JP2007077487A - アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2007077487A JP2007077487A JP2005270693A JP2005270693A JP2007077487A JP 2007077487 A JP2007077487 A JP 2007077487A JP 2005270693 A JP2005270693 A JP 2005270693A JP 2005270693 A JP2005270693 A JP 2005270693A JP 2007077487 A JP2007077487 A JP 2007077487A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- foam
- kev
- energy
- aluminum
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Abstract
【課題】 高張力鋼板製の衝撃エネルギ吸収部材に代替できるアルミニウム合金発泡体を提供することである。
【解決手段】 エネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体が、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有するアルミニウム合金を発泡させてなり、相対密度が０．１以上であり、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散し、かつＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す組織とする。
【選択図】 図１
【解決手段】 エネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体が、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有するアルミニウム合金を発泡させてなり、相対密度が０．１以上であり、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散し、かつＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す組織とする。
【選択図】 図１
Description
本発明は、例えば、自動車の構造部材など、衝突時に圧縮の衝撃荷重を受けた際に変形して衝撃エネルギを吸収する、衝撃エネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体およびその製造方法に関するものである。なお、アルミニウム合金発泡体を、以下、発泡アルミニウムとも言う。
上記したような衝撃エネルギ吸収部材（クラッシュボックス）として、通常、自動車の構造部材には、閉断面を有する鋼製の中空部材が汎用されている。鋼製の中空部材は、軸方向や断面方向の圧縮の衝撃入力を受けると潰れ変形して、その衝撃エネルギを吸収する。この際、限られた変形量で、より大きなエネルギを吸収可能とするには、部材の寸法や肉厚を大きくすることが有効である。しかし、これは鋼製中空部材の体積や重量の増加を招いてしまい、燃費が悪化したり車両同士の衝突時における相手車両に与えるダメージが大きくなったりして好ましくない。また、軟鋼板に代わって、高強度鋼板（ハイテン）を使用して、鋼製中空部材の体積や重量の増加を抑制することも実際に行なわれているが、高強度鋼板は成形性が劣るため、部材形状が制約を受けることや、成形工程が増加することといった不都合がある。
これに対して、近年では、これら衝撃エネルギ吸収部材として、リサイクル性の良好な発泡アルミニウムなどの発泡金属が注目されている。このクラッシュボックスは、発泡アルミニウムを角柱状の形状としたものである。そして、この角柱軸芯方向を衝突方向に一致させるように配置し、衝突時に圧縮応力を受けて圧壊することにより衝突エネルギを吸収し、乗員や構造体への衝撃を減少させるようにしたものである。
このような発泡アルミニウムを用いたクラッシュボックスへの適用例としては、自動車車体のサイドメンバなどの構造部材として、断面形状が略円形状あるいは多角形状をなす鋼製の管体の中空部に、発泡アルミニウムを充填したものが知られている（特許文献１、２、３、４、５参照）。
これは、一定の反力を示しつつ圧縮変形する発泡アルミニウムの特性を利用したものであって、管体の圧縮変形を制御することによって、衝撃エネルギの吸収能を高めることが可能になる。
更に、発泡アルミニウム自体の衝撃エネルギ吸収能を高めるために、アルミニウム組成として、重量％で、Ｃｕ：０．１〜７％、Ｃａ：０．２〜５％、Ｚｎ：０．１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜２０％、Ｔｉ：０．１〜５％からなる群の１種又は２種以上を含み、残部がアルミニウム及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金が、相対密度が０．２０以下、平均気泡粒径が３．７ｍｍ以下とともに提案されている（特許文献６、７参照）。
特開平８−１６４８６９号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開平１１−５９２９８号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開２００３−１９９７７号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開２００３−２８２２４号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開２００４−１０８５４１号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開平１１−３０２７６５号公報 (特許請求の範囲、図１)
特開２０００−３２８１５５号公報 (特許請求の範囲、図１)
ところが、上記したような鋼製の管体や中空部材の中空部に発泡アルミニウムを充填したタイプのクラッシュボックスは、その皮材としての鋼製の管体や中空部材によって、初期瞬間応力、即ち、荷重−変位関係（特性）における最大荷重が高くなるとともに、プラトー応力（圧縮変形の際の圧縮応力）の安定性にも欠けるという問題がある。このため、実際問題として、発泡アルミニウム自体の衝撃エネルギ吸収性を活かし得ていない。
即ち、前記したような従来の発泡アルミニウムでは、近年益々高くなっている、衝撃エネルギ吸収部材としての上記要求エネルギ吸収量に対応できていない。このため、発泡アルミニウム製構造部材は、軽量化の利点があっても、自動車などの高張力鋼板製の構造部材には代替できていない。
例えば、近年の自動車の衝突安全基準としては、従来の5mile/h 程度の低速衝突から、16km/h、64km/hなどの中高速衝突に対応できる車体前面構造が求められるようになっている。即ち、このような中高速衝突でも、低速衝突時と同様に、自動車車体の左右のサイドメンバなどの構造部材が、軸方向の圧壊変形による衝突エネルギ吸収ができる設計が必要になってきている。
これに対して、現在、一般的に使用されている４４０ＭＰａ級高張力鋼板製のクラッシュボックスでは、クラッシュボックスが５０％変形するまでに６．０ｋＪ／ｋｇ程度のエネルギ吸収量がある。このため、発泡アルミニウムが、このような高張力鋼板製のクラッシュボックスに代替できるようにするためには、発泡アルミニウム単体クラッシュボックスとして、高張力鋼板製クラッシュボックスと同等の体積を有することを前提に、高張力鋼板製クラッシュボックスと同等か、それ以上のエネルギ吸収量が必要である。
なお、高張力鋼板製クラッシュボックスと同等の体積を有しなければ、発泡アルミニウムを高張力鋼板製クラッシュボックスに代替する軽量化の利点が生じない。
発泡アルミニウムの密度を上げれば、エネルギ吸収量も必然的に向上する。しかし、発泡アルミニウムの密度を上げれば、重量が増加し、発泡アルミニウムの大きな利点である前記軽量化効果が損なわれる。
したがって、密度を上げずに（軽量化効果を損なわずに）エネルギ吸収量を向上させる、という難しい課題がエネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体にはある。
本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、高張力鋼板製の衝撃エネルギ吸収部材に代替できるアルミニウム合金発泡体を提供することである。
この目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金発泡体の要旨は、エネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体であって、質量％で、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を発泡させてなり、相対密度が０．１以上であり、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散し、かつＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す組織とする。
また、この目的を達成するために、上記要旨あるいは後述する好ましい態様のアルミニウム合金発泡体を製造する本発明方法の要旨は、アルミニウム合金溶湯に対して、水素化チタンを添加して発泡させて、質量％で、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金発泡体を得、このアルミニウム合金発泡体を４００℃以上の温度で溶体化処理後に水冷し、その後１００〜１５０℃の温度範囲で熱処理を行なうことである。
本発明者らは、先に、特願２００４−２７７５３１号（平成１６年９月２４日出願）にて、エネルギ吸収部材として用いられる同じ成分組成のアルミニウム合金発泡体につき、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散した組織を有することを特徴として特許出願した。これは、上記粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の微細な析出物粒子のエネルギ吸収量向上効果が、これより粗大な析出物粒子よりも、格段に大きいことを知見したためである。
このように、アルミニウム合金発泡体の組織中に、これら微細な析出物粒子をできるだけ多く、分散乃至存在させることで、アルミニウム合金発泡体のエネルギ吸収量を格段に高めることができる。そして、アルミニウム合金発泡体単体製クラッシュボックスのエネルギ吸収量を高めることができる。
これに対して、本発明では、更に、この微細な析出物粒子分散に加えて、上記要旨のように、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギを上記特定の範囲とする組織とすることによって、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに（軽量化効果を損なわずに）、エネルギ吸収量を向上できることを知見した。
上記ＸＡＦＳ解析法による組織規定は、上記アルミニウム合金発泡体の合金元素であるＺｎ、Ｍｇなどから構成される、後述するＡｌ, Ｚｎ, Ｍｇからなる、ナノレベル以下の微細なクラスター（原子構造レベルでの、結晶化する前の原子の集団）の存在を意味する。
この微細なクラスターの存在が、前記した微細な析出物粒子との相乗効果で、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させる効果を発揮する。言い換えると、この微細なクラスターの上記ＸＡＦＳ解析法による規定と、前記した微細な析出物粒子規定とを、ともに満足することによって、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させることができる。
前記した従来のアルミニウム合金発泡体のエネルギ吸収量が低いのは、上記微細な析出物粒子が少ない、あるいは、この微細なクラスターが存在しないことにも一因がある。因みに、通常の発泡アルミニウムの製法では、発泡後の冷却は室温まで放冷するために、本発明における上記微細な析出物粒子はほとんど生成しない。また、通常の発泡アルミニウムの製法では、発泡後に溶体化および焼入れ処理を行なわないために、本発明における上記微細なクラスターはほとんど生成しない。
このため、従来のアルミニウム合金発泡体は、これら微細な析出物粒子とクラスターとを合わせて生成させる本発明アルミニウム合金発泡体に比して、密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させることができない。
このように、本発明のように、特定合金組成からなる発泡アルミニウムの上記微細な析出物粒子とクラスターとを増すためには、後述する通り、特別な製造方法が必要となる。そして、本発明によれば、高張力鋼板製の構造部材に代替可能な、高い衝撃エネルギ吸収量を達成できる、アルミニウム合金発泡体を提供できる。
（発泡体の相対密度）
本発明では、密度を上げずに（軽量化効果を損なわずに）、エネルギ吸収量を向上できる。しかし、そうは言っても、アルミニウム合金発泡体に必要なエネルギ吸収量を得るためには、発泡体がある程度の相対密度を有することが前提となる。
本発明では、密度を上げずに（軽量化効果を損なわずに）、エネルギ吸収量を向上できる。しかし、そうは言っても、アルミニウム合金発泡体に必要なエネルギ吸収量を得るためには、発泡体がある程度の相対密度を有することが前提となる。
この点、前記した、一般的な４４０ＭＰａ級高張力鋼板製クラッシュボックスの５０％変形までのエネルギ吸収量、６．０ｋＪ／ｋｇ以上のエネルギ吸収量を得るための目安として、発泡体（発泡）の相対密度を０．１以上とする。発泡体の相対密度が０．１未満では、本発明における上記微細な析出物粒子とクラスターとを合わせて有する組織としても、アルミニウム合金発泡体の６．０ｋＪ／ｋｇ以上の前記エネルギ吸収量が得られない可能性がある。
ここで、発泡体の相対密度の上限は特に規定しないが、相対密度が高いほど重量が大きくなり、発泡体の利点である軽量化効果が損なわれ、自動車などの軽量化に対する寄与が小さくなる。ただ、用途によっては、軽量化効果よりも変形応力が高い方が要求される場合もある。この点、相対密度は１．０以下が好ましい。また、特に軽量化の効果が要求される用途では０．６以下が好ましい。
なお、この発泡体の相対密度は、合金組成や製造条件、設備条件などに応じて、発泡剤（ＴｉＨ2 ）の添加量を調整して制御する。この相対密度は、発泡体から５０×５０×５０ｍｍ（１２５ｃｍ3 ）の試料を切り出し、この試料の重量を測定して、水の相当体積１２５ｃｍ3 ＝１２５ｇで割って求める。
（発泡の平均発泡径）
アルミニウム合金発泡体の前記エネルギ吸収量を得るためには、アルミニウム合金発泡体の発泡径（発泡あるいは気泡の粒径）は微細なほど好ましい。本発明における上記微細な析出物粒子とクラスターとを合わせて有する組織としても、平均発泡径（発泡の平均粒径）が粗大化した場合、アルミニウム合金発泡体の６．０ｋＪ／ｋｇ以上の前記エネルギ吸収量が得られない可能性がある。
アルミニウム合金発泡体の前記エネルギ吸収量を得るためには、アルミニウム合金発泡体の発泡径（発泡あるいは気泡の粒径）は微細なほど好ましい。本発明における上記微細な析出物粒子とクラスターとを合わせて有する組織としても、平均発泡径（発泡の平均粒径）が粗大化した場合、アルミニウム合金発泡体の６．０ｋＪ／ｋｇ以上の前記エネルギ吸収量が得られない可能性がある。
その目安として、アルミニウム合金発泡体の平均発泡径を５ｍｍ以下とすることが好ましい。平均発泡径を５ｍｍ以下の微細な発泡とすることにより、発泡粒径の均一性が保障され、圧縮強度や衝撃吸収特性が向上する。一方、アルミニウム合金発泡体の平均発泡径が５ｍｍを超えて粗大化した場合、圧縮強度や衝撃吸収特性が低下する可能性が高い。
平均発泡径は、発泡アルミニウムの断面を観察して各発泡の粒径を測定する通常の断面測定法で、測定可能である。
（析出物粒子）
本発明では、密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させるために、先ず、アルミニウム合金発泡体の組織を、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散した組織とする。
本発明では、密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させるために、先ず、アルミニウム合金発泡体の組織を、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散した組織とする。
これら微細な析出物粒子の存在量が、体積分率で１．０％未満では、アルミニウム合金発泡体の前記エネルギ吸収量を６．０ｋＪ／ｋｇ以上とすることが困難となる。この析出物粒子の体積分率につき、上限は、合金元素含有量や製造条件により自ずと決まるため、特に定めないが、１０％程度が上限となる。
この析出物粒子の主体は、合金元素であるＺｎやＭｇ由来の、ＭｇＺｎ2 、Ｍｇ2 Ｚｎ11を主体とするＺｎ−Ｍｇ化合物若しくはＺｎ単体である。この析出物粒子としては、この他、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ化合物なども含まれる。したがって、本発明における析出物粒子とは、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ化合物なども加えた、主として、Ｚｎ−Ｍｇ化合物からなるものと、Ｚｎ単体である。なお、これら析出物の元素は後述するＴＥＭ観察にて識別と定量化が可能である。
一方、粒径が５０ｎｍを超える粗大な析出物粒子は、前記した通り、エネルギ吸収量向上効果が小さい。このため、このような粗大な析出物粒子が多くなっても、アルミニウム合金発泡体の前記エネルギ吸収量を６．０ｋＪ／ｋｇ以上とすることが困難となる。また、粒径が０．５ｎｍ未満の析出物粒子は、後述する透過型電子顕微鏡によっても検出、測定が困難であり、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子に比べれば、やはりエネルギ吸収量向上効果が小さい。
アルミニウム合金発泡体組織中の、これら析出物粒子の識別と定量化は、１０万〜３０万倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、組織を観察して行なう。本発明では、１μｍ×１μｍ（１μｍ2 ）のＴＥＭ視野内の組織中に存在する、各析出物粒子の最大直径を各析出物粒子の粒径d として測定する。そして、これら粒径d が０．５〜５０ｎｍの範囲内に入る析出物粒子全ての合計面積率を求め、この値を、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子の体積分率とする。勿論、再現性や発泡体組織の均一性を図るために、上記観察視野を、発泡体の各部位によって複数化しても良く、この場合の面積率や体積分率は、複数視野の測定結果を更に平均化したものとなる。
したがって、本発明では、前記粒径d （最大直径）が０．５ｎｍ未満の析出物粒子や、粒径d が５０ｎｍを超える析出物粒子を、上記体積分率の測定対象とはしない。
言い換えると、本発明では、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散した組織であれば、アルミニウム合金発泡体のエネルギ吸収量などの要求特性を阻害しにない範囲で、粒径d が５０ｎｍを超える粗大な析出物粒子や、あるいは粒径d が０．５ｎｍ未満の析出物粒子の存在を許容する。
（クラスター）
本発明では、密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させるために、更に、上記微細析出物規定に加えて、アルミニウム合金発泡体の組織を、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギを上記特定の範囲とした組織とする。
本発明では、密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させるために、更に、上記微細析出物規定に加えて、アルミニウム合金発泡体の組織を、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギを上記特定の範囲とした組織とする。
本発明では、アルミニウム合金発泡体の組織中における、Ｚｎのミクロ的な(局所的な) 存在形態や構造を、Ｚｎの原子構造レベルで把握する手法として、ＸＡＦＳ（Ｘ-ray Absorption Fine Structure、Ｘ線吸収微細構造）解析法を用いた。
前記した通り、このＸＡＦＳ解析法による組織規定は、上記アルミニウム合金発泡体の合金元素であるＺｎ、Ｍｇなどから構成される、Ａｌ17-xＺｎ3 Ｍｇx 、Ａｌ19-xＺｎＭｇx などの、Ａｌ, Ｚｎ, Ｍｇからなる、ナノレベル以下の微細なクラスターの存在を意味する。
この微細なクラスターの存在が、前記した微細な析出物粒子の存在とともに、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上する効果を発揮する。言い換えると、この微細なクラスターと、前記した微細な析出物粒子とをともに特定量存在させることによって、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上させることができる。
具体的には、ＸＡＦＳ解析法による結果、ＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示す際の、Ｘ線の光子エネルギが９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲にあるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す場合に、エネルギ吸収量が増加する。
したがって、本発明では、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す組織とする。これによって、前記した析出物規定と合わせて、アルミニウム合金発泡体の密度を上げずに、エネルギ吸収量を向上できる。
（ＸＡＦＳ解析法）
ただ、これら微細なクラスターは、ナノレベル以下の微細さであり、ＳＥＭ、ＴＥＭなどを含む通常の組織観察手段では、直接、その存在を検出できない。これに対して、本発明では、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおける、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギの波形の特徴によって、間接的ではあるが、その存在を検出した。
ただ、これら微細なクラスターは、ナノレベル以下の微細さであり、ＳＥＭ、ＴＥＭなどを含む通常の組織観察手段では、直接、その存在を検出できない。これに対して、本発明では、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおける、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギの波形の特徴によって、間接的ではあるが、その存在を検出した。
これは、Ｚｎを含有するアルミニウム合金発泡体の組織中におけるＺｎの原子構造レベルでの存在形態や構造が、アルミニウム合金発泡体のエネルギ吸収量と相関していると推考したからである。そして、前記した通り、通常の組織解析に利用されるＳＥＭやＴＥＭなどの顕微鏡解析、あるいは、Ｘ線回折試験などでも、Ｚｎの原子構造レベルでの詳細な把握は難しいからである。
前記した通り、通常の組織解析に利用されるＳＥＭやＴＥＭなどの顕微鏡解析では、倍率を大きくしても、Ｚｎのミクロ的な存在形態や構造である、Ｚｎの原子構造レベルでの詳細な把握は難しい。また、Ｘ線回折試験などでも、Ｚｎのクラスター（原子構造レベルでの、結晶化する前の原子の集団）等の情報を得ることはできない。
これに対して、ＸＡＦＳ解析法は、測定対象物のＸ線の吸収スペクトルを解析することにより、原子構造乃至クラスターに関する情報が得られる。このＸＡＦＳ解析法を用いて、鋼材表面の耐候性に関連の深いさび層の原子の並び（鉄原子の周りの動径分布）を求めた例が、特開2002-256463 号公報([0012] 〜[0023]) に報告されている。また、液晶表示板配線材料用Ａｌ−Ｎｄ合金薄膜のＮｄ周りのＡｌ−Ｎｄの構造解析を求めた例が検査技術2000.1. 「第6 回電子材料の局所的構造の解析技術」(36〜39頁) に報告されている。また、ＸＡＦＳ測定装置自体も、特開2002-318208 号公報、特開2001-21507号公報、特開2001-33403号公報などで多数公開されている。
（ＸＡＦＳ解析法の原理）
ＸＡＦＳ解析法による材料の構造解析の原理を以下に説明する。Ｘ線の光子エネルギを増加させながら、材料の吸収率を測定すると、Ｘ線の光子エネルギの増加に対応して減少する。しかし、材料に特定なあるＸ線の光子エネルギ（Ｘ線吸収端）においてその吸収率が急激に増加するＸ線の光子エネルギが存在する。この際、Ｘ線の吸収によって発生した光電子の一部が、複数の原子による散乱と干渉によって、Ｘ線の吸収量に対して構造情報として反映される。したがって、材料のＸ線の吸収量をモニタすれば、材料の原子構造乃至組織中のクラスターに関する情報が得られる。
ＸＡＦＳ解析法による材料の構造解析の原理を以下に説明する。Ｘ線の光子エネルギを増加させながら、材料の吸収率を測定すると、Ｘ線の光子エネルギの増加に対応して減少する。しかし、材料に特定なあるＸ線の光子エネルギ（Ｘ線吸収端）においてその吸収率が急激に増加するＸ線の光子エネルギが存在する。この際、Ｘ線の吸収によって発生した光電子の一部が、複数の原子による散乱と干渉によって、Ｘ線の吸収量に対して構造情報として反映される。したがって、材料のＸ線の吸収量をモニタすれば、材料の原子構造乃至組織中のクラスターに関する情報が得られる。
更に具体的には、蛍光Ｘ線のビームライン上に物質をおいた場合、物質に照射されたＸ線強度（入射Ｘ線強度：I0）と物質を通過してきたＸ線強度（蛍光Ｘ線強度：I t ）とから、その物質によるＸ線の吸収量（Ｘ線吸収係数μ）が、μt=In(I0 /I t )より算出される(但し、t:試料厚さ) 。
ここで、上記物質であるＺｎを含有するアルミニウム合金発泡体に入射するＸ線光子エネルギ（波長）を変化させ、Ｘ線吸収係数μの増減をモニタ(スキャン) しながら、着目原子であるＺｎのＸ線吸収スペクトルを測定する。すると、特定なＸ線の光子エネルギにおいて、Ｘ線吸収係数が最大となる、急激な立ち上がり（Ｚｎ原子の吸収端:ＺｎのＫ吸収端）が観測される。これは、入射Ｘ線の光子エネルギが着目原子であるＺｎの内殻電子の結合エネルギに匹敵する強さになると、入射Ｘ線の励起エネルギとＺｎの内殻電子の結合エネルギとの差に相当する運動エネルギを持った光電子が放出されるためである。
この吸収端のエネルギ位置は、例えばＺｎなど、各元素に固有である。このため、この吸収端付近のエネルギ領域で構造情報を抽出できれば、それは元素固有の情報であることを意味する。
（ＺｎのＸＡＮＥＳ）
このような吸収端の光子エネルギで現れる微細構造を、ＸＡＦＳの中でも、Ｘ線吸収端近傍微細構造（ＸＡＮＥＳ:Ｘ-ray Absorption Near Edge Structure）と言い、この微細構造のＸ線吸収スペクトルをＸＡＮＥＳスペクトルと言う。そして、蛍光Ｘ線収量法によるＸＡＦＳ測定では、このようなＺｎ原子の吸収端のＸＡＮＥＳスペクトルを選択的に測定することができる。
このような吸収端の光子エネルギで現れる微細構造を、ＸＡＦＳの中でも、Ｘ線吸収端近傍微細構造（ＸＡＮＥＳ:Ｘ-ray Absorption Near Edge Structure）と言い、この微細構造のＸ線吸収スペクトルをＸＡＮＥＳスペクトルと言う。そして、蛍光Ｘ線収量法によるＸＡＦＳ測定では、このようなＺｎ原子の吸収端のＸＡＮＥＳスペクトルを選択的に測定することができる。
（実際のＸＡＦＳ解析法による例示）
図１に、アルミニウム合金発泡体のＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおけるＸ線光子エネルギの（吸収）スペクトルを示す。図１において、Ａが発明例（後述する実施例表２における発明例１）、Ｂが発明例（後述する実施例表２における発明例２）の実測されたＸ線光子エネルギのスペクトルである。
図１に、アルミニウム合金発泡体のＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおけるＸ線光子エネルギの（吸収）スペクトルを示す。図１において、Ａが発明例（後述する実施例表２における発明例１）、Ｂが発明例（後述する実施例表２における発明例２）の実測されたＸ線光子エネルギのスペクトルである。
また、図１において、ＣはＡｌ17-xＺｎ3 Ｍｇx 、ＤはＡｌ19-xＺｎＭｇx クラスターのシミュレーションによるＸ線の光子エネルギスペクトルである。更に、ＥはＭｇＺｎ2 析出物、ＦはＭｇ2 Ｚｎ11析出物のシミュレーションによるＸ線の光子エネルギスペクトルである。
なお、この図１においては、各々のスペクトルは互いに重ならないように、図の上方にゼロ点をずらして表示している。
参考までに、図２に、これらＡｌ17-xＺｎ3 Ｍｇx 、Ａｌ19-xＺｎＭｇx の各クラスター、およびＭｇＺｎ2 、Ｍｇ2 Ｚｎ11の各析出物の原子構造を模式的に各々示す。
図１の発明例Ａ、Ｂのスペクトルでは、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲である。と同時に、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すスペクトル形状となっている。
一方、発明例Ａ、Ｂのスペクトルは、規格化吸収量が最大値を示す上記範囲のスペクトル形状（波形）が、特に、９．６７ｋｅＶ以降の高エネルギ−側における振動周期、振幅とも、上記範囲における、Ｃ、ＤのＡｌ，Ｚｎ，Ｍｇのクラスター（推定）のシミュレーションスペクトル形状（波形）と、非常に良く似たスペクトル形状を呈している。
Ｃ、ＤのＡｌ，Ｚｎ，Ｍｇのクラスター（推定）のシミュレーションスペクトル形状では、９．６７ｋｅＶ以降、９．６８ｋｅＶまでの間の高エネルギ−側において最大値を示している。なお、Ｃ、ＤのＡｌ，Ｚｎ，Ｍｇのクラスターは、いずれもＴＥＭでは観察できなかったために、クラスターと推定した。
一方で、図１の発明例Ａ、Ｂは、９．６５〜９．６７ｋｅＶの吸収スペクトルの立ち上がりからピ−クトップ（頂部、最大値）にかけてのスペクトル形状（波形）は、Ｅ、ＦのＭｇＺｎ析出物の、この範囲におけるシミュレ−ションスペクトルに非常に良く似たスペクトル形状を呈している。
Ｅ、ＦのＭｇＺｎ析出物のシミュレーションスペクトル形状では、９．６６ｋｅＶ以降、９．６７ｋｅＶまでの間の低エネルギ−側において最大値を示している。なお、Ｅ、ＦのＭｇＺｎ析出物は、析出物であることを実際にＴＥＭで確認した。
即ち、図１の発明例Ａ、Ｂは、Ｅ、ＦのＭｇＺｎ析出物のこの範囲における波形とが合成されたスペクトル形状（波形）となっていることが分かる。発明例Ａの特に９．６７ｋｅＶ近傍における最大値（頂部）は、Ｃ、Ｄのクラスターの前記高エネルギ−側における頂部の波形と、Ｅ、Ｆの析出物の前記低エネルギ−側における頂部の波形とが合成されて構成されている。
より具体的には、発明例Ａ、Ｂは、ＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示す際の、Ｘ線の光子エネルギが９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲にあるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すスペクトル形状となっている。
この図１から、発明例Ａは、Ｃ、Ｄのクラスターと、Ｅ、Ｆの析出物とを両方合わせ有する組織となっていることが分かる。言い換えると、図１の発明例Ａは、ＸＡＦＳ解析法による本発明クラスター規定と、本発明析出物規定とを両方満足する組織となっている。
一方、前記した、特願２００４−２７７５３１号（平成１６年９月２４日出願）の発明のアルミニウム合金発泡体の組織のように、前記Ｅ、Ｆの析出物を有するものの、前記Ｃ、Ｄのクラスターは存在しない組織では、Ｅ、ＦのＭｇＺｎ析出物のシミュレーションスペクトル形状のように、９．６６ｋｅＶ以降、９．６７ｋｅＶまでの間の低エネルギ−側において最大値を示している。言い換えると、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲ではあるものの、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すスペクトル形状となっていない。
また、前記Ｃ、Ｄのクラスターを有するものの、前記Ｅ、Ｆの析出物は存在しないアルミニウム合金発泡体の組織では、Ｃ、Ｄのクラスターのシミュレーションスペクトル形状のように、９．６７ｋｅＶ以降、９．６８ｋｅＶまでの間の高エネルギ−側において最大値を示している。言い換えると、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲ではあるものの、同様に、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すスペクトル形状となっていない。
（ＸＡＦＳ解析の実験・解析方法）
（財）高輝度光科学研究センター、大型シンクロトロン放射光実験施設ＳＰｒｉｎｇ−８の産業用専用ビームライン建設利用共同体のサンビームＢＬ１６Ｂ２のＸＡＦＳ実験装置にて、透過法による測定を行った。２結晶分光器にはＳｉ( １１１) 結晶を採用し、常温でＺｎのＫ吸収端測定を行った。
（財）高輝度光科学研究センター、大型シンクロトロン放射光実験施設ＳＰｒｉｎｇ−８の産業用専用ビームライン建設利用共同体のサンビームＢＬ１６Ｂ２のＸＡＦＳ実験装置にて、透過法による測定を行った。２結晶分光器にはＳｉ( １１１) 結晶を採用し、常温でＺｎのＫ吸収端測定を行った。
得られたデータ（スペクトル）は、カリフォルニア大Thorsten Ressler作のXAFS解析ソフト「WinXAS3.1 」により解析した。
また、ワシントン大学FEFFプロジェクト発行のJ.J. Rehr 作の「FEFF8 」XAFSスペクトルシミュレーションソフトを用いて、図１における、ＣのＡｌ17-xＺｎ3 Ｍｇx 、ＤのＡｌ19-xＺｎＭｇx の各クラスター、およびＥのＭｇＺｎ2 、ＦのＭｇ2 Ｚｎ11の各析出物の、XANES, RDFスペクトルシミュレーション（Ｘ線の光子エネルギスペクトル形状シミュレーション）を行った。
理論解析は、実存しているＡｌ−Ｚｎ合金( Ａｌ17Ｚｎ3 、Ａｌ19Ｚｎ) をベ−スにＭｇｘを入れ込んだもの、及び、実在するＭｇ−Ｚｎ合金２種（ＭｇＺｎ2 、Ｍｇ2 Ｚｎ11）について、ＦＥＦＦ８でＸＡＮＥＳスペクトルシミュレ−ション計算を行ったものである。
各々の構造モデルは「The Materials Information Society 」が発行している、「Pearson's Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic Phases, Second Edition, 1996」（Al-Zn合金：p1035, Mg-Zn合金：pp4318-4319 ）から引用した。
(発泡用アルミニウム合金組成)
アルミニウム合金発泡体の、エネルギ吸収部材として必要強度やエネルギ吸収能などの特性を満たすとともに、発泡の均一性にも関わる、発泡用アルミニウム合金組成を以下に説明する。
アルミニウム合金発泡体の、エネルギ吸収部材として必要強度やエネルギ吸収能などの特性を満たすとともに、発泡の均一性にも関わる、発泡用アルミニウム合金組成を以下に説明する。
本発明において、発泡用アルミニウム合金の組成は、前記微細な析出物量を確保するために、また、前記エネルギ吸収量など、発泡体としての必要特性を満たすために、質量％で、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるものとする。
（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｚｎ単体で析出するほか、Ｍｇと共存して、上記析出物粒子の主体であるＺｎ−Ｍｇ化合物を形成する。また、クラスター形成による強度向上にも有効な元素でもある。更に、凝固収縮する作用があり、セル壁の一部に膜厚の薄い部分を形成させ、圧縮変形能を高める作用がある。これらの作用を発揮させるためには、１．０％以上の含有が必要である。しかし、２０．０％を超えて過度に含有すると、粗大なＺｎ−Ｍｇ化合物を形成し、却って、エネルギ吸収量を低下させる。また、発泡アルミニウムの気泡粒径の安定化を阻害し、気泡が粗くなってしまい、圧縮強度を低下させる。従って、Ｚｎの含有量は１．０〜２０．０％の範囲とする。
Ｚｎは、Ｚｎ単体で析出するほか、Ｍｇと共存して、上記析出物粒子の主体であるＺｎ−Ｍｇ化合物を形成する。また、クラスター形成による強度向上にも有効な元素でもある。更に、凝固収縮する作用があり、セル壁の一部に膜厚の薄い部分を形成させ、圧縮変形能を高める作用がある。これらの作用を発揮させるためには、１．０％以上の含有が必要である。しかし、２０．０％を超えて過度に含有すると、粗大なＺｎ−Ｍｇ化合物を形成し、却って、エネルギ吸収量を低下させる。また、発泡アルミニウムの気泡粒径の安定化を阻害し、気泡が粗くなってしまい、圧縮強度を低下させる。従って、Ｚｎの含有量は１．０〜２０．０％の範囲とする。
（Ｍｇ）
Ｍｇは、Ｚｎと共存して、上記析出物粒子の主体であるＺｎ−Ｍｇ化合物を形成する。また、クラスター形成による強度向上に有効な元素であり、更に、Ｚｎと共同して発泡アルミニウムの製造時に、溶湯の粘性を増加させ、かつ気泡を安定化させて、発泡体を均質にする作用を有する。その効果を得るためには、Ｍｇを少なくとも０．１％以上含有する必要がある。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、粗大なＺｎ−Ｍｇ化合物を形成し、却って、エネルギ吸収量を低下させる。また、溶湯の粘性を過度に高め、溶湯の流動性を著しく低下させ、発泡剤の分散が困難となり、却って、発泡の微細化、均一性が阻害され、圧縮強度を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
Ｍｇは、Ｚｎと共存して、上記析出物粒子の主体であるＺｎ−Ｍｇ化合物を形成する。また、クラスター形成による強度向上に有効な元素であり、更に、Ｚｎと共同して発泡アルミニウムの製造時に、溶湯の粘性を増加させ、かつ気泡を安定化させて、発泡体を均質にする作用を有する。その効果を得るためには、Ｍｇを少なくとも０．１％以上含有する必要がある。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、粗大なＺｎ−Ｍｇ化合物を形成し、却って、エネルギ吸収量を低下させる。また、溶湯の粘性を過度に高め、溶湯の流動性を著しく低下させ、発泡剤の分散が困難となり、却って、発泡の微細化、均一性が阻害され、圧縮強度を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
（Ｃａ）
Ｃａは、発泡アルミニウムの製造時におけるアルミニウム合金溶湯の粘性を増加させ、かつ気泡を安定化させて、発泡体を均質にするとともに、発泡の微細化、均一性を達成するための、発泡作用を有する。その効果を得るためには、少なくとも０．１％以上の含有が必要である。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、溶湯の粘性を過度に高め、溶湯の流動性を著しく低下させ、発泡剤の分散が困難となり、却って、発泡の微細化、均一性が阻害され、圧縮強度を低下させる。従って、Ｃａの含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
Ｃａは、発泡アルミニウムの製造時におけるアルミニウム合金溶湯の粘性を増加させ、かつ気泡を安定化させて、発泡体を均質にするとともに、発泡の微細化、均一性を達成するための、発泡作用を有する。その効果を得るためには、少なくとも０．１％以上の含有が必要である。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、溶湯の粘性を過度に高め、溶湯の流動性を著しく低下させ、発泡剤の分散が困難となり、却って、発泡の微細化、均一性が阻害され、圧縮強度を低下させる。従って、Ｃａの含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
（Ｔｉ）
Ｔｉは、発泡アルミニウムの強度向上に有効な元素である。その効果を引き出すためには、少なくとも０．１％以上の含有が必要である。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、溶湯の流動性を低下させ、晶出することにより、アルミニウムを脆くする。したがって、Ｔｉの含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
Ｔｉは、発泡アルミニウムの強度向上に有効な元素である。その効果を引き出すためには、少なくとも０．１％以上の含有が必要である。一方、５．０％を超えて過度に含有すると、溶湯の流動性を低下させ、晶出することにより、アルミニウムを脆くする。したがって、Ｔｉの含有量は０．１〜５．０％の範囲とする。
なお、Ｃｕは発泡過程での発泡粒径の均一性を阻害する可能性がある。このため、本発明ではＣｕは不純物であり、Ｃｕ含有量は極力少ない方が好ましい。また、この他の元素も不純物であり、含有量が極力少ない方が好ましい。ただ、この他の元素の含有量を下げるための溶解、精錬など、発泡アルミニウム製造上のコストの問題もあり、発泡アルミニウムの特性を低下させない、通常の発泡アルミニウムにおける不純物量範囲、不純物レベルでの含有は許容する。
(製造条件)
次に、本発明発泡アルミニウムを製造するための、好ましい製造条件について以下に説明する。本発明では、発泡アルミニウムの製造工程自体は、従来と同様である。
次に、本発明発泡アルミニウムを製造するための、好ましい製造条件について以下に説明する。本発明では、発泡アルミニウムの製造工程自体は、従来と同様である。
但し、前記した通り、特定合金組成からなる発泡アルミニウムの発泡粒径を、平均粒径として微細気泡化した上で、本発明規定の組織とするためには、後述する通り、アルミニウム合金発泡体を得た後、このアルミニウム合金発泡体を４００℃以上の温度で溶体化処理後に水冷し、１００℃以上の温度で熱処理 (時効処理) を行なう必要がある。
先ず、溶解炉内で、工業用純アルミニウムに対し、上記Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％などの合金成分元素と、カルシウム０．１〜５．０％を添加し、大気中で溶湯を例えば約５分程度攪拌して増粘させる。
そして、この増粘後の溶湯を６００〜７００℃の大気溶解炉中の鋳型に注湯した後、水素化チタンを所定量添加する。その後、例えば１〜１０分間攪拌した後、攪拌機を取り除き、鋳型を前記温度範囲の大気溶解炉内で、１〜１０分間程度保持して発泡を完了させる。
従来は、この保持後に、炉から鋳型を出し、室温まで放冷したままで製品化するために、必然的に析出物粒子がほとんど析出せず、組織中に前記微細な析出物粒子を必要量分散させることができない。また、発泡のセル壁の硬さが低くならざるを得ない。
これに対して、本発明では、炉から鋳型を出し、室温まで放冷した後（発泡体を得た後）、このアルミニウム合金発泡体を４００℃以上の温度で溶体化処理後に水冷し、１００℃以上の温度で熱処理 (時効処理) を行なう。
（溶体化処理）
溶体化処理は４００℃以上の温度とする。この温度が４００℃未満と低過ぎると、溶体化処理効果が無く、溶体化処理をしない場合と同様となり、アルミニウム合金発泡体組織に、微細なクラスターを存在させることができない。このため、後述する熱処理を行なわなければ、微細な析出物粒子も存在させることができずに、従来のアルミニウム合金発泡体と同じとなる。したがって、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲にはならない。
溶体化処理は４００℃以上の温度とする。この温度が４００℃未満と低過ぎると、溶体化処理効果が無く、溶体化処理をしない場合と同様となり、アルミニウム合金発泡体組織に、微細なクラスターを存在させることができない。このため、後述する熱処理を行なわなければ、微細な析出物粒子も存在させることができずに、従来のアルミニウム合金発泡体と同じとなる。したがって、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲にはならない。
因みに、溶体化処理温度が４００℃未満と低過ぎるか、溶体化処理をしない場合で、後述する熱処理を行なった場合には、アルミニウム合金発泡体組織には、微細なクラスターは存在しないが、微細な析出物粒子は存在する状態となって、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルは、前記図１のＥまたはＦに近い形状となる。
この溶体化処理後は水冷によって、急冷（強制冷却）する。溶体化処理後に空冷あるいは放冷した場合には、冷却速度が小さ過ぎるため、冷却途中で析出するＭｇＺｎ2 、Ｍｇ2 Ｚｎ11を主体とするＺｎ−Ｍｇ化合物析出物が粗大化する。このため、組織中に、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子を体積分率で１．０％以上分散させることができない。また、発泡のセル壁の硬さも低下する。
（熱処理）
溶体化処理および水冷後に、１００℃以上の温度で保持する熱処理（時効処理）を行なう。保持時間は、この温度範囲で３時間以上、１００時間程度以下程度保持する。熱処理温度の上限は１５０℃とする。
溶体化処理および水冷後に、１００℃以上の温度で保持する熱処理（時効処理）を行なう。保持時間は、この温度範囲で３時間以上、１００時間程度以下程度保持する。熱処理温度の上限は１５０℃とする。
この熱処理は、上記水冷を室温まで行なってから再加熱しても良く、また、上記水冷を１００〜１５０℃の温度範囲で停止して、その後、１００〜１５０℃の温度範囲で保持しても良い。
このような、比較的低温、かつ長時間の熱処理を行なうことによって、組織中に、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子を体積分率で１．０％以上分散させることができる。また、発泡のセル壁の硬さを向上させることができる。
勿論、成分組成その他の条件にもよるが、この保持温度が低過ぎても、保持時間が短過ぎても、上記熱処理による効果が無くなる。一方、保持温度が高過ぎても、あるいは保持時間が長過ぎても、析出物粒子を却って粗大化させる。
このような冷却後に、鋳型から発泡体を取り出し、機械加工して、角柱や角形など、所望形状の製品アルミニウム合金発泡体とする。
以下に本発明の実施例を説明する。表２に示す発泡後の熱処理条件を変えて、表１に示す各化学成分組成のアルミニウム合金発泡体を製造した。これら発泡体の特性として、平均発泡径、相対密度、セル壁硬さ、析出物の体積分率、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギを調査した。また、発泡体の性能として、５０％エネルギ吸収量を評価した。
具体的には、先ず、溶解炉内で、工業用純アルミニウムに対し、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃａなどの合金成分元素を添加し、大気中で溶湯を約５分程度攪拌して増粘させた。そして、この増粘後の溶湯を、約７００℃の大気溶解炉中の鋳型に注湯した後、水素化チタンをＴｉとして０．１〜５．０％程度添加した。その後、約２分間攪拌した後、攪拌機を取り除き、鋳型を前記約７００℃の大気溶解炉内で、約４分間程度保持して発泡を完了させた。
この保持後に、炉から鋳型を出し、室温まで放冷した。そして、これら各発泡体を、表２に示す条件で熱処理を行なった。その後、これら各発泡体から試料を採取して、組織や特性、性能の調査を以下の通り行なった。
（平均発泡径、発泡セル壁硬さ）
上記試料の平均発泡径を前記した断面測定法により測定し、これら試料の相対密度も前記した方法で求めた。そして、これら試料の発泡セル壁の硬さも、マイクロビッカース硬度計にて、５０ｇの荷重を加えて５箇所行い、それらの平均値として各々求めた。
上記試料の平均発泡径を前記した断面測定法により測定し、これら試料の相対密度も前記した方法で求めた。そして、これら試料の発泡セル壁の硬さも、マイクロビッカース硬度計にて、５０ｇの荷重を加えて５箇所行い、それらの平均値として各々求めた。
（析出物）
試料の前処理として、上記試料の発泡セルの一部から、Φ３ｍｍの薄膜試料を切り出し、この試料を、硝酸による化学研磨および機械研磨により２００μｍまで薄くした後、硝酸アルコール液による電解研磨による更なる薄膜化を行った。これを明視野法によるＴＥＭ観察で、前記した方法で、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子の体積分率を測定した。測定部位は５箇所とし、体積分率はその平均とした。なお、これら析出物粒子の組成を前記した方法で確認したところ、主体は、Ｚｎ−Ｍｇ化合物とＺｎ単体であった。
試料の前処理として、上記試料の発泡セルの一部から、Φ３ｍｍの薄膜試料を切り出し、この試料を、硝酸による化学研磨および機械研磨により２００μｍまで薄くした後、硝酸アルコール液による電解研磨による更なる薄膜化を行った。これを明視野法によるＴＥＭ観察で、前記した方法で、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子の体積分率を測定した。測定部位は５箇所とし、体積分率はその平均とした。なお、これら析出物粒子の組成を前記した方法で確認したところ、主体は、Ｚｎ−Ｍｇ化合物とＺｎ単体であった。
（ＸＡＦＳ解析法）
上記試料を用いて、前記したＸＡＦＳ実験装置にて、透過法により、ＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトル測定と、前記した方法にて解析を行った。そして、この規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すものを○、最大値を示すＸ線の光子エネルギが上記範囲内ではあるが、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示さないものを△、最大値を示すＸ線の光子エネルギが範囲外であるものを×として評価した。
上記試料を用いて、前記したＸＡＦＳ実験装置にて、透過法により、ＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトル測定と、前記した方法にて解析を行った。そして、この規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示すものを○、最大値を示すＸ線の光子エネルギが上記範囲内ではあるが、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示さないものを△、最大値を示すＸ線の光子エネルギが範囲外であるものを×として評価した。
（エネルギ吸収量）
前記アルミニウム合金発泡体から、機械加工にて高さ５０ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍを切り出し、インストロン社製万能圧縮試験機を用いて、発泡体の長手方向に静的に圧縮試験した際の５０％エネルギ吸収量を求めた。これらの結果も表２に示す。
前記アルミニウム合金発泡体から、機械加工にて高さ５０ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍを切り出し、インストロン社製万能圧縮試験機を用いて、発泡体の長手方向に静的に圧縮試験した際の５０％エネルギ吸収量を求めた。これらの結果も表２に示す。
表１、２から明らかな通り、本発明組成内のアルミニウム合金Ａ〜Ｄである発明例１〜４は、表２に示す適正条件で、溶体化処理および水冷による冷却、その後の熱処理を行なっている。この結果、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散した組織とするとともに、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示している。
このため、相対密度が０．２４の比較的低い密度レベルでありながら、発泡のセル壁の平均硬さが６０Ｈｖ以上であり、エネルギ吸収量が６．５ｋＪ／ｋｇ以上である。
これに対して、比較例５は、本発明組成内のアルミニウム合金Ａであるが、従来同様、発泡体の溶体化処理や、その後の熱処理を行なっていない。このため、上記微細析出物粒子の体積分率が１．０％未満であり、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルも発明範囲を外れる。この結果、発泡のセル壁の平均硬さが６０Ｈｖ未満であり、圧縮応力やエネルギ吸収量も低い。
比較例６は、本発明組成内のアルミニウム合金Ａであり、発泡体の熱処理を行なっているものの、溶体化処理を行なっていない。このため、上記微細析出物粒子の体積分率は発明範囲内であるものの、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルも発明範囲を外れる。この結果、発泡のセル壁の平均硬さ、エネルギ吸収量が発明例よりもやや低い。因みに、この比較例６は前記した特願２００４−２７７５３１号に相当する。
図４に前記発明例１の発泡体の組織、図３に比較例６の発泡体の組織を、１５万倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真で示す。図３、４において、白地がアルミニウムであり、黒い点々が析出物粒子を示す。図３、４から、発明例１の方が、析出物粒子が微細で、高密度かつ均一に分散していることが分かる。
比較例７は、本発明組成内のアルミニウム合金Ａであり、発泡体の熱処理を行なっているものの、溶体化処理温度が低過ぎる。このため、比較例６と同様、上記微細析出物粒子の体積分率は発明範囲内であるものの、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルが発明範囲を外れる。このため、相対密度が０．２４と発明例よりもやや高めで、かつ、発泡のセル壁の平均硬さ、エネルギ吸収量が発明例よりもやや低い。
比較例８は、本発明組成内のアルミニウム合金Ａであり、溶体化処理、その後の熱処理を行なっているものの、溶体化処理後の冷却が空冷であり、冷却速度が小さ過ぎる。このため、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルは発明範囲内であるものの、上記微細析出物粒子の体積分率が発明範囲を外れる。このため、発泡のセル壁の平均硬さ、エネルギ吸収量が発明例よりもやや低い。
比較例９は、本発明組成内のアルミニウム合金Ａであり、溶体化処理を行なっているものの、その後の熱処理を行なっていない。このため、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルは発明範囲内であるものの、上記微細析出物粒子の体積分率が発明範囲を外れる。このため、発泡のセル壁の平均硬さ、エネルギ吸収量が発明例よりもやや低い。
比較例１０〜１７は、Ｚｎ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｍｇの含有量が、各々、本発明組成の下限、あるいは上限に外れている表１のアルミニウム合金Ｅ〜Ｌを用いている。このため、発明例のような熱処理を行なっており、ＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルや、上記微細析出物粒子の体積分率が発明範囲内であるものの、総じて、エネルギ吸収量が低い。
以上の結果から、本発明アルミニウム合金発泡体における各要件の意義と好ましい製造条件の意義とが裏付けられる。
以上説明したように、本発明によれば、高張力鋼板製の衝撃エネルギ吸収部材に代替できるアルミニウム合金発泡体を提供することができる。この結果、自動車の構造部材など、衝突時に圧縮の衝撃荷重を受けた際に変形して衝撃エネルギを吸収する、衝撃エネルギ吸収部材に適用することができる。
Claims (3)
- エネルギ吸収部材として用いられるアルミニウム合金発泡体であって、質量％で、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を発泡させてなり、相対密度が０．１以上であり、粒径が０．５ｎｍ以上で、５０ｎｍ以下の析出物粒子が体積分率で１．０％以上分散し、かつＸＡＦＳ解析法によるＺｎのＫ吸収端ＸＡＮＥＳスペクトルにおいて、規格化吸収量が最大値を示すＸ線の光子エネルギが、９．６６０ｋｅＶ以上、９．６８０ｋｅＶ以下の範囲であるとともに、９．６７ｋｅＶ近傍において最大値を示す組織であることを特徴とするアルミニウム合金発泡体。
- 前記アルミニウム合金発泡体が単体としてエネルギ吸収部材に用いられる請求項１に記載のアルミニウム合金発泡体。
- 請求項１乃至２のいずれかのアルミニウム合金発泡体を製造する方法であって、アルミニウム合金溶湯に対して、水素化チタンを添加して発泡させて、質量％で、Ｚｎ：１．０〜２０．０％、Ｃａ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、Ｍｇ：０．１〜５．０％を各々含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金発泡体を得、このアルミニウム合金発泡体を４００℃以上の温度で溶体化処理後に水冷し、その後１００〜１５０℃の温度範囲で熱処理を行なうことを特徴とするアルミニウム合金発泡体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005270693A JP4523529B2 (ja) | 2005-09-16 | 2005-09-16 | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005270693A JP4523529B2 (ja) | 2005-09-16 | 2005-09-16 | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2007077487A true JP2007077487A (ja) | 2007-03-29 |
| JP4523529B2 JP4523529B2 (ja) | 2010-08-11 |
Family
ID=37938088
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005270693A Expired - Fee Related JP4523529B2 (ja) | 2005-09-16 | 2005-09-16 | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4523529B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007224352A (ja) * | 2006-02-22 | 2007-09-06 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
| CN103451492A (zh) * | 2013-09-06 | 2013-12-18 | 丹阳市国美汽配有限公司 | 一种汽车保险杠用泡沫铝材料及其制备工艺 |
| CN111527399A (zh) * | 2017-12-18 | 2020-08-11 | 高露洁-棕榄公司 | 分析方法 |
| CN114959522A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-08-30 | 航天特种材料及工艺技术研究所 | 一种高强夹心结构泡沫铝材料的时效处理方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11302765A (ja) * | 1998-04-20 | 1999-11-02 | Shinko Kosen Kogyo Kk | 衝撃吸収性に優れた発泡金属 |
| JP2000328155A (ja) * | 1999-05-19 | 2000-11-28 | Kenji Azuma | エネルギー吸収特性に優れた発泡金属 |
-
2005
- 2005-09-16 JP JP2005270693A patent/JP4523529B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11302765A (ja) * | 1998-04-20 | 1999-11-02 | Shinko Kosen Kogyo Kk | 衝撃吸収性に優れた発泡金属 |
| JP2000328155A (ja) * | 1999-05-19 | 2000-11-28 | Kenji Azuma | エネルギー吸収特性に優れた発泡金属 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007224352A (ja) * | 2006-02-22 | 2007-09-06 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
| JP4694988B2 (ja) * | 2006-02-22 | 2011-06-08 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 |
| CN103451492A (zh) * | 2013-09-06 | 2013-12-18 | 丹阳市国美汽配有限公司 | 一种汽车保险杠用泡沫铝材料及其制备工艺 |
| CN111527399A (zh) * | 2017-12-18 | 2020-08-11 | 高露洁-棕榄公司 | 分析方法 |
| CN114959522A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-08-30 | 航天特种材料及工艺技术研究所 | 一种高强夹心结构泡沫铝材料的时效处理方法 |
| CN114959522B (zh) * | 2022-04-22 | 2022-12-06 | 航天特种材料及工艺技术研究所 | 一种高强夹心结构泡沫铝材料的时效处理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4523529B2 (ja) | 2010-08-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Wang et al. | Microstructure and mechanical properties of Mg-4Zn-xGd (x= 0, 0.5, 1, 2) alloys | |
| Yu et al. | Microstructure evolution and mechanical properties of as-extruded Mg-Gd-Y-Zr alloy with Zn and Nd additions | |
| Kim et al. | Microstructure and mechanical properties of Mg–xLi–3Al–1Sn–0.4 Mn alloys (x= 5, 8 and 11 wt%) | |
| JP5366748B2 (ja) | 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材 | |
| Liu et al. | High cycle fatigue behavior of as-extruded ZK60 magnesium alloy | |
| Nie et al. | The effect of Zn/Ca ratio on the microstructure, texture and mechanical properties of dilute Mg–Zn–Ca–Mn alloys that exhibit superior strength | |
| WO2014046046A1 (ja) | アルミニウム合金製自動車部材 | |
| Zhou et al. | Synthesis of nanocrystalline AZ31 magnesium alloy with titanium addition by mechanical milling | |
| JP2017534762A (ja) | アルミニウム合金製品及び調製方法 | |
| US20200056270A1 (en) | Highly molded magnesium alloy sheet and method for manufacturing same | |
| JPWO2019013226A1 (ja) | マグネシウム基合金展伸材及びその製造方法 | |
| JP4523529B2 (ja) | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 | |
| Alam et al. | Rare-earth-and aluminum-free, high strength dilute magnesium alloy for Biomedical Applications | |
| Anas et al. | Microstructural characteristics and mechanical properties of CNT/Ni coated CNT–dispersed Al alloys produced by high energy ball milling and hot extrusion | |
| Zhang et al. | Influence of prolonged natural aging followed by artificial aging on tensile properties and compressive behavior of a thin-walled 6005 aluminum alloy tube | |
| US10221469B2 (en) | Aluminum alloy plate for forming | |
| Mishra et al. | Development of Ultralight Binary Mg-Li Alloys: Enhancing Damping, Ductility, and Ultimate Compressive Strength beyond 2000 MPa | |
| Manjunath et al. | Microstructure and mechanical properties of cast Al-5Zn-2Mg alloy subjected to equal-channel angular pressing | |
| Immanuel et al. | Investigation on crashworthiness of ultrafine grained A356 sheets and validation of Hall-Petch relationship at high strain-rate deformation | |
| US20140286821A1 (en) | Fe-ni-mn-al-cr alloys and methods for production thereof | |
| JP4694988B2 (ja) | アルミニウム合金発泡体およびその製造方法 | |
| Ma et al. | Effects of Sb addition on microstructural evolution and mechanical properties of Mg–9Al–5Sn alloy | |
| Bian et al. | Effect of Al-Sr master alloy on the formation of long period stacking ordered phase and mechanical properties of Mg-Gd-Zn alloy | |
| JP5860372B2 (ja) | アルミニウム合金製自動車部材の製造方法 | |
| Yuan et al. | Synergistic effect of gradient Zn content and multiscale particles on the mechanical properties of Al–Zn–Mg–Cu alloys with coupling distribution of coarse–fine grains |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20071002 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100311 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100316 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100427 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100525 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100527 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130604 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130604 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130604 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |