JPH09209068A - 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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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 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アルミニ
ウム合金を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：０．３〜１．６％，Ｓ
ｉ：０．４〜１．６％，Ｓｎ：０．０２〜０．０８％を
含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量とＭｇ2 Ｓｉバランス組成よ
りも過剰なＳｉ量が（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２
×（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，Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，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３００ＭＰａ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。
両、電気機器、建築用等の材料に適した高強度アルミニ
ウム合金を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：０．３〜１．６％，Ｓ
ｉ：０．４〜１．６％，Ｓｎ：０．０２〜０．０８％を
含有し、かつＭｇ2 Ｓｉ量とＭｇ2 Ｓｉバランス組成よ
りも過剰なＳｉ量が（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２
×（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，Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，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３００ＭＰａ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、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、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））。一
方、時効処理後の強度を上昇させるには、Ｍｇ 2 Ｓｉ量
や過剰Ｓｉ量を増大させる必要がある。このように、焼
入性の向上と時効処理後の高強度を両立させることはこ
れまで困難とされてきた。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
ぼす合金成分および添加元素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、ＣｕおよびＳｎを添加し、さらに、Ｍｇ 2 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。
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））。一
方、時効処理後の強度を上昇させるには、Ｍｇ 2 Ｓｉ量
や過剰Ｓｉ量を増大させる必要がある。このように、焼
入性の向上と時効処理後の高強度を両立させることはこ
れまで困難とされてきた。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
ぼす合金成分および添加元素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、ＣｕおよびＳｎを添加し、さらに、Ｍｇ 2 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。
【０００５】すなわち、本発明は、（１）重量％で、 Ｍｇ：０．３〜１．６％ Ｓｉ：０．４〜１．６％ Ｓｎ：０．０２〜０．０８％ 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、 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（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。
ランス組成よりも過剰なＳｉ量（重量％）が、 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（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。
【０００６】（２）上記（１）記載のアルミニウム合金
において、さらに、 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。
において、さらに、 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。
【０００７】（３）重量％で、 Ｍｇ：０．３〜１．６％ Ｓｉ：０．４〜１．６％ Ｃｕ：０．３〜１．０％ Ｓｎ：０．０２〜０．０８％ 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、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧
１．０−１．２×（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。
ランス組成よりも過剰なＳｉ量（重量％）が、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧
１．０−１．２×（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。
【０００８】（４）上記（３）記載のアルミニウム合金
において、さらに、 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、 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。
【０００９】
【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。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０．３％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、１．６％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０．３〜１．６％の範囲内とした。
まず、成分組成の限定理由を述べる。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０．３％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、１．６％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０．３〜１．６％の範囲内とした。
【００１０】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０．４％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
度が得られず、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０．４〜１．６％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０．４％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
度が得られず、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０．４〜１．６％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。
【００１１】Ｓｎ：Ｓｎは本発明での焼入性を確保する
ための必須の元素である。従来、Ｓｎは低温時効を抑制
するが、高温時効を促進させるため、焼入性にとっては
不利な元素とされてきた（たとえば、「アルミニウムお
よびその合金材料中の微量元素と諸性質」（軽金属学会
・研究部会報告、１９８３））。しかしながら、本発明
者が本系合金の焼入性に及ぼすＳｎ添加量の影響を詳細
に調査した結果、０．０８％以下の添加量であれば、焼
入性を低下させることなく、逆に向上させることが明ら
かとなった。０．０８％を越えると焼入性が低下するば
かりでなく、耐食性も低下する。なお、０．０２％未満
の添加では上記のような焼入性向上の効果は現れなかっ
た。従って、Ｓｎの添加量は０．０２〜０．０８％とし
た。
ための必須の元素である。従来、Ｓｎは低温時効を抑制
するが、高温時効を促進させるため、焼入性にとっては
不利な元素とされてきた（たとえば、「アルミニウムお
よびその合金材料中の微量元素と諸性質」（軽金属学会
・研究部会報告、１９８３））。しかしながら、本発明
者が本系合金の焼入性に及ぼすＳｎ添加量の影響を詳細
に調査した結果、０．０８％以下の添加量であれば、焼
入性を低下させることなく、逆に向上させることが明ら
かとなった。０．０８％を越えると焼入性が低下するば
かりでなく、耐食性も低下する。なお、０．０２％未満
の添加では上記のような焼入性向上の効果は現れなかっ
た。従って、Ｓｎの添加量は０．０２〜０．０８％とし
た。
【００１２】Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強
度を高める元素であり、Ｃｕ量が多いほど時効処理後の
強度は高くなる。Ｍｇ2 Ｓｉ量や過剰Ｓｉ量が高くてＴ
６処理によって３００ＭＰａ以上の引張強さが確保でき
る場合には、Ｃｕは特に添加する必要はないが、添加す
れば強度はさらに高くなる。これに対して、Ｍｇ2 Ｓｉ
量や過剰Ｓｉ量が低くて、これだけではＴ６処理後の引
張強さが３００ＭＰａに到達しない場合にはＣｕの添加
によって強度を向上させることが必須となる。
度を高める元素であり、Ｃｕ量が多いほど時効処理後の
強度は高くなる。Ｍｇ2 Ｓｉ量や過剰Ｓｉ量が高くてＴ
６処理によって３００ＭＰａ以上の引張強さが確保でき
る場合には、Ｃｕは特に添加する必要はないが、添加す
れば強度はさらに高くなる。これに対して、Ｍｇ2 Ｓｉ
量や過剰Ｓｉ量が低くて、これだけではＴ６処理後の引
張強さが３００ＭＰａに到達しない場合にはＣｕの添加
によって強度を向上させることが必須となる。
【００１３】ここで、Ｍｇ2 Ｓｉ量、過剰Ｓｉ量および
Ｃｕ量の関係について説明する。本発明者がＴ６処理後
の引張強さに及ぼすＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の影
響を調査した結果、Ｍｇ2 Ｓｉ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３００Ｍ
Ｐａを越えることが明らかになった。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（過剰Ｓｉ量） ・・・（１） 従って、上記（１）式を満足する場合には、Ｃｕの添加
は必須ではないが、添加すれば強度はさらに高くなる。
Ｃｕ量の関係について説明する。本発明者がＴ６処理後
の引張強さに及ぼすＭｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量の影
響を調査した結果、Ｍｇ2 Ｓｉ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３００Ｍ
Ｐａを越えることが明らかになった。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（過剰Ｓｉ量） ・・・（１） 従って、上記（１）式を満足する場合には、Ｃｕの添加
は必須ではないが、添加すれば強度はさらに高くなる。
【００１４】この場合、０．０５％未満では強度向上の
効果はなく、１．０％を越えると耐食性が低下する。よ
って、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（過剰Ｓｉ量） なる関係式を満足する場合のＣｕの添加量は０．０５〜
１．０％とした。つぎに、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ
量が上記（１）式を満足しない場合には、Ｃｕ添加によ
って強度を向上させる必要がある。この場合、耐食性か
ら規定されるＣｕ量の上限である１．０％を添加しても
Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が次式（２）を満足しな
い場合にはＴ６処理後の引張強さが３００ＭＰａに到達
しない。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．０−１．２×（過剰Ｓｉ量） ・・・・（２）
効果はなく、１．０％を越えると耐食性が低下する。よ
って、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（過剰Ｓｉ量） なる関係式を満足する場合のＣｕの添加量は０．０５〜
１．０％とした。つぎに、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ
量が上記（１）式を満足しない場合には、Ｃｕ添加によ
って強度を向上させる必要がある。この場合、耐食性か
ら規定されるＣｕ量の上限である１．０％を添加しても
Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が次式（２）を満足しな
い場合にはＴ６処理後の引張強さが３００ＭＰａに到達
しない。 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．０−１．２×（過剰Ｓｉ量） ・・・・（２）
【００１５】また、上記（２）式は満足するが、（１）
式を満足しない場合、すなわち、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．０−１．２ ×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・・・・（３） を満足する場合、この範囲内でＭｇ2 Ｓｉ量および過剰
Ｓｉ量を上限まで含有すると、０．４％以上のＣｕ添加
でＴ６処理後の引張強さは３００ＭＰａを越える。従っ
て、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧
１．０−１．２×（過剰Ｓｉ量） なる関係式を満足する場合のＣｕの添加量は０．４〜
１．０％とした。
式を満足しない場合、すなわち、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．０−１．２ ×（過剰Ｓｉ量） ・・・・・・・・（３） を満足する場合、この範囲内でＭｇ2 Ｓｉ量および過剰
Ｓｉ量を上限まで含有すると、０．４％以上のＣｕ添加
でＴ６処理後の引張強さは３００ＭＰａを越える。従っ
て、Ｍｇ2 Ｓｉ量および過剰Ｓｉ量が、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧
１．０−１．２×（過剰Ｓｉ量） なる関係式を満足する場合のＣｕの添加量は０．４〜
１．０％とした。
【００１６】上記の基本組成以外に、Ｚｎ，Ｍｎ，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。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、Ｚｎ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。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、Ｚｎを添加する場合のＺｎ量は０．
０３〜１．５％の範囲内とした。
【００１７】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。
【００１８】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。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、ＣｕおよびＳｎを添加し、
さらにＭｇ2 Ｓｉ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。
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。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、ＣｕおよびＳｎを添加し、
さらにＭｇ2 Ｓｉ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。
【００１９】
【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。
【００２０】
【表１】
【００２１】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。
【００２２】
【表２】
【００２３】Ｎｏ．１〜３０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。
【００２４】これに対して、Ｎｏ．３１〜３９および４
１〜４５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．３１および３２は焼入
性、耐食性、押出性および曲げ加工性は良好であるがＴ
６処理後の強度が低く、Ｎｏ．３３は強度、焼入性およ
び耐食性には優れているが、押出性および曲げ加工性に
劣り、Ｎｏ．３４〜３９は焼入性に劣る。
１〜４５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．３１および３２は焼入
性、耐食性、押出性および曲げ加工性は良好であるがＴ
６処理後の強度が低く、Ｎｏ．３３は強度、焼入性およ
び耐食性には優れているが、押出性および曲げ加工性に
劣り、Ｎｏ．３４〜３９は焼入性に劣る。
【００２５】Ｎｏ．４１焼入性、押出性および曲げ加工
性に優れているが、Ｔ６処理後の引張強さが３００ＭＰ
ａに達しない。また、Ｎｏ．４１〜４５は強度、焼入性
および耐食性のいずれにおいても劣っている。Ｎｏ．４
０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．Ｔ６処理後の強度が
３００ＭＰａに満たなかった。
性に優れているが、Ｔ６処理後の引張強さが３００ＭＰ
ａに達しない。また、Ｎｏ．４１〜４５は強度、焼入性
および耐食性のいずれにおいても劣っている。Ｎｏ．４
０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．Ｔ６処理後の強度が
３００ＭＰａに満たなかった。
【００２６】
【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３００ＭＰａ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３００ＭＰａ以上
の高強度アルミニウム合金を得ることができる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｍｇ：０．３〜１．６％ Ｓｉ：０．４〜１．６％ Ｓｎ：０．０２〜０．０８％ 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、 （Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧１．６−１．２×（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、 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。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｍｇ：０．３〜１．６％ Ｓｉ：０．４〜１．６％ Ｃｕ：０．３〜１．０％ Ｓｎ：０．０２〜０．０８％ 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、 １．６−１．２×（過剰Ｓｉ量）≧（Ｍｇ2 Ｓｉ量）≧
１．０−１．２×（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４】 請求項１記載のアルミニウム合金におい
て、さらに、 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 |
|---|---|---|---|
| JP1643996A JPH09209068A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP1643996A JPH09209068A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209068A true JPH09209068A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=11916273
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1643996A Withdrawn JPH09209068A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 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) | JPH09209068A (ja) |
Cited By (4)
| 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 |
| KR20180095591A (ko) * | 2015-12-18 | 2018-08-27 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| US10538834B2 (en) | 2015-12-18 | 2020-01-21 | Novelis Inc. | High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| CN112725666A (zh) * | 2020-11-24 | 2021-04-30 | 宁波科诺精工科技有限公司 | 一种具有冷镦不开裂效果的铝合金 |
-
1996
- 1996-02-01 JP JP1643996A patent/JPH09209068A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| 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 |
| KR20180095591A (ko) * | 2015-12-18 | 2018-08-27 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| JP2019501288A (ja) * | 2015-12-18 | 2019-01-17 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 |
| US10513766B2 (en) | 2015-12-18 | 2019-12-24 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US10538834B2 (en) | 2015-12-18 | 2020-01-21 | Novelis Inc. | High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| EP3390678B1 (en) | 2015-12-18 | 2020-11-25 | Novelis, Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US12043887B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-07-23 | Novelis Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| CN112725666A (zh) * | 2020-11-24 | 2021-04-30 | 宁波科诺精工科技有限公司 | 一种具有冷镦不开裂效果的铝合金 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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