JPH09202933A - 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 - Google Patents
焼入性に優れた高強度アルミニウム合金Info
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- JPH09202933A JPH09202933A JP1054796A JP1054796A JPH09202933A JP H09202933 A JPH09202933 A JP H09202933A JP 1054796 A JP1054796 A JP 1054796A JP 1054796 A JP1054796 A JP 1054796A JP H09202933 A JPH09202933 A JP H09202933A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金を得
る。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：０．４〜１．０％，Ｓ
ｉ：０．６〜１．６％を含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量とＭ
ｇ2 Ｓｉバランス組成よりも過剰なＳｉ量が １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）
≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ここで、（過剰Ｓｉ量）＝（全Ｓｉ量）−（Ｍｇ2 Ｓｉ
としてのＳｉ量）なる関係式を満足し、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする焼入性に優
れた高強度アルミニウム合金。なお、上記アルミニウム
合金には少量のＣｕ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆ
ｅ，Ｔｉを特定元素として含有できる。これによって、
焼入性に優れるとともに、Ｔ６処理後の引張強さで３０
０ＭＰａ以上を有する高強度アルミニウム合金を得るこ
とができる。
る。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：０．４〜１．０％，Ｓ
ｉ：０．６〜１．６％を含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量とＭ
ｇ2 Ｓｉバランス組成よりも過剰なＳｉ量が １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）
≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ここで、（過剰Ｓｉ量）＝（全Ｓｉ量）−（Ｍｇ2 Ｓｉ
としてのＳｉ量）なる関係式を満足し、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする焼入性に優
れた高強度アルミニウム合金。なお、上記アルミニウム
合金には少量のＣｕ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆ
ｅ，Ｔｉを特定元素として含有できる。これによって、
焼入性に優れるとともに、Ｔ６処理後の引張強さで３０
０ＭＰａ以上を有する高強度アルミニウム合金を得るこ
とができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、焼入性に優れ、自
動車の構造材をはじめ、車両，電気機器，建築用等の材
料に適した高強度を有するアルミニウム合金に関する。
動車の構造材をはじめ、車両，電気機器，建築用等の材
料に適した高強度を有するアルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は押
出性に優れる上に、熱処理によって高強度が得られるた
め、車両，船舶，建築等の用途に広く使用されている。
近年、自動車の軽量化の観点から、アルミニウム合金の
押出型材が自動車の構造部材に適用されるようになり、
その材料として、上記のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が注目
されている。本系合金は熱処理型合金であるため、通常
は溶体化・焼入れ後、時効処理を行って使用されるが、
ＪＩＳＡ６０６３合金やＪＩＳＡ６ＮＯ１合金など、一
部の合金は焼入性に優れているため、この溶体化・焼入
れ処理を省略し、押出加工後そのまま時効処理を行える
ので製造コストを節約できるという利点を有している。
しかしながら、これらの焼入性に優れた合金はいずれも
時効処理後の強度が低く、構造材としては強度不足であ
った。
出性に優れる上に、熱処理によって高強度が得られるた
め、車両，船舶，建築等の用途に広く使用されている。
近年、自動車の軽量化の観点から、アルミニウム合金の
押出型材が自動車の構造部材に適用されるようになり、
その材料として、上記のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が注目
されている。本系合金は熱処理型合金であるため、通常
は溶体化・焼入れ後、時効処理を行って使用されるが、
ＪＩＳＡ６０６３合金やＪＩＳＡ６ＮＯ１合金など、一
部の合金は焼入性に優れているため、この溶体化・焼入
れ処理を省略し、押出加工後そのまま時効処理を行える
ので製造コストを節約できるという利点を有している。
しかしながら、これらの焼入性に優れた合金はいずれも
時効処理後の強度が低く、構造材としては強度不足であ
った。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】そこで、焼入性に優
れ、溶体化・焼入れ処理を省略して、押出加工後そのま
ま時効処理を行うだけで、構造材として十分な強度が得
られるアルミニウム合金が望まれている。本発明は以上
の事情を背景としてなされたもので、焼入性に優れると
ともに、Ｔ６処理によって３００ＭＰａ以上の引張強さ
が得られる高強度アルミニウム合金を提供することを目
的としたものである。
れ、溶体化・焼入れ処理を省略して、押出加工後そのま
ま時効処理を行うだけで、構造材として十分な強度が得
られるアルミニウム合金が望まれている。本発明は以上
の事情を背景としてなされたもので、焼入性に優れると
ともに、Ｔ６処理によって３００ＭＰａ以上の引張強さ
が得られる高強度アルミニウム合金を提供することを目
的としたものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】従来、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金の焼入性はＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の増大
とともに低下するとされていた（たとえば、軽金属学会
編「アルミニウムの組織と性質」（１９９１））。しか
しながら、本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の焼入
性および時効硬化能に及ぼす合金成分の影響について種
々検討した結果、本系合金の成分組成を適切に選択する
とともに、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係を特定する
ことによって上記目的を達成できることを見い出し、本
発明をなすに至ったものである。すなわち、本発明は、 （１）重量％で、 Ｍｇ：０．４〜１．０％ Ｓｉ：０．６〜１．６％ を含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量（重量％）とＭｇ2 Ｓｉバ
ランス組成よりも過剰なＳｉ量（重量％）が、 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）
≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ここで、（過剰Ｓｉ量）＝（全Ｓｉ量）−（Ｍｇ2 Ｓｉ
としてのＳｉ量）なる関係式を満足し、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする焼入性に優
れた高強度アルミニウム合金。
系合金の焼入性はＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の増大
とともに低下するとされていた（たとえば、軽金属学会
編「アルミニウムの組織と性質」（１９９１））。しか
しながら、本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の焼入
性および時効硬化能に及ぼす合金成分の影響について種
々検討した結果、本系合金の成分組成を適切に選択する
とともに、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係を特定する
ことによって上記目的を達成できることを見い出し、本
発明をなすに至ったものである。すなわち、本発明は、 （１）重量％で、 Ｍｇ：０．４〜１．０％ Ｓｉ：０．６〜１．６％ を含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量（重量％）とＭｇ2 Ｓｉバ
ランス組成よりも過剰なＳｉ量（重量％）が、 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）
≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ここで、（過剰Ｓｉ量）＝（全Ｓｉ量）−（Ｍｇ2 Ｓｉ
としてのＳｉ量）なる関係式を満足し、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする焼入性に優
れた高強度アルミニウム合金。
【０００５】（２）上記（１）記載のアルミニウム合金
において、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．１％ Ｃｒ：０．０３〜０．１％ Ｚｒ：０．０３〜０．１％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．６％ Ｔｉ：０．００５〜０．２％ のうちの１種または２種以上を含有する焼入性に優れた
高強度アルミニウム合金にある。
において、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．１％ Ｃｒ：０．０３〜０．１％ Ｚｒ：０．０３〜０．１％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．６％ Ｔｉ：０．００５〜０．２％ のうちの１種または２種以上を含有する焼入性に優れた
高強度アルミニウム合金にある。
【０００６】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
まず、成分組成の限定理由を述べる。なお、以下の％は
重量％を意味する。 Ｍｇ：Ｍｇは本発明で対象としている系の合金で基本と
なる合金元素であり、Ｓｉとともに化合物を形成して強
度の上昇に寄与する。Ｍｇ量が０．４％未満では、析出
硬化によって強度の向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量
が少なくなるため、十分な強度が得られず、一方、１．
０％を越えれば焼入性が低下する上に、押出加工性も低
下することから、Ｍｇ量は０．４〜１．０％の範囲内と
した。
まず、成分組成の限定理由を述べる。なお、以下の％は
重量％を意味する。 Ｍｇ：Ｍｇは本発明で対象としている系の合金で基本と
なる合金元素であり、Ｓｉとともに化合物を形成して強
度の上昇に寄与する。Ｍｇ量が０．４％未満では、析出
硬化によって強度の向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量
が少なくなるため、十分な強度が得られず、一方、１．
０％を越えれば焼入性が低下する上に、押出加工性も低
下することから、Ｍｇ量は０．４〜１．０％の範囲内と
した。
【０００７】Ｓｉ：Ｓｉも本発明の系の合金で基本とな
る合金元素であって、Ｍｇとともに化合物を形成して強
度の向上に寄与する。Ｓｉが０．６％未満では硬化に寄
与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、十分な強
度が得られない上に、焼入性が低下する。一方、１．６
％を越えると、凝固の際に粗大Ｓｉ相が晶出して押出加
工性や曲げ加工性を低下させる。従って、Ｓｉ量は０．
６〜１．６％の範囲とした。焼入性と強度のバランスか
らは０．７〜１．５％が好ましい。
る合金元素であって、Ｍｇとともに化合物を形成して強
度の向上に寄与する。Ｓｉが０．６％未満では硬化に寄
与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、十分な強
度が得られない上に、焼入性が低下する。一方、１．６
％を越えると、凝固の際に粗大Ｓｉ相が晶出して押出加
工性や曲げ加工性を低下させる。従って、Ｓｉ量は０．
６〜１．６％の範囲とした。焼入性と強度のバランスか
らは０．７〜１．５％が好ましい。
【０００８】上記の基本組成以外に、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉの中から１種以上を含有させ
ることも有効である。 Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強度を高める元
素である。０．０５％未満ではその効果が十分に得られ
ず、一方、１．０％を越えると耐食性が低下する。従っ
て、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％の範囲内とし
た。 Ｚｎ：Ｚｎは合金の時効硬化性の向上を通じて強度の向
上に寄与する元素であり、その含有量が０．０３％未満
では上記の効果が不十分であり、一方、１．５％を越え
ると曲げ加工性および耐食性が低下する。そのため、Ｚ
ｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％の範囲
内とした。
ｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉの中から１種以上を含有させ
ることも有効である。 Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強度を高める元
素である。０．０５％未満ではその効果が十分に得られ
ず、一方、１．０％を越えると耐食性が低下する。従っ
て、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％の範囲内とし
た。 Ｚｎ：Ｚｎは合金の時効硬化性の向上を通じて強度の向
上に寄与する元素であり、その含有量が０．０３％未満
では上記の効果が不十分であり、一方、１．５％を越え
ると曲げ加工性および耐食性が低下する。そのため、Ｚ
ｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％の範囲
内とした。
【０００９】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ：これらの元素は強
度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、いず
れも含有量が０．０３％未満では上記の効果が十分に得
られず、一方、０．１％を越えると焼入性が低下する。
従って、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの含有量はいずれも
０．０３〜０．１％の範囲内とした。 Ｆｅ：Ｆｅは本来、不可避的不純物として、アルミニウ
ム合金中に含まれる元素であるが、やはり強度の向上と
結晶粒の微細化に有効であり、０．０３〜０．６％の範
囲内で添加しても良い。この場合、０．０３％未満では
上記の効果が十分に得られず、一方、０．６％を越える
と上記効果は飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物
が生成されて押出加工性、曲げ加工性等に悪影響を及ぼ
す恐れがある。従って、Ｆｅの含有量は０．０３〜０．
６％の範囲内とした。
度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、いず
れも含有量が０．０３％未満では上記の効果が十分に得
られず、一方、０．１％を越えると焼入性が低下する。
従って、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの含有量はいずれも
０．０３〜０．１％の範囲内とした。 Ｆｅ：Ｆｅは本来、不可避的不純物として、アルミニウ
ム合金中に含まれる元素であるが、やはり強度の向上と
結晶粒の微細化に有効であり、０．０３〜０．６％の範
囲内で添加しても良い。この場合、０．０３％未満では
上記の効果が十分に得られず、一方、０．６％を越える
と上記効果は飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物
が生成されて押出加工性、曲げ加工性等に悪影響を及ぼ
す恐れがある。従って、Ｆｅの含有量は０．０３〜０．
６％の範囲内とした。
【００１０】また、Ｔｉは一般に鋳塊の結晶粒微細化の
ため、単独あるいは微量のＢと組み合わせて添加する。
この場合、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では上記の
効果は得られず、０．２％を越えるとその効果は飽和す
る。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２％の範
囲内とする。Ｂの添加量は０．０００５〜０．０３％が
有利である。つぎに、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係
について説明する。ここで、過剰Ｓｉ量とは全Ｓｉ量か
らＭｇ2 ＳｉとしてのＳｉ量を差し引いた量である。
ため、単独あるいは微量のＢと組み合わせて添加する。
この場合、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では上記の
効果は得られず、０．２％を越えるとその効果は飽和す
る。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２％の範
囲内とする。Ｂの添加量は０．０００５〜０．０３％が
有利である。つぎに、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係
について説明する。ここで、過剰Ｓｉ量とは全Ｓｉ量か
らＭｇ2 ＳｉとしてのＳｉ量を差し引いた量である。
【００１１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、Ｍｇ
2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の増加に伴い、強度は上昇す
る。本発明者がＴ６処理後の引張強さに及ぼすＭｇ2 Ｓ
ｉ量および過剰Ｓｉ量の影響を調査した結果、Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量と過剰Ｓｉ量が次式（１）を満足する時にＴ６処理
後の引張強さが３００ＭＰａを越えることが明らかにな
った。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・（１）
2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の増加に伴い、強度は上昇す
る。本発明者がＴ６処理後の引張強さに及ぼすＭｇ2 Ｓ
ｉ量および過剰Ｓｉ量の影響を調査した結果、Ｍｇ2 Ｓ
ｉ量と過剰Ｓｉ量が次式（１）を満足する時にＴ６処理
後の引張強さが３００ＭＰａを越えることが明らかにな
った。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・（１）
【００１２】一方、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の増
加に伴い、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の焼入性は低下す
る。今、焼入性の指標として、水冷後１８０℃×８時間
の時効処理を行った場合の引張強さに対する、空冷後同
処理を行った場合の引張強さの比を取り、この値が０．
８以上を示すものを焼入性が良好であるとする。この焼
入性指標とＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の関係を調査
した結果、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量が次式（２）を満
足する時に焼入性指標が０．８以上になることを見いだ
した。 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）・・・・・（２）
加に伴い、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の焼入性は低下す
る。今、焼入性の指標として、水冷後１８０℃×８時間
の時効処理を行った場合の引張強さに対する、空冷後同
処理を行った場合の引張強さの比を取り、この値が０．
８以上を示すものを焼入性が良好であるとする。この焼
入性指標とＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の関係を調査
した結果、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量が次式（２）を満
足する時に焼入性指標が０．８以上になることを見いだ
した。 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）・・・・・（２）
【００１３】従って、Ｍｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係
を次式（３）のように規定した。 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．４−１．４ ×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・・・・・・・・・（３） 以上のように、本発明では合金の成分組成を適切に調整
するとともに、Ｍｇ2Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係を特定
することによって、焼入性に優れるとともに、Ｔ６処理
によって３００ＭＰａ以上の引張強さを示す高強度アル
ミニウム合金が得られる。
を次式（３）のように規定した。 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．４−１．４ ×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・・・・・・・・・（３） 以上のように、本発明では合金の成分組成を適切に調整
するとともに、Ｍｇ2Ｓｉ量と過剰Ｓｉ量の関係を特定
することによって、焼入性に優れるとともに、Ｔ６処理
によって３００ＭＰａ以上の引張強さを示す高強度アル
ミニウム合金が得られる。
【００１４】
【実施例】次に、本発明を実施例で説明する。表１に示
す化学成分を有する各合金を常法により、溶解，鋳造
し，面削，均質化処理を行って熱間押出用素材とした。
これらの素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／
分の押出速度で熱間押出成形を行い、押出型材を作製し
た。型材の形状は板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型であ
る。押出後、５０ｍｍ長さの試験片を切り出し、５４０
℃×３０分の溶体化処理を施し、その温度から水冷およ
び空冷した後、１８０℃×８時間の時効処理を行った。
このようにして得られた各合金について、引張試験を実
施し、引張特性と焼入性を評価した。
す化学成分を有する各合金を常法により、溶解，鋳造
し，面削，均質化処理を行って熱間押出用素材とした。
これらの素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／
分の押出速度で熱間押出成形を行い、押出型材を作製し
た。型材の形状は板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型であ
る。押出後、５０ｍｍ長さの試験片を切り出し、５４０
℃×３０分の溶体化処理を施し、その温度から水冷およ
び空冷した後、１８０℃×８時間の時効処理を行った。
このようにして得られた各合金について、引張試験を実
施し、引張特性と焼入性を評価した。
【００１５】
【表１】
【００１６】焼入性は溶体化後空冷した場合と水冷した
場合の１８０℃×８時間時効後の引張強さの比で評価し
た。さらに、耐食性，押出性および曲げ加工性について
も評価した。耐食性は５００時間の塩水噴霧後の錆発生
状況から〇：錆無し，△：錆小，×：錆大の三段階に評
価した。押出性は押出型材の作製の際の押出成形の容易
さを、比較材のＪＩＳＡ６０６３合金を１００として相
対評価した。また、曲げ加工性はパンチ半径２００ｍｍ
でプレス曲げ試験によって行い、〇：良好，△：しわ有
り，×：割れ、の３段階で評価した。それらの結果を表
２に示す。
場合の１８０℃×８時間時効後の引張強さの比で評価し
た。さらに、耐食性，押出性および曲げ加工性について
も評価した。耐食性は５００時間の塩水噴霧後の錆発生
状況から〇：錆無し，△：錆小，×：錆大の三段階に評
価した。押出性は押出型材の作製の際の押出成形の容易
さを、比較材のＪＩＳＡ６０６３合金を１００として相
対評価した。また、曲げ加工性はパンチ半径２００ｍｍ
でプレス曲げ試験によって行い、〇：良好，△：しわ有
り，×：割れ、の３段階で評価した。それらの結果を表
２に示す。
【００１７】
【表２】
【００１８】Ｎｏ．１〜２８はいずれも合金の成分組成
が本発明で規定する範囲内で、かつＭｇ2 Ｓｉ量と過剰
Ｓｉ量の関係が本発明で規定する条件を満たした例であ
る。これらの場合は、いずれも焼入性が良好（空冷材と
水冷材の引張強さの比が０．８以上）で、引張強さが３
００ＭＰａ以上の高強度が得られ、その他の特性も良好
である。
が本発明で規定する範囲内で、かつＭｇ2 Ｓｉ量と過剰
Ｓｉ量の関係が本発明で規定する条件を満たした例であ
る。これらの場合は、いずれも焼入性が良好（空冷材と
水冷材の引張強さの比が０．８以上）で、引張強さが３
００ＭＰａ以上の高強度が得られ、その他の特性も良好
である。
【００１９】これに対して、Ｎｏ．２９〜３８は合金の
成分範囲が本発明で規定する条件を満たさなかったた
め、全ての特性を同時に満足することはできなかった。
すなわち、Ｎｏ．２９は焼入性は良好であるがＴ６処理
後の強度が低く、Ｎｏ．３０は焼入性および強度には優
れているが、押出性および曲げ加工性に劣り、Ｎｏ．３
１は耐食性および押出性に劣り、Ｎｏ．３２，３３，３
５，３６，３７および３８は焼入性，押出性および曲げ
加工性に劣る。また、Ｎｏ．３４は耐食性および曲げ加
工性に劣っている。Ｎｏ．３９および４０は合金の成分
組成は本発明で規定する範囲内であるが、Ｍｇ2 Ｓｉ量
と過剰Ｓｉ量の関係が本発明で規定する関係式を満たさ
ないため、Ｎｏ．３９は焼入性に劣り、Ｎｏ．４０はＴ
６処理後の強度が３００ＭＰａに満たなかった。
成分範囲が本発明で規定する条件を満たさなかったた
め、全ての特性を同時に満足することはできなかった。
すなわち、Ｎｏ．２９は焼入性は良好であるがＴ６処理
後の強度が低く、Ｎｏ．３０は焼入性および強度には優
れているが、押出性および曲げ加工性に劣り、Ｎｏ．３
１は耐食性および押出性に劣り、Ｎｏ．３２，３３，３
５，３６，３７および３８は焼入性，押出性および曲げ
加工性に劣る。また、Ｎｏ．３４は耐食性および曲げ加
工性に劣っている。Ｎｏ．３９および４０は合金の成分
組成は本発明で規定する範囲内であるが、Ｍｇ2 Ｓｉ量
と過剰Ｓｉ量の関係が本発明で規定する関係式を満たさ
ないため、Ｎｏ．３９は焼入性に劣り、Ｎｏ．４０はＴ
６処理後の強度が３００ＭＰａに満たなかった。
【００２０】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明に
よるとＭｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉの量的関係を特定するこ
とによって、焼入性が良好で、耐食性，押出性，曲げ加
工性にも優れ、かつＴ６処理後の引張強さが３００ＭＰ
ａ以上の高強度アルミニウム合金を得ることができる。
よるとＭｇ2 Ｓｉ量と過剰Ｓｉの量的関係を特定するこ
とによって、焼入性が良好で、耐食性，押出性，曲げ加
工性にも優れ、かつＴ６処理後の引張強さが３００ＭＰ
ａ以上の高強度アルミニウム合金を得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｍｇ：０．４〜１．０％ Ｓｉ：０．６〜１．６％ を含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量（重量％）とＭｇ2 Ｓｉバ
ランス組成よりも過剰なＳｉ量（重量％）が、 １．２−０．１５×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）
≧１．４−１．４×（過剰Ｓｉ量） ここで、（過剰Ｓｉ量）＝（全Ｓｉ量）−（Ｍｇ2 Ｓｉ
としてのＳｉ量）なる関係式を満足し、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする焼入性に優
れた高強度アルミニウム合金。 - 【請求項２】 請求項１記載のアルミニウム合金におい
て、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．１％ Ｃｒ：０．０３〜０．１％ Ｚｒ：０．０３〜０．１％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．６％ Ｔｉ：０．００５〜０．２％ のうちの１種または２種以上を含有する焼入性に優れた
高強度アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1054796A JPH09202933A (ja) | 1996-01-25 | 1996-01-25 | 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1054796A JPH09202933A (ja) | 1996-01-25 | 1996-01-25 | 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09202933A true JPH09202933A (ja) | 1997-08-05 |
Family
ID=11753294
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1054796A Withdrawn JPH09202933A (ja) | 1996-01-25 | 1996-01-25 | 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09202933A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6461454B2 (en) | 2000-04-20 | 2002-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof |
| JP2007177308A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-07-12 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金押出材および鍛造材、該押出材および鍛造材の製造方法 |
| JP2007254809A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Aisin Keikinzoku Co Ltd | 衝撃吸収特性に優れ、かつ良好な焼入れ性を有するアルミニウム合金押出形材及びその製造方法 |
| WO2013115227A1 (ja) * | 2012-01-31 | 2013-08-08 | アイシン軽金属株式会社 | 耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
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-
1996
- 1996-01-25 JP JP1054796A patent/JPH09202933A/ja not_active Withdrawn
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