(57)【要約】【課題】高温時効にて強度低下の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム合金の提供を目的とする。【解決手段】時効処理型のアルミニウム合金であって、化学成分としてＭｇ及びＧｅの他にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ及びＳｉのうち１種以上が含まれ、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなることを特徴とする。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
時効処理型のアルミニウム合金であって、
化学成分としてＭｇ及びＧｅの他にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ及びＳｉのうち１種以上が含まれ、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
さらに、Ｃｒが含まれることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
ａｔ％にて、Ｍｇ：０．２〜１．０％及びＧｅ：０．１〜０．５％を含有し、さらに、Ａｇ：０．０５〜０．４％，Ｃｕ：０．０５〜０．４％，Ａｕ：０．００５〜０．０２％及びＳｉ：０．０１〜０．６％のうち１種以上が含まれ、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
さらに、Ｃｒ：０．０１〜０．３％含有することを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム合金に関し、特に高温時効での強度低下が少ない改良型Ａｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム合金に係る。
【背景技術】
【０００２】
従来、アルミサッシにはＪＩＳで６０００系と呼ばれるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を使用してきた。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、１６０〜２００℃の比較的低温で、２時間程度の長時間の人工時効処理（熱処理）が必要で、高温、短時間の熱処理で十分な強度が得られる合金が求められている。
また、この合金は近年自動車用アルミ合金としても注目され、高温での強度低下が少ない改良合金が求められている。
この合金の機械的性質の改善方法として、従来は加工と熱処理の組み合わせや添加元素による方法がとられてきた。
しかし、例えば加工と熱処理の組み合わせにおいては、実操業の工程を変える必要があり、大きな設備投資を伴うため、基本的に望まれない。
そこで本発明者らは、高温硬度及び高温強度が高く、時効硬化速度性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム基合金を提案している（特許文献１）。
本発明は上記合金における高温での時効特性を改善したものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第４８７６２４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、高温時効にて強度低下の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム合金の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明に係るアルミニウム合金は、時効処理型のアルミニウム合金であって、化学成分としてＭｇ及びＧｅの他にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ及びＳｉのうち１種以上が含まれ、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなることを特徴とする。
本発明においては、結晶粒の微細化を目的にさらにＣｒ成分を添加してもよい。
【０００６】
本発明に係るアルミニウム合金の化学組成としては、以下特別に表示しない限り全てａｔ％にて、Ｍｇ：０．２〜１．０％及びＧｅ：０．１〜０．５％を含有し、さらに、Ａｇ：０．０５〜０．４％，Ｃｕ：０．０５〜０．４％，Ａｕ：０．００５〜０．０２％及びＳｉ：０．０１〜０．６％のうち１種以上が含まれ、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるのが好ましい。
この場合もさらに、Ｃｒ：０．０１〜０．３％添加してもよい。
【０００７】
本発明でＭｇ成分の好ましい範囲を０．２〜１．０％，Ｇｅ成分の好ましい範囲を０．１〜０．５％とし、特許文献１の内容を取り込むことができる。
具体的には、Ｍｇ成分が０．２％未満であれば硬度（強度）の上昇が小さく、Ｍｇ成分が１．０％を超えるとＧｅとのバランスに対してＭｇが過剰になりすぎ、またＭｇの添加量が多いとアルミニウム合金の延性が著しく低下する。
また、Ｇｅ成分が０．１％未満になるとＭｇ２Ｇｅの析出効果が弱く、０．５％を超えると固溶が困難になる。
また、本発明に係る合金は、合金材中に１．０〜１．４ｍａｓｓ％のＭｇ２Ｇｅ析出相が出現するように時効処理するのが好ましい。
【０００８】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系アルミニウム合金にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ原子のいずれか１種以上を固溶限内で添加した点に特徴がある。
Ａｇ成分は、核生成の促進、固溶強化と延性改善が認められ、その好ましい範囲は０．０５〜０．４％の範囲である。
Ｃｕ成分は固溶強化，析出強化及び延性を改善する。
その好ましい範囲は、０．０５〜０．４％である。
Ａｕ成分は、高温時効に置ける最高硬さが高くなる効果がある。
Ａｕ成分の好ましい範囲は、０．００５〜０．０２％の範囲である。
【０００９】
従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金にあっては、人工時効処理にて安定したβ”相の析出を出現させるには２００℃以下の低温長時間時効が必要であった。
それは高温で時効処理すると、β’−Ｍｇ２Ｓｉ相になり母相との整合性が途切れて充分な硬度及び強度が得られなくなるためと推定され、Ｓｉの一部又は全部をＧｅに置換することでβ’−Ｍｇ２Ｇｅ相を析出させ、アルミ母相との整合性を図った点にＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系合金の特徴がある。
従って、Ｇｅの価格がＳｉよりも高いことを考慮し、Ｇｅの添加量を抑える目的で、Ａｌ−Ｍｇ−Ｇｅ系合金にＳｉの添加を検討した。
その結果、Ｓｉの添加は高温時効における硬さの改善に効果があることが明らかになった。
本発明合金にＳｉを添加する場合は、Ｓｉ：０．０１〜０．６％の範囲が好ましい。
【００１０】
本発明に係る合金においては、鋳造時の結晶粒の微細化を目的に添加されているＴｉ成分を０．０１〜０．１ｍａｓｓ％添加してもよい。
また、Ｆｅ成分は不純物として混入しやすい成分であり、０．２ｍａｓｓ％以下に抑えるのが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明に係るアルミニウム合金は、時効処理において２５０℃以上の高温時効であっても最高強度の低下が少ない特性を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】評価に用いたアルミニウム合金の化学組成を示す。
【図２】４２３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．４，ＮＯ．５の時効曲線を示す。
【図３】４７３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．４，ＮＯ．５の時効曲線を示す。
【図４】５２３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．４，ＮＯ．５の時効曲線を示す。
【図５】５７３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．４，ＮＯ．５の時効曲線を示す。
【図６】４２３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．２，ＮＯ．３の時効曲線を示す。
【図７】４７３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．２，ＮＯ．３の時効曲線を示す。
【図８】５２３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．２，ＮＯ．３の時効曲線を示す。
【図９】５７３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．２，ＮＯ．３の時効曲線を示す。
【図１０】合金ＮＯ．１，ＮＯ．４，ＮＯ．５の引張試験結果を示す。
【図１１】合金ＮＯ．１，ＮＯ．２，ＮＯ．３の引張試験結果を示す。
【図１２】４２３Ｋにおける合金ＮＯ．１，ＮＯ．６の時効曲線を示す。
【図１３】合金ＮＯ．１，ＮＯ．６の引張試験結果を示す。
【図１４】Ｍｇ／Ｇｅの比率を変えた試験サンプルの化学組成を示す。
【図１５】Ｓｉの添加量を変えた試験サンプルの化学組成を示す。
【図１６】Ｇｅ＋Ｓｉの総量を０．２ａｔ％の一定にした場合の試験サンプルの化学組成を示す。
【図１７】Ｍｎ添加合金の時効曲線を示す。
【図１８】Ｃｒ添加合金の時効曲線を示す。
【図１９】Ｍｎ，Ｃｎの添加合金の引張試験結果を示す。
【図２０】Ｍｇ／Ｇｅ比を変えた合金の時効曲線を示す。
【図２１】Ｓｉの添加量を変えた合金の時効曲線を示す。
【図２２】総量を一定にしたＧｅ＋Ｓｉ合金の時効曲線を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
純アルミニウムの地金の溶湯に各添加成分を添加溶解し、図１に示すような化学成分組成の合金ＮＯ．１〜ＮＯ．６を鋳造し、評価したので以下説明する。
なお、図１の表に示した化学成分の合計に対する残部はアルミニウムと不純物である。
基合金（ＮＯ．１），Ｃｕ添加合金（ＮＯ．４）及びＡｇ添加合金（ＮＯ．５）のサンプルに対して、時効温度４２３Ｋ，４７３Ｋ，５２３Ｋ及び５７３Ｋにおける時効時間に対する硬度（マイクロビッカース硬度）変化のグラフを図２〜図５にそれぞれ示す。
全体の傾向として、時効温度が高くなるにつれて最高硬さの低下傾向と最高硬さに到達する時間が短くなることは、いずれの合金にも共通して認められた。
Ｃｕの添加による効果に着目すると、いずれの時効温度においてもＣｕ添加合金は基合金よりも最高硬さの値が高い。
Ａｇの添加による効果に着目すると、いずれの時効温度においても他の合金よりも最高硬さまでの立ち上がりが早い。
Ｃｕ添加合金とＡｇ添加合金を比較すると、時効温度４２３Ｋ及び４７３ＫではＣｕ添加合金の方が最高硬さの値が大きく、時効温度５２３Ｋでは逆にＡｇ添加合金の方がその値が大きい。
４２３Ｋで最高硬さまで時効処理したサンプルの引張試験結果を図１０に示す。
Ｃｕ添加合金は他の合金より強度が高い。
【００１４】
次にＡｕ添加合金（ＮＯ．２）及びＡｇ−Ａｕ添加合金（ＮＯ．３）の時効特性を調査したグラフを図８及び図９に示す。
これにより、５２３Ｋ，５７３Ｋのような比較的高温の時効処理にあって、Ａｕの添加により最高硬さが高くなることが確認できた。
４２３Ｋで最高硬さまで時効処理したサンプルの引張試験結果を図１１に示す。
また、基合金の結晶粒を測定すると平均粒径が約８００μｍであった。
そこで結晶粒の微細化を目的にＣｒ成分を添加した。
合金ＮＯ．６，Ｃｒ添加合金の時効曲線（４２３Ｋ）を図１２に示し、最高硬度材における引張試験結果を図１３に示す。
Ｃｒ添加により平均結晶粒が約３００μｍに微細化されていて、伸びと強度が改善されることが確認できた。
【００１５】
次に、Ｍｎ添加とＣｒ添加による結晶粒の微細化効果を比較した。
基合金に０．１６ａｔ％のＭｎを添加し、鋳造すると平均結晶粒径は約３７０μｍであり、０．２ａｔ％のＣｒを添加したものは、平均結晶粒径が約２００μｍであった。
Ｍｎを添加した合金を４２３、４７３及び５２３Ｋで時効した時の時効曲線を図１７に示し、Ｃｒを添加した合金を４２３、４７３、５２３及び５７３Ｋで時効した時の時効曲線を図１８に示す。
ＭｎとＣｒの元素の違いは、最高硬さには顕著に現れていない。
しかし、図１９に４２３Ｋでピーク時効した合金を引張試験した結果を示すようにＣｒ添加の方が強度が高く、伸びの値も大きい結果となった。
Ｍｎ添加合金も、平均結晶粒径が微細化したので、硬さ試験ではＣｒ添加合金と同等の硬さを示したが、結晶粒径の分布が広いためか、引張試験ではこの差が現れ、強度と伸びではＣｒ添加合金よりも低い値となった。
【００１６】
次にＭｇとＧｅの比率及びＳｉ添加の影響を調査した。
ＭｇとＧｅの比率については、形成される平衡相のＭｇ２Ｇｅを基本として、Ｍｇ：Ｇｅ＝２：１としているが、その比率が硬さ向上に有効か否かを、図１４に示した４種類の合金を作製して検討した。
作製した合金はＭｇ：Ｇｅ＝１：１，２：１，３：１，４：１としており、そのうち１：１、２：１と３：１はＭｇ量を約０．５−０．６ａｔ％に調整した。
Ｍｇ：Ｇｅ＝４：１に関してはＧｅを約０．２ａｔ％として、Ｍｇ：Ｇｅ＝２：１と３：１の合金と比較した。
その５２３Ｋの時効曲線を図２０に示す。
Ｍｇ：Ｇｅ＝１：１，２：１，３：１の合金については、最高硬さに顕著な違いは認められなかった。
Ｍｇ：Ｇｅ＝４：１の合金に関しては、溶質原子の総添加量が最大であることも要因と考えられるが、最高硬さが最も高くなった。
しかし、Ｇｅ量の増加は、Ｇｅの価格が高いので、実用化の観点では好ましくない。
そこで、Ａｌ−０．５ａｔ％Ｍｇ−０．２ａｔ％Ｇｅ合金にＳｉを添加して総添加量が増加される方向で、図１５示した４つの合金について検討した。
これは、０．５ａｔ％Ｍｇと０．２ａｔ％Ｇｅを含むＡｌ−Ｍｇ−Ｇｅ合金に、Ｓｉを添加しないもの、０．０５、０．１４そして０．３９ａｔ％添加したものである。
図２１にこれら４つの合金を４７３Ｋで時効した時の時効曲線を示す。
Ｓｉを添加しない場合と０．０５ａｔ％Ｓｉ添加した合金の最高硬さに顕著な差は見られなかった。
これらに比較して、０．１４そして０．３９ａｔ％Ｓｉ添加した合金は、時効初期の硬さの立ち上がりである、時効硬化速度が速くなり、最高硬さも増加した。
従って、Ｓｉの添加は硬さの改善に効果があると考えられる。
続いて、Ｍｇは約０．５ａｔ％と一定とし、Ｇｅ＋Ｓｉの総量も０．２ａｔ％と一定として、ＧｅをＳｉで置換したＧｅ／Ｓｉ比の異なる４つの合金を図１６に示すように作製した。
これらの合金を４７３Ｋで時効した時効曲線を図２２に示した。
Ｓｉを含まない合金に比較して、最高硬さは低くなる傾向があり、添加元素の総量を一定とすると、硬さの改善が得られないことが分かった。
従って、Ｓｉを添加する場合、Ｍｇ量とＧｅ量を０．５および０．２ａｔ％程度と一定とするならば、０．１ａｔ％以上のＳｉ添加が効果的である。
また、硬さの改善の期待できるＳｉ添加の上限は、擬２元系Ａｌ−Ｍｇ２Ｓｉ合金に倣えば、０．６ａｔ％程度で飽和すると考えられる。
【産業上の利用可能性】
【００１７】
本発明に係るアルミニウム合金は、時効特性において最高硬度に立ち上がる時間の短縮を図ることができ、高温での強度等の機械的特性が優れることから、自動車のエンジン廻りや、バッテリー等の周囲で使用される自動車部品、焼付塗装が要求されるアルミニウム合金材の塗装焼け温度の高温化及び高速化に寄与できる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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