(57)【要約】【解決課題】中〜高強度を有する熱処理型のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、焼き入れ性に優れたアルミニウム合金を提供すること。【解決手段】０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、更に、０．２５質量％以下のＳｉ、０．２５質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＺｎ及び０．０５質量％以下のＴｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項３】
０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金で構成されていることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料。
【請求項４】
前記アルミニウム合金が、更に、０．２５質量％以下のＳｉ、０．２５質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＺｎ及び０．０５質量％以下のＴｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料。 
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼き入れ性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
２０００系や７０００系等の熱処理型合金は、溶体化処理後に急冷され、その後人工時効処理を施されて、高い強度を得ている。ただし、これらの合金は、焼入れ感受性が高く、空冷や放冷等の冷却速度が小さい手法では、冷却中に固溶元素の析出が進行して、時効硬化能が低下してしまうため、水冷等の冷却速度の大きな手法を用いる必要があり、製造上の制限があった。
【０００３】
従来、２０００系合金で焼入れ性を改善する手法としては、例えば、特許文献１、特許文献２のように、Ｌｉを含有させて、溶体化処理後の冷却時に固溶元素の析出を抑制することが挙げられる。しかし、Ｌｉの添加は、製造条件の制約が多く、製造の難易度が高いため、工業的な量産には向かないという難点があった。
【０００４】
また、特許文献３のように、溶体化処理後の冷却手法を工夫し、固溶元素の析出を抑制する方法もあるが、工程がやや煩雑になるという懸念があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６２−２９７４３３号公報
【特許文献２】特開平５−３１１３０５号公報
【特許文献３】特開２０１０−１５９４８８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
６０００系合金のうち、６０６３合金は、熱処理型合金の中でも焼入れ感受性が低いために、製造上の制限が少なく、溶体化処理後あるいは熱間押出後に空冷程度の冷却速度でも添加元素の固溶状態を保持することができ、人工時効処理により強度を向上することができる。しかし、６０６３合金は、熱処理型合金の中では強度が低いため、使用用途の制限がある。
【０００７】
一方、６０６１合金等の中強度合金は、２０００系、７０００系合金と同様に焼入れ感受性が高いため、水冷等が必要となる。
【０００８】
従って、本発明の目的は、中〜高強度を有する熱処理型のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、焼き入れ性に優れたアルミニウム合金及びアルミニウム合金材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題は、以下の本発明により解決される。
すなわち、本発明（１）は、０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金を提供するものである。
【００１０】
また、本発明（２）は、前記アルミニウム合金が、更に、０．２５質量％以下のＳｉ、０．２５質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＺｎ及び０．０５質量％以下のＴｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金を提供するものである。
【００１１】
また、本発明（３）は、０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金で構成されていることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料を提供するものである。
【００１２】
また、本発明（４）は、前記アルミニウム合金が、更に、０．２５質量％以下のＳｉ、０．２５質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＺｎ及び０．０５質量％以下のＴｉのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（３）のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金を提供するものである。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、中〜高強度を有する熱処理型のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、焼き入れ性に優れたアルミニウム合金及びアルミニウム合金材料を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金である。
【００１５】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｃｕ、Ｍｇ及びＭｎを必須の元素として含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。
【００１６】
Ｃｕは強度を向上させる元素として機能する。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金中のＣｕ含有量は、０．５〜２．５質量％、好ましくは０．８〜２．０質量％である。アルミニウム合金中のＣｕ含有量が、上記範囲であることにより、中〜高強度の熱処理型アルミニウム合金として必要な強度を達成でき、且つ、優れた焼き入れ性を有するアルミニウム合金となる。一方、アルミニウム合金中のＣｕ含有量が、上記範囲未満だと、１０００系合金と同程度の強度となり、熱処理型合金に要求される強度を達成することができず、また、上記範囲を超えると、焼き入れ性が低くなってしてしまう。
【００１７】
Ｍｇは、Ｃｕと同様に強度を向上させる元素として機能する。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金中のＭｇ含有量は、０．２〜１．３質量％、好ましくは０．２５〜１．０質量％である。アルミニウム合金中のＭｇ含有量が、上記範囲であることにより、中〜高強度の熱処理型アルミニウム合金として必要な強度を達成でき、且つ、優れた焼き入れ性を有するアルミニウム合金となる。一方、アルミニウム合金中のＭｇ含有量が、上記範囲未満だと、１０００系合金と同程度の強度となり、熱処理型合金に要求される強度を達成することができず、また、上記範囲を超えると、焼き入れ性が低くなってしてしまう。
【００１８】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金中、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）は、１．１〜３．１質量％である。アルミニウム合金中のＣｕとＭｇの含有量の合計が、上記範囲にあることにより、中〜高強度の熱処理型アルミニウム合金として必要な強度を達成でき、且つ、優れた焼き入れ性を有するアルミニウム合金となる。一方、アルミニウム合金中のＣｕとＭｇの含有量の合計が、上記範囲未満だと、１０００系や３０００系等の低強度の非熱処理型合金と同程度の強度となり、熱処理型合金に要求される強度を達成することができず、また、上記範囲を超えると、溶体化処理後の冷却時に固溶元素の析出が進行し易くなるため、従来の２０００系合金と同様に水冷等の冷却速度の大きな手法で冷却する必要がある。
【００１９】
Ｍｎは、強度を向上させるために添加される。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金中のＭｎ含有量は、０．４〜１．５質量％、好ましくは０．４５〜１．０質量％である。アルミニウム合金中のＭｎ含有量が、上記範囲であることにより、中〜高強度の熱処理型アルミニウム合金として必要な強度を達成できるアルミニウム合金となる。一方、アルミニウム合金中のＭｎ含有量が、上記範囲未満だと、Ｍｎ添加による強度向上の効果が得られず、また、上記範囲を超えると、熱間の変形抵抗が上昇するため、圧延や押出等での製造が困難となる。
【００２０】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｃｕ、Ｍｇ及びＭｎ以外に、必要に応じて、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉのうちの１種又は２種以上を含有することができる。その場合、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金の各元素の含有量は、Ｓｉが０．２５質量％以下、Ｆｅが０．２５質量％以下、Ｃｒが０．１０質量％以下、Ｚｎが０．１０質量％以下、Ｔｉが０．０５質量％以下である。アルミニウム合金中のＳｉ含有量が０．２５質量％を超えると、Ｍｇ２Ｓｉ化合物が過剰に形成されて焼き入れ性が低くなる。アルミニウム合金中のＦｅ含有量が０．２５質量％を超えると、Ａｌ３Ｆｅ化合物が過剰に析出して表面欠陥が生じ易くなる。ＣｒはＡｌとの間に微細なＡｌＣｒ３化合物を形成し、化合物周囲において固溶元素の析出を促進するため、アルミニウム合金中のＣｒ含有量が０．１０質量％を超えると焼き入れ性が低くなる。アルミニウム合金中のＺｎ含有量が０．１０質量％を超えると、７０００系合金と同様にＭｇＺｎ２析出物が形成され、焼き入れ性が低くなる。Ｔｉは鋳造組織の微細化など組織微細化剤として添加される。アルミニウム合金中のＴｉの含有量が０．０５質量％を超えると巨大晶出物が生成し表面欠陥を生じ易くなる。
【００２１】
なお、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、本発明の効果に影響しない範囲で、その他の不純物を含有することは許容される。その場合、アルミニウム合金中のその他の不純物の各々の含有量が０．０５質量％以下であり、且つ、その他の不純物の合計含有量が０．１５質量％以下であれば許容される。
【００２２】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｃｕ含有量が、０．５〜２．５質量％、好ましくは０．８〜２．０質量％であり、Ｍｇ含有量が、０．２〜１．３質量％、好ましくは０．２５〜１．０質量％であり、且つ、Ｍｎ含有量が、０．４〜１．５質量％、好ましくは０．４５〜１．０質量％であることにより、溶体化処理後に水冷されてから時効処理された場合の引張強さと、溶体化処理後に空冷されてから時効処理された場合の引張強さとの差が小さくなる。そのことを示す指標として、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、「溶体化処理後に３０℃／秒程度の冷却速度で水冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（水冷））」に対する「溶体化処理後に３０℃／秒程度の冷却速度で水冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（水冷））と溶体化処理後に１℃／秒程度の冷却速度で空冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（空冷））との差」の割合（％）、すなわち、「（（Ｔｓ（水冷）−Ｔｓ（空冷））／Ｔｓ（水冷））×１００」の式で求められる強度低下率（％）が、１０％未満である。なお、空冷の冷却速度は、１℃／秒程度であり、また、水冷の冷却速度は、３０℃／秒程度である。なお、溶体化処理の条件又は時効処理の条件による引張強度の差異は、水冷と空冷との冷却速度の違いによる引張強度の差異に比べれば小さいので、上記強度低下率における水冷の場合と空冷の場合の溶体化処理及び時効処理については、同一の溶体化処理の条件及び同一の時効処理の条件で行っていればよい。
【００２３】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金のＴｓ（空冷）、すなわち、溶体化処理、１℃／秒程度の冷却速度での空冷及び時効処理が施された後の引張強さは、好ましくは１４０ＭＰａ以上、特に好ましくは２００ＭＰａ以上である。
【００２４】
このように、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、溶体化処理後に空冷されてから時効処理されたときの引張強度が、溶体化処理後に水冷されてから時効処理されたときの引張強度と比べ、若干低いものの、その差は小さく、溶体化処理後に、空冷されてから時効処理されても、溶体化処理後に、水冷されてから時効処理されたときと同程度の引張強度となるので、焼き入れ性に優れている。なお、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、所定の形状に成形されて、溶体化処理された後、空冷されてから時効処理されてもよいし、あるいは、溶体化処理後に、水冷されてから時効処理されてもよい。
【００２５】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、常法に従って、所定の元素を所定の含有量で、溶解及び鋳造することにより製造される。
【００２６】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料は、０．５〜２．５質量％のＣｕ、０．２〜１．３質量％のＭｇ、及び０．４〜１．５質量％のＭｎを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、ＣｕとＭｇの含有量の合計（Ｃｕ＋Ｍｇ）が１．１〜３．１質量％であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金で構成されていることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料である。
【００２７】
すなわち、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料は、常法に従って、所定の元素を所定の含有量で、溶解及び鋳造することにより製造されたアルミニウム合金鋳塊である本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金が、圧延加工又は押出加工されることにより、所定の形状に成形された加工材料である。
【００２８】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料は、Ｃｕ含有量が、０．５〜２．５質量％、好ましくは０．８〜２．０質量％であり、Ｍｇ含有量が、０．２〜１．３質量％、好ましくは０．２５〜１．０質量％であり、且つ、Ｍｎ含有量が、０．４〜１．５質量％、好ましくは０．４５〜１．０質量％であることにより、溶体化処理後に水冷されてから時効処理された場合の引張強さと、溶体化処理後に空冷されてから時効処理された場合の引張強さとの差が小さくなる。そのことを示す指標として、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料は、「溶体化処理後に３０℃／秒程度の冷却速度で水冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（水冷））」に対する「溶体化処理後に３０℃／秒程度の冷却速度で水冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（水冷））と溶体化処理後に１℃／秒程度の冷却速度で空冷されてから時効処理された場合の引張強さ（Ｔｓ（空冷））との差」の割合（％）、すなわち、「（（Ｔｓ（水冷）−Ｔｓ（空冷））／Ｔｓ（水冷））×１００」の式で求められる強度低下率（％）が、１０％未満である。なお、空冷の冷却速度は、１℃／秒程度であり、また、水冷の冷却速度は、３０℃／秒程度である。
【００２９】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料は、溶体化処理された後、空冷又は水冷され、次いで、人工時効処理が施されて、所望の引張強度を有するアルミニウム合金材料となる。
【００３０】
溶体化処理条件としては、特に制限されないが、溶体化処理温度は、好ましくは４６０〜５１０℃、特に好ましくは４８５〜５０５℃であり、溶体化処理時間は、好ましくは０．１〜６時間、特に好ましくは１〜５時間である。
【００３１】
溶体化処理を行った材料を空冷する場合、冷却速度は、０．１〜５℃／秒、好ましくは０．５〜５℃／秒である。また、溶体化処理を行った材料を水冷する場合、冷却速度は、１０〜５０℃／秒、好ましくは２０〜５０℃／秒である。
【００３２】
人工時効処理条件としては、特に制限されないが、人工時効温度は、好ましくは１５０〜２１０℃、特に好ましくは１７０〜２１０℃であり、人工時効処理時間は、好ましくは５〜２４時間、特に好ましくは８〜２４時間である。
【００３３】
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料を、溶体化処理、空冷及び時効処理した後のアルミニウム合金の引張強さは、好ましくは１４０ＭＰａ以上、特に好ましくは２００ＭＰａ以上である。また、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料を、溶体化処理、水冷及び時効処理を行った後の引張強さは、好ましくは１５０ＭＰａ以上、特に好ましくは２１０ＭＰａ以上である。
【００３４】
以下に、実施例を示して、本発明を具体的に説明するが、本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００３５】
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａ〜Ｑを溶解し、連続鋳造により直径９０ｍｍのビレット形状を造塊した。得られたビレットに、５００℃で８時間の均質化処理した後、４００℃で３５ｍｍ×３ｍｍのフラットバー形状に熱間押出を行った。次いで、以下の方法１及び方法２により、試験材（試験材（水冷）、試験材（空冷））を得た。得られた試験材に対し、以下の方法により、機械的性質、強度低下率（％）を評価した。結果を表２に示す。
【００３６】
（方法１）押出成形された試験材に、５００℃で１時間の溶体化処理を行い、次いで、水冷（冷却速度：３０℃／秒）により室温まで冷却した。その後、１９０℃で８時間の人工時効処理を施し、試験材（水冷）を得た。
（方法２）押出成形された試験材に、５００℃で１時間の溶体化処理を行い、次いで、空冷（冷却速度：１℃／秒）により室温まで冷却した。その後、１９０℃で８時間の人工時効処理を施し、試験材（空冷）を得た。
【００３７】
（機械的性質）
試験材の長さ方向中央部よりサンプルを切り出して試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ−２２４１に準拠して引張試験を行い、機械的性質を評価した。
（強度低下率の計算式）
強度低下率（％）＝（（試験材（水冷）の引張強度−試験材（空冷）の引張強度）／試験材（水冷）の引張強度）×１００
【００３８】
【表１】
2019065356.tif 000002
【００３９】
【表２】
2019065356.tif 000003
【００４０】
表２に示すように、実施例の合金Ａ〜Ｉはいずれも溶体化処理後に空冷を施しても、水冷を施した場合との強度差が小さく、優れた焼き入れ性を有しており、強度低下率が１０％未満であり、合格となった。
【００４１】
これに対して、比較例の合金ＪはＣｕ含有量が少ないため、合金ＬはＭｇ含有量が少ないため、合金ＮはＣｕ＋Ｍｇ量が少ないため、非熱処理型合金と同程度の強度しか得られず、不合格となった。
【００４２】
また、比較例の合金ＫはＣｕ含有量が多いため、合金ＭはＭｇ含有量が多いため、合金ＯはＣｕ＋Ｍｇ量が多いために、焼き入れ性が低くなり、強度低下率が１０％以上となり、不合格となった。
【００４３】
また、比較例の合金ＰはＭｎ含有量が少ないため、同程度のＣｕ、Ｍｇ量を有する実施例の合金Ｂと比較して、Ｍｎ添加による強度向上効果が得られなかった。
【００４４】
また、比較例の合金ＱはＭｎ含有量が多いために、熱間の変形抵抗が上昇し、熱間押出を行うことができなかった。