、溶体化処理または時効処理による熱処理の前に断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工が施された部分を有し、かつ、前記熱処理の後の平均結晶粒径が、２００μｍ以下であることを特徴とする強度に優れた冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項記載の組成を有するアルミニウム合金を、３００〜５５０℃で１ｈｒ以上保持した後、常温まで徐冷し、その後、一部あるいは全体が断面減少率１０〜３５％となるように冷間塑性加工を施し、さらに、４５０〜５５０℃で１ｈｒ以上保持した後、急冷し、次いで、１５０〜２５０℃で１〜６ｈｒ保持することを特徴とする強度に優れた冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度を有する冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金に関する。特に断面減少率が１０〜３５％程度の冷間塑性加工を施した後に熱処理する場合に適している。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウムは、加工性の良い金属であるため、鋳造後、様々な塑性加工により所定形状に成形されて多くの用途で使用されている。アルミニウム製品を塑性加工する場合、製品形状によっては、複数の塑性加工を経て最終形状に成形する。例えば、図１に示すように、荒塑性加工、中塑性加工、仕上げ塑性加工等により、最終製品形状まで仕上げるのが通常の成形方法である。冷間で塑性加工されたアルミニウム合金は、加工歪（加工硬化）が生じるので、連続して塑性加工する場合に加工歪を除去する焼鈍処理が行われ、また、熱処理型アルミニウム合金は、機械的強度を向上させるため、仕上げ加工後にＴ６処理（溶体化処理、焼入れ、時効処理）等の調質処理が行われる。
【０００３】
このような熱処理により加熱されると、冷間塑性加工されたアルミニウム合金は、塑性加工で蓄積された歪を駆動力として、結晶粒の回復および再結晶が起こり、さらに再結晶組織の部分的な粗大化が生じて、機械的強度を低下させる場合があった。また、粗大化した結晶組織は、表面模様として見栄えが悪くなるので、装飾性の点で視認しやすい部位への使用が敬遠されることもある。特にアルマイト処理を施すと、粗大組織と微細組織との色調の差異が際立つため、材料の使用範囲が制限される。
【０００４】
そこで、再結晶組織の粗大化を抑制するために、Ｍｎ、Ｃｒ等を添加することが行われていた。Ｍｎ、Ｃｒを添加すると、鋳造時にＭｎ系またはＣｒ系化合物が晶出し、この晶出物が結晶粒界の移動を阻害し、熱処理時における再結晶組織の粗大化を抑制する。この抑制効果は、いわゆる「ピン止め効果」として知られている。本出願人は、特許文献１において、Ｍｎ、Ｃｒの前記ピン止め効果を適用した鋳造用アルミニウム合金を提案している。また、特許文献２において、Ｍｎ、Ｃｒの前記の粗大化抑制効果に加えて、鋳造後の溶体化処理を不要とすることにより、再結晶組織の粗大化を抑制したアルミニウム合金冷間鍛造品を提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５−５９４７７号公報
【特許文献２】特開２００９−１８５３８８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
連続する塑性加工工程においては、荒塑性加工の加工率が最も大きく、後加工工程になるほど寸法精度の要求が高くなるので、断面減少率を小さくして行う必要がある。また、強度を付与するために断面減少率１０％程度以上の塑性加工が必要である。そのため、仕上げ塑性加工は、断面減少率が１０〜３５％程度で行われることが多い。また、熱処理型アルミニウム合金には、Ｔ６処理等の熱処理を行うが、この熱処理により機械的強度が向上する一方で塑性加工性が低下するので、仕上げ塑性加工の後に当該熱処理を行うことが一般的である。
【０００７】
ところで、冷間塑性加工後の加熱により発生する結晶粒粗大化は、塑性加工の程度によって異なる。断面減少率３５％を超える場合は、Ｍｎ、Ｃｒによるピン止め効果と微細な再結晶粒とが相互に干渉して粒界移動が抑制される結果、再結晶組織の粗大化を抑制することが可能である。断面減少率１０％未満の場合は、再結晶を起こす駆動力が小さく、そもそも再結晶組織の粗大化が問題になることが少ない。それに対して、断面減少率が１０〜３５％程度の場合、微細な再結晶粒がそれほど多くなく、再結晶粒同志の粗大化抑制効果が小さいため、Ｍｎ、Ｃｒを添加しても、再結晶組織の粗大化が生じる場合があった。
【０００８】
結晶粒が粗大化すると外観が美麗でないため、粗大化した表面組織を塗装したり、機械的に切削して除去することが行われているが、余分な処理やコストが生じた。粗大化を回避するため、溶体化処理を行わないで時効処理だけを行うことも可能であるが、必要な強度が得られなかった。
また、近年の省エネによる軽量化の要求が強まる中、より強度の高いアルミニウム合金鍛造品が求められており、熱処理型アルミニウム合金の改良工夫が図られている。しかし、Ｍｎ，Ｃｒ等のピン止め効果を持つ元素を添加したとしても、断面減少率１０〜３５％程度で仕上げ塑性加工を行うと、上述した事情により、その後の熱処理によって結晶粒粗大化が起こり、機械的強度が低下する問題があった。
【０００９】
そこで、本発明は、Ｔ６処理等の溶体化処理を行う前に、断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工を行っても、結晶粒の部分的粗大化の抑制が可能であり、高強度の熱処理型アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金は、その目的を達成するために、Ｓｉ：０．８〜１．３質量％、Ｃｕ：０．３〜０．５重量％、Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．５質量％、Ｃｒ：０．２〜０．５質量を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、さらに、ＭｎとＣｒの含有量の比が、Ｍｎ／Ｃｒ≧０．５であることを特徴とする。
【００１１】
さらに、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒのうちいずれか１種以上の元素を、０．００２〜０．０５質量％含有してもよい。また、Ｆｅを０．５質量％以下含有してもよい。
本発明のアルミニウム合金は、焼鈍処理、溶体化処理または時効処理による熱処理の前に断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工が施された部分を有し、かつ、前記熱処理後の平均結晶粒径が、２００μｍ以下であることを特徴とする。
【００１２】
本発明のアルミニウム合金を、３００〜５５０℃で１ｈｒ以上保持した後、常温まで徐冷し、その後、一部あるいは全体が断面減少率１０〜３５％となるように冷間塑性加工を施し、４５０〜５５０℃で１ｈｒ以上保持した後、急冷した後、１５０〜２５０℃で１〜６ｈｒ保持することにより、強度に優れたアルミニウム合金が得られる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、冷間塑性加工をした後、熱処理をしても再結晶組織の粗大化が抑制されるので、粗大化による機械的強度の低下がなく、高強度のアルミニウム合金が得られる。
本発明のアルミニウム合金は、軽量で高強度という優れた性質を利用して、クランク材等の自転車部材、内燃機関用ピストン、コンプレッサー用ピストン等の自動車部材、釣りリール等のスポーツレジャー用品部材等の用途に広く適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】アルミニウム合金の塑性加工工程を示した図である。
【図２】本発明の実施例における冷間塑性加工装置と断面減少率を示した図である。
【図３】本発明の実施例１における試験体の結晶粒組織を示した図である。
【図４】本発明の実施例１における断面減少率と平均結晶粒径との関係を示した図である。
【図５】本発明の実施例２における試験体の結晶粒組織を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明では、ピン止め効果が最適になるようにＭｎとＣｒの含有量の比率を調整することによって、断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工をした後、溶体化処理等の熱処理が行われても結晶粒粗大化を抑制できるとの知見を得た。その結果、アルミニウム合金の成分組成は、Ｓｉ：０．８〜１．３質量％、Ｃｕ：０．３〜０．５重量％、Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．５質量％、Ｃｒ：０．２〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、さらに、ＭｎとＣｒの含有量の比が、Ｍｎ／Ｃｒ≧０．５であることが有効であることを見出した。
以下、本発明のアルミニウム合金の成分、組成、製造条件等を説明する。
【００１６】
（Ｓｉ：０．８〜１．２質量％）
Ｓｉは、単体でも機械的強度の向上に寄与するが、Ｍｇと一緒に添加し、時効処理を行うとＭｇ−Ｓｉ系化合物として析出し、機械的強度を向上させる作用がある。０．８質量％未満では十分な効果が得られない。１．２質量％を超えて添加されると、析出物が粗大化し、粗大化した析出物が破壊の起点となり、機械的強度を低下させる。好ましくは、０．９〜１．０質量％である。
【００１７】
（Ｃｕ：０．３〜０．５質量％）
Ｃｕは、単体でも機械的強度の向上に寄与するが、時効処理を行うとＣｕ−Ａｌ系化合物として析出し、機械的強度を向上させる作用がある。０．３質量％未満では十分な効果が得られない。０．５質量％を超えて添加されると、析出物が粗大化し、粗大化した析出物が破壊の起点となり、機械的強度を低下させる。また、耐食性も低下させる。好ましくは、０．３５〜０．４５質量％である。
【００１８】
（Ｍｇ：０．６〜１．０質量％）
Ｍｇは、単体でも機械的強度の向上に寄与するが、前述したようにＳｉと一緒に添加し、時効処理を行うとＭｇ−Ｓｉ系化合物として析出し、機械的強度を向上させる作用がある。この効果は、０．６質量未満では十分でない。１．０質量％を超えて添加されると、析出物が粗大化し、粗大化した析出物が破壊の起点となり、機械的強度を低下させる。
【００１９】
（Ｍｎ：０．３〜０．５質量％）
Ｍｎは、Ａｌ−Ｆｅ−（Ｍｎ，Ｃｒ）系化合物として晶出し、溶体化処理時には「ピン止め効果」により結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。０．３質量％未満では十分な効果が得られない。０．５質量％を超えると、晶出物が粗大化し、粗大化した晶出物が破壊の起点となり、機械的強度の低下の原因となる。好ましくは、０．３５〜０．４５質量％である。
【００２０】
（Ｃｒ：０．２〜０．５質量％）
Ｃｒは、Ａｌ−Ｆｅ−（Ｍｎ，Ｃｒ）系化合物として晶出し、溶体化処理時には「ピン止め効果」により結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。０．２質量％以上では十分な効果が得られない。０．５質量％を超えると、晶出物が粗大化し、粗大化した晶出物が破壊の起点となり、機械的強度の低下の原因となる。好ましくは、０．２５〜０．４５質量％である。
【００２１】
（Ｍｎ／Ｃｒ≧０．５）
ＭｎとＣｒは、単体でも結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、ＭｎとＣｒを同時に添加するとともに、ＭｎとＣｒの比（Ｍｎ／Ｃｒ）が０．５以上であると、ピン止め効果が最適となり、溶体化処理前に断面減少率１０〜３５％の冷間塑性加工をした後、溶体化処理等の熱処理が行われても結晶粒の粗大化を抑制できる。他方、Ｍｎ／Ｃｒ比が高くなりすぎると、破壊の起点となる粗大な金属間化合物が形成され、機械的強度の低下を招く。好ましくは、０．５〜２．０である。さらに好ましくは、１．１〜１．５である。
【００２２】
（Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ：０．００２〜０．０５質量％）
Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒは、Ａｌとの間で金属間化合物を生成し、鋳造時の結晶粒微細化に寄与する。この作用は、いずれか０．００２質量％以上の含有で効果的に発現する。しかし、多量に含有すると、粗大な金属間化合物を形成し、機械的強度の低下の原因となるので、０．０５質量％以下とした。
【００２３】
（Ｆｅ：０．５質量％以下）
Ｆｅは、不可避的に混入する不純物である。機械的強度を向上させる作用も有するが、０．５質量％を超えると破壊の起点となる粗大な金属間化合物を形成するので、０．５質量％以下にすることが好ましい。さらに、０．２質量％以下が好ましい。
【００２４】
（平均結晶粒径２００μｍ以下）
本発明の「結晶粒径」は、結晶粒の面積と同じ面積を有する円の直径を意味する。平均結晶粒径が２００μｍを超えると、粗大な結晶粒と微細な結晶粒とが混在する程度が大きくなり、応力が掛かる時の応力集中によって機械的特性が低下する。また、混在組織において粗大結晶と微細結晶との色調差が大きくなるので、美感を損なう。そのため、平均結晶粒径は、２００μｍ以下が好ましい。
【００２５】
（焼鈍処理）
本発明の、３００〜５５０℃で１ｈｒ以上保持した後、常温まで徐冷する工程は、加工歪を除去して軟化させる焼鈍処理を相当する。保持温度が３００℃未満あるいは保持時間が１ｈｒ未満では、加工歪の除去が十分でない。５５０℃を超える温度に保持すると、局部溶融（バーニング）が発生して機械的強度が低下するおそれがある。そのため、保持温度及び保持時間は、３００〜５５０℃で１ｈｒ以上が好ましい。また、加熱後の冷却速度が大きいと、歪が生じる又は結晶粒が微細になって軟化しにくいので、２℃／ｍｉｎ以下の徐冷が好ましい。
【００２６】
（溶体化処理）
本発明の、４５０〜５５０℃×１ｈｒ以上保持、急冷する工程は、溶体化処理に相当する。この溶体化処理は、４５０〜５５０℃で１時間以上保持することにより、鋳造時に生じた晶出物、析出物等の金属間化合物（Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等）を母相中に再固溶させる。その後、急冷することにより、再固溶した元素が母相中に過飽和固溶した状態が維持される。この急冷は、１℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することが好ましい。保持温度が４５０℃未満あるいは１ｈｒ未満では、十分な固溶状態が得られず、５５０℃を超える温度では、局部溶融（バーニング）が発生し、機械的強度が低下するおそれがある。また、１℃／ｓより遅い冷却速度で冷却すると、再固溶したＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等が析出し、十分な過飽和固溶状態を維持できない。
【００２７】
（時効処理）
本発明の、１５０〜２５０℃×１〜６ｈｒ保持する工程は、時効処理に相当する。時効処理は、母相中に過飽和に固溶していたＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕが、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物、Ａｌ−Ｃｕ系化合物として析出し、強度を向上させるものである。保持温度が１５０℃未満あるいは１ｈｒ未満では、析出が十分でなく、必要な機械的強度を得ることができない。２５０℃を超えた保持温度、あるいは６ｈｒを超える保持時間では、析出した金属間化合物が粗大化して破壊の起点となり、機械的強度が低下するおそれがある。
以下、本発明の実施例について説明する。
【実施例】
【００２８】
（実施例１）
表１に示す合金Ｎｏ．１（本発明合金）、合金Ｎｏ．９（ＪＩＳ  Ａ６１５１合金）、合金Ｎｏ．１０（ＪＩＳＡ  ６０６１合金）の組成を有するアルミニウム合金を溶製し、ＤＣ鋳造法によって、直径２５４ｍｍ、長さ２０００ｍｍのビレットを製造した。得られたビレットを４５０ｍｍの長さに切断した後、押出加工により直径３６ｍｍの中実丸棒に形成した。得られた中実丸棒について、表２に示す条件で焼鈍処理を行った後、図２（ａ）に示す鍛造装置により断面減少率（永久歪量に基づく加工率）５０％の冷間鍛造加工を施して、１８ｍｍ厚の板材を形成した。次いで、表２に示す条件で焼鈍処理を行った後、図２（ｂ）に示す鍛造装置により断面減少率が５％、１０％、１５％、２０％、２５％、４０％、５０％の冷間鍛造加工を施した。その後、断面減少率０％(冷間鍛造無し)を含む冷間鍛造加工材について、表２に示す条件で、溶体化処理、焼入、時効処理からなる一連の熱処理を施した。熱処理が施された冷間鍛造加工材を切断して、長さ１５０ｍｍ、幅５０ｍｍの試験体を形成した。
【００２９】
得られた試験体について、その表面をマクロエッチング処理した後、結晶粒組織を顕微鏡で観察し、結晶粒の平均粒径（μｍ）を測定した。平均結晶粒径は切断法により算出して測定した。図３に結晶粒組織を示し、図４に平均粒径の測定結果を示す。
【００３０】
図３、図４から明らかなように、合金Ｎｏ．１の本発明合金は、いずれの断面減少率においても、結晶粒の粗大化がほとんど生じていなかった。それに対して、合金Ｎｏ．９（Ａ６１５１）及び合金Ｎｏ．１０（Ａ６０６１）の比較例合金は、断面減少率１５％〜２５％の各試験体で再結晶粒の粗大化が明瞭に生じていた。平均粒径は、合金Ｎｏ．９が最大１４００μｍを超え、また合金Ｎｏ．１０が最大７００μｍを超えていた。断面減少率４０％でも粗大化が認められたが、その程度は若干であった。
また、本発明合金は、均一な再結晶微細組織を有しており、その外観が良好であったのに対し、比較例合金は、部分的な粗大化組織が存在し、微細組織との色調差が生じており、その外観の見栄えが損なわれていた。
これら比較例合金において再結晶粒の粗大化が生じた理由としては、本発明合金の組成と比べてＭｎ量が少ないため、粒界移動のピン止め効果が十分でなかったことが挙げられる。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
【表２】
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【００３３】
（実施例２）
表１の合金Ｎｏ．１〜８（本発明合金）、合金Ｎｏ．９〜１４（比較例合金）に示す組成を有するアルミニウム合金を用いて、実施例１と同様の条件で、鋳造、押出加工、焼鈍処理、冷間鍛造加工を行い、１８ｍｍ厚の板材を形成した。次いで、表２に示す条件の焼鈍処理を行った後、図２（ｂ）に示す鍛造装置により断面減少率２０％の冷間鍛造加工を施した。その後、表２に示す条件で、溶体化処理、焼入、時効処理からなる一連の熱処理を施した。熱処理が施された加工材を切断して、長さ１５０ｍｍ、幅５０ｍｍの試験体を形成した。
【００３４】
得られた試験体について、ＪＩＳ１４Ｂ号試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＭＰａ）及び伸び（％）を測定した。また、試験体の表面をマクロエッチング処理し、結晶粒組織を顕微鏡で観察し、結晶粒の平均粒径（μｍ）を測定した。図５に結晶粒組織を示し、表３に引張強度、伸び、平均粒径の測定結果を示す。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
表３のように、本発明合金の合金Ｎｏ．１〜８は、比較例合金の合金Ｎｏ．９〜１４よりも高い引張強度を示した。また、伸びは、従来の合金Ｎｏ．９（Ａ６１５１）および合金Ｎｏ．１０（Ａ６０６１）と同程度であった。
【００３７】
図５の結晶粒組織および表３の平均結晶粒径から明らかなように、本発明合金は、平均結晶粒径が２００μｍ以下の均一な再結晶組織を呈していて、結晶粒の粗大化がほとんど生じていなかった。それに対して、合金Ｎｏ．９〜１１の比較例合金は、その平均結晶粒径が２００μｍを超えており、熱処理により再結晶微細組織で結晶粒粗大化が生じて不均一な組織を形成していた。そのため、比較例合金は、引張試験において粗大化組織近傍で応力集中が起きて引張強度の低下を招いたものと推測される。
また、本発明合金の外観は、良好であったのに対し、比較例合金は、粗大化組織の混在による色調差が生じており、外観の見栄えが損なわれていた。
【００３８】
なお、比較例合金Ｎｏ．１２〜１４は、平均結晶粒径が本発明合金のものと同様に２００μｍ以下の範囲にあるが、本発明合金よりも低い引張強度と伸びを示した。合金Ｎｏ．１２〜１４は、本発明合金と比べてＭｎまたはＣｒを過多に含有しているため、鋳造時にＭｎ系またはＣｒ系の晶出物が形成される傾向にあり、この晶出物は溶体化処理によっても固溶しない。そのため、図５の合金Ｎｏ．１４のミクロ組織に示されるように、熱処理後も再結晶組織内で粗大な金属間化合物として存在し、これが破断の起点となって引張強度が低下したものと推測される。
【００３９】
このように、本発明合金は、Ｍｎ、Ｃｒ等の成分を所定範囲で含有することにより、断面減少率が１０〜３５％程度の冷間塑性加工を施した後においても、Ｔ６処理等の熱処理に起因する再結晶粒の粗大化を抑制できるため、優れた機械的強度を有するアルミニウム合金が得られた。また、部分的に粗大化組織が混在することがなく、均一な再結晶微細組織となるので、良好な外観を呈するものが得られた。
【図１】
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【図２】
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【図４】
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【図３】
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【図５】
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