曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法
【目的】矯正工程を省略することができ、肌荒れを生じることなく曲げ加工を行うことを可能とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材を提供する。
【構成】Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする。
【構成】Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動二輪車などの輸送機においては、軽量性が重要であることから、高強度アルミニウム合金が多用されている。特に、２０１７合金や２０２４合金などに代表される２０００系アルミニウム合金は、疲労強度に優れることから構造部材への適用が多く、一般に、Ｔ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などの質別で用いられている。
【０００３】
輸送機の構造部材として用いられるアルミニウム合金材においては、用途によっては曲げ加工が施される。しかしながら、２０００系アルミニウム合金をＴ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などに調質して曲げ加工を行うと、強度が高すぎるため、曲げ加工で割れが発生したり、スプリングバックが大きいために形状凍結性に劣るなどの問題がある。
【０００４】
そのため、一般にはＯ調質にして曲げ加工を行った後に、溶体化処理および焼入れを行い、Ｔ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などに調質しているが、焼入れの際に変形が生じ、矯正が必要となるため、コスト高となるという難点があり、矯正工程省略によるコスト低減が求められている。
【０００５】
例えば、曲げ加工して用いられる２０２４合金押出管のＴ４調質材についても、上述のような処理工程が行われるため、矯正工程省略によるコスト低減が求められており、さらに、２０２４合金押出管においては、一般に、材料内部は繊維状組織、表面付近は粗大再結晶組織であるため、曲げ加工の際に肌荒れが生じ、外観不良になる場合が多いため、組織制御により曲げ加工時の肌荒れを抑制することも課題となっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０４−０００３５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
発明者らは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材の曲げ加工における上記従来の問題を解決するために、種々の観点から検討を行った結果、材料内部のマトリックスのミクロ組織における平均結晶粒径、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、マトリックス中の析出物が結晶粒界を覆っている比率（析出物の粒界被覆率）が曲げ加工性に影響することを見出した。
【０００８】
本発明は、上記の知見に基づいてさらに試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、矯正工程を省略することができ、肌荒れを生じることなく曲げ加工を行うことを可能とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するための請求項１による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、Ｃｕ：１．０〜２．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする。
【００１０】
請求項２による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１において、前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＭｎ：０．３５％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１１】
請求項３による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１または２において、前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
請求項４による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることを特徴とする。
【００１３】
請求項５による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１〜４のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金材が管材であることを特徴とする。
【００１４】
請求項６による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項１〜５のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材を製造する方法であって、請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却し、ついで３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して、押出機のプラテン出側における製品速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上で、かつ押出比が３０以上になるよう熱間押出を行い、得られた押出材を室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行い、その後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を施し、さらに５３０℃以上５６０℃以下の温度で１０分以上の溶体化処理を行った後、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする。
【００１５】
請求項７による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６において、溶体化処理を行い、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、冷却後に室温で３％以下の引張矯正を行い、その後室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする。
【００１６】
請求項８による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６または７において、均質化処理した後、３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却して、熱間押出を行うことを特徴とする。
【００１７】
請求項９による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６〜８のいずれかにおいて、熱間押出した後、得られた押出材を３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、Ｔ４調質を行った後に曲げ加工を行うことができるから、矯正工程を省略することができ、組織制御により肌荒れを生じることなく曲げ加工を行うことができる曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材における合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
Ｃｕは、Ｍｇ原子と結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は１．０〜２．５％の範囲である。１．０％未満では強度が不十分となり、２．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。Ｃｕのさらに好ましい範囲は１．３〜２．２％、最も好ましい含有範囲は１．５〜２．０％である。
【００２０】
Ｍｇは、ＣｕおよびＳｉと結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．５〜１．５％の範囲である。０．５％未満では強度が不十分となり、１．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．７〜１．３％、最も好ましい含有範囲は０．８〜１．２％である。
【００２１】
Ｓｉは、Ｍｇと結合して強度を向上させるよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．５〜１．５％の範囲である。０．５％未満では強度が不十分となり、１．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れ生じ易くなる。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．２％、最も好ましい含有範囲は０．６〜１．０％である。
【００２２】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはいずれも必要に応じて選択的に添加される元素であり、その効果は押出加工中の再結晶を均一にし、結晶粒を微細にするよう機能する。これらの元素の好ましい含有量は、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下で、いずれも０％を含まない範囲である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖのうち１種でも含有しない場合には、後述のＦｅの含有量によっては、アルミニウム合金材の結晶粒が粗大になり、曲げ加工で肌荒れを生じることがある。これらの元素が上限を超えて含有すると、鋳造時に粗大晶出物を生じ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．０８％以下、Ｖ：０．０７％以下である。
【００２３】
ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、アルミニウム合金材の製造過程において、鋳造時の割れを抑制するよう機能する。好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下で、０％を含まない範囲である。それぞれ上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が増加して曲げ加工性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：２０ｐｐｍ以下である。
【００２４】
不可避不純物としてのＦｅはその含有量が多いほど、最終製品の結晶粒径を小さくする効果を有するが、一方で鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を生成して最終製品の曲げ加工性低下させることがある。そのためＦｅの含有量は極力少ない方が好ましいが、純度の高い地金を使用するとコストが上昇する。コストと曲げ加工性とのバランスを考慮すると、許容されるＦｅの含有範囲は０．５％以下である。また、不可避不純物としてのＺｎはその含有量が多くなると耐食性が低下するため、許容されるＺｎの含有量は０．２％以下である。
【００２５】
本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなることが好ましい。平均結晶粒径が２００μｍを超えると、曲げ加工時に肌荒れが生じ、外観不良となる。さらに好ましい平均結晶粒径は１５０μｍ以下であり、最も好ましい平均結晶粒径は１００μｍ以下である。
【００２６】
また、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることが好ましい。（引張強さ／耐力）の値が１．５未満では、曲げ加工時に割れを生じることがある。引張試験は、試験片形状として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した試験片を用いるのが好ましい。例えば板形状の場合には、５号試験片、１３Ａ試験片、１３Ｂ試験片、１４Ｂ試験片などが好適に用いられ、棒形状の場合には、２号試験片、４号試験片、１０号試験片、１４Ａ号試験片などが好適に用いられ、管形状の場合には、１１号試験片、１２Ａ号試験片、１２Ｂ号試験片、１２Ｃ号試験片などが好適に用いられる。また、これら以外の試験片形状も必要に応じて選定使用することができる。引張試験はＪＩＳ
Ｚ ２２４１に準拠して、室温で行われる。
【００２７】
さらに、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることが望ましい。本発明のアルミニウム合金材においては、Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系などの化合物が時効過程で析出するが、これらの析出物による粒界被覆率が３０％を超えると塑性加工時の粒界割れが生じ易くなり、曲げ加工で割れを生じることがある。
【００２８】
なお、析出物による粒界被覆率を測定する方法は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行う。ＴＥＭ組織観察用試験片の採取は、板形状の場合には幅および厚さ中央部から、棒形状の場合には径の中央部から、管形状の場合には厚さ中央部から、それぞれ厚さ約１ｍｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍｍの試験片を切断、採取する。その際、採取する試験片は、試験片の厚さ方向が、元の材料が板形状の場合には厚さ方向、棒形状の場合には直径方向、管形状の場合には厚さ方向に一致するように採取する。
【００２９】
また、厚さ、幅、長さがそれぞれ上記の寸法に満たない場合は、採取可能な最大寸法で良い。採取した試験片は、耐水研磨紙で約４０μｍまで研磨を行った後、ツインジェット研磨法によりＴＥＭ組織観察用薄片にする。ＴＥＭでは、結晶粒界を含む５０００倍の組織写真をそれぞれ２０〜３０枚撮影し、写真内の結晶粒界の合計長さＬ１と、粒界析出物の合計長さＬ２をそれぞれ測定し、（Ｌ２／Ｌ１）の値を計算することにより、析出物による粒界被覆率を求める。
【００３０】
次に、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法について説明する。
まず前記所定の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を溶解、鋳造して、ビレットに造塊し、得られたビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却する。均質化処理を行うことにより、鋳造時に晶出した化合物が分解され、最終製品の曲げ加工性が向上する。均質化処理温度が５２０℃未満の場合や均質化処理の保持時間が２時間未満の場合には、鋳造時に晶出した化合物の分解が不十分になるため、最終製品の延性が低下して良好な曲げ加工性が得られない。均質化処理温度が５６０℃を超えると、ビレットが局部溶解することがあり好ましくない。
【００３１】
均質化処理後のビレットは、取扱いのために一旦室温まで冷却したのち３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して押出加工を行う。均質化処理と押出加工を連続で処理できる設備の場合には、室温まで冷却しなくても押出温度の３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却し、そのまま押出加工を行うこともできる。
【００３２】
押出加工前のビレットの温度は、低温の方が最終製品の結晶粒が微細になるが、３００℃未満では変形抵抗が高くなり過ぎて、押出加工時に押詰まりを生じることがある。ビレットの温度が５００℃を超えると、押出中の加工発熱によって局部溶解を生じ、製品に割れを生じることがある。そのため、押出加工前のビレットの温度としては、押詰まりや局部溶解を生じない範囲で適正な温度が選択される。
【００３３】
さらに押出加工時の押出機のプラテン出側における製品速度は最終製品の結晶粒径に影響を及ぼす。製品内部のミクロ組織の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするためには、押出機のプラテン出側における製品速度を１０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。１０ｍ／ｍｉｎ未満では、最終製品の平均結晶粒径が２００μｍを超えることがあり、曲げ加工時に肌荒れを生じて外観不良となる。
【００３４】
押出比も最終製品の結晶粒径に影響を及ぼし、製品内部のミクロ組織の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするためには、押出比を３０以上とするのが好ましい。押出比が３０未満では、最終製品の平均結晶粒径が２００μｍを超えることがあり、曲げ加工時に肌荒れを生じて外観不良となる。
【００３５】
押出後の製品は、取扱いのために一旦室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し、この温度で３０分以上保持する軟化処理を行う。押出加工と軟化処理を連続で処理できる設備の場合には、押出後の製品を、軟化処理温度の３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し、この温度でそのまま軟化処理を行うこともできる。
【００３６】
軟化処理は後述の冷間加工を行うために必要な工程であり、その温度は３５０℃以上４００℃以下が好ましい。軟化処理温度が３５０℃未満では強度低下が不十分となり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。軟化処理温度が４００℃を超えると、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｓｉなどの主要添加元素が一部固溶するため強度が高くなり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。軟化処理の保持時間は３０分以上が好ましく、３０分未満では強度低下が不十分となり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。保持時間については特に上限を設けないが、エネルギーコストの観点からなるべく短時間が望ましい。
【００３７】
軟化処理後、室温まで冷却して冷間加工を行う。冷却方法としては、炉外での自然冷却や炉内冷却などが適宜選択される。軟化処理後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を行う。冷間加工は管材や丸棒の場合には、一般には引抜加工が行われる。また板形状の場合には、引抜加工あるいは圧延加工などが行われる。冷間加工の加工度が高いほど最終製品の結晶粒径が微細になるため好ましいが、高過ぎると加工割れを生じることから、製品形状によって適度な加工度が選択される。ただし加工度が１５％未満の場合には、最終製品の結晶粒径が大きくなりすぎ、２００μｍを超えることがあり好ましくない。
【００３８】
冷間加工後、溶体化処理および自然時効を行うことにより、Ｔ４に調質される。溶体化処理の温度は５３０℃以上５６０℃以下が好ましく、保持時間は１０分以上が好ましい。溶体化処理を行うことにより、材料内部まで再結晶が起こり平均結晶粒径が２００μｍ以下になる。溶体化処理の温度が５３０℃未満の場合や、保持時間が１０分未満の場合には、固溶が不十分となり、強度低下を生じることがあるとともに、引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５未満となって曲げ加工割れを生じることがある。溶体化処理温度が５６０℃を超えると溶融を生じることがある。
【００３９】
溶体化処理後、室温まで焼入れを行う。焼入れ時、溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とするのが好ましい。１０℃／秒未満では結晶粒界に析出が生じ、析出物による粒界被覆率が３０％を超えることがあり、曲げ加工性が低下するとともに、強度低下を生じることもある。なお、焼入れ後、捩れや曲がりをより一層改善するために、室温で３％以下の引張矯正を行うことができる。３％を超える引張矯正を行うと、耐力が高くなり過ぎて、（引張強さ／耐力）の比が１．５未満になることがあり、曲げ加工性が低下する。引張矯正量の下限は特に限定しないが、捩れや曲がりをより良く改善するためには、０．５％以上とするのがより好ましい。また、焼入れ後、引張矯正までの時間は２４時間以内とするのがより好ましい。焼入れ後、２４時間を超えてから引張矯正を行っても、最終的な材料特性には影響を及ぼさないが、製造仕掛りが増加することと、引張矯正の荷重が高くなるために、製造の観点から２４時間以内とすることがより望ましい。焼入れ後あるいは引張矯正後は７日以上の自然時効を行うことによりＴ４に調質される。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
【００４１】
実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｐ）の中空ビレット（外径２８０ｍｍ、内径８５ｍｍ）を用い、ビレットを、５４０℃で１０時間均質化処理した後、室温まで冷却し、再度３５０℃まで加熱して、間接押出法により外径９５ｍｍ、内径８５ｍｍのパイプ形状に押出加工（押出比３９．５）を行い、押出製品を室温まで冷却した。このとき、押出機のプラテン出側における製品速度を１５ｍ／ｍｉｎとした。
【００４２】
押出製品について３８０℃で１時間の軟化処理を行い、炉内で室温まで冷却後、室温で外径９０ｍｍ、内径８２ｍｍの形状に引抜加工（加工度２４％）を行った。引抜加工後、５４０℃に加熱保持した大気炉中に引抜加工製品を装入し、５４０℃の温度に３０分で昇温し、この温度に１０分間の保持した後、常温水中に焼入れを行った。焼入れにおいて、１００℃までの平均冷却速度は約１００℃／秒であった。焼入れ後、室温で７日間の自然時効を行い、試験材１〜１６を得た。
【００４３】
試験材１〜１６について、以下に示す方法で、試験材の内部の平均結晶粒径、引張強さと耐力の比（引張強さ／耐力）、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表２に示す。
【００４４】
結晶粒径：管状の試験材から長さ１０ｍｍ、外周長１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、長手方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行った後、アルミナ粉末で仕上げ研磨を行い、ケラー氏液でエッチングを行って、ミクロ組織観察用試料を作製し、各試料について、光学顕微鏡にて１００倍の組織写真を撮影し、その写真からＪＩＳ Ｈ ０５０１に規定する切断法にて円周方向および厚さ方向の結晶粒径を求め、その平均値を平均結晶粒径とする。
【００４５】
（引張強さ／耐力）：管状の試験材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した１２Ａ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して室温で引張試験を行い、引張強さおよび耐力を測定し、（引張強さ／耐力）の値を計算する。
【００４６】
析出物による粒界被覆率：管状試験材の厚さ中央部から厚さ約１ｍｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍｍの試験片を切断、採取し、耐水研磨紙で約４０μｍまで研磨を行った後、ツインジェット研磨法により透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）組織観察用試験片を作製し、各試験片について、ＴＥＭにて結晶粒界を含む５０００倍の組織写真をそれぞれ２０〜３０枚撮影し、写真内の結晶粒界の合計長さＬ１と、粒界析出物の合計長さＬ２を測定し、（Ｌ２／Ｌ１）の値を計算することにより析出物による粒界被覆率を求めた。
曲げ加工後の肌荒れ有無：管状の試験材（長さ１０００ｍｍ）を用い、長手方向に半径１０００ｍｍの曲率で曲げ加工を行い、目視で肌荒れの有無を観察した。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
表２にみられるように、試験材１〜１６はいずれも、試験材内部のミクロ組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下、（引張強さ／耐力）の値が１．５以上、析出物による粒界被覆率が３０％以下であり、曲げ加工において肌荒れが生じることなく、良好な曲げ加工性を示した。
【００５０】
実施例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄの中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、表３に示す条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れを行い、さらに室温で７日間の自然時効を行って、試験材１７〜２８を得た。
【００５１】
押出加工は間接押出法により行い、軟化処理後の冷却は炉内で行った。溶体化処理は、大気炉を用いて、表３に示す各温度に３０分で昇温し、この温度に表３に示す時間保持することにより行った。溶体化処理後、試験材２６のみは強制空冷による焼入れを行い、試験材２６以外の各試験材は常温水中に焼入れした。また、試験材２７は焼入れ１時間後に０．５％の引張矯正を行い、試験材２８は焼入れ２４時間後に３％の引張矯正を行った。
【００５２】
試験材１７〜２８について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表４に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
表４にみられるように、試験材１７〜２８はいずれも、試験材内部のミクロ組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下、（引張強さ／耐力）の値が１．５以上、析出物による粒界被覆率が３０％以下であり、曲げ加工において肌荒れが生じることなく、良好な曲げ加工性を示した。さらに、試験材１７〜２８にはいずれも、許容範囲を超える捻りや曲がりは認められず、特に、試験材２７、試験材２８においては、捻りや曲がりについてのより大きな改善効果が認められた。
【００５６】
比較例１
表５に示すアルミニウム合金（合金Ｐ〜Ｖ）の中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、実施例１と同一条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れ、自然時効を行い、試験材２９〜３５を得た。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５７】
試験材２９〜３５について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表６に示す。なお、表６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５８】
【表５】
【００５９】
【表６】
【００６０】
表６に示すように、試験材２９はＣｕ量、Ｍｇ量、Ｓｉ量が下限未満のため、強度が低かった。試験材３０はＣｕ量、Ｍｇ量、Ｓｉ量が上限を超えたため、（引張強さ／耐力）の値が下限を外れ、曲げ加工で割れが発生した。
【００６１】
試験材３１はＭｎ量が上限を超え、試験材３２はＣｒ量が上限を超え、試験材３３はＺｒ量が上限を超え、試験材３４はＶ量が上限を超え、また、試験材３５はＴｉ量およびＢ量が上限を超えたため、鋳造時に粗大晶出物を生成し、曲げ加工で割れが発生した。
【００６２】
比較例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄの中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、表７に示す条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れを行い、さらに室温で７日間の自然時効を行い、試験材３６〜５１を得た。なお、表７において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００６３】
押出加工は間接押出法により行い、軟化処理後の冷却は炉内で行った。溶体化処理は、大気炉を用いて、表７に示す各温度に３０分で昇温し、この温度に表７に示す時間保持することにより行った。溶体化処理後の焼入れは、試験材５０のみは空冷とし、試験材５０以外の試験材は常温水中に焼入れした。また、試験材５１は焼入してから１時間後に、室温で矯正量４％の引張矯正を行い、その後、室温で７日間の自然時効を行った。
【００６４】
試験材３６〜５１について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表８に示す。なお、表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００６５】
【表７】
【００６６】
【表８】
【００６７】
表８に示すように、試験材３６は均質化処理の保持温度が下限未満、試験材３７は均質化処理の保持時間が下限未満のため、いずれも曲げ加工で割れが発生した。試験材３８は均質化処理の保持温度が上限を超えたため、均質化処理で溶融が生じた。試験材３９は押出加工のビレット加熱温度が下限未満のため、押詰まりが発生した。試験材４０は押出加工のビレット加熱温度が上限を超えたため、押出加工で割れが発生した。
【００６８】
試験材４１は押出加工の製品速度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４２は押出の加工度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４３は軟化処理温度が下限未満のため、引抜加工で割れが発生した。試験材４４は軟化処理温度が上限を超えたため、引抜加工で割れが発生した。試験材４５は軟化処理の保持時間が下限未満のため、引抜加工で割れが発生した。
【００６９】
試験材４６は引抜加工の加工度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４７は溶体化処理の保持温度が下限未満のため、強度が低下するとともに、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。試験材４８は溶体化処理の保持温度が上限を超えたため、溶体化処理で溶融が生じた。試験材４９は溶体化処理の保持時間が下限未満のため、強度が低下するとともに、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。試験材５０は焼入れの冷却速度が下限未満のため、析出物による粒界被覆率が上限を超え、曲げ加工で割れが発生した。試験材５１は引張矯正量が上限を超えたため、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動二輪車などの輸送機においては、軽量性が重要であることから、高強度アルミニウム合金が多用されている。特に、２０１７合金や２０２４合金などに代表される２０００系アルミニウム合金は、疲労強度に優れることから構造部材への適用が多く、一般に、Ｔ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などの質別で用いられている。
【０００３】
輸送機の構造部材として用いられるアルミニウム合金材においては、用途によっては曲げ加工が施される。しかしながら、２０００系アルミニウム合金をＴ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などに調質して曲げ加工を行うと、強度が高すぎるため、曲げ加工で割れが発生したり、スプリングバックが大きいために形状凍結性に劣るなどの問題がある。
【０００４】
そのため、一般にはＯ調質にして曲げ加工を行った後に、溶体化処理および焼入れを行い、Ｔ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ８などに調質しているが、焼入れの際に変形が生じ、矯正が必要となるため、コスト高となるという難点があり、矯正工程省略によるコスト低減が求められている。
【０００５】
例えば、曲げ加工して用いられる２０２４合金押出管のＴ４調質材についても、上述のような処理工程が行われるため、矯正工程省略によるコスト低減が求められており、さらに、２０２４合金押出管においては、一般に、材料内部は繊維状組織、表面付近は粗大再結晶組織であるため、曲げ加工の際に肌荒れが生じ、外観不良になる場合が多いため、組織制御により曲げ加工時の肌荒れを抑制することも課題となっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０４−０００３５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
発明者らは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材の曲げ加工における上記従来の問題を解決するために、種々の観点から検討を行った結果、材料内部のマトリックスのミクロ組織における平均結晶粒径、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、マトリックス中の析出物が結晶粒界を覆っている比率（析出物の粒界被覆率）が曲げ加工性に影響することを見出した。
【０００８】
本発明は、上記の知見に基づいてさらに試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、矯正工程を省略することができ、肌荒れを生じることなく曲げ加工を行うことを可能とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するための請求項１による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、Ｃｕ：１．０〜２．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする。
【００１０】
請求項２による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１において、前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＭｎ：０．３５％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１１】
請求項３による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１または２において、前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
請求項４による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることを特徴とする。
【００１３】
請求項５による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材は、請求項１〜４のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金材が管材であることを特徴とする。
【００１４】
請求項６による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項１〜５のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材を製造する方法であって、請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却し、ついで３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して、押出機のプラテン出側における製品速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上で、かつ押出比が３０以上になるよう熱間押出を行い、得られた押出材を室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行い、その後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を施し、さらに５３０℃以上５６０℃以下の温度で１０分以上の溶体化処理を行った後、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする。
【００１５】
請求項７による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６において、溶体化処理を行い、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、冷却後に室温で３％以下の引張矯正を行い、その後室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする。
【００１６】
請求項８による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６または７において、均質化処理した後、３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却して、熱間押出を行うことを特徴とする。
【００１７】
請求項９による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法は、請求項６〜８のいずれかにおいて、熱間押出した後、得られた押出材を３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、Ｔ４調質を行った後に曲げ加工を行うことができるから、矯正工程を省略することができ、組織制御により肌荒れを生じることなく曲げ加工を行うことができる曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材における合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
Ｃｕは、Ｍｇ原子と結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は１．０〜２．５％の範囲である。１．０％未満では強度が不十分となり、２．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。Ｃｕのさらに好ましい範囲は１．３〜２．２％、最も好ましい含有範囲は１．５〜２．０％である。
【００２０】
Ｍｇは、ＣｕおよびＳｉと結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．５〜１．５％の範囲である。０．５％未満では強度が不十分となり、１．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．７〜１．３％、最も好ましい含有範囲は０．８〜１．２％である。
【００２１】
Ｓｉは、Ｍｇと結合して強度を向上させるよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．５〜１．５％の範囲である。０．５％未満では強度が不十分となり、１．５％を超えて含有すると強度が高くなり過ぎ、曲げ加工で割れ生じ易くなる。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．２％、最も好ましい含有範囲は０．６〜１．０％である。
【００２２】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはいずれも必要に応じて選択的に添加される元素であり、その効果は押出加工中の再結晶を均一にし、結晶粒を微細にするよう機能する。これらの元素の好ましい含有量は、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下で、いずれも０％を含まない範囲である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖのうち１種でも含有しない場合には、後述のＦｅの含有量によっては、アルミニウム合金材の結晶粒が粗大になり、曲げ加工で肌荒れを生じることがある。これらの元素が上限を超えて含有すると、鋳造時に粗大晶出物を生じ、曲げ加工で割れが生じ易くなる。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．０８％以下、Ｖ：０．０７％以下である。
【００２３】
ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、アルミニウム合金材の製造過程において、鋳造時の割れを抑制するよう機能する。好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下で、０％を含まない範囲である。それぞれ上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が増加して曲げ加工性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：２０ｐｐｍ以下である。
【００２４】
不可避不純物としてのＦｅはその含有量が多いほど、最終製品の結晶粒径を小さくする効果を有するが、一方で鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を生成して最終製品の曲げ加工性低下させることがある。そのためＦｅの含有量は極力少ない方が好ましいが、純度の高い地金を使用するとコストが上昇する。コストと曲げ加工性とのバランスを考慮すると、許容されるＦｅの含有範囲は０．５％以下である。また、不可避不純物としてのＺｎはその含有量が多くなると耐食性が低下するため、許容されるＺｎの含有量は０．２％以下である。
【００２５】
本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなることが好ましい。平均結晶粒径が２００μｍを超えると、曲げ加工時に肌荒れが生じ、外観不良となる。さらに好ましい平均結晶粒径は１５０μｍ以下であり、最も好ましい平均結晶粒径は１００μｍ以下である。
【００２６】
また、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることが好ましい。（引張強さ／耐力）の値が１．５未満では、曲げ加工時に割れを生じることがある。引張試験は、試験片形状として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した試験片を用いるのが好ましい。例えば板形状の場合には、５号試験片、１３Ａ試験片、１３Ｂ試験片、１４Ｂ試験片などが好適に用いられ、棒形状の場合には、２号試験片、４号試験片、１０号試験片、１４Ａ号試験片などが好適に用いられ、管形状の場合には、１１号試験片、１２Ａ号試験片、１２Ｂ号試験片、１２Ｃ号試験片などが好適に用いられる。また、これら以外の試験片形状も必要に応じて選定使用することができる。引張試験はＪＩＳ
Ｚ ２２４１に準拠して、室温で行われる。
【００２７】
さらに、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材においては、材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることが望ましい。本発明のアルミニウム合金材においては、Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系などの化合物が時効過程で析出するが、これらの析出物による粒界被覆率が３０％を超えると塑性加工時の粒界割れが生じ易くなり、曲げ加工で割れを生じることがある。
【００２８】
なお、析出物による粒界被覆率を測定する方法は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行う。ＴＥＭ組織観察用試験片の採取は、板形状の場合には幅および厚さ中央部から、棒形状の場合には径の中央部から、管形状の場合には厚さ中央部から、それぞれ厚さ約１ｍｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍｍの試験片を切断、採取する。その際、採取する試験片は、試験片の厚さ方向が、元の材料が板形状の場合には厚さ方向、棒形状の場合には直径方向、管形状の場合には厚さ方向に一致するように採取する。
【００２９】
また、厚さ、幅、長さがそれぞれ上記の寸法に満たない場合は、採取可能な最大寸法で良い。採取した試験片は、耐水研磨紙で約４０μｍまで研磨を行った後、ツインジェット研磨法によりＴＥＭ組織観察用薄片にする。ＴＥＭでは、結晶粒界を含む５０００倍の組織写真をそれぞれ２０〜３０枚撮影し、写真内の結晶粒界の合計長さＬ１と、粒界析出物の合計長さＬ２をそれぞれ測定し、（Ｌ２／Ｌ１）の値を計算することにより、析出物による粒界被覆率を求める。
【００３０】
次に、本発明による曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法について説明する。
まず前記所定の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を溶解、鋳造して、ビレットに造塊し、得られたビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却する。均質化処理を行うことにより、鋳造時に晶出した化合物が分解され、最終製品の曲げ加工性が向上する。均質化処理温度が５２０℃未満の場合や均質化処理の保持時間が２時間未満の場合には、鋳造時に晶出した化合物の分解が不十分になるため、最終製品の延性が低下して良好な曲げ加工性が得られない。均質化処理温度が５６０℃を超えると、ビレットが局部溶解することがあり好ましくない。
【００３１】
均質化処理後のビレットは、取扱いのために一旦室温まで冷却したのち３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して押出加工を行う。均質化処理と押出加工を連続で処理できる設備の場合には、室温まで冷却しなくても押出温度の３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却し、そのまま押出加工を行うこともできる。
【００３２】
押出加工前のビレットの温度は、低温の方が最終製品の結晶粒が微細になるが、３００℃未満では変形抵抗が高くなり過ぎて、押出加工時に押詰まりを生じることがある。ビレットの温度が５００℃を超えると、押出中の加工発熱によって局部溶解を生じ、製品に割れを生じることがある。そのため、押出加工前のビレットの温度としては、押詰まりや局部溶解を生じない範囲で適正な温度が選択される。
【００３３】
さらに押出加工時の押出機のプラテン出側における製品速度は最終製品の結晶粒径に影響を及ぼす。製品内部のミクロ組織の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするためには、押出機のプラテン出側における製品速度を１０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。１０ｍ／ｍｉｎ未満では、最終製品の平均結晶粒径が２００μｍを超えることがあり、曲げ加工時に肌荒れを生じて外観不良となる。
【００３４】
押出比も最終製品の結晶粒径に影響を及ぼし、製品内部のミクロ組織の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするためには、押出比を３０以上とするのが好ましい。押出比が３０未満では、最終製品の平均結晶粒径が２００μｍを超えることがあり、曲げ加工時に肌荒れを生じて外観不良となる。
【００３５】
押出後の製品は、取扱いのために一旦室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し、この温度で３０分以上保持する軟化処理を行う。押出加工と軟化処理を連続で処理できる設備の場合には、押出後の製品を、軟化処理温度の３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し、この温度でそのまま軟化処理を行うこともできる。
【００３６】
軟化処理は後述の冷間加工を行うために必要な工程であり、その温度は３５０℃以上４００℃以下が好ましい。軟化処理温度が３５０℃未満では強度低下が不十分となり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。軟化処理温度が４００℃を超えると、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｓｉなどの主要添加元素が一部固溶するため強度が高くなり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。軟化処理の保持時間は３０分以上が好ましく、３０分未満では強度低下が不十分となり、次工程の冷間加工で割れを生じることがある。保持時間については特に上限を設けないが、エネルギーコストの観点からなるべく短時間が望ましい。
【００３７】
軟化処理後、室温まで冷却して冷間加工を行う。冷却方法としては、炉外での自然冷却や炉内冷却などが適宜選択される。軟化処理後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を行う。冷間加工は管材や丸棒の場合には、一般には引抜加工が行われる。また板形状の場合には、引抜加工あるいは圧延加工などが行われる。冷間加工の加工度が高いほど最終製品の結晶粒径が微細になるため好ましいが、高過ぎると加工割れを生じることから、製品形状によって適度な加工度が選択される。ただし加工度が１５％未満の場合には、最終製品の結晶粒径が大きくなりすぎ、２００μｍを超えることがあり好ましくない。
【００３８】
冷間加工後、溶体化処理および自然時効を行うことにより、Ｔ４に調質される。溶体化処理の温度は５３０℃以上５６０℃以下が好ましく、保持時間は１０分以上が好ましい。溶体化処理を行うことにより、材料内部まで再結晶が起こり平均結晶粒径が２００μｍ以下になる。溶体化処理の温度が５３０℃未満の場合や、保持時間が１０分未満の場合には、固溶が不十分となり、強度低下を生じることがあるとともに、引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５未満となって曲げ加工割れを生じることがある。溶体化処理温度が５６０℃を超えると溶融を生じることがある。
【００３９】
溶体化処理後、室温まで焼入れを行う。焼入れ時、溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とするのが好ましい。１０℃／秒未満では結晶粒界に析出が生じ、析出物による粒界被覆率が３０％を超えることがあり、曲げ加工性が低下するとともに、強度低下を生じることもある。なお、焼入れ後、捩れや曲がりをより一層改善するために、室温で３％以下の引張矯正を行うことができる。３％を超える引張矯正を行うと、耐力が高くなり過ぎて、（引張強さ／耐力）の比が１．５未満になることがあり、曲げ加工性が低下する。引張矯正量の下限は特に限定しないが、捩れや曲がりをより良く改善するためには、０．５％以上とするのがより好ましい。また、焼入れ後、引張矯正までの時間は２４時間以内とするのがより好ましい。焼入れ後、２４時間を超えてから引張矯正を行っても、最終的な材料特性には影響を及ぼさないが、製造仕掛りが増加することと、引張矯正の荷重が高くなるために、製造の観点から２４時間以内とすることがより望ましい。焼入れ後あるいは引張矯正後は７日以上の自然時効を行うことによりＴ４に調質される。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
【００４１】
実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｐ）の中空ビレット（外径２８０ｍｍ、内径８５ｍｍ）を用い、ビレットを、５４０℃で１０時間均質化処理した後、室温まで冷却し、再度３５０℃まで加熱して、間接押出法により外径９５ｍｍ、内径８５ｍｍのパイプ形状に押出加工（押出比３９．５）を行い、押出製品を室温まで冷却した。このとき、押出機のプラテン出側における製品速度を１５ｍ／ｍｉｎとした。
【００４２】
押出製品について３８０℃で１時間の軟化処理を行い、炉内で室温まで冷却後、室温で外径９０ｍｍ、内径８２ｍｍの形状に引抜加工（加工度２４％）を行った。引抜加工後、５４０℃に加熱保持した大気炉中に引抜加工製品を装入し、５４０℃の温度に３０分で昇温し、この温度に１０分間の保持した後、常温水中に焼入れを行った。焼入れにおいて、１００℃までの平均冷却速度は約１００℃／秒であった。焼入れ後、室温で７日間の自然時効を行い、試験材１〜１６を得た。
【００４３】
試験材１〜１６について、以下に示す方法で、試験材の内部の平均結晶粒径、引張強さと耐力の比（引張強さ／耐力）、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表２に示す。
【００４４】
結晶粒径：管状の試験材から長さ１０ｍｍ、外周長１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、長手方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行った後、アルミナ粉末で仕上げ研磨を行い、ケラー氏液でエッチングを行って、ミクロ組織観察用試料を作製し、各試料について、光学顕微鏡にて１００倍の組織写真を撮影し、その写真からＪＩＳ Ｈ ０５０１に規定する切断法にて円周方向および厚さ方向の結晶粒径を求め、その平均値を平均結晶粒径とする。
【００４５】
（引張強さ／耐力）：管状の試験材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した１２Ａ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して室温で引張試験を行い、引張強さおよび耐力を測定し、（引張強さ／耐力）の値を計算する。
【００４６】
析出物による粒界被覆率：管状試験材の厚さ中央部から厚さ約１ｍｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍｍの試験片を切断、採取し、耐水研磨紙で約４０μｍまで研磨を行った後、ツインジェット研磨法により透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）組織観察用試験片を作製し、各試験片について、ＴＥＭにて結晶粒界を含む５０００倍の組織写真をそれぞれ２０〜３０枚撮影し、写真内の結晶粒界の合計長さＬ１と、粒界析出物の合計長さＬ２を測定し、（Ｌ２／Ｌ１）の値を計算することにより析出物による粒界被覆率を求めた。
曲げ加工後の肌荒れ有無：管状の試験材（長さ１０００ｍｍ）を用い、長手方向に半径１０００ｍｍの曲率で曲げ加工を行い、目視で肌荒れの有無を観察した。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
表２にみられるように、試験材１〜１６はいずれも、試験材内部のミクロ組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下、（引張強さ／耐力）の値が１．５以上、析出物による粒界被覆率が３０％以下であり、曲げ加工において肌荒れが生じることなく、良好な曲げ加工性を示した。
【００５０】
実施例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄの中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、表３に示す条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れを行い、さらに室温で７日間の自然時効を行って、試験材１７〜２８を得た。
【００５１】
押出加工は間接押出法により行い、軟化処理後の冷却は炉内で行った。溶体化処理は、大気炉を用いて、表３に示す各温度に３０分で昇温し、この温度に表３に示す時間保持することにより行った。溶体化処理後、試験材２６のみは強制空冷による焼入れを行い、試験材２６以外の各試験材は常温水中に焼入れした。また、試験材２７は焼入れ１時間後に０．５％の引張矯正を行い、試験材２８は焼入れ２４時間後に３％の引張矯正を行った。
【００５２】
試験材１７〜２８について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表４に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
表４にみられるように、試験材１７〜２８はいずれも、試験材内部のミクロ組織の平均結晶粒径が２００μｍ以下、（引張強さ／耐力）の値が１．５以上、析出物による粒界被覆率が３０％以下であり、曲げ加工において肌荒れが生じることなく、良好な曲げ加工性を示した。さらに、試験材１７〜２８にはいずれも、許容範囲を超える捻りや曲がりは認められず、特に、試験材２７、試験材２８においては、捻りや曲がりについてのより大きな改善効果が認められた。
【００５６】
比較例１
表５に示すアルミニウム合金（合金Ｐ〜Ｖ）の中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、実施例１と同一条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れ、自然時効を行い、試験材２９〜３５を得た。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５７】
試験材２９〜３５について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表６に示す。なお、表６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５８】
【表５】
【００５９】
【表６】
【００６０】
表６に示すように、試験材２９はＣｕ量、Ｍｇ量、Ｓｉ量が下限未満のため、強度が低かった。試験材３０はＣｕ量、Ｍｇ量、Ｓｉ量が上限を超えたため、（引張強さ／耐力）の値が下限を外れ、曲げ加工で割れが発生した。
【００６１】
試験材３１はＭｎ量が上限を超え、試験材３２はＣｒ量が上限を超え、試験材３３はＺｒ量が上限を超え、試験材３４はＶ量が上限を超え、また、試験材３５はＴｉ量およびＢ量が上限を超えたため、鋳造時に粗大晶出物を生成し、曲げ加工で割れが発生した。
【００６２】
比較例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄの中空ビレット（外径φ２８０ｍｍ、内径φ８５ｍｍ）を用い、ビレットについて、表７に示す条件で均質化処理、押出加工、軟化処理、引抜加工、溶体化処理、焼入れを行い、さらに室温で７日間の自然時効を行い、試験材３６〜５１を得た。なお、表７において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００６３】
押出加工は間接押出法により行い、軟化処理後の冷却は炉内で行った。溶体化処理は、大気炉を用いて、表７に示す各温度に３０分で昇温し、この温度に表７に示す時間保持することにより行った。溶体化処理後の焼入れは、試験材５０のみは空冷とし、試験材５０以外の試験材は常温水中に焼入れした。また、試験材５１は焼入してから１時間後に、室温で矯正量４％の引張矯正を行い、その後、室温で７日間の自然時効を行った。
【００６４】
試験材３６〜５１について、実施例１と同様の方法で平均結晶粒径、（引張強さ／耐力）の値、析出物による粒界被覆率、曲げ加工後の肌荒れ有無の調査を行った。結果を表８に示す。なお、表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００６５】
【表７】
【００６６】
【表８】
【００６７】
表８に示すように、試験材３６は均質化処理の保持温度が下限未満、試験材３７は均質化処理の保持時間が下限未満のため、いずれも曲げ加工で割れが発生した。試験材３８は均質化処理の保持温度が上限を超えたため、均質化処理で溶融が生じた。試験材３９は押出加工のビレット加熱温度が下限未満のため、押詰まりが発生した。試験材４０は押出加工のビレット加熱温度が上限を超えたため、押出加工で割れが発生した。
【００６８】
試験材４１は押出加工の製品速度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４２は押出の加工度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４３は軟化処理温度が下限未満のため、引抜加工で割れが発生した。試験材４４は軟化処理温度が上限を超えたため、引抜加工で割れが発生した。試験材４５は軟化処理の保持時間が下限未満のため、引抜加工で割れが発生した。
【００６９】
試験材４６は引抜加工の加工度が下限未満のため、平均結晶粒径が上限を超え、曲げ加工で肌荒れが発生した。試験材４７は溶体化処理の保持温度が下限未満のため、強度が低下するとともに、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。試験材４８は溶体化処理の保持温度が上限を超えたため、溶体化処理で溶融が生じた。試験材４９は溶体化処理の保持時間が下限未満のため、強度が低下するとともに、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。試験材５０は焼入れの冷却速度が下限未満のため、析出物による粒界被覆率が上限を超え、曲げ加工で割れが発生した。試験材５１は引張矯正量が上限を超えたため、（引張強さ／耐力）の値が下限未満となり、曲げ加工で割れが発生した。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：１．０〜２．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＭｎ：０．３５％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項３】
前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項４】
前記材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項５】
前記アルミニウム合金材が管材であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却し、ついで３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して、押出機のプラテン出側における製品速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上で、かつ押出比が３０以上になるよう熱間押出を行い、得られた押出材を室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行い、その後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を施し、さらに５３０℃以上５６０℃以下の温度で１０分以上の溶体化処理を行った後、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項７】
溶体化処理を行い、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、冷却後に室温で３％以下の引張矯正を行い、その後室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする請求項６記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項８】
均質化処理した後、３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却して、熱間押出を行うことを特徴とする請求項６または７に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項９】
熱間押出した後、得られた押出材を３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行うことを特徴とする請求項６〜８のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項１】
Ｃｕ：１．０〜２．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質材であって、材料内部のマトリックスのミクロ組織が平均結晶粒径２００μｍ以下の再結晶粒からなり、材料について引張試験を行った場合における引張強さと耐力の比、（引張強さ／耐力）が１．５以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＭｎ：０．３５％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項３】
前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項４】
前記材料内部のマトリックス中の析出物による粒界被覆率が３０％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項５】
前記アルミニウム合金材が管材であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のビレットを、５２０℃以上５６０℃以下の温度で２時間以上均質化処理した後、室温まで冷却し、ついで３００℃以上５００℃以下の温度に加熱して、押出機のプラテン出側における製品速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上で、かつ押出比が３０以上になるよう熱間押出を行い、得られた押出材を室温まで冷却したのち３５０℃以上４００℃以下の温度に加熱し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行い、その後、室温で加工度１５％以上の冷間加工を施し、さらに５３０℃以上５６０℃以下の温度で１０分以上の溶体化処理を行った後、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項７】
溶体化処理を行い、１００℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上として室温まで冷却し、冷却後に室温で３％以下の引張矯正を行い、その後室温で７日以上の自然時効を行うことを特徴とする請求項６記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項８】
均質化処理した後、３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却して、熱間押出を行うことを特徴とする請求項６または７に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項９】
熱間押出した後、得られた押出材を３５０℃以上４００℃以下の温度まで冷却し該温度で３０分以上保持する軟化処理を行うことを特徴とする請求項６〜８のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【公開番号】特開２０１３−７１１５（Ｐ２０１３−７１１５Ａ）
【公開日】平成２５年１月１０日（２０１３．１．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２２０７８５（Ｐ２０１１−２２０７８５）
【出願日】平成２３年１０月５日（２０１１．１０．５）
【出願人】（０００００２２７７）住友軽金属工業株式会社 (552)
【公開日】平成２５年１月１０日（２０１３．１．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１０月５日（２０１１．１０．５）
【出願人】（０００００２２７７）住友軽金属工業株式会社 (552)
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