DE112008000587T5 - Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung - Google Patents

Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung Download PDF

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Yoshiya Inabe-shi Inagaki
Manabu Kobe-shi Nakai
Atsumi Inabe-shi Fukuda
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Abstract

Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung, das eine Aluminiumlegierung umfasst, die, bezogen auf die Masse, Mg: 0,6 bis 1,0%, Si: 0,8 bis 1,4%, Mn: 0,4 bis 1,0%, Fe: 0,05 bis 0,35%, Zn: 0,1% oder weniger, Cu: 0,2% oder weniger, Cr: 0,35% oder weniger, Zr: 0,25% oder weniger und Ti: 0,01 bis 0,1% enthält, wobei der Rest aus Al und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, und eine Wasserstoffgaskonzentration von 0,25 ml/100 g Al oder weniger aufweist, wobei der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr 0,15% oder weniger beträgt, der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung 20% oder weniger beträgt, und ein Größenverteilungsindexwert, der durch V/r definiert ist, von dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung (V: der Flächenanteil [%] der dispergierten Teilchen und r: der durchschnittliche Radius [nm] der dispergierten Teilchen) 0,20 oder mehr beträgt.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung, die für Strukturmaterialien oder Strukturteile von Transportmaschinen, wie z. B. Automobilen, und insbesondere für Bodengruppenteile verwendet werden.
  • Stand der Technik
  • Herkömmlich wurde im Hinblick auf globale Umweltprobleme, die durch Abgase oder dergleichen verursacht werden, versucht, eine Verbesserung beim Kraftstoffverbrauch durch Verringern des Karosseriegewichts von Transportmaschinen, wie z. B. Automobilen, zu erreichen. Daher werden insbesondere Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung, die aus einer Aluminiumlegierung der AA- oder 6000-Reihe (Al-Mg-Si-Reihe) gemäß dem JIS-Standard und dergleichen zusammengesetzt sind, für Strukturmaterialien oder Strukturteile von Transportmaschinen, wie z. B. Automobile, und insbesondere für Bodengruppenteile, wie z. B. obere Lenker und untere Lenker, verwendet. Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe weisen eine hohe Festigkeit, eine hohe Zähigkeit und eine vergleichsweise hervorragende Korrosionsbeständigkeit auf. Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe weisen aufgrund der geringen Anzahl an Legierungselementen auch eine hervorragende Rezyklierbarkeit sowie eine einfache Wiederverwendbarkeit von Altmetallen als geschmolzene Ausgangsmaterialien einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe auf.
  • Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe werden durch Warmschmieden (Gesenkschmieden), wie z. B. mechanisches Schmieden oder hydraulisches Schmieden, nach einer Homogenisierungswärmebehandlung eines Gussmaterials aus einer Aluminiumlegierung und dann Durchführen einer sogenannten Anlassbehandlung, einschließlich einer Lösungs- und Abschreckbehandlung, und einer künstlichen Alterungsbehandlung hergestellt. Als Ausgangsmaterial zum Schmieden kann neben dem vorstehend genannten Gussmaterial auch ein extrudiertes Material verwendet werden, das durch einmaliges Extrudieren eines Gussmaterials erhalten wird.
  • Zur Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit der Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung wurden verschiedene Versuche zur Verbesserung der Mikrostrukturen der Schmiedestücke unternommen. Beispielsweise wurde in den Patentdokumenten 1 und 2 vorgeschlagen, die durchschnittliche Korngröße der Kristallausscheidungen (kristallisierte Substanzen oder Ausscheidungen) eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe auf 8 μm oder weniger zu vermindern und den Dendrit-Sekundärarmabstand (DAS) auf 40 μm oder weniger zu vermindern, um die Festigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung weiter zu erhöhen.
  • In den Patentdokumenten 3 bis 5 wurde vorgeschlagen, die Festigkeit und Zähigkeit eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung durch Kontrollieren der durchschnittlichen Korngröße, des durchschnittlichen Abstands oder dergleichen von Kristallausscheidungen in den Kristallkörnern eines Schmiedestücks aus einer Al-Legierung der 6000-Reihe oder an deren Korngrenzen zu erhöhen. Das Kontrollieren kann die Korrosionsbeständigkeit selbst für eine Korngrenzenkorrosion, eine Spannungsrissbildung oder dergleichen erhöhen. Zusätzlich zur Kontrolle dieser Kristallausscheidungen wurde auch vorgeschlagen, ein Übergangselement zuzusetzen, das den Effekt des Feinermachens von Kristallkörnern aufweist, wie z. B. Mn, Zr oder Cr, um die Kristallkörner feiner zu machen oder sie in Subkristallkörner umzuwandeln und die Bruchzähigkeits- und Dauerfestigkeits- bzw. Ermüdungseigenschaften zu verbessern.
  • Schmiedestücke aus einer Al-Legierung der 6000-Reihe neigen jedoch zur Erzeugung von groben Kristallkörnern durch eine Rekristallisation einer bearbeiteten Struktur in einem Schmiedeschritt und einem Lösungsbehandlungsschritt. Wenn die groben Kristallkörner erzeugt werden, kann eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit selbst durch Kontrollieren der Mikrostruktur nicht erreicht werden und auch die Korrosionsbeständigkeit wird vermindert. Darüber hinaus ist gemäß dieser Dokumente die Bearbeitungstemperatur beim Schmieden relativ niedrig und beträgt weniger als 450°C, und es war in der Praxis schwierig, die vorliegenden Kristallkörner feiner zu machen oder diese durch Warmschmieden bei einer solchen niedrigen Temperatur in Subkristallkörner umzuwandeln.
  • Andererseits wurde in den Patentdokumenten 6 bis 10 vorgeschlagen, zur Unterdrückung der Erzeugung von groben Kristallkörnern durch Rekristallisation der bearbeiteten Struktur ein Übergangselement mit dem Effekt des Feinermachens von Kristallkörnern, wie z. B. Mn, Zr oder Cr, zuzusetzen und dann bei einer relativ hohen Temperatur von 450 bis 570°C mit einem Warmschmieden zu beginnen.
    • Patentdokument 1: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. Hei 07-145440 .
    • Patentdokument 2: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 06-256880 .
    • Patentdokument 3: Japanisches Patent, Veröffentlichungs-Nr. 3684313 .
    • Patentdokument 4: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2001-107168 .
    • Patentdokument 5: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2002-294382 .
    • Patentdokument 6: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. Hei 05-247574 .
    • Patentdokument 7: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2002-348630 .
    • Patentdokument 8: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2004-43907 .
    • Patentdokument 9: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2004-292937 .
    • Patentdokument 10: Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2004-292892 .
  • Offenbarung der Erfindung
  • Durch die Erfindung zu lösende Probleme
  • Zur weiteren Senkung des Karosseriegewichts von Automobilen war es in den letzten Jahren erforderlich, Strukturmaterialien oder Strukturteile der Karosserien, insbesondere Bodengruppenteile von Kraftfahrzeugen, noch dünner zu machen. Demgemäß müssen auch Schmiedestücke aus Aluminium, welche die Teile und dergleichen bilden, als Reaktion auf das Dünnermachen der Teile und dergleichen eine höhere Festigkeit, eine höhere Zähigkeit und eine höhere Korrosionsbeständigkeit aufweisen. Es kann jedoch nicht gesagt werden, dass die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit von herkömmlichen Schmiedestücken aus einer Aluminiumlegierung als Reaktion auf das Dünnermachen der Materialien oder der Teile nicht verbessert worden sind.
  • Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um solche Probleme zu lösen und eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung von Schmiedestücken aus einer Aluminiumlegierung, die als Reaktion auf das Dünnermachen von Bodengruppenteilen oder dergleichen von Kraftfahrzeugen eine hohe Festigkeit, eine hohe Zähigkeit und eine hohe Korrosionsbeständigkeit aufweisen, sowie eines Verfahrens zu deren Herstellung.
  • Mittel zur Lösung der Probleme
  • Zur Lösung der vorstehend beschriebenen Probleme umfasst ein erfindungsgemäßes Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung eine Aluminiumlegierung, die, bezogen auf die Masse, Mg: 0,6 bis 1,0%, Si: 0,8 bis 1,4%, Mn: 0,4 bis 1,0%, Fe: 0,05 bis 0,35%, Zn: 0,1% oder weniger, Cu: 0,2% oder weniger, Cr: 0,35% oder weniger, Zr: 0,25% oder weniger und Ti: 0,01 bis 0,1% enthält, wobei der Rest aus Al und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, und weist eine Wasserstoffgaskonzentration von 0,25 ml/100 g Al oder weniger auf, wobei der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr 0,15% oder weniger beträgt, der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung 20% oder weniger beträgt, und ein Größenverteilungsindexwert, der durch V/r definiert ist, von dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung (V: der Flächenanteil [%] der dispergierten Teilchen und r: der durchschnittliche Radius [nm] der dispergierten Teilchen) 0,20 oder mehr beträgt.
  • Die vorstehend beschriebene Ausgestaltung weist die vorgegebene Zusammensetzung von chemischen Komponenten, die vorgegebene Wasserstoffgaskonzentration, den vorgegebenen Flächenanteil von Mg2Si, den vorgegebenen Rekristallisationsanteil und den vorgegebenen Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen auf. Dies verbessert die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst einen Schmelzschritt, bei dem die Aluminiumlegierung mit der vorstehend genannten Zusammensetzung zu einem geschmolzenen Metall geschmolzen wird, einen Entgasungsschritt, bei dem das geschmolzene Metall einer Entgasungsbehandlung zur Einstellung der Wasserstoffgaskonzentration auf 0,25 ml/100 g Al oder weniger unterzogen wird, einen Gießschritt, bei dem das der Entgasungsbehandlung unterzogene geschmolzene Metall zu einem Block gegossen wird, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, bei dem der Block einer Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen wird, bei welcher der Block auf eine Haltetemperatur von 510 bis 570°C bei einer durchschnittlichen Aufheizrate von mehr als 20°C/Stunde und nicht mehr als 1000°C/Stunde erhitzt wird, 2 Stunden oder länger bei der Haltetemperatur gehalten wird und dann so abgekühlt wird, dass eine durchschnittliche Abkühlrate während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C 110°C/Stunde oder mehr beträgt, einen Schmiedeschritt, bei dem der Block, welcher der Homogenisierungswärme behandlung unterzogen worden ist, als Ausgangsmaterial zum Schmieden verwendet wird und das Ausgangsmaterial zum Schmieden einem Warmschmieden mit einer Anfangstemperatur von 460 bis 560°C und einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder mehr unterzogen wird, und einen Anlassschritt, bei dem nach dem Schmiedeschritt eine T6- oder T7-Anlassbehandlung, einschließlich einer Lösungsbehandlung, eines Abschreckens und einer künstlichen Alterungsbehandlung, durchgeführt wird.
  • Gemäß dem vorstehend beschriebenen Verfahren wird das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung aus der Aluminiumlegierung mit der vorgegebenen Zusammensetzung der chemischen Komponenten unter den vorgegebenen Entgasungsbehandlungsbedingungen, den vorgegebenen Homogenisierungswärmebehandlungsbedingungen und den vorgegebenen Warmschmiedebedingungen erzeugt. Als Ergebnis liegen der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen in dem erzeugten Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung innerhalb der vorgegebenen Bereiche.
  • Ein weiteres Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst einen Schmelzschritt, bei dem die Aluminiumlegierung mit der vorstehend genannten Zusammensetzung zu einem geschmolzenen Metall geschmolzen wird, einen Entgasungsschritt, bei dem das geschmolzene Metall einer Entgasungsbehandlung zur Einstellung der Wasserstoff-gaskonzentration auf 0,25 ml/100 g Al oder weniger unterzogen wird, einen Gieß-schritt, bei dem das der Entgasungsbehandlung unterzogene geschmolzene Metall zu einem Block gegossen wird, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, bei dem der Block einer Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen wird, bei welcher der Block auf eine Haltetemperatur von 510 bis 570°C bei einer durchschnittlichen Aufheizrate von mehr als 20°C/Stunde und nicht mehr als 1000°C/Stunde erhitzt wird, 2 Stunden oder länger bei der Haltetemperatur gehalten wird und dann so abgekühlt wird, dass eine durchschnittliche Abkühlrate während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C 110°C/Stunde oder mehr beträgt, einen Extrusionsschritt, bei dem der Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen worden ist, einer Warmextrusion mit einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder höher zu einem extrudierten Material unterzogen wird, einen Schmiedeschritt, bei dem das extrudierte Material als Ausgangsmaterial zum Schmieden verwendet wird und das Ausgangsmaterial zum Schmieden einem Warmschmieden mit einer Anfangstemperatur von 460 bis 560°C und einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder mehr unterzogen wird, und einen Anlassschritt, bei dem nach dem Schmiedeschritt eine T6- oder T7-Anlassbehandlung, einschließlich einer Lösungsbehandlung, eines Abschreckens und einer künstlichen Alterungsbehandlung, durchgeführt wird.
  • Das vorstehend beschriebene Verfahren umfasst den Extrusionsschritt und nutzt das extrudierte Material als Ausgangsmaterial zum Schmieden. Dies verbessert die Dehnbarkeit und Zähigkeit des erzeugten Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung weiter.
  • Effekte der Erfindung
  • Das erfindungsgemäße Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung weist als Reaktion auf das Dünnermachen von Kraftfahrzeugbodengruppenteilen eine hohe Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit auf.
  • Gemäß dem Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit hergestellt werden.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • [1] Eine Querschnittsphotographie, die den Zustand der Metallstruktur eines erfindungsgemäßen Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung zeigt.
  • [2] Eine TEM-Photographie des erfindungsgemäßen Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung.
  • Erläuterungen von Buchstaben und Bezugszeichen
    • 1 Rekristallisierter Bereich
    • 2 Dispergierte Teilchen
  • Beste Art und Weise der Ausführung der Erfindung
  • Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung
  • Ein erfindungsgemäßes Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung wird detailliert beschrieben.
  • Um für Kraftfahrzeugbodengruppenteile, wie z. B. obere Lenker oder untere Lenker, verwendet werden zu können, muss das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung eine hohe Festigkeit, eine hohe Zähigkeit und eine hohe Korrosionsbeständigkeit (Widerstandsfähigkeit), wie z. B. eine Beständigkeit gegen eine Spannungsrisskorrosion, sicherstellen.
  • Aus diesem Grund umfasst das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung eine Aluminiumlegierung, die vorgegebene Gehalte an Mg, Si, Mn, Fe, Zn, Cu, Cr, Zr und Ti enthält, wobei der Rest aus Al und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, und die eine vorgegebene Wasserstoffgaskonzentration aufweist. Es sollte beachtet werden, dass andere Elemente in geeigneter Weise innerhalb eines Bereichs enthalten sein können, der die Eigenschaften der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt. Darüber hinaus sind unvermeidbare Verunreinigungen, die zwangsläufig von geschmolzenem Altmetallausgangsmaterial eingemischt werden, auch innerhalb eines Bereichs zulässig, der die Eigenschaften der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt.
  • Nachstehend werden der Gehalt jedes Elements in der Aluminiumlegierung, der Zahlenbereich der Wasserstoffgaskonzentration und deren kritische Signifikanz beschrieben.
  • (Mg: 0,6 bis 1,0 Massen-%)
  • Mg wird durch eine künstliche Alterungsbehandlung als β''-Phase und β'-Phase in Kristallkörnern zusammen mit Si ausgeschieden und es handelt sich um ein essentielles Element zur Verleihung einer hohen Festigkeit (Dehngrenze), wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird. Wenn der Mg-Gehalt weniger als 0,6 Massen-% beträgt, wird das Ausmaß der Alterungshärtung während der künstlichen Alterungsbehandlung vermindert. Demgemäß wird der Mg-Gehalt auf 0,6 Massen-% oder mehr eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Mg-Gehalt 0,62 Massen-% oder mehr. Wenn der Mg-Gehalt andererseits 1,0 Massen-% übersteigt, wird die Festigkeit (Dehngrenze) übermäßig erhöht, so dass die Schmiedeeigenschaften beeinträchtigt werden. Darüber hinaus werden während des Verlaufs des Abschreckens nach der Lösungsbehandlung leicht große Mengen an grobem Mg2Si und an elementarem Si ausgeschieden, so dass die Festigkeit, die Zähigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und dergleichen eher verschlechtert werden. Demgemäß wird der Mg-Gehalt auf 1,0 Massen-% oder weniger eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Mg-Gehalt 0,92 Massen-% oder weniger.
  • (Si: 0,8 bis 1,4 Massen-%)
  • Si wird durch die künstliche Alterungsbehandlung als β''-Phase und β'-Phase in Kristallkörnern zusammen mit Mg ausgeschieden und es handelt sich um ein essentielles Element zur Verleihung einer hohen Festigkeit (Dehngrenze), wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird. Wenn der Si-Gehalt weniger als 0,8 Massen-% beträgt, wird das Ausmaß der Alterungshärtung während der künstlichen Alterungsbehandlung vermindert. Demgemäß wird der Si-Gehalt auf 0,8 Massen-% oder mehr eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Si-Gehalt 1,0 Massen-% oder mehr. Wenn der Si-Gehalt andererseits 1,4 Massen-% übersteigt, wird die Festigkeit (Dehngrenze) übermäßig erhöht, so dass die Schmiedeeigenschaften beeinträchtigt werden. Darüber hinaus werden während des Verlaufs des Abschreckens nach der Lösungsbehandlung leicht große Mengen an grobem Mg2Si und an elementarem Si ausgeschieden, so dass die Festigkeit, die Zähigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und dergleichen eher verschlechtert werden. Demgemäß wird der Si-Gehalt auf 1,4 Massen-% oder weniger eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Si-Gehalt 1,3 Massen-% oder weniger.
  • Wenn das Verhältnis des Si-Gehalts zu dem Mg-Gehalt erhöht wird, werden kristallisierte Substanzen gebildet, so dass die Neigung zu einer Verschlechterung der Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften verstärkt wird. Darüber hinaus werden Potenziale an Korngrenzen und in deren Umgebung relativ zu denjenigen in Kristallkörnern vermindert, so dass die Neigung zur Verminderung der Korrosionsbeständigkeit verstärkt wird.
  • (Mn: 0,4 bis 1,0 Massen% und Cr: 0,35 Massen-% oder weniger)
  • Mn und Cr erzeugen intermetallische Verbindungen (dispergierte Teilchen), in denen Mn, Cr, Si, Al und ein Teil von Fe gemäß deren Gehalt in erster Linie während des Aufheizens bei der Homogenisierungswärmebehandlung und während deren Halten selektiv gebunden werden. Beispiele für diese dispergierten Teilchen sind eine Al-(Mn, Cr)-Si-Verbindung, eine Al-(Mn, Fe)-Si-Verbindung und eine Al-(Mn, Cr, Fe)-Si-Verbindung, wobei Beispiele dafür Mn3SiAl12, (MnFe)3SiAl12, (MnCr)3SiAl12, (MnCrFe)3SiAl12 und dergleichen umfassen.
  • Da diese dispergierten Teilchen von Mn und Cr extrem fein sind und abhängig von den Herstellungsbedingungen bei einer hohen Dichte einheitlich dispergiert sind, so dass sie einen Effekt des Verhinderns der Wanderung von Korngrenzen aufweisen, weisen sie einen starken Effekt des Unterdrückens einer Rekristallisation, des Verhinderns eines Gräberwerdens von Kristallkörnern nach der Rekristallisation und des Feinermachens der Kristallkörner auf. Insbesondere wird eine Zunahme der Festigkeit erwartet, da eine große Menge Mn in einem festen Zustand in einer Matrix gelöst ist.
  • Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,4 Massen-% beträgt, können diese Effekte nicht erwartet werden und Kristallkörner werden gröber gemacht, so dass die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit vermindert werden. Wenn der Mn-Gehalt andererseits 1,0 Massen-% übersteigt und/oder der Cr-Gehalt 0,35 Massen-% übersteigt, werden während des Schmelzens und Schmiedens leicht grobe intermetallische Verbindungen und kristallisierte Substanzen erzeugt, was zu einer Bruchbildung führt und eine Verschlechterung der Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften verursacht. Daher sind Mn und Cr so enthalten, dass der Mn-Gehalt im Bereich von Mn: 0,4 bis 1,0 Massen-% liegt und der Cr-Gehalt im Bereich von Cr: 0,35 Massen-% oder weniger liegt. Um die vorstehend genannten Effekte zu erhalten, ist Cr vorzugsweise so enthalten, dass der Cr-Gehalt 0,001 Massen-% oder mehr beträgt. Wenn der Mn-Gehalt und der Cr-Gehalt nahe an den vorstehend genannten jeweiligen oberen Grenzwerten liegen, wird die Anzahl der dispergierten Teilchen erhöht und kristallisierte Substanzen werden leicht gebildet, welche die Zähigkeit, die Dauerfestigkeitseigenschaften und dergleichen verschlechtern können. Demgemäß liegen die mehr bevorzugten oberen Grenzwerte des Mn-Gehalts und des Cr-Gehalts bei 0,9 Massen-% bzw. 0,25 Massen-%. Ferner ist es wahrscheinlich, dass die dispergierten Teilchen Mn als eine Komponente enthalten. Um die Dichte der Ausscheidungen der dispergierten Teilchen stabil zu erhöhen, wird daher der untere Grenzwert des Mn-Gehalts mehr bevorzugt auf 0,5 Massen-% eingestellt.
  • (Fe: 0,05 bis 0,35 Massen-%)
  • Fe erzeugt zusammen mit Mn und Cr dispergierte Teilchen und weist den Effekt des Verhinderns der Wanderung von Korngrenzen nach der Rekristallisation, des Verhinderns eines Gräberwerdens von Kristallkörnern und des Feinermachens der Kristallkörner auf. Beispiele für diese dispergierten Teilchen sind eine Al-(Mn, Fe)-Si- Verbindung und eine Al-(Mn, Cr, Fe)-Si-Verbindung, wobei Beispiele dafür (MnFe)3SiAl12, (MnCrFe)3SiAl12 und dergleichen umfassen. Wenn der Fe-Gehalt weniger als 0,05 Massen-% beträgt, können diese Effekte nicht erwartet werden, und die Kristallkörner werden gröber, so dass die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit vermindert werden. Demgemäß wird der Fe-Gehalt auf 0,05 Massen-% oder mehr eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Fe-Gehalt 0,08 Massen-% oder mehr. Wenn der Fe-Gehalt andererseits 0,35 Massen-% übersteigt, werden grobe kristallisierte Substanzen der Al-Fe-Reihe erzeugt. Diese kristallisierten Substanzen verschlechtern die Bruchzähigkeit, die Dauerfestigkeitseigenschaften und dergleichen. Demgemäß wird der Fe-Gehalt auf 0,35 Massen-% oder weniger eingestellt. Aus dem gleichen Grund, aus dem der mehr bevorzugte obere Grenzwert für Mn vorgesehen ist, beträgt der mehr bevorzugte obere Grenzwert, der für Fe vorgesehen ist, 0,30 Massen-%.
  • (Zn: 0,1 Massen-% oder weniger)
  • Wenn der Zn-Gehalt 0,1 Massen-% übersteigt, erhöht dies die Empfindlichkeit der Struktur des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung bezüglich einer Spannungsrisskorrosion oder einer Korngrenzenkorrosion signifikant, so dass die Korrosionsbeständigkeit (Widerstandsfähigkeit) des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung sinkt. Demgemäß wird der Zn-Gehalt auf 0,1 Massen-% oder weniger eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Zn-Gehalt 0,05 Massen-% oder weniger.
  • (Cu: 0,2 Massen-% oder weniger)
  • Cu hat den Effekt, nicht nur zu einer Verbesserung der Festigkeit durch eine Mischkristallhärtung beizutragen, sondern auch die Alterungshärtung des Schmiedestücks aus Aluminium signifikant zu fördern. Um den Effekt zu erreichen, wird der Cu-Gehalt vorzugsweise auf 0,001 Massen-% oder mehr eingestellt. Wenn der Cu-Gehalt jedoch 0,2 Massen-% übersteigt, erhöht dies die Empfindlichkeit der Struktur des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung bezüglich einer Spannungsrisskorrosion oder einer Korngrenzenkorrosion signifikant, so dass die Korrosionsbeständigkeit (Widerstandsfähigkeit) des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung sinkt. Demgemäß wird der Cu-Gehalt auf 0,2 Massen-% oder weniger eingestellt. Es kann ein Fall vorliegen, bei dem das erfindungsgemäße Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung auf ein Element angewandt wird, das in einer stark korrosiven Umgebung für einen langen Zeitraum im Wesentlichen keiner regelmäßigen Wartung und Inspektion unterzogen werden kann. Um eine höhere Korrosionsbeständigkeit zu erhalten, wird die Obergrenze des Cu-Gehalts in einem solchen Fall vorzugsweise auf 0,1 Massen-% eingestellt.
  • (Zr: 0,25 Massen-% oder weniger)
  • Wie Mn, Cr und Fe bildet Zr dispergierte Teilchen und bewirkt die Unterdrückung einer Rekristallisation und das Feinerwerden von Kristallkörnern. Typische Beispiele der dispergierten Teilchen sind ZrAl3 und dergleichen. Da dispergierte Teilchen der Zr-Reihe extrem viel feiner und mit einer höheren Dichte gebildet werden als dispergierte Teilchen der Mn-Reihe, dispergierte Teilchen der Cr-Reihe und dispergierte Teilchen der Fe-Reihe, ist der Effekt der Unterdrückung einer Rekristallisation und des Feinermachens von Kristallkörnern hoch. Um den Effekt zu erhalten, wird der Zr-Gehalt vorzugsweise auf 0,001 Massen-% oder mehr eingestellt.
  • Die Zugabe von Zr wird jedoch zu einem Faktor, der das Feinerwerden von Kristallkörnern in einem Block abhängig von den Gießbedingungen eher hemmt. Insbesondere erzeugt Zr eine Ti-Zr-Verbindung und wird zu einem Faktor, der den Effekt des Feinermachens von Ti- oder Ti-B-Kristallkörnern eines Blocks hemmt und die Kristallkörner in dem Block gröber macht. Grobe Kristallkörner in dem Block verbleiben im Wesentlichen in den gleichen Größen und Formen an einer Stelle in einem Produkt, bei der das Bearbeitungsvermögen während des Schmiedens gering ist. Als Ergebnis findet leicht ein Bruch entlang Korngrenzen oder dergleichen statt, so dass die Zähigkeit, die Dauerfestigkeitseigenschaften und sogar die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert werden.
  • Der Grad, zu dem die Zugabe von Zr den Effekt des Feinermachens von Ti-B-Kristallen eines Blocks hemmt, wird durch den Zeitraum von dem Einbringen einer Zr-enthaltenden Substanz, die Kristallkörner in einem Block feiner macht, in ein geschmolzenes Metall bis zum Beginn des Gießens signifikant beeinflusst. Wenn der Zeitraum länger ist, wird der Effekt des Feinermachens geringer, und die Kristallkörner in dem Block werden gröber gemacht. In der vorliegenden Erfindung führt selbst bei einer Anlage, in der die Substanz, die Kristallkörner in einem Block feiner macht, unmittelbar vor dem Beginn des Gießens eingebracht wird, ein übermäßiger Zr-Gehalt zur leichten Erzeugung von groben intermetallischen Verbindungen und kristallisierten Substanzen während des Schmelzens und Gießens, so dass ein Bruch bewirkt wird, und verursacht die Verschlechterung der Zähigkeit, der Dauerfestigkeitseigenschaften und sogar der Korrosionsbeständigkeit. Demgemäß wird der Zr-Gehalt auf 0,25 Massen-% oder weniger eingestellt. Aus dem gleichen Grund, aus dem der mehr bevorzugte obere Grenzwert für Mn vorgesehen ist, beträgt der mehr bevorzugte obere Grenzwert, der für Zr vorgesehen ist, 0,18 Massen-%.
  • (Ti: 0,01 bis 0,1 Massen-%)
  • Ti hat den Effekt des Feinermachens der Kristallkörner in dem Block und des Veränderns der Struktur des Schmiedestücks zu Subkristallkörnern. Wenn der Ti-Gehalt weniger als 0,01 Massen-% beträgt, wird der Effekt nicht erhalten. Demgemäß wird der Ti-Gehalt auf 0,01 Massen-% oder mehr eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Ti-Gehalt 0,015 Massen-% oder mehr. Wenn der Ti-Gehalt jedoch 0,1 Massen-% übersteigt, werden grobe kristallisierte Substanzen gebildet, so dass die Bear-beitbarkeit verschlechtert wird. Daher wird der Ti-Gehalt auf 0,1 Massen-% oder weniger eingestellt. Mehr bevorzugt beträgt der Ti-Gehalt 0,65 Massen-% oder weniger.
  • (Unvermeidbare Verunreinigungen)
  • Unvermeidbare Verunreinigungen umfassen die nachstehend beschriebenen Elemente.
  • V, Hf und dergleichen werden leicht als unvermeidbare Verunreinigungen eingemischt und der Effekt des Feinermachens von Kristallkörnern kann von diesen erwartet werden, solange deren Gehalte extrem gering sind. Wenn deren Gehalte jedoch erhöht werden, werden grobe intermetallische Verbindungen gebildet, so dass die Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Demgemäß wird der Gesamtgehalt von V und Hf auf weniger als 0,2 Massen-% eingestellt.
  • B ist auch eine unvermeidbare Verunreinigung, weist jedoch wie Ti den Effekt des Feinermachens der Kristallkörner in dem Block und des Verbesserns der Bearbeitbarkeit während der Extrusion und des Schmiedens auf. Wenn der B-Gehalt jedoch 300 ppm übersteigt, bildet B auch grobe kristallisierte Substanzen, so dass die Bearbeitbarkeit verschlechtert wird. Daher beträgt der zulässige Gehalt an B 300 ppm oder weniger.
  • (Wasserstoffgaskonzentration: 0,25 ml/100 g Al oder weniger)
  • Wasserstoffgas wird beim Schmelzen einer Aluminiumlegierung leicht als Verunreinigung eingemischt. Insbesondere wenn der Bearbeitungsgrad eines Schmiedestücks vermindert wird, werden Gasblasen, die von Wasserstoff stammen, durch Schmieden oder eine entsprechende Bearbeitung nicht druckgebunden, so dass dadurch leicht Brüche verursacht werden und die Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften signifikant verschlechtert werden. Insbesondere wenn ein Schmiedestück aus Aluminium mit erhöhter Festigkeit für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, ist der Einfluss von Wasserstoff groß. Daher wird die Wasserstoffgaskonzentration pro 100 g Al auf 0,25 ml oder weniger eingestellt.
  • Bei dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung müssen auch der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungs indexwert der dispergierten Teilchen in vorgegebenen Bereichen liegen. Nachstehend sind die Zahlenbereiche und deren kritische Signifikanz beschrieben.
  • (Flächenanteil von Mg2Si: 0,15 Massen-% oder weniger)
  • In dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung muss der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr 0,15% oder weniger betragen. Wenn der Flächenanteil 0,15% übersteigt, ist es schwierig, die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung zu verbessern. Dabei ist der Flächenanteil (%) eine Darstellung des Anteils (%) einer Fläche, die von Mg2Si eingenommen wird, an der Fläche eines SEM(Rasterelektronenmikroskop)-Untersuchungsfelds in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung. Die Steuerung des Flächenanteils von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr wird durch Steuern der Homogenisierungswärmebehandlung in den weiter unten beschriebenen Schritten der Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung, insbesondere der durchschnittlichen Aufheizrate bis zu einer Haltetemperatur, der Haltetemperatur und der durchschnittlichen Abkühlrate von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C, erreicht.
  • (Rekristallisationsanteil: 20% oder weniger)
  • In dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung muss der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung 20% oder weniger betragen. Wenn der Rekristallisationsanteil 20% übersteigt, ist es schwierig, die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung zu verbessern. Dabei ist der Rekristallisationsanteil (%) eine Darstellung des Anteils (%) einer Fläche, die von einem rekristallisierten Bereich in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung eingenommen wird. In der 1, die den Zustand der Metallstruktur des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung zeigt, ist der weiß sichtbare Bereich ein rekristallisierter Bereich 1. Die Steuerung des Rekristallisationsanteils wird durch Steuern der Homogenisierungswärme behandlung und der Schmiedebedingungen in den Schritten der Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung erreicht. Insbesondere werden die durchschnittliche Aufheizrate bis zur Haltetemperatur und die Haltetemperatur in der Homogenisierungswärmebehandlung gesteuert. Darüber hinaus werden die Anfangstemperatur und die Fertigstellungstemperatur in einem Schmiedeschritt gesteuert.
  • (Größenverteilungsindexwert von dispergierten Teilchen: 0,20 oder mehr)
  • In dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung muss der Größenverteilungsindexwert, der durch V/r definiert ist, der dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung (V: der Flächenanteil [%] der dispergierten Teilchen und r: der durchschnittliche Radius [nm] der dispergierten Teilchen) 0,20 oder mehr betragen. Wenn der Größenverteilungsindexwert weniger als 0,20 beträgt, ist es schwierig, die Festigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Schmiedestücks aus Aluminium zu verbessern. Wie es vorstehend beschrieben worden ist, handelt es sich bei den dispergierten Teilchen um eine Al-(Mn, Fe)-Si-Verbindung, eine Al-(Mn, Cr)-Si-Verbindung, eine Al-(Mn, Cr, Fe)-Si-Verbindung, eine Al-Zr-Verbindung und dergleichen, wobei Beispiele dafür Mn3SiAl12, (MnFe)3SiAl12, (MnCr)3SiAl12, (MnCrFe)3SiAl12, ZrAl3 und dergleichen umfassen. In der 2, bei der es sich um eine TEM-Photographie des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung handelt, handelt es sich bei den Objekten, die in der Form von schwarzen Körnern sichtbar sind, um dispergierte Teilchen 2. Der Flächenanteil (%) der dispergierten Teilchen ist eine Darstellung des Anteils (%) der von den dispergierten Teilchen eingenommenen Gesamtfläche an der Gesamtfläche eines TEM-Untersuchungsfelds.
  • Die Steuerung des Größenverteilungsindexwerts wird durch Steuern der Homogenisierungswärmebehandlung und der Schmiedebedingungen in den Schritten der Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung erreicht. Insbesondere werden die durchschnittliche Aufheizrate bis zur Haltetemperatur und die Haltetemperatur in der Homogenisierungswärmebehandlung gesteuert. Darüber hinaus werden die Anfangstemperatur und die Fertigstellungs temperatur in dem Schmiedeschritt gesteuert.
  • (Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung)
  • Als nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung detailliert beschrieben.
  • Das Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung umfasst einen Schmelzschritt, einen Entgasungsschritt, einen Gießschritt, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, einen Schmiedeschritt und einen Anlassschritt. Die Herstellungsschritte sind herkömmliche Herstellungsschritte, jedoch ist zur Erhöhung der Festigkeit, der Zähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit durch die Verwendung des erfindungsgemäßen Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung für einen Kraftfahrzeugbodengruppenteil mit einer Form mit geringerem Gewicht eine Herstellung unter spezifischen Bedingungen in jedem der nachstehend beschriebenen Herstellungsschritte erforderlich.
  • (Schmelzschritt)
  • Der Schmelzschritt ist ein Schritt, bei dem die vorstehend genannte Aluminiumlegierung, bei der die Gehalte der chemischen Komponenten auf die vorgegebenen Bereiche beschränkt sind, geschmolzen wird.
  • (Entgasungsschritt)
  • Der Entgasungsschritt ist ein Schritt, bei dem Wasserstoffgas (Entgasungsbehandlung) von dem vorstehend genannten geschmolzenen Metall der in dem Schmelzschritt geschmolzenen Aluminiumlegierung entfernt wird und bei dem die Wasserstoffgaskonzentration in 100 g der Aluminiumlegierung auf 0,25 ml oder weniger eingestellt wird. Die Entfernung des Wasserstoffgases wird in einem Halteofen zur Einstellung der Komponenten des geschmolzenen Metalls und zur Entfernung von Einschlüssen durch Fluxen, Chlorraffination oder In-line-Raffination des geschmolzenen Metalls durchgeführt. Vorzugsweise wird das Wasserstoffgas durch Einblasen eines Inertgases wie Argon oder dergleichen in das geschmolzene Metall unter Verwendung von SNIF oder von porösen Stopfen ( Japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 2002-146447 ) in einer Vorrichtung zur Entfernung des Wasserstoffgases entfernt.
  • Dabei wird die Bestimmung der Wasserstoffgaskonzentration durch Messen der Wasserstoffgaskonzentration in einem in dem weiter unten beschriebenen Gießschritt erzeugten Block oder in einem in dem weiter unten beschriebenen Schmiedeschritt erzeugten Schmiedestück durchgeführt. Die Wasserstoffgaskonzentration in dem Block kann z. B. durch Herausschneiden einer Probe aus dem Block vor der Homogenisierungswärmebehandlung, Ultraschallreinigen der Probe unter Verwendung von Alkohol und Aceton und Messen der Wasserstoffgaskonzentration in der Probe z. B. durch das Inertgasstromschmelz-Wärmeleitfähigkeitsverfahren (LIS A06-1993) erhalten werden. Andererseits kann die Wasserstoffgaskonzentration in dem Schmiedestück z. B. durch Herausschneiden einer Probe aus dem Schmiedestück, Eintauchen der Probe in eine NaOH-Lösung, Entfernung einer Oxidschicht auf deren Oberfläche mit Salpetersäure, Ultraschallreinigen der Probe unter Verwendung von Alkohol und Aceton und Messen der Wasserstoffgaskonzentration in der Probe durch das volumetrische Vakuumheizextraktionsverfahren (LIS A06-1993) erhalten werden.
  • (Gießschritt)
  • Der Gießschritt ist ein Schritt, bei dem das vorstehend genannte geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung, die so eingestellt ist, dass sie die chemischen Komponenten innerhalb vorgegebener Bereiche enthält, und die der Entgasungsbehandlung unterzogen worden ist, zu einem Block gegossen wird. Als Gießverfahren wird zweckmäßig ein typisches Schmelz/Gießverfahren, wie z. B. ein kontinuierliches Gieß/Walzverfahren, ein halbkontinuierliches Gießverfahren (DC-Gießverfahren) oder ein „Hot-Top”-Gießverfahren ausgewählt.
  • Es ist jedoch bevorzugt, dass dann, wenn das vorstehend genannte geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung gegossen wird, die durchschnittliche Abkühlrate auf 100°C/s oder höher eingestellt wird und der Dendrit-Sekundärarmabstand (DAS) auf 20 μm oder weniger vermindert wird. Wenn die durchschnittliche Abkühlrate während des Gießens weniger als 100°C/s beträgt, verbleiben grobe, kristallisierte Al-Fe-Si-Substanzen in dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung, wodurch ein Bruch verursacht wird, so dass es insbesondere wahrscheinlich ist, dass die Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften verschlechtert werden.
  • (Homogenisierungswärmebehandlung)
  • Der Homogenisierungswärmebehandlungsschritt ist ein Schritt, bei dem der vorstehend genannte Block einer vorgegebenen Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen wird. Es ist erforderlich, eine Homogenisierungswärmebehandlung durchzuführen, bei welcher der Block bis zu einer Haltetemperatur von 510 bis 570°C bei einer durchschnittlichen Aufheizrate von mehr als 20°C/Stunde und nicht mehr als 1000°C/Stunde erhitzt wird, 2 Stunden oder länger bei der vorstehend genannten Haltetemperatur gehalten wird und dann so abgekühlt wird, dass eine durchschnittliche Abkühlrate während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C 110°C/Stunde oder mehr beträgt. Durch die Durchführung einer solchen Homogenisierungswärmebehandlung können der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung so eingestellt werden, dass sie in den vorgegebenen Bereichen liegen. Das Abkühlen wird bis zur Anfangstemperatur des weiter unten beschriebenen Schmiedeschritts oder bis zu einer Temperatur (z. B. Raumtemperatur), die niedriger ist als die Anfangstemperatur, durchgeführt.
  • Wenn die durchschnittliche Aufheizrate während der Homogenisierungswärmebehandlung 20°C/Stunde oder weniger beträgt, wird das Gräberwerden von Mg2Si gefördert, so dass in der anschließenden Lösungsbehandlung die Lösungsbehandlung unter den Bedingungen (Temperatur und Zeit) einer industriellen Lösungsbehandlung unzureichend ist. und der Flächenanteil von Mg2Si in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung 0,15 % übersteigt. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • Wenn die durchschnittliche Aufheizrate 1000°C/Stunde übersteigt, ist es wahrscheinlich, dass ein erneutes Lösen von Mg2Si in einem festen Zustand gefördert wird, jedoch werden grobe und unregelmäßige dispergierte Teilchen gebildet, und der Größenverteilungsindexwert (V/r) der dispergierten Teilchen sinkt unter 0,20, so dass die Unterdrückung der Rekristallisation und das Feinermachen von Kristallkörnern aufgrund einer feinen Dispersion mit hoher Dichte gehemmt werden. Selbst wenn die Fertigstellungstemperatur des Schmiedeschritts (Warmschmieden), der weiter unten beschrieben wird, 365°C oder mehr beträgt, finden am Ende des Schmiedens oder während der anschließenden Lösungsbehandlung eine Rekristallisation und ein Kornwachstum statt. Daher kann der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung nicht auf 20% oder weniger eingestellt werden, so dass die Festigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung vermindert wird. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • Wenn die Haltetemperatur während der Homogenisierungswärmebehandlung weniger als 510°C beträgt, ist die Homogenisierungswärmebehandlungstemperatur übermäßig niedrig und ein erneutes Lösen von Mg2Si in einem festen Zustand ist unzureichend, so dass grobes Mg2Si in dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung verbleibt, und der Flächenanteil von Mg2Si in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung übersteigt 0,15%. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • Wenn die Haltetemperatur 570°C übersteigt, ist es wahrscheinlich, dass ein erneutes Lösen von Mg2Si in einem festen Zustand gefördert wird, jedoch werden die dispergierten Teilchen gröber und deren Anzahl wird vermindert, so dass der Größenverteilungsindexwert (V/r) der dispergierten Teilchen unter 0,20 sinkt, so dass die Unterdrückung der Rekristallisation und das Feinermachen von Kristallkörnern aufgrund einer feinen Dispersion mit hoher Dichte gehemmt wird. Selbst wenn die Fertigstellungstemperatur des Warmschmiedens 365°C oder mehr beträgt, finden am Ende des Schmiedens oder während der anschließenden Lösungsbehandlung eine Rekristallisation und ein Kornwachstum statt. Daher kann der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung nicht auf 20% oder weniger eingestellt werden, so dass die Festigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung vermindert wird. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • Wenn andererseits die Haltezeit bei der Haltetemperatur von 510 bis 570°C weniger als 2 Stunden beträgt, ist die Haltezeit unzureichend, und ein erneutes Lösen von Mg2Si in einem festen Zustand ist unzureichend, so dass grobes Mg2Si in dem Schmiedestück aus Aluminium verbleibt, und der Flächenanteil von Mg2Si in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus Aluminium übersteigt 0,15%. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern.
  • Wenn die durchschnittliche Abkühlrate von einer Haltetemperatur von 510 bis 570°C auf 350°C weniger als 110°C/Stunde beträgt, wird das Gräberwerden von Mg2Si gefördert, so dass in der anschließenden Lösungsbehandlung die Lösungsbehandlung unter den Bedingungen (Temperatur und Zeit) einer industriellen Lösungsbehandlung unzureichend ist und der Flächenanteil von Mg2Si in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung 0,15% übersteigt. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • (Schmiedeschritt)
  • Der Schmiedeschritt ist ein Schritt, bei dem der vorstehend genannte Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen worden ist, als Schmiedeausgangsmaterial verwendet wird und bei dem ein vorgegebenes Warmschmieden durch Schmieden des auf die Warmschmiedeanfangstemperatur abgekühlten Schmiedeausgangsmaterials oder des auf eine Temperatur (z. B. Raumtemperatur), die niedriger als die Warmschmiedeanfangstemperatur ist, abgekühlten und dann erneut erwärmten Schmiedeausgangsmaterials unter Verwendung einer mechanischen Presse oder durch Schmieden unter Verwendung einer ölhydraulischen Presse durchgeführt wird. Durch das Warmschmieden kann das Schmiedeausgangsmaterial auch zu der Form eines Endprodukts (endformnah), wie z. B. eines Kraftfahrzeugbodengruppenteils, bearbeitet werden.
  • Es ist erforderlich, das Warmschmieden unter Bedingungen durchzuführen, die derart sind, dass die Anfangstemperatur 460 bis 560°C beträgt und die Fertigstellungstemperatur 365°C oder mehr beträgt. Durch Durchführen des Warmschmiedens unter solchen Bedingungen können der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen so eingestellt werden, dass sie in den vorgegebenen Bereichen liegen. Das Warmschmieden kann auch mehrmals nacheinander durchgeführt werden (z. B. Vorschmieden, Zwischenschmieden, Fertigschmieden und dergleichen), solange die Anfangstemperatur und die Fertigstellungstemperatur nicht unter diesen Temperaturen liegen. In diesem Fall entspricht die Anfangstemperatur des Schmiedens zu Beginn der Anfangstemperatur des Warmschmiedens und die Fertigstellungstemperatur des Fertigschmiedens entspricht der Fertigstellungstemperatur des Warmschmiedens. Nach beendetem Schmieden ist es auch möglich, erneut zu erwärmen und erneut ein Warmschmieden durchzuführen.
  • Wenn die Anfangstemperatur beim Warmschmieden weniger als 460°C beträgt und/oder die Fertigstellungstemperatur beim Warmschmieden weniger als 365°C beträgt, finden am Ende des Schmiedens oder während der anschließenden Lösungsbehandlung eine Rekristallisation und ein Kornwachstum statt. Daher kann der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung nicht auf 20% oder weniger eingestellt werden und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen kann nicht auf 0,20 oder mehr eingestellt werden. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern. Wenn die Anfangstemperatur andererseits 560°C übersteigt, wird die Bearbeitbarkeit verschlechtert, so dass eine Rissbildung oder dergleichen während des Schmiedens verursacht wird.
  • (Anlassschritt)
  • Der Anlassschritt ist ein Schritt, bei dem eine T6- oder T7-Anlassbehandlung, einschließlich einer Lösungsbehandlung, eines Abschreckens und einer künstlichen Alterungsbehandlung, nach dem vorstehend beschriebenen Schmiedeschritt durchgeführt wird. Durch die Durchführung einer solchen Anlassbehandlung kann das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung die Festigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und die Zähigkeit aufweisen, die für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen erforderlich sind. T6 ist eine Anlassbehandlung, bei der nach der Lösungsbehandlung und dem Abschrecken die künstliche Alterungsbehandlung zum Erhalten der maximalen Festigkeit durchgeführt wird. T7 ist eine Anlassbehandlung, bei der nach der Lösungsbehandlung und dem Abschrecken eine übermäßige künstliche Alterungsbehandlung (Überalterungsbehandlung) durchgeführt wird, welche die Bedingungen der künstlichen Alterungsbehandlung zum Erhalten der maximalen Festigkeit übertrifft.
  • Anders als bei der T6-Anlassbehandlung, d. h. der künstlichen Alterungsbehandlung nach der Lösungsbehandlung und dem Abschrecken, wird ein T7-Anlassmaterial der Überalterungsbehandlung unterzogen, so dass der Anteil einer β-Phase, die an den Korngrenzen ausgeschieden wird, hoch ist. Es ist weniger wahrscheinlich, dass die β-Phase in einer korrosiven Umgebung eluiert wird, so dass verglichen mit dem T6-Anlassmaterial die Empfindlichkeit des T7-Anlassmaterials bezüglich einer Korngrenzenkorrosion vermindert wird und die Beständigkeit gegen eine Spannungsrisskorrosion erhöht wird. Demgemäß wird durch die Verwendung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung als T7-Anlassmaterial die Dehngrenze geringfügig vermindert, jedoch wird die Korrosionsbeständigkeit verglichen mit derjenigen bei einer anderen Anlassbehandlung erhöht.
  • Vorzugsweise wird die Lösungsbehandlung in dem Temperaturbereich von 530 bis 570°C für 20 min bis 20 Stunden durchgeführt. Wenn die Lösungsbehandlungstemperatur übermäßig niedrig ist oder deren Zeitdauer übermäßig kurz ist, ist das Lösen unzureichend und die feste Lösung von Mg2Si ist unzureichend, so dass eine Verminderung der Festigkeit wahrscheinlich ist. Wenn die Lösungsbehandlungstemperatur andererseits übermäßig hoch ist oder deren Zeitdauer übermäßig lang ist, ist es wahrscheinlich, dass ein lokales Schmelzen und Gräberwerden von Kristallkörnern stattfinden. Wenn das Erhitzen bis zur Lösungsbehandiungstemperatur durchgeführt wird, wird die durchschnittliche Aufheizrate vorzugsweise auf 100°C/s oder mehr erhöht, um das Gräberwerden von dispergierten Teilchen zu verhindern und deren Effekt zu gewährleisten.
  • Die Abschreckbehandlung nach der vorstehend beschriebenen Lösungsbehandlung wird vorzugsweise durch Abkühlen in Wasser oder warmer Wasser durchgeführt. Während der Abschreckbehandlung wird vorzugsweise eine durchschnittliche Abkühlrate von 100°C/s oder mehr gewährleistet. Wenn die durchschnittliche Abkühlrate während der Abschreckbehandlung vermindert wird, werden Mg2Si, elementares Si und dergleichen an Korngrenzen ausgeschieden und es ist wahrscheinlich, dass in dem Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung nach der künstlichen Alterungsbehandlung ein Korngrenzenbruch stattfindet, so dass die Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften zu einer Verschlechterung neigen. Darüber hinaus werden im Verlauf des Abkühlens Mg2Si als stabile Phase, elementares Si und dergleichen selbst in den Körnern gebildet und die Menge der β''-Phase und der β'-Phase, die während der künstlichen Alterungs-behandlung ausgeschieden werden, wird vermindert, so dass es wahrscheinlich ist, dass die Festigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung vermindert wird.
  • Wenn die durchschnittliche Abkühlrate erhöht wird, wird jedoch das Ausmaß der Abschreckspannung erhöht, so dass ein Bedarf für einen Korrekturschritt nach dem Abschrecken und das Problem einer erhöhten Anzahl von Schritten aufgrund des Korrekturschritts verursacht werden. Darüber hinaus wird auch die Restspannung erhöht, so dass ein Problem einer geringeren Größen- und Formgenauigkeit eines Produkts verursacht wird. Im Hinblick darauf ist zur Verkürzung des Schritts der Erzeugung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung und zur Senkung der Kosten ein Warmwasserabschrecken bei 40 bis 70°C, das die Abschreckspannung vermindert, bevorzugt. Wenn die Warmwasserabschrecktemperatur weniger als 40°C beträgt, wird die Abschreckspannung erhöht. Wenn die Warmwasserabschrecktemperatur 70°C übersteigt, wird die durchschnittliche Abkühlrate übermäßig vermindert, so dass es wahrscheinlich ist, dass die Zähigkeit, die Dauerfestigkeitseigenschaften und die Festigkeit des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung vermindert werden.
  • Für die Lösungsbehandlung und die künstliche Alterungsbehandlung nach dem Abschrecken werden die Bedingungen, bei denen das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung das T6- oder T7-Anlassmaterial wird, innerhalb des Temperaturbereichs von 160 bis 200°C und innerhalb des Bereichs der Haltezeit von 20 Minuten bis 20 Stunden zweckmäßig ausgewählt.
  • Für die Homogenisierungswärmebehandlung und die Lösungsbehandlung, die jeweils vorstehend beschrieben worden sind, wird ein Flammofen, ein Induktionsheizofen, ein Salpeterbad oder dergleichen zweckmäßig verwendet. Für die künstliche Alterungsbehandlung wird der Flammofen, der Induktionsheizofen, ein Ölbad oder dergleichen zweckmäßig verwendet.
  • In dem Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine mechanische Bearbeitung, eine Oberflächenbehandlung oder dergleichen, die für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen erforderlich ist, zweckmäßig vor oder nach der vorstehend beschriebenen Anlassbehandlung durchgeführt werden.
  • Nachstehend wird ein weiteres Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Das Verfahren zur Herstellung des Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung umfasst einen Schmelzschritt, einen Entgasungsschritt, einen Gießschritt, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, einen Extrusionsschritt, einen Schmiedeschritt und einen Anlassschritt. Der Schmelzschritt, der Entgasungsschritt, der Gießschritt, der Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, der Schmiedeschritt und der Anlassschritt sind mit denjenigen in dem vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren identisch, so dass diese nicht beschrieben werden. In dem Schmiedeschritt wird ein extrudiertes Material als Schmiedeausgangsmaterial verwendet. In dem Fall der Verwendung des extrudierten Materials als Schmiedeausgangsmaterial werden kristallisierte Substanzen während der Extrusion feiner gemacht, so dass die durchschnittliche Abkühlrate in dem Schmiedeschritt ausreichend ist, solange sie 1°C/s oder mehr beträgt. Nachstehend wird der Extrusionsschritt beschrieben.
  • (Extrusionsschritt)
  • Der Extrusionsschritt ist ein Schritt, bei dem eine vorgegebene Extrusion unter Verwendung einer Presse oder dergleichen mit dem Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen und auf die Warmextrusionsanfangstemperatur (vorzugsweise 460°C oder mehr) abgekühlt worden ist, oder mit dem Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen, auf eine Temperatur (z. B. Raumtemperatur) unterhalb der Warmextrusionsanfangstemperatur abgekühlt und dann erneut erwärmt worden ist, durchgeführt wird.
  • Die Warmextrusion muss bei Bedingungen durchgeführt werden, so dass die Fertigstellungstemperatur 365°C oder mehr beträgt. Durch die Durchführung einer Warmextrusion unter solchen Bedingungen kann der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt des extrudierten Materials auf die gleiche Weise wie beim Warmschmieden so eingestellt werden, dass er innerhalb des vorgegebenen Bereichs liegt. Wenn die Fertigstellungstemperatur bei der Warmextrusion weniger als 365°C beträgt, finden am Ende der Extrusion eine Rekristallisation und ein Kornwachstum statt. Daher ist es wahrscheinlich, dass während des anschließenden Warmschmiedens eine Rekristallisation stattfindet und der Rekristallisationsanteil in einem Querschnitt eines Endprodukts (Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung) kann nicht auf 20% oder weniger eingestellt werden. Als Ergebnis ist es dann, wenn das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung für ein Kraftfahrzeugbodengruppenteil oder dergleichen verwendet wird, schwierig, dessen Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit zu verbessern. Es ist auch schwierig, die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
  • Beispiele
  • Nachstehend wird die vorliegende Erfindung durch Beispiele genauer beschrieben. Die vorliegende Erfindung wird jedoch durch die folgenden Beispiele nicht beschränkt und kann auch mit entsprechenden Änderungen ausgeführt werden, ohne vom Schutzbereich der Ansprüche abzuweichen.
  • Aluminiumlegierungen mit den Zusammensetzungen der chemischen Komponenten mit den Legierungsnummern 1 bis 15 und 17 bis 24, die in der Tabelle 1 gezeigt sind, wurden geschmolzen, einer Entgasungsbehandlung unterzogen und gegossen, so dass Blöcke (mit den Blocknummern A bis Z und Z2 bis Z9), die jeweils einen Durchmesser von 85 mm aufwiesen, mit einem halbkontinuierlichen Gießverfahren (bei dem die durchschnittliche Abkühlrate während des Gießens 150°C/s betrug) gegossen wurden. Andererseits wurde eine Aluminiumlegierung mit der Zusammensetzung der chemischen Komponenten mit der Legierungsnummer 16 geschmolzen, einer Entgasungsbehandlung unterzogen und gegossen, so dass ein Block (mit der Blocknummer Z1) mit einem Durchmesser von 400 mm mit dem halbkontinuierlichen Gießverfahren (bei dem die durchschnittliche Abkühlrate während des Gießens 2°C/s betrug) gegossen wurde. Die Aluminiumlegierungen (mit den Legierungsnummern 1 bis 20), die in der Tabelle 1 gezeigt sind, enthielten V, Hf und B als unvermeidbare Verunreinigungen, der Gesamtgehalt an V und Hf betrug weniger als 0,2 Massen-% und der B-Gehalt betrug 300 ppm oder weniger. Die Wasserstoffgaskonzentrationen der Blöcke (mit den Blocknummern A bis Z und Z1 bis Z9) wurden mit dem Inertgasstromschmelz-Wärmeleitfähigkeitsverfahren (LIS A06-1993) gemessen und sind in der Tabelle 1 gezeigt.
  • Figure 00300001
  • Als nächstes wurden die Außenoberflächen der vorstehend genannten Blöcke (mit den Blocknummern A bis Z und Z2 bis Z9) jeweils mit einer Dicke von 5 mm plangefräst, auf eine Länge von 200 mm geschnitten und dann einer Homogenisierungswärmebehandlung und einem Warmschmieden unter Verwendung einer mechanischen Presse unter den in der Tabelle 2 gezeigten individuellen Bedingungen unterzogen (die Aufwärmraten und Abkühlraten der Tabelle 2 sind durchschnittliche Aufwärmraten und durchschnittliche Abkühlraten), um plattenartige Prüfkörper herzustellen (Beispiele 1 bis 14 und Vergleichsbeispiele 1 bis 12 und 14 bis 21). Andererseits wurde die Außenoberfläche des Blocks (mit der Blocknummer Z1) wie vorstehend erwähnt mit einer Dicke von 5 mm plangefräst, auf eine Länge von 600 mm geschnitten, einer Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen, mit einer Extrusionspresse zu einem Durchmesser von 75 mm extrudiert und dann in der gleichen Weise, wie es vorstehend beschrieben worden ist, einem Warmschmieden unter Verwendung einer mechanischen Presse unter den in der Tabelle 2 gezeigten individuellen Bedingungen unterzogen, um plattenartige Prüfkörper herzustellen (Beispiel 15 und Vergleichsbeispiel 13).
  • Beim Warmschmieden wurde jeder der Blöcke oder jedes der extrudierten Materialien in etwa 1 Stunde von Raumtemperatur bis zu einer Schmiedeanfangstemperatur plus 20°C erhitzt und sofort aus einem Ofen entnommen. Nachdem die Schmiedeanfangstemperatur geprüft worden ist, wurden die Blöcke oder die extrudierten Materialien radial zu den plattenartigen Prüfkörpern geschmiedet. Das Schmieden wurde dreimal nacheinander ohne dazwischen durchgeführtes erneutes Erwärmen ausgeführt und die plattenartigen Prüfkörper, die jeweils eine Dicke von 16 mm aufwiesen, wurden durch den dritten Schmiedevorgang erzeugt. Nach dem Beenden des Schmiedens wurden sofort die Prüfkörpertemperaturen (Schmiede-Fertigstellungstemperaturen) gemessen und die Prüfkörper wurden jeweils auf Raumtemperatur abkühlen gelassen.
  • Als nächstes wurden die plattenartigen Prüfkörper (Beispiele 1 bis 15 und Vergleichsbeispiele 1 bis 21) jeweils der folgenden T6-Anlassbehandlung unterzogen. Da beim Vergleichsbeispiel 7 beim Schmieden eine Rissbildung auftrat, wurde die T6-Anlassbehandlung nicht durchgeführt.
  • (Bedingungen der T6-Anlassbehandlung)
  • Bei der Lösungsbehandlung wurden die plattenartigen Prüfkörper jeweils in etwa 1 Stunde von Raumtemperatur bis 555°C erhitzt, 3 Stunden gehalten und dann einem Abschrecken in warmem Wasser bei 40°C unterzogen. Nach dem Abschrecken wurden die plattenartigen Prüfkörper jeweils 10 min in dem warmen Wasser eingetaucht belassen und dann sofort einer künstlichen Alterungsbehandlung unterzogen. Die Bedingungen der künstlichen Alterungsbehandlung waren 180°C und 5 Stunden.
  • Für jeden der plattenartigen Prüfkörper (die der T6-Behandlung unterzogen worden sind) der Beispiele 1 bis 15 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 21 wurde der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung und der Größenverteilungsindexwert (in der Tabelle 2 als V/r angegeben) der dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung mit dem folgenden Messverfahren gemessen. Das Ergebnis der Messung ist in der Tabelle 2 gezeigt. Da im Vergleichsbeispiel 7 beim Schmieden eine Rissbildung auftrat, wurden der Flächenanteil, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungsindexwert nicht gemessen.
  • (Flächenanteil von Mg2Si)
  • Proben wurden von 5 Stellen von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und die Querschnitte (bidirektional: in der Richtung der Kornorientierung und in der Richtung senkrecht zur Kornorientierung) davon wurden jeweils auf Spiegelglanz poliert. Dann wurde Mg2Si in den insgesamt 10 Querschnitten aus 2 Querschnitten an 5 Stellen unter Verwendung eines SEM (Rasterelektronenmikroskop mit einer 500-fachen Vergrößerung) untersucht, der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr wurde mittels Bildanalyse berechnet und ein Durchschnittswert in den 10 Querschnitten wurde berechnet. Der Flächenanteil ist eine Darstellung des Anteils (%) einer von Mg2Si eingenommenen Fläche an der Fläche eines Untersuchungsfelds.
  • (Rekristallisationsanteil)
  • Nachdem Proben von 5 Stellen von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und die Querschnitte (bidirektional: in der Richtung der Kornorientierung und in der Richtung senkrecht zur Kornorientierung) davon jeweils auf Spiegelglanz poliert worden sind, wurden die Strukturen durch chemisches Ätzen (unter Verwendung von Natriumhydroxid) freigelegt. Die insgesamt 10 Querschnitte aus 2 Querschnitten an 5 Stellen wurden mit einem optischen Mikroskop untersucht, der Rekristallisationsanteil wurde mittels Bildanalyse berechnet und ein Durchschnittswert in den 10 Querschnitten wurde berechnet. Der Rekristallisationsanteil ist eine Darstellung des Anteils (%) einer Fläche, die von dem rekristallisierten Bereich 1 in einem Querschnitt jedes der Prüfkörper eingenommen wird (vgl. die 1).
  • (Größenverteilungsindexwert V/r (V: Flächenanteil % und r: durchschnittlicher Radius nm) von dispergierten Teilchen)
  • Proben wurden von 5 Stellen von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und die dispergierten Teilchen 2 wurden mit einem TEM (Transmissionselektronenmikroskop mit einer 20000-fachen Vergrößerung (vgl. die 2)) untersucht. Der Flächenanteil (V) der dispergierten Teilchen und deren durchschnittlicher Radius (r) wurden durch digitales Verarbeiten von fünf Photographien berechnet. Der Flächenanteil (V) wurde als Anteil (%) der Gesamtfläche der dispergierten Teilchen an der Gesamtfläche der Photographien festgelegt. Die Radien (nm) von Kreisen mit jeweils der gleichen Fläche wurden für die einzelnen dispergierten Teilchen auf der Basis jedes einzelnen Teilchens berechnet und der Durchschnittswert der Radien wurde als der durchschnittliche Radius (r) verwendet. Der Größenverteilungsindexwert V/r (%/nm) der dispergierten Teilchen wurde mit den Werten von V und r berechnet. Die Dicken der für die Untersuchung unter einem TEM verwendeten Prüfkörper betrugen etwa 2000 Å und waren identisch.
  • Figure 00340001
  • Figure 00350001
  • Als nächstes wurden für jeden der plattenartigen Prüfkörper (die der T6-Behandlung unterzogen worden sind) der Beispiele 1 bis 15 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 21 die Festigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und die Zähigkeit mit dem folgenden Bewertungsverfahren bewertet. Das Ergebnis der Bewertung ist in der Tabelle 3 gezeigt. Da bei dem Vergleichsbeispiel 7 beim Schmieden eine Rissbildung auftrat, wurde eine Bewertung nicht durchgeführt.
  • (Festigkeit: Dehngrenze)
  • Zwölf Testkörper (die Längsrichtung jedes der Zugtestkörper war senkrecht zur Kornorientierung) wurden von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und einem Zugtest unterzogen. Der Zugtest wurde unter Verwendung einer Testform gemäß den Vorschriften von JIS-Z-2201 mit einem Testverfahren gemäß den Vorschriften von JIS-Z-2241 durchgeführt. Die Durchschnittswerte der Zugfestigkeiten, der 0,2%-Dehngrenzen und der Dehnung der zwölf Testkörper wurden als die charakteristischen Werte der plattenartigen Prüfkörper festgelegt. Die Prüfkörper mit 0,2%-Dehngrenzen (in der Tabelle 3 als Dehngrenze angegeben) von 350 MPa oder mehr wurden so bewertet, dass sie hervorragende Festigkeiten aufweisen.
  • (Korrosionsbeständigkeit: SCC-Beständigkeit)
  • Zwölf Testkörper (C-Ringe) wurden von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und einem SCC-Beständigkeitstest unterzogen. Der SCC-Beständigkeitstest wurde mit einer Testform und einem Testverfahren gemäß den Vorschriften von JIS-H-8711 (Spannungsrisskorrosionstest-Abschnitt 5: Herstellung von C-Ring-Testkörpern und Test) durchgeführt. Bei einer ausgeübten Belastung von 250 MPa und während eines Testzeitraums von 90 Tagen wurden die Testkörper, die keiner Rissbildung unterlagen, jeweils mit einem „O” bezeichnet, was eine hervorragende SCC-Beständigkeit darstellt, und so bewertet, dass sie eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit aufweisen, während die Testkörper, die einer Rissbildung unterlagen, jeweils mit einem „X” bezeichnet wurden, was eine schlechte SCC-Beständigkeit darstellt, und so bewertet wurden, dass sie eine schlechte Korrosionsbeständigkeit aufweisen.
  • (Zähigkeit: Kerbschlagwert)
  • Zwölf Testkörper (die Längsrichtung jedes der Kerbschlagtestkörper war senkrecht zur Kornorientierung) wurden von jedem der plattenartigen Prüfkörper entnommen und einem Charpy-Kerbschlagtest unterzogen. Der Kerbschlagtest wurde unter Verwendung einer Testform gemäß den Vorschriften von JIS-Z-2202 mit einem Testverfahren gemäß den Vorschriften von JIS-Z-2242 durchgeführt. Der Durchschnittswert der Kerbschlagwerte der zwölf Testkörper wurde als der charakteristische Wert der plattenartigen Prüfkörper festgelegt. Die Testkörper mit Kerbschlagwerten von 15 J/cm2 oder mehr wurden so bewertet, dass sie eine hervorragende Zähigkeit aufweisen. Tabelle 3
    Zugfestigkeit (MPa) Dehngrenze (MPa) Dehnung (%) SCC-Beständigkeit Kerbschlagwert (J/cm2)
    Beispiel 1 390 365 17,0 O 16,0
    Beispiel 2 385 360 14,2 O 16,0
    Beispiel 3 395 370 17,0 O 17,0
    Beispiel 4 400 375 16,0 O 17,5
    Beispiel 5 375 355 25,0 O 20,0
    Beispiel 6 385 360 16,0 O 22,0
    Beispiel 7 385 360 24,0 O 23,0
    Beispiel 8 370 350 18,0 O 17,0
    Beispiel 9 400 375 17,0 O 18,0
    Beispiel 10 390 370 22,0 O 24,0
    Beispiel 11 395 370 18,5 O 19,0
    Beispiel 12 405 380 20,0 O 22,0
    Beispiel 13 387 365 19,0 O 17,0
    Beispiel 14 395 375 16,0 O 15,5
    Vgl.-Bsp. 1 360 340 19,0 X 17,0
    Vgl.-Bsp. 2 390 365 13,0 O 11,0
    Vgl.-Bsp. 3 367 345 15,0 X 16,0
    Vgl.-Bsp. 4 386 365 15,0 O 14,0
    Vgl.-Bsp. 5 370 345 13,0 O 12,0
    Vgl.-Bsp. 6 375 351 15,5 X 11,5
    Vgl.-Bsp. 7 Während des Schmiedens fand eine Rissbildung statt
    Vgl.-Bsp. 8 385 355 19,0 X 18,0
    Vgl.-Bsp. 9 390 370 14,5 X 11,0
    Vgl.-Bsp. 10 390 360 15,0 X 12,0
    Vgl.-Bsp. 11 360 320 15,0 O 11,0
    Vgl.-Bsp. 12 415 386 12,0 O 10,5
    Beispiel 15 385 360 19,0 O 20,0
    Vgl.-Bsp. 13 375 340 15,0 X 14,0
    Vgl.-Bsp. 14 410 382 10,0 O 8,0
    Vgl.-Bsp. 15 390 375 12,0 X 11,0
    Vgl.-Bsp. 16 385 375 7,0 O 9,0
    Vgl.-Bsp. 17 380 360 8,0 O 8,0
    Vgl.-Bsp. 18 420 400 15,0 X 13,0
    Vgl.-Bsp. 19 375 365 8,0 O 9,0
    Vgl.-Bsp. 20 380 365 7,0 O 9,0
    Vgl.-Bsp. 21 378 363 8,0 O 11,0
  • Wie es aus dem Ergebnis in der Tabelle 3 ersichtlich ist, wurde bestätigt, dass jedes der Beispiele 1 bis 15, die im Schutzbereich der Ansprüche der vorliegenden Erfindung liegen, eine hervorragende Festigkeit (Dehngrenze), Korrosionsbeständigkeit (SCC-Beständigkeit) und Zähigkeit (Kerbschlagwert) aufweist.
  • Im Gegensatz dazu liegt bei jedem der Vergleichsbeispiele 1 bis 7 und 13, die unter Herstellungsbedingungen außerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung hergestellt worden sind, die Metallstruktur (der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen) nicht im Schutzbereich der Ansprüche der vorliegenden Erfindung, selbst wenn die Aluminiumlegierungen verwendet wurden, welche die Zusammensetzungen innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung aufweisen. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass die Festigkeit (Dehngrenze), die Korrosionsbeständigkeit (SCC-Beständigkeit) und die Zähigkeit (Kerbschlagwert) dieser Vergleichsbeispiele signifikant schlechter sind als in jedem der Beispiele. Beim Vergleichsbeispiel 7 trat während des Warmschmiedens eine Rissbildung beim Schmieden auf.
  • Darüber hinaus wurde jedes der Vergleichsbeispiele 8 bis 12 und 14 bis 21, bei denen die Aluminiumlegierungen mit den Zusammensetzungen außerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung verwendet worden sind, unter Herstellungsbedingungen innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung erzeugt, jedoch liegt deren Metallstruktur (der Flächenanteil von Mg2Si, der Rekristallisationsanteil und der Größenverteilungsindexwert der dispergierten Teilchen) nicht im Schutzbereich der Ansprüche der vorliegenden Erfindung. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass die Festigkeit (Dehngrenze), die Korrosionsbeständigkeit (SCC-Beständigkeit) und die Zähigkeit (Kerbschlagwert) dieser Vergleichsbeispiele signifikant schlechter sind als in jedem der Beispiele.
  • Zusammenfassung
  • Es werden ein Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit als Reaktion auf das Dünnermachen von Kraftfahrzeugbodengruppenteilen sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitgestellt.
  • Das Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung umfasst eine Aluminiumlegierung, die vorgegebene Mengen an Mg, Si, Mn, Fe, Zn, Cu, Cr, Zr und Ti enthält, wobei der Rest aus Al und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, und eine Wasserstoffgaskonzentration von 0,25 ml/100 g Al oder weniger aufweist. In dem vorstehend genannten Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung beträgt der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr 0,15% oder weniger, der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung beträgt 20% oder weniger, und ein Größenverteilungsindexwert, der durch V/r definiert ist, von dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung (V: der Flächenanteil [%] der dispergierten Teilchen und r: der durchschnittliche Radius [nm] der dispergierten Teilchen) beträgt 0,20 oder mehr.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
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    • - JIS-Z-2242 [0088]

Claims (3)

  1. Schmiedestück aus einer Aluminiumlegierung, das eine Aluminiumlegierung umfasst, die, bezogen auf die Masse, Mg: 0,6 bis 1,0%, Si: 0,8 bis 1,4%, Mn: 0,4 bis 1,0%, Fe: 0,05 bis 0,35%, Zn: 0,1% oder weniger, Cu: 0,2% oder weniger, Cr: 0,35% oder weniger, Zr: 0,25% oder weniger und Ti: 0,01 bis 0,1% enthält, wobei der Rest aus Al und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, und eine Wasserstoffgaskonzentration von 0,25 ml/100 g Al oder weniger aufweist, wobei der Flächenanteil von Mg2Si mit einer maximalen Länge von 0,1 μm oder mehr 0,15% oder weniger beträgt, der Rekristallisationsanteil der Aluminiumlegierung 20% oder weniger beträgt, und ein Größenverteilungsindexwert, der durch V/r definiert ist, von dispergierten Teilchen der Aluminiumlegierung (V: der Flächenanteil [%] der dispergierten Teilchen und r: der durchschnittliche Radius [nm] der dispergierten Teilchen) 0,20 oder mehr beträgt.
  2. Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung, wobei das Verfahren umfasst: einen Schmelzschritt, bei dem die Aluminiumlegierung gemäß Anspruch 1 zu einem geschmolzenen Metall geschmolzen wird, einen Entgasungsschritt, bei dem das geschmolzene Metall einer Entgasungsbehandlung zur Einstellung der Wasserstoffgaskonzentration auf 0,25 ml/100 g Al oder weniger unterzogen wird, einen Gießschritt, bei dem das der Entgasungsbehandlung unterzogene geschmolzene Metall zu einem Block gegossen wird, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, bei dem der Block einer Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen wird, bei welcher der Block auf eine Haltetemperatur von 510 bis 570°C bei einer durchschnittlichen Aufheizrate von mehr als 20°C/Stunde und nicht mehr als 1000°C/Stunde erhitzt wird, 2 Stunden oder länger bei der Haltetemperatur gehalten wird und dann so abgekühlt wird, dass eine durchschnittliche Abkühlrate während des Abkühlens von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C 110°C/Stunde oder mehr beträgt, einen Schmiedeschritt, bei dem der Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen worden ist, als Ausgangsmaterial zum Schmieden verwendet wird und das Ausgangsmaterial zum Schmieden einem Warmschmieden mit einer Anfangstemperatur von 460 bis 560°C und einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder mehr unterzogen wird, und einen Anlassschritt, bei dem nach dem Schmiedeschritt eine T6- oder T7-Anlassbehandlung, umfassend eine Lösungsbehandlung, ein Abschrecken und eine künstliche Alterungsbehandlung, durchgeführt wird.
  3. Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung, wobei das Verfahren umfasst: einen Schmelzschritt, bei dem die Aluminiumlegierung gemäß Anspruch 1 zu einem geschmolzenen Metall geschmolzen wird, einen Entgasungsschritt, bei dem das geschmolzene Metall einer Entgasungsbehandlung zur Einstellung der Wasserstoffgaskonzentration auf 0,25 ml/100 g Al oder weniger unterzogen wird, einen Gießschritt, bei dem das der Entgasungsbehandlung unterzogene geschmolzene Metall zu einem Block gegossen wird, einen Homogenisierungswärmebehandlungsschritt, bei dem der Block einer Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen wird, bei welcher der Block auf eine Haltetemperatur von 510 bis 570°C bei einer durchschnittlichen Aufheizrate von mehr als 20°C/Stunde und nicht mehr als 1000°C/Stunde erhitzt wird, 2 Stunden oder länger bei der Haltetemperatur gehalten wird und dann so abgekühlt wird, dass das Abkühlen von der Haltetemperatur auf mindestens 350°C bei einer durchschnittlichen Abkühlrate von 110°C/Stunde oder mehr durchgeführt wird, einen Extrusionsschritt, bei dem der Block, welcher der Homogenisierungswärmebehandlung unterzogen worden ist, einer Warmextrusion mit einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder höher zu einem extrudierten Material unterzogen wird, einen Schmiedeschritt, bei dem das extrudierte Material als Ausgangsmaterial zum Schmieden verwendet wird und das Ausgangsmaterial zum Schmieden einem Warmschmieden mit einer Anfangstemperatur von 460 bis 560°C und einer Fertigstellungstemperatur von 365°C oder mehr unterzogen wird, und einen Anlassschritt, bei dem nach dem Schmiedeschritt eine T6- oder T7-Anlassbehandlung, umfassend eine Lösungsbehandlung, ein Abschrecken und eine künstliche Alterungsbehandlung, durchgeführt wird.
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