JP2000054049A - 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法 - Google Patents
圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 衝突時の圧縮変形を受けた際に割れが発生す
ることがなく、エネルギー吸収効率が高い圧潰特性に優
れたサイドメンバー用Ａ１−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材
を得ることを目的とする。 【解決手段】 重量％で、Ｓｉ：0.6〜1％、Ｍｇ：0.5
〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただし、0.4％を含ま
ず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜0.6％、Ｃｒ：0.0
5〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜0.25％、Ｔｉ：0.
001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を含有し、残部がＡ
ｌと不可避不純物からなる組成を有する押出形材であっ
て、該押出形材の内部組織が主として繊維状組織である
圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金押出形材。
ることがなく、エネルギー吸収効率が高い圧潰特性に優
れたサイドメンバー用Ａ１−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材
を得ることを目的とする。 【解決手段】 重量％で、Ｓｉ：0.6〜1％、Ｍｇ：0.5
〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただし、0.4％を含ま
ず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜0.6％、Ｃｒ：0.0
5〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜0.25％、Ｔｉ：0.
001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を含有し、残部がＡ
ｌと不可避不純物からなる組成を有する押出形材であっ
て、該押出形材の内部組織が主として繊維状組織である
圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金押出形材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の構造用の
アルミニウム合金押出形材に関するもので、特に圧潰特
性に優れたサイドメンバ−用アルミニウム合金押出形材
に関するものである。
アルミニウム合金押出形材に関するもので、特に圧潰特
性に優れたサイドメンバ−用アルミニウム合金押出形材
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車のサイドメンバ−は、自動車の前
方のエンジン部分と、後方のトランク部において、衝突
時にアコ−ディオン状に座屈変形し、これにより衝突時
の衝撃エネルギ−を吸収することにより、乗員の安全性
を確保する機能を持つ部材である。この部材としては、
従来、冷延鋼板をプレス成形し、スポット溶接により組
み立てたものが用いられている。
方のエンジン部分と、後方のトランク部において、衝突
時にアコ−ディオン状に座屈変形し、これにより衝突時
の衝撃エネルギ−を吸収することにより、乗員の安全性
を確保する機能を持つ部材である。この部材としては、
従来、冷延鋼板をプレス成形し、スポット溶接により組
み立てたものが用いられている。
【０００３】しかし、近年、地球の温暖化などの環境問
題から、排ガス低減や燃費向上などを目的として自動車
の軽量化が強く要請されており、この軽量化の一環とし
て、鋼板の代わりに、軽量で、かつ複雑形状の構造物を
一体で製造できるアルミニウム合金押出形材の使用が検
討されている。このような用途に対しては、現在は主と
して押出性、機械的性質、および耐食性などのバランス
の良いＪＩＳ６０６３合金などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金の押出材が使用されている。
題から、排ガス低減や燃費向上などを目的として自動車
の軽量化が強く要請されており、この軽量化の一環とし
て、鋼板の代わりに、軽量で、かつ複雑形状の構造物を
一体で製造できるアルミニウム合金押出形材の使用が検
討されている。このような用途に対しては、現在は主と
して押出性、機械的性質、および耐食性などのバランス
の良いＪＩＳ６０６３合金などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金の押出材が使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、例えば代表的な６０６３合金
は耐力が２１５ＭＰａ程度と低いため、軸方向に圧縮荷
重を受けた際に変形が進む平均荷重が低く、したがって
エネルギ−吸収効率が低いので板厚を厚くする必要があ
るという問題がある。また、ＪＩＳ６０６１合金などの
強度の高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出形材は衝突時
の変形で割れが発生しやすく、一旦割れが発生するとそ
れ以降の衝撃は吸収されないので、エネルギ−吸収効率
はきわめて低いものとなるという問題がある。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、例えば代表的な６０６３合金
は耐力が２１５ＭＰａ程度と低いため、軸方向に圧縮荷
重を受けた際に変形が進む平均荷重が低く、したがって
エネルギ−吸収効率が低いので板厚を厚くする必要があ
るという問題がある。また、ＪＩＳ６０６１合金などの
強度の高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出形材は衝突時
の変形で割れが発生しやすく、一旦割れが発生するとそ
れ以降の衝撃は吸収されないので、エネルギ−吸収効率
はきわめて低いものとなるという問題がある。
【０００５】本発明はかかる問題点に鑑みなされたもの
で、衝突時の圧縮変形を受けた際に割れが発生すること
がなく、エネルギ−吸収効率が高い自動車サイドメンバ
−材として好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材を提
供することを目的とする。
で、衝突時の圧縮変形を受けた際に割れが発生すること
がなく、エネルギ−吸収効率が高い自動車サイドメンバ
−材として好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材を提
供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するため鋭意検討の結果、従来のアルミニウム合
金押出形材は一般に結晶粒の大きい再結晶組織を有し、
このため衝突時の変形で結晶粒界に沿って割れが発生す
るようになるが、本発明にかかる組成を有するＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金で構成し、特にＭｎとＣｒおよび／また
はＺｒの量を適切な範囲に制御し、さらに押出加工直後
に押出形材表面を急速に冷却することにより、押出形材
の内部に繊維状組織を強く発達させて押出加工による形
材表面への再結晶組織の生成を抑制し、衝突時の圧縮変
形による割れが極めて発生しにくく、エネルギ−吸収効
率が高い、すなわち優れた圧潰特性を有するＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出形材が得られることを見い出した。
を解決するため鋭意検討の結果、従来のアルミニウム合
金押出形材は一般に結晶粒の大きい再結晶組織を有し、
このため衝突時の変形で結晶粒界に沿って割れが発生す
るようになるが、本発明にかかる組成を有するＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金で構成し、特にＭｎとＣｒおよび／また
はＺｒの量を適切な範囲に制御し、さらに押出加工直後
に押出形材表面を急速に冷却することにより、押出形材
の内部に繊維状組織を強く発達させて押出加工による形
材表面への再結晶組織の生成を抑制し、衝突時の圧縮変
形による割れが極めて発生しにくく、エネルギ−吸収効
率が高い、すなわち優れた圧潰特性を有するＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出形材が得られることを見い出した。
【０００７】したがって、本発明は、重量％で、Ｓｉ：
0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただ
し、0.4％は含まず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜
0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜
0.25％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を
含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有す
る押出形材であって、該押出形材の内部組織が主として
繊維状組織である圧潰特性に優れるサイドメンバ−用Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材である。また、本発明に
おいて、サイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出
形材の耐力を２５０〜２９０ＭＰａとすることが望まし
い。
0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただ
し、0.4％は含まず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜
0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜
0.25％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を
含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有す
る押出形材であって、該押出形材の内部組織が主として
繊維状組織である圧潰特性に優れるサイドメンバ−用Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材である。また、本発明に
おいて、サイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出
形材の耐力を２５０〜２９０ＭＰａとすることが望まし
い。
【０００８】本発明において、押出形材の組織は、内部
組織が主として繊維状組織であることを特徴とし、押出
形材の全体に亘って繊維状組織が形成されていることが
最も望ましいが、押出形材の表層部に再結晶組織層が存
在している場合であっても、その厚さが１００μｍ以下
であれば、割れが極めて発生しにくくなり、優れた圧潰
特性が得られる。本発明において、繊維状組織を強く発
達させ、押出形材表面に不可避的に生成される再結晶組
織層の厚さを抑制するためには、押出加工直後に押出材
の表面に低温液体、例えば液体窒素を吹き付けて急速冷
却すればよい。
組織が主として繊維状組織であることを特徴とし、押出
形材の全体に亘って繊維状組織が形成されていることが
最も望ましいが、押出形材の表層部に再結晶組織層が存
在している場合であっても、その厚さが１００μｍ以下
であれば、割れが極めて発生しにくくなり、優れた圧潰
特性が得られる。本発明において、繊維状組織を強く発
達させ、押出形材表面に不可避的に生成される再結晶組
織層の厚さを抑制するためには、押出加工直後に押出材
の表面に低温液体、例えば液体窒素を吹き付けて急速冷
却すればよい。
【０００９】次に、本発明にかかるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の組成限定理由について説明する。本発明にかかる
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材は、重量％で、Ｓｉ：
0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただ
し、0.4％は含まず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜
0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜
0.25％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を
含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有す
る。
合金の組成限定理由について説明する。本発明にかかる
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材は、重量％で、Ｓｉ：
0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただ
し、0.4％は含まず）、Ｆｅ：0.1〜0.4%、Ｍｎ：0.2〜
0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／またはＺｒ：0.05〜
0.25％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％を
含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有す
る。
【００１０】ＳｉおよびＭｇには、微細なＭｇ2Ｓｉ化
合物として析出して強度を向上させる作用があり、Ｓｉ
およびＭｇのいずれかの含有量がＳｉ：0.6％未満およ
びＭｇ：0.5％未満になると、Ｍｇ2Ｓｉ化合物の析出量
が少なくなって所望の強度を確保することができなくな
る。一方、その含有量が、Ｓｉ：1％およびＭｇ：0.9％
を超えると押出加工性および曲げ加工性が低下するとと
もに、衝突時の変形による割れが発生しやすくなる。し
たがって、Ｓｉ：0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％とした。
ＳｉおよびＭｇの望ましい範囲は、Ｓｉ：0.65〜0.95
％、Ｍｇ：0.55〜0.85％である。
合物として析出して強度を向上させる作用があり、Ｓｉ
およびＭｇのいずれかの含有量がＳｉ：0.6％未満およ
びＭｇ：0.5％未満になると、Ｍｇ2Ｓｉ化合物の析出量
が少なくなって所望の強度を確保することができなくな
る。一方、その含有量が、Ｓｉ：1％およびＭｇ：0.9％
を超えると押出加工性および曲げ加工性が低下するとと
もに、衝突時の変形による割れが発生しやすくなる。し
たがって、Ｓｉ：0.6〜1％、Ｍｇ：0.5〜0.9％とした。
ＳｉおよびＭｇの望ましい範囲は、Ｓｉ：0.65〜0.95
％、Ｍｇ：0.55〜0.85％である。
【００１１】Ｃｕは、素地に固溶して強度を向上させる
作用があるが、その含有量が0.4％以下では所望の強度
向上効果が得られず、一方その含有量が0.8％を超える
と曲げ加工性および耐食性が低下するようになる。した
がって、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただし、0.4％は含まず）
とした。Ｃｕの望ましい範囲は、0.45〜0.65％である。
作用があるが、その含有量が0.4％以下では所望の強度
向上効果が得られず、一方その含有量が0.8％を超える
と曲げ加工性および耐食性が低下するようになる。した
がって、Ｃｕ：0.4〜0.8％（ただし、0.4％は含まず）
とした。Ｃｕの望ましい範囲は、0.45〜0.65％である。
【００１２】Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒには、Ｆｅと、Ｍ
ｎと、Ｃｒおよび／またはＺｒとが共存した状態で、均
質化処理後に微細な金属間化合物が素地中に分散して押
出加工時の再結晶を著しく抑制することにより繊維状組
織の発達を促進し、この結果衝突時の変形による割れを
発生しにくくする作用がある。しかし、その含有量がＦ
ｅ：0.1％未満、Ｍｎ：0.2％未満、Ｃｒ：0.05％未満お
よびＺｒ：0.05％未満、ではその効果が不十分あり、一
方その含有量が、それぞれＦｅ：0.4％、Ｍｎ：0.6％、
Ｃｒ：0.3％、およびＺｒ：0.25％を超えると、粗大な
金属間化合物が生成するようになり衝突時の変形による
割れが発生しやすくなる。したがって、Ｆｅ：0.1〜0.4
％、Ｍｎ：0.2〜0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／ま
たはＺｒ：0.05〜0.25％とした。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒの望ましい範囲は、Ｆｅ：0.15〜0.25％、Ｍｎ：0.25
〜0.45％、Ｃｒ：0.07〜0.2％、Ｚｒ：0.07〜0.15％で
ある。なお、ＣｒとＺｒは複合添加することが望まし
い。
ｎと、Ｃｒおよび／またはＺｒとが共存した状態で、均
質化処理後に微細な金属間化合物が素地中に分散して押
出加工時の再結晶を著しく抑制することにより繊維状組
織の発達を促進し、この結果衝突時の変形による割れを
発生しにくくする作用がある。しかし、その含有量がＦ
ｅ：0.1％未満、Ｍｎ：0.2％未満、Ｃｒ：0.05％未満お
よびＺｒ：0.05％未満、ではその効果が不十分あり、一
方その含有量が、それぞれＦｅ：0.4％、Ｍｎ：0.6％、
Ｃｒ：0.3％、およびＺｒ：0.25％を超えると、粗大な
金属間化合物が生成するようになり衝突時の変形による
割れが発生しやすくなる。したがって、Ｆｅ：0.1〜0.4
％、Ｍｎ：0.2〜0.6％、Ｃｒ：0.05〜0.3％および／ま
たはＺｒ：0.05〜0.25％とした。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒの望ましい範囲は、Ｆｅ：0.15〜0.25％、Ｍｎ：0.25
〜0.45％、Ｃｒ：0.07〜0.2％、Ｚｒ：0.07〜0.15％で
ある。なお、ＣｒとＺｒは複合添加することが望まし
い。
【００１３】ＴｉおよびＢは鋳造組織を微細化し、鋳造
割れを防止する作用があるが、ＴｉおよびＢのいずれか
の含有量でもＴｉ：0.001％未満およびＢ：0.0001％未
満になると、所望の効果が得られず、一方ＴｉおよびＢ
のいずれかの含有量でも、Ｔｉ：0.1％およびＢ：0.004
％を超えると、粗大な金属間化合物を生成するようにな
り衝突時の変形による割れが発生しやすくなる。したが
って、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％とし
た。ＴｉおよびＢの望ましい範囲は、Ｔｉ：0.005〜0.0
5％、Ｂ：0.0005〜0.001％である。
割れを防止する作用があるが、ＴｉおよびＢのいずれか
の含有量でもＴｉ：0.001％未満およびＢ：0.0001％未
満になると、所望の効果が得られず、一方ＴｉおよびＢ
のいずれかの含有量でも、Ｔｉ：0.1％およびＢ：0.004
％を超えると、粗大な金属間化合物を生成するようにな
り衝突時の変形による割れが発生しやすくなる。したが
って、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.0001〜0.004％とし
た。ＴｉおよびＢの望ましい範囲は、Ｔｉ：0.005〜0.0
5％、Ｂ：0.0005〜0.001％である。
【００１４】また本発明においては、合金成分および熱
処理を制御することにより耐力を２５０〜２９０ＭＰａ
とすることが望ましい。耐力が２５０ＭＰａ以上で十分
なエネルギ−吸収効率が得られるが、２９０ＭＰａを超
えると衝突時の変形による割れが発生しやすくなる傾向
にあるからである。なお、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量の少ない
合金組成の場合には、高温で、長時間の時効処理条件と
し、一方、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量の多い合金組成の場合に
は、低温で、短時間の時効処理条件とすることで規定の
耐力を得ることができる。また、ピーク時効の手前の亜
時効ないしはピーク時効を過ぎた過時効の処理を施すこ
とにより、耐力と引張強さの比を規定の範囲とすること
ができる。
処理を制御することにより耐力を２５０〜２９０ＭＰａ
とすることが望ましい。耐力が２５０ＭＰａ以上で十分
なエネルギ−吸収効率が得られるが、２９０ＭＰａを超
えると衝突時の変形による割れが発生しやすくなる傾向
にあるからである。なお、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量の少ない
合金組成の場合には、高温で、長時間の時効処理条件と
し、一方、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量の多い合金組成の場合に
は、低温で、短時間の時効処理条件とすることで規定の
耐力を得ることができる。また、ピーク時効の手前の亜
時効ないしはピーク時効を過ぎた過時効の処理を施すこ
とにより、耐力と引張強さの比を規定の範囲とすること
ができる。
【００１５】本発明にかかるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押
出形材は、前記の化学組成を有するアルミニウム合金ビ
レットを５１０〜５８０℃で、１〜２４時間均質化処理
し、次いで４５０〜５２０℃に加熱した後に押出加工す
るが、押出しダイス通過直後に形材表面に液体窒素等の
低温液体を吹き付けて急速冷却する。この急速冷却によ
り、形材表面の再結晶生成を抑制する。
出形材は、前記の化学組成を有するアルミニウム合金ビ
レットを５１０〜５８０℃で、１〜２４時間均質化処理
し、次いで４５０〜５２０℃に加熱した後に押出加工す
るが、押出しダイス通過直後に形材表面に液体窒素等の
低温液体を吹き付けて急速冷却する。この急速冷却によ
り、形材表面の再結晶生成を抑制する。
【００１６】こうして得られた押出形材には曲げ加工後
時効処理を施すが、時効処理後曲げ加工を行うか、いず
れの方法を取っても良い。時効処理は１５０〜２１０℃
の温度範囲で１〜２４時間行えばよい。
時効処理を施すが、時効処理後曲げ加工を行うか、いず
れの方法を取っても良い。時効処理は１５０〜２１０℃
の温度範囲で１〜２４時間行えばよい。
【００１７】
【発明の実施の形態】次に、本発明を実施の形態に基づ
き説明する。表１に示す試料１〜９の組成を有する２０
４mm径の合金ビレットを常法により溶製し、これらのビ
レットに５４５℃で４時間保持する均質化処理を施した
後、１６５０tonの押出し機を用い、押出加工を行っ
た。押出加工は、押出温度：５００℃、押出速度：５m
／minで実施し、ダイス通過直後に、液体窒素吹き付け
後水冷の条件で急速冷却した。引き続いてこれに温度：
１６０℃に４時間保持の条件で時効処理を施すことによ
り肉厚２mm、断面５４mm×７０mmの寸法を持った角パイ
プ形状の押出形材をそれぞれ製造した。なお、表１にお
いて、試料１〜３は本発明例、試料４〜９は比較例であ
る。
き説明する。表１に示す試料１〜９の組成を有する２０
４mm径の合金ビレットを常法により溶製し、これらのビ
レットに５４５℃で４時間保持する均質化処理を施した
後、１６５０tonの押出し機を用い、押出加工を行っ
た。押出加工は、押出温度：５００℃、押出速度：５m
／minで実施し、ダイス通過直後に、液体窒素吹き付け
後水冷の条件で急速冷却した。引き続いてこれに温度：
１６０℃に４時間保持の条件で時効処理を施すことによ
り肉厚２mm、断面５４mm×７０mmの寸法を持った角パイ
プ形状の押出形材をそれぞれ製造した。なお、表１にお
いて、試料１〜３は本発明例、試料４〜９は比較例であ
る。
【００１８】得られた本発明例の押出形材および比較例
の押出形材について、引張試験による耐力測定、および
静的圧縮試験による圧潰特性評価を行った。これらの結
果を表２に示す。また、本発明例の押出形材および比較
例の押出形材のミクロ組織観察を行い、表層部の再結晶
組織層の厚さを測定した。その結果も表２に併せて示
す。なお、各形材の再結晶組織層以外の内部は繊維状組
織を有していた。
の押出形材について、引張試験による耐力測定、および
静的圧縮試験による圧潰特性評価を行った。これらの結
果を表２に示す。また、本発明例の押出形材および比較
例の押出形材のミクロ組織観察を行い、表層部の再結晶
組織層の厚さを測定した。その結果も表２に併せて示
す。なお、各形材の再結晶組織層以外の内部は繊維状組
織を有していた。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】表２に示した本発明例の押出形材である試
料１〜３は、割れが発生することなくアコ−デオン状に
圧縮変形し、吸収エネルギ−も４０００Ｊ以上と圧潰特
性に優れていた。これに対し、比較例の押出形材である
試料４〜９は十分な圧潰特性を得ることができなかっ
た。試料４および５は、それぞれＳｉ、Ｍｇが多いの
で、割れが発生した。試料６および７は、それぞれＳ
ｉ、Ｍｇが少ないために耐力が低く吸収エネルギ−が４
０００Ｊ未満と低かった。試料８はＭｎが多いため、粗
大な金属間化合物が生成し、割れが発生した。試料９は
Ｍｎが少ないため、表層部の再結晶組織層の厚さが１０
０μｍを超え、割れが発生した。
料１〜３は、割れが発生することなくアコ−デオン状に
圧縮変形し、吸収エネルギ−も４０００Ｊ以上と圧潰特
性に優れていた。これに対し、比較例の押出形材である
試料４〜９は十分な圧潰特性を得ることができなかっ
た。試料４および５は、それぞれＳｉ、Ｍｇが多いの
で、割れが発生した。試料６および７は、それぞれＳ
ｉ、Ｍｇが少ないために耐力が低く吸収エネルギ−が４
０００Ｊ未満と低かった。試料８はＭｎが多いため、粗
大な金属間化合物が生成し、割れが発生した。試料９は
Ｍｎが少ないため、表層部の再結晶組織層の厚さが１０
０μｍを超え、割れが発生した。
【００２２】
【発明の効果】本発明によれば、重量％で、Ｓｉ0.6〜1
％、Ｍｇ0.5〜0.9％、Ｃｕ0.4〜0.8％（ただし、0.4％
は含まず）、Ｆｅ0.1〜0.4%、Ｍｎ0.2〜0.6％、Ｃｒ0.0
5〜0.3％および／またはＺｒ0.05〜0.25％、Ｔｉ0.001
〜0.1％、Ｂ0.0001〜0.004％を含有し、残部がＡｌと不
可避不純物からなる組成を有し、その内部組織を主とし
て繊維状組織としたので、衝突時の圧縮変形を受けた際
に割れが発生することがなく、エネルギ−吸収効率が高
い圧潰特性に優れたサイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出形材が得られた。
％、Ｍｇ0.5〜0.9％、Ｃｕ0.4〜0.8％（ただし、0.4％
は含まず）、Ｆｅ0.1〜0.4%、Ｍｎ0.2〜0.6％、Ｃｒ0.0
5〜0.3％および／またはＺｒ0.05〜0.25％、Ｔｉ0.001
〜0.1％、Ｂ0.0001〜0.004％を含有し、残部がＡｌと不
可避不純物からなる組成を有し、その内部組織を主とし
て繊維状組織としたので、衝突時の圧縮変形を受けた際
に割れが発生することがなく、エネルギ−吸収効率が高
い圧潰特性に優れたサイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出形材が得られた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０１ ６１２ ６１２ ６３１ ６３１Ｚ ６８３ ６８３ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｓｉ0.6〜1％、Ｍｇ0.5〜0.9
％、Ｃｕ0.4〜0.8％（ただし、0.4％は含まず）、Ｆｅ
0.1〜0.4%、Ｍｎ0.2〜0.6％、Ｃｒ0.05〜0.3％および／
またはＺｒ0.05〜0.25％、Ｔｉ0.001〜0.1％、Ｂ0.0001
〜0.004％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からな
る組成を有する押出形材であって、該押出形材の内部組
織が主として繊維状組織であることを特徴とする圧潰特
性に優れるサイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押
出形材。 - 【請求項２】 押出形材の表層部の再結晶組織層の厚さ
が１００μｍ以下である請求項１に記載の圧潰特性に優
れるサイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形
材。 - 【請求項３】 耐力が２５０〜２９０ＭＰａである請求
項１または２に記載の圧潰特性に優れるサイドメンバ−
用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項４】 重量％で、Ｓｉ0.6〜1％、Ｍｇ0.5〜0.9
％、Ｃｕ0.4〜0.8％（ただし、0.4％は含まず）、Ｆｅ
0.1〜0.4%、Ｍｎ0.2〜0.6％、Ｃｒ0.05〜0.3％および／
またはＺｒ0.05〜0.25％、Ｔｉ0.001〜0.1％、Ｂ0.0001
〜0.004％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からな
る組成を有する合金を押出加工するに際し、押出ダイス
通過直後にその表面を急速冷却することを特徴とする圧
潰特性に優れるサイドメンバ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金押出形材の製造方法。 - 【請求項５】 急速冷却を液体窒素を吹き付けることに
より行う請求項４に記載の圧潰特性に優れるサイドメン
バ−用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10225018A JP2000054049A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP10225018A JP2000054049A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法 |
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|---|---|
| JP2000054049A true JP2000054049A (ja) | 2000-02-22 |
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ID=16822793
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| JP10225018A Pending JP2000054049A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法 |
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-
1998
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