JP2006316303A

JP2006316303A - 高温成形用アルミニウム合金押出材および高温成形品

Info

Publication number: JP2006316303A
Application number: JP2005138753A
Authority: JP
Inventors: Seizo Ueno; 誠三上野; Satoshi Wakakuri; 聡史若栗
Original assignee: Furukawa Sky KK
Current assignee: Furukawa Sky KK
Priority date: 2005-05-11
Filing date: 2005-05-11
Publication date: 2006-11-24

Abstract

【課題】生産性が良く、高温で成形を行ってもキャビテーションが起こりにくいため成形性に優れ、高い強度が得られるアルミニウム合金押出材及び高温成形品を提供する。
【解決手段】Ｍｇを０．５質量％以上２．０質量％以下、Ｚｎを４．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｕを０．３５質量％以下、Ｚｒを０．２質量％以下、Ｃｒを０．２５質量％以下、Ｍｎを０．５質量％以下、Ｔｉを０．１質量％以下含有し、残部が不可避的不純物およびＡｌよりなる合金組成のアルミニウム合金鋳塊を押出加工して得られたアルミニウム合金押出材であって、表面再結晶層の厚さが３００μｍ以下である高温成形用アルミニウム合金押出材及びその押出材を成形加工した高温成形品。
【選択図】なし

Description

本発明は、アルミニウム合金押出材および高温成形品に関し、詳しくは、応力腐食割れしにくく、高温成形時のキャビテーションが少なく強度に優れ、生産性が良いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材およびその高温成形品に関するものである。

従来から、Ａｌ−Ｍｇ系合金においては、例えば４６０℃から５５０℃の高温領域で、数百パーセントの高い伸びを生じるようにして、高い成形性を得るような超塑性合金が開発されている。しかし、高い成形性が得られたとしてもこれらの合金の成形は、１０^-4〜１０^-3／ｓの歪み速度で行われるため、一般的な器物などの成形でも３０分〜１００分も時間がかかり、工業規模では生産性が悪かった。これに対し、従来の超塑性のものより高速成形する歪み速度が１０^-2〜１０⁰／ｓのＡｌ−Ｍｇ系合金の高速超塑性成形が提案検討、開発されているが（例えば、特許文献１参照）、結晶粒が粗大化して強度を落とす恐れがあり、またキャビテーションの発生の点でも改善の余地があった。

一方、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は強度が強いため二輪車のフレームやバンパービームなどに用いられるが、押出材を１０^-2〜１０⁰／ｓの歪み速度で熱間加工することは、キャビテーションが発生し、成形性が悪くなる恐れがあり、これまでほとんど行われてこらず、冷間加工が主であった。冷間加工の例としては、アルミニウム合金押出管を拡管加工やハイドロフォーム加工（液圧バルジ加工）等を行い複雑な形状に成形した例がある。しかし、冷間加工では、複雑な形状に加工しようとすると伸びが不足し、十分な成形ができず材料が割れるという問題があった。
特開平１０−２５９４４１号公報

本発明は、このような事情に着目してなされたものであって、その目的は、生産性が良く、高温で成形を行ってもキャビテーションが起こりにくいため成形性に優れ、高い強度が得られるアルミニウム合金押出材および成形品を提供することである。

本発明者は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金において、各種元素の含有量と、アルミニウム押出材の高温加工について研究を重ねた結果、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量を特定の範囲とし、表面再結晶層の厚さを特定の範囲とした合金押出材により、また、さらに高温成形条件を特定の条件とすることにより、高温加工時に発生するキャビテーション量を大きく低減しうることを見出した。
詳しくは、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材あるいは高温加工中に粗大な再結晶粒ができると、高温加工で粗大な結晶粒の周りにキャビテーションが発生し、更にそれが連結、巨大化してクラックに発展する可能性があり、キャビテーションをできるだけ出さないようにするには、合金組成を特定の範囲とするとともに、表面再結晶の厚さを薄くする必要があり、また、成形温度や歪み速度をある範囲に規制することで表面の再結晶を抑制できることを見出した。
本発明は、これらの知見に基づき本発明をなすに至ったものである。

すなわち、本発明は、
（１）Ｍｇを０．５質量％以上２．０質量％以下、Ｚｎを４．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｕを０．３５質量％以下、Ｚｒを０．２質量％以下、Ｃｒを０．２５質量％以下、Ｍｎを０．５質量％以下、Ｔｉを０．１質量％含有し、残部が不可避的不純物およびＡｌよりなる合金組成のアルミニウム合金鋳塊を押出加工して得られたアルミニウム合金押出材であって、表面再結晶層の厚さが３００μｍ以下である高温成形用アルミニウム合金押出材、
（２）前記押出加工の後、冷間加工をしたことを特徴とする（１）項記載の高温成形用アルミニウム合金押出材、
（３）３５０℃以上５００℃以下の温度領域で、歪み速度１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下で成形加工したときのキャビティ面積率が１．０％以下であることを特徴とする（１）または（２）項に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材、
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材を成形加工して得られた高温成形品であって、表面再結晶層の厚さが５００μｍ以下であることを特徴とする高温成形品、および
（５）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材を３５０℃以上５００℃以下の温度、かつ１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下の歪み速度で成形加工したことを特徴とする成形品、
を提供するものである。
本発明において、押出材とは、パイプや中空形材などの中空材、あるいは棒材、平角材などをさすものである。
また、高温成形とは合金の再結晶温度以上の温度で成形をいい、本発明では好ましくは３５０〜５００℃での成形である。

本発明の高温成形用アルミニウム合金押出材は、生産性に優れ、高温で成形を行ってもキャビテーションが発生しにくいため高温成形性に優れ、さらに、その高温成形品は応力腐食割れも起こりにくい。

本発明において、アルミニウム合金押出材に含有されるアルミニウム（Ａｌ）以外の元素の意義について説明する。
亜鉛（Ｚｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）は、部材に必要な強度を確保するために含有させる。
ジルコニウム（Ｚｒ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）は、高温成形の際に発生する結晶粒の粗大化を抑制するために含有させる。
銅（Ｃｕ）は、耐応力腐食割れ性改善のために任意に含有させる。
上記以外の元素、例えば、鉄（Ｆｅ）、ケイ素（Ｓｉ）、チタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、ホウ素（Ｂ）など、その他の合金元素は不可避的不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、新Ａｌ地金だけでなく、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金やその他のＡｌ合金スクラップ材、再生Ａｌ地金などを使用して、本発明のＡｌ合金を製造する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることになる。従って本発明では、目的とする発明効果を阻害しない範囲で、これら他の合金元素が含有されることを許容する。

各元素の好ましい含有範囲あるいは許容量について以下に詳細に説明する。

Ｍｇは強度及び押出し性に影響をおよぼす。Ｍｇが０．５質量％未満の場合、押出し性は良好であるが高い強度が得られない。一方、Ｍｇが２．０質量％を超えて含有される場合、押出し性が劣り、所要の形状の押出しが困難となり、生産性も劣る。従って、Ｍｇ含有量は０．５質量％以上２．０質量％以下とし、好ましくは、０．５質量％以上１．５質量％以下である。

ＺｎもＭｇと同様に強度及び押出し性に影響をおよぼす。Ｚｎが４．０質量％未満の場合、押出し性は良好であるが高い強度が得られない。一方、Ｚｎが７．０質量％を超えて含有される場合、押出し性が劣り、所要の形状の押出しが困難となり、生産性も劣る。従って、Ｚｎ含有量は４．０質量％以上７．０質量％以下とし、好ましくは４．４質量％以上６．０質量％以下である。

Ｃｕはアルミニウム合金の強度及び耐応力腐食割れ性を向上させる。しかし、Ｃｕ含有量が０．３５質量％を超えて添加されると耐食性が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は０．３５質量％以下とし、０．０１質量％以上０．２質量％以下が好ましい。

Ｚｒは高温加工の際に発生する結晶粒の粗大化を抑制する元素である。しかし、Ｚｒが０．２質量％を越えて含有されると、鋳造時に巨大な化合物が生成し、靱性を低下させる。従って、Ｚｒ含有量は、０．２質量％以下とし、０．０３質量％以上０．１７質量％以下が好ましい。

Ｃｒは高温加工の際に発生する結晶粒の粗大化を抑制する元素である。しかし、Ｃｒが０．２５質量％を越えて含有されると、鋳造時に巨大な化合物が生成し、靱性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は０．２５質量％以下とし、０．０１質量％以上０．２質量％以下であることが好ましい。

Ｍｎは高温加工の際に発生する結晶粒の粗大化を抑制する元素であるが、０．５質量％を超えて添加すると押出し性が劣化し、焼入れしにくくなる。従って、Ｍｎの含有量は０．５質量％以下とし、０．０１質量％以上０．４質量％以下であることが好ましい。

ＳｉおよびＦｅなどの不可避的不純物の元素は主にアルミニウム地金やスクラップなどの原料から入ってくる不純物元素であり、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系の金属間化合物や晶出物、Ｍｇ−Ｓｉ系等の金属間化合物を形成し、高温加工の際のキャビテーションの発生の起点を作る元素である。従ってＳｉ含有量を０．２５％質量以下、且つＦｅ含有量を０．３５質量％以下に制限した方が、金属間化合物の大きさ及びその分布密度が低減し、高温加工の際のキャビテーションの発生を抑えることができるため好ましい。

Ｔｉは鋳造組織を微細化する効果があり、鋳塊割れの防止などの利点があるため、工業的なビレットの鋳造に際し一般的に添加される元素であるが、０．１質量％を超えると粗大金属間化合物が晶出して材料の靱性や疲労特性が大きく低下するため、含有量を０．１質量％以下とする。また、含有量が０．００１質量％未満では微細化の効果が不十分な場合があり、Ｔｉの含有量は０．００１質量％以上０．１質量％以下にすることが好ましくい。

ＢはＴｉと同時に添加すると鋳造組織の微細化効果をより強めるので、Ｔｉと共に添加されるのが通常であるが、その含有量は０．０２質量％以下が好ましい。

Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ以外のアルミニウム地金やスクラップなどの原料から混入する不純物として、その他の不純物元素は０．０５質量％以下の含有は許容される。
本発明において、不可避的不純物は合計で０．１質量％以下であることが好ましい。

このような成分組成を有するアルミニウム合金の鋳塊（ビレット）は、必要に応じて、常法に従い均質化処理（例えば、４５０〜５２０℃、３〜２４時間）を施したのち、所定の形状に押出加工される。
本発明における押出加工には、従来用いられているアルミニウム合金の押出機を限定なく用いることができる。押出機のコンテナに送られるビレットの温度は４００〜５２０℃が好ましく、４２０〜５００℃がさらに好ましい。また、押出速度は１〜１５ｍ／ｍｉｎが好ましく、２〜１０ｍ／ｍｉｎがさらに好ましい。

本発明の高温成形用アルミニウム合金押出材は、必要に応じて冷間加工による引抜き、整直、あるいは曲げ加工やつぶし加工を行っても良い。これらの冷間加工により、例えば、押出管の寸法精度を向上させた引抜管とすることができ、また、後述する熱間加工の予備加工を行うことができる。冷間加工には、従来アルミニウム合金の冷間加工に用いられている手法、装置を適宜選択して用いることができる。

また、本発明の合金押出材は、キャビテーションの量（キャビティ面積率）は、４００℃以上５２０℃以下の温度領域で、歪み速度１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下で成形加工したとき、好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。キャビテーションの量が多くなりすぎると成形性が悪くなることがある。キャビティ面積率は、例えば、押出材を４００℃以上５２０℃以下の温度領域で、歪み速度１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下で成形加工した成形品から組織観察用試験片を切り出し、光学顕微鏡で撮影した写真を通常の解析ソフトにより画像解析することにより求めることができる。

本発明においては、押出材ではキャビティはほとんどない。また、成形品においては、キャビテーションの量は縦断面の面積あたり１．０％以下が好ましく、０．６％以下がさらに好ましい。キャビテーションの量が多くなりすぎると成形性が悪くなることがある。

また、押出材の表面再結晶層の厚さは、３００μｍ以下とし、１８０μｍ以下であることがさらに好ましい。表面再結晶層の厚さが表面から３００μｍより厚くなると、押出材の高温成形での成形性が悪化する。押出材の表面再結晶層の厚さを上記の厚さとするためには、例えば押出条件（押出温度、速度）を調整すればよい。
更に上記押出材の高温成形において表面再結晶層の厚さが厚くなると、キャビテーションが多くなるとともに、結晶粒径もより大きくなるため製品の材料強度や靱性、耐応力腐食割れ性が低下する。そのため高温成形品の表面再結晶層の厚さは５００μｍ以下が好ましく、３２０μｍ以下がさらに好ましい。高温成形品の表面再結晶層の厚さを上記の厚さとするためには、例えば成形温度、時間、歪み速度を調整すればよい。

本発明の高温成形用アルミニウム合金押出材を成形加工する際の歪み速度は、遅すぎると成形時間が長くなり、結晶粒が粗大化し、生産性も悪くなり、また歪み速度が速すぎると、歪みの回復が遅れて伸びが低下するため、歪み速度は、１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下が好ましく、１０^-2／ｓ以上１０^-1／ｓ以下がさらに好ましい。
また、成形加工する際の成形温度は、３５０℃未満では伸びが低く、また５００℃を超えると再結晶しやすくなるため、３５０℃以上５００℃以下とすることが好ましく、４２０℃以上４８０℃以下とすることがさらに好ましい。
歪み速度と成形温度は、常法に従い、所定の値に制御することができる。

上記以外は、従来のアルミニウム合金押出材の成形方法に用いられている通常の手段を用いて、本発明の高温成形用アルミニウム合金押出材を成形し、成形品とすることができる。

以下に本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

実施例１
表１に示す組成の合金を、直径２２０ｍｍのビレットに溶解鋳造し、４７０℃にて１８時間の均質化処理を行った。その後、ビレット温度４５０℃、押出速度６ｍ／ｍｉｎの押出条件で、幅６５ｍｍ、高さ６５ｍｍ、板厚３．５ｍｍの角管形状に押出し、室温までファンで強制冷却した。このとき、押出条件を上記範囲内で適宜変更することにより、表２の表面再結晶層厚さを有する角管押出材を得た。

実施例２
実施例１の角管押出材の一辺から、押出方向と垂直に一部を平板状に切り出し加工して、図１の平面図で示す試験片１を作製した。なお、図１で、長さを示す数値の単位はｍｍである。この試験片１を高温の空気炉に保持し、試験片が４３０℃になった時点で歪み速度２×１０^-1／ｓで、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、以下の項目について測定を行った。その結果を表２に示す。

１．キャビテーション量の測定
上記高温引張試験片１の平行部２の板厚減少量が５０％の位置から組織観察用試験片を切り出し、光学顕微鏡で撮影した写真を画像解析し、キャビテーションの面積率を測定した。その結果を表２にキャビティ面積率（％）として示した。
２．高温引張試験での伸び値の測定
標点間距離は１０ｍｍで測定した。

表２の総合評価において、再結晶層厚さ、キャビティ面積率、及び高温伸びについて、総合的にみて、特に優れるものを◎で、優れるものを○で、特性が劣るものを×で示した。
表２に示されるように、比較例の押出材は、キャビテーションの量が多く、高温での伸びが低い。
これに対し、本発明例の押出材は、高温加工の際に発生するキャビテーションの量が少なく、高温での伸びも高く良好である、特に表層再結晶厚さが１８０μｍ以下の押出材では、キャビティ面積率が０．５％以下であり、特に良好なものであった。

実施例３
実施例１における合金ｂ、ｃ、ｄについて、実施例１と同様に、押出し条件を適宜変更して、表層再結晶層厚さを２００〜３００μｍにした角管を押出した。押出しされた角管から押出方向と平行に試験片を加工し、表３に示す成形温度、および歪み速度で６０％引っ張った後、空冷して焼入れし、１００℃で８時間、１５０℃で８時間の時効処理を行い、表３に示す合金番号１〜１３の高温成形品を得た。高温成形品の再結晶層厚を実施例１と同様に測定し、結果を表３に示した。

応力腐食割れ試験
次に実施例３の高温成形品を用い、ＪＩＳＨ８７１１に準拠して応力腐食割れ試験を行った。交互浸漬を３０日間行い、割れが発生しなかったものを合格とし、一方、割れが発生したものを不合格とし、表３に示した。

表３中、評価の○は応力腐食割れしにくいもの、×は応力腐食割れしやすいものを意味するものである。また、表３中、「比較例」は請求項２および３の発明についての比較例である。
表３に示されるように、比較例の合金番号１１〜１３では、いずれも応力腐食割れ試験において割れが発生しているのに対し、本発明例の合金番号１〜１０では応力腐食割れは発生せず、耐応力腐食割れ性に優れたものであった。

実施例における引張試験の試験片の平面図である。

符号の説明

１試験片
２平行部

Claims

Ｍｇを０．５質量％以上２．０質量％以下、Ｚｎを４．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｕを０．３５質量％以下、Ｚｒを０．２質量％以下、Ｃｒを０．２５質量％以下、Ｍｎを０．５質量％以下、Ｔｉを０．１質量％以下含有し、残部が不可避的不純物およびＡｌよりなる合金組成のアルミニウム合金鋳塊を押出加工して得られたアルミニウム合金押出材であって、表面再結晶層の厚さが３００μｍ以下である高温成形用アルミニウム合金押出材。
前記押出加工の後、冷間加工をしたことを特徴とする請求項１記載の高温成形用アルミニウム合金押出材。
３５０℃以上５００℃以下の温度領域で、歪み速度１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下で成形加工したときのキャビティ面積率が１．０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材を成形加工して得られた高温成形品であって、表面再結晶層の厚さが５００μｍ以下であることを特徴とする高温成形品。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の高温成形用アルミニウム合金押出材を３５０℃以上５００℃以下の温度、かつ１０^-2／ｓ以上１０⁰／ｓ以下の歪み速度で成形加工したことを特徴とする高温成形品。