JP2007231408A - 拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材およびアルミニウム合金中空部材 - Google Patents

Abstract

【課題】溶着部を有していても、拡管成形性に優れたアルミニウム合金中空押出形材および拡管成形されたアルミニウム合金中空部材を提供することを目的とする。
【解決手段】Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するとともに、押出方向に延在する溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材であって、板厚中心部の結晶粒が、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒であるとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下とし、溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材の拡管成形性を向上させる。
【選択図】図１

Description

本発明は、溶着部を有していても、拡管成形の際に割れの発生のない拡管成形性に優れたアルミニウム合金中空押出形材および拡管成形されたアルミニウム合金中空部材に関する。なお、以下の記載においては、アルミニウムをAlとも記載する。

自動車などの車体の前端 (フロント) および後端 (リア) に取り付けられているバンパの内部には、強度補強材としてのバンパ補強材 (バンパリインフォースメントあるいはバンパアマチャアなどとも言う) が設けられている。バンパ補強材は、一般に荷重方向に略垂直に向く前壁と後壁、及びそれらを連結する横壁を有する断面中空の部材であり、後方側から一対のバンパステイにより支持され、各バンパステイは後端がサイドメンバ（フロント又はリア）の先端に固定されている。

車両の衝突時の乗員への衝撃を緩和するために、車両のバンパ補強材と、車体側のサイドフレーム（サイドメンバ）との間に、塑性変形可能なクラッシュボックス（衝撃エネルギ吸収体）として、バンパステイ（以下単にステイとも言う）を介在させた例が、従来から提案されている。このステイは、元々バンパ補強材の後面からの支持部材 (車体連結用部材) としても役割を持つ。

従来から、軽量化のために、鋼製に代わる、アルミニウム合金製ステイとして、押出中空形材などを用いたステイが種々提案、採用されている。この押出中空形材などを用いた従来のステイは、以下の二つのタイプに大別される。
１．車体前後方向を押出方向とするステイ（以下、縦圧壊型ステイと言う）
２．車体左右あるいは上下方向を押出方向とするステイ（以下、横圧壊型ステイと言う）

上記横圧壊型ステイは、バンパ補強材などとの取り付け面に合わせたフランジを予め形成して押出することが可能である。このため、製造コストが安く、大量生産に適し、バンパ補強材端部のステイ取付箇所が車幅方向に対し傾斜又は湾曲していても、容易に対応できる利点がある。しかし、縦圧壊型のバンパーステイに比べて、重量比エネルギー吸収量が小さく、優位な軽量化効果が得られないという問題が指摘されている。

一方、上記縦圧壊型ステイは、衝突方向に直交する断面を閉断面構造にすることが可能であり、同一強度を得ることを考えれば、横圧壊型ステイに比べて、縦に蛇腹状に圧壊する際のエネルギー吸収量が大きく、軽量化が可能である。

ただ、縦圧壊型ステイは、バンパ補強材後面あるいはサイドメンバと接合するための取付フランジを溶接などにより接合する必要がある。しかし、溶接によりフランジを取り付ける場合、溶接歪みによりフランジ面が歪み、バンパ補強材やサイドメンバの取付面との密着性が低下する問題がある。また、バンパ補強材やサイドメンバの取付面との密着性をよくするため、フランジの取付面側に盛り上がった溶接ビードを除去する必要があり、コストが高くなるという問題がある。更に、バンパステイの強度が溶接部の強度に支配され、思わぬ弱体化が生じる、という問題もある。

このような溶接を避けるため、押出材の端部の周方向の一部を切除し、残りの部分を外側に折り曲げてフランジを形成することも考えられる（特許文献１参照）。しかし、押出材の全周にフランジを形成することができないため、フランジの剛性が低下してしまう問題がある。

この問題を解決するため、電磁成形により、ステイとなる中空の押出材の端部取付面側に、フランジを一体的に形成することが提案されている（特許文献２参照）。なお、電磁成形とは、コイルに瞬間的に例えば１０ｋＡ以上のレベルの大電流を流して強力な磁界を作り、その中に置いた被成形体（導体）に発生する渦電流と磁界の相互作用で成形する方法である。これら電磁成形の詳細は、例えば下記特許文献３〜９に記載されているように、それ自体公知技術である。

前記電磁成形による方法によれば、前記金型の成形面を適宜の形状とすることで、軸方向に垂直な面を有するフランジだけでなく、軸方向に垂直な面に対して傾斜したフランジ、あるいは湾曲面からなるフランジなど、バンパ補強材の取付面の形状に応じた形状のフランジを一度の電磁成形で成形することができる。

ところが、バンパステイとして実用レベルの高強度を有するアルミニウム合金について、押出材の端部を電磁成形により拡開（拡管成形）して、大きなフランジを形成する場合には、割れや、割れ発生までいかなくてもネッキング（局部的な薄肉化）が生じやすいという問題がある。

これに対して、押出材の素材面からの改良として、大きい拡管率で電磁成形する場合でも、割れの発生のない電磁成形性に優れたアルミニウム合金押出材が提案されている（特許文献１１参照）。この提案された電磁成形用アルミニウム合金押出材は、６０００系のＳｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、及びＡｌ：９５％以上を含有するアルミニウム合金押出材からなり、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下の等軸晶又は等軸晶に近い形態であることを特徴としている。

アルミニウム合金押出材でよく見られるのはファイバー組織（繊維状組織）である。ファイバー組織の場合、押出方向に平行な粒界がほとんどであり、電磁成形により瞬間的に投入される拡管の成形力は、その粒界を分断する（引き裂く）方向に作用し、電磁成形性が低下し、割れが発生しやすい。また、ファイバー組織では一般に、押出方向に垂直な方向の伸びが小さいことも影響している。これに対し、組織（結晶粒）を等軸晶化すると、粒界方向には方向性が無く、押出方向及び押出方向に垂直な方向で伸びは大きく変わらない。これによって、特許文献１１では、電磁成形において、１５％以上の拡管率が得られるとしている。
特開２００２−６７８４０号公報 特開２００４−１８９０６２号公報 特開昭５８−４６０１号公報 特開平６−３１２２２６号公報 特開平７−１１６７５１号公報 特開平９−１６６１１１号公報 特開平１０−３１４８６９号公報 特開平１１−２０４３４号公報 特開２０００−２６４２４６号公報 特開２００２−８６２２８号公報 特開２００５−１０５３２７号公報

しかし、特許文献１１においても、その段落００２２でも明記する通り、ポートホール方式よりマンドレル方式の方が、断面における組織の均一性を確保する（溶着部がない）意味で望ましいとしている。即ち、ポートホール方式の押出によるアルミニウム合金中空押出形材では、押出方向（長手方向）に延在する溶着部を必然的に有するからである。

このポートホールダイスや、ブリッジダイス、スパイダーダイス等のホローダイス（中空カップルダイス）を用いて、アルミニウム合金中空押出形材（円管）を押出する場合、アルミニウム合金材料は、先ず、雌ダイスの複数（例えば４つ）のエントリーポートに押し込まれて各エントリーポートに分流する（４つの部分に分けられる）。そして、各分流部分は、前記エントリーポートの通過後に、次の雌ダイスの溶着室で合流し、ここで互いに溶着されて再び一体となる。さらに、一体化されたアルミニウム合金材料は、雄ベアリングと雌ベアリングとによって、中空形材断面形状が成形される。

すなわち、このホローダイスにより得られる製品である中空形材は、公知のように、通常のソリッドダイスを用いる方法にはない「分流」及び「合流、溶着」過程を経て押出されるため、中空形材には前記中空カップルダイスのエントリーポートの数と位置に対応した溶着部が必ず存在することになる（上記場合は溶着部が円周を４分割する４個存在）。この溶着部における組織は、これも必然的に、通常部とは異なる組織、機械的な特性を有しており、拡管成形される中空押出形材の円周方向部分における材質の均一性を確保できない。このため、拡管成形時には、図１に断面で示すように、この溶着部において割れが生じやすくなる。図１は６０００系アルミニウム合金円管状中空押出形材の管端部を電磁成形にて拡径した一例（図面代用断面写真）であり、管円周方向を等分した４箇所の溶着部において、割れが生じている。

したがって、特許文献１１においても、溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材を、大きい拡管率で電磁成形することは、非常に困難である。しかし、特許文献１１のようなマンドレル方式の押出では、押出せる形材の断面形状が限られている。このため、ポートホール方式の押出のように、押出方向に延在する溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材でも、大きい拡管率で電磁成形することが求められている。

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、溶着部を有していても大きい拡管率で電磁成形できる、拡管成形性に優れたアルミニウム合金中空押出形材および拡管成形されたアルミニウム合金中空部材を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材の要旨は、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するとともに、押出方向に延在する溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材であって、板厚中心部の結晶粒が、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒であるとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下であることとする。

この目的を達成するために、本発明の拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材の製造条件を加味した要旨は、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するアルミニウム合金鋳塊を、５５０℃以上の温度で均熱処理後、ホローダイスによって、３５０〜４８０℃の押出温度、５ｍ／ｍｉｎ．以下の押出速度で押出し、押出方向に延在する溶着部を有するとともに、板厚中心部の結晶粒を、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒とするとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下としたことである。

また、本発明では、自動車用バンパステイなどに好適なアルミニウム合金中空部材の要旨として、上記あるいは後述する好ましい態様のアルミニウム合金中空押出形材端部を拡管成形した部材であって、端部に１５％以上の拡管率で成形された取付用フランジを有することとする。

本発明では、拡管成形方式は、電磁成形に限定せず、ハイドロフォーム、各種拡管機（エキスパンドマシン）などを用いた拡管成形に適用可能である。これらの拡管成形では、加工方式の差はあるものの、拡管の際の材料的なメカニズムは共通している。したがって、本発明の素材における冶金的な特徴は、この共通する拡管の材料的なメカニズムを通じて、これら各種拡管成形の拡管率向上に寄与する。

本発明は、拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材の板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比を５．０以下とし、結晶粒を等軸晶又は等軸晶に近い形態に微細化して、拡管成形性を向上させることでは、前記特許文献１１の冶金的な特徴を踏襲する。

但し、本発明は、押出方向に延在する溶着部を有する押出素材において、拡管成形される部分の特性として、前記溶着部と通常部との平均硬度差を１０ＨＶ以下に無くした点が特徴的である。

電磁成形などの拡管成形の場合、拡管の加工歪みは、中空形材の円周方向に均一に付与されるものの、硬度が高くなる溶着部において、特に、割れが発生しやすい。硬度が高くなる溶着部では伸びが特に低下しているからである。

これに対して、本発明のように、中空押出形材の板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比を５．０以下とした上で、溶着部と通常部との平均硬度差を無くした場合には、溶着部における伸びが向上して、拡管成形性が向上する。

本発明によれば、１５％以上という大きい拡管率で成形する場合でも、割れの発生のない拡管成形性に優れた、溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材を得ることができる。これにより、このアルミニウム合金中空押出形材を利用して、電磁成形などの拡管成形により、広幅のフランジが形成された部材、例えばバンパーステイを製造することができる。

なお、前記特許文献１１における実施例記載の押出方法、押出条件を含め、通常の高温高速押出では、成分組成との関係で、押出直後の急冷（焼入れ）によって、押出形材の板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比を５．０以下とすることは可能である。

但し、このように、押出形材の板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比を５．０以下とし、結晶粒を等軸晶又は等軸晶に近い形態に微細化しても、前記溶着部と通常部との平均硬度差は大きくなり、１０ＨＶ以下に小さくすることはできない。本発明のように、前記溶着部と通常部との平均硬度差を１０ＨＶ以下に少なくするためには、後述する通り、例えば、より低温、低速の押出が必要であるなど、押出条件の工夫が必要である。

（中空押出形材の組織）
以下に、本発明中空押出形材の組織の態様を先ず説明する。

（微細等軸粒）
本発明では、溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材の拡管成形性を向上させるために、先ず、少なくとも拡管成形される部分における、板厚中心部の結晶粒を、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒とする。

板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比（長軸と短軸の平均軸比）が５．０以下とする。アスペクト比が５．０以下というのは、板厚中心部の結晶粒が等軸晶又は等軸晶に近い形態であることを意味する。
拡管時の割れやネッキングを防止する上で、このアスペクト比は３以下であることがより好ましい。なお、押出材の板厚中心部でアスペクト比が５．０以下又は３．０以下であれば、それより表層部でも同じく５．０以下又は３．０以下が得られている。

アルミニウム合金押出材によく見られるファイバー組織では、拡管成形性が低下し、割れが発生しやすい。ファイバー組織の場合、押出方向に平行な粒界がほとんどであり、拡管成形により投入される成形力（歪み）は、その粒界を分断する（引き裂く）方向に作用するからである。また、ファイバー組織では一般に、押出方向に垂直な方向の伸びが小さいことも影響している。

これに対し、本発明のように、結晶粒を微細な等軸晶とした場合、粒界方向には方向性が無く、また、押出方向及び押出方向に垂直な方向で伸びは大きく変わらない。これによって、電磁成形などの拡管成形性が向上する。

これら板厚中心部の結晶粒の平均粒径は、各供試材から試験片を採取し、板面に垂直かつ押出方向に平行な断面を、１００倍の光学顕微鏡にて観察し、その板厚中心部に位置する結晶粒１０個について、押出方向の長さ（長軸の長さ）を粒径として各々求め、平均化する。

また、板厚中心部の結晶粒のアスペクト比は、上記組織観察において、板厚中心部に位置する結晶粒１０個についての、長軸と短軸の長さを求めて、長軸と短軸の軸比を各々算出し、その平均値とする。

なお、拡管成形時（後）の表面部の肌荒れを抑えるためには、少なくとも表面部（外表面から５００μｍまでの部分）の再結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であることが望ましい。また、等軸晶でこれ以上平均粒径が大きくなると、バンパステイとして用いたとき、圧壊性能が低下する。この平均粒径は３００μｍ以下、さらに１００μｍ以下がより望ましい。

（溶着部）
次ぎに、本発明のような溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材では、拡管成形性を向上させるために、前記結晶粒を微細な等軸晶とした上で、溶着部硬度と通常部硬度との硬度差が、平均で１０ＨＶ以下とする。硬度の測定は、マイクロビッカース硬度計 (例えば、株式会社マツザワ製) にて、0.5kg の荷重を加えて、成形される形材の各溶着部および、この溶着部周囲の通常部の箇所を各々3 〜５箇所ずつ計測して、これを各々平均化し、平均硬度とした上で、硬度差を求める。

前記した通り、電磁成形などの拡管成形の場合、拡管の加工歪みは、中空形材の円周方向に均一に付与されるものの、硬度が高くなる溶着部において、特に、割れが発生しやすい。硬度が高くなる溶着部では伸びが特に低下しているからである。

これに対して、本発明のように、前記結晶粒を微細な等軸晶とした上で、溶着部と通常部との平均硬度差を１０ＨＶ以下と無くした場合には、溶着部における伸びが向上して、中空形材の円周方向での材料特性が均一化される。この結果、溶着部を有していても大きい拡管率で拡管成形できる。

（化学成分組成）
以下に、本発明中空押出形材の化学成分組成の態様を説明する。
本発明中空押出形材は、拡管成形性や、前記した自動車用のバンパステイなどとして優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、本発明アルミニウム合金中空押出形材の基本組成は、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するものとする。

上記Ｓｉ−Ｍｇ系（６０００系）アルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｍｇ以外の他の元素を、AA乃至JIS 規格などに沿ったレベルの含有量 (許容量) 含みうる。

例えば、選択的な添加元素としてあるいは不可避不純物として、例えば、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｚｎの群から選択される一種または二種以上を含んで良い。ただし、これらの元素の含有量の合計は５％以下に抑え、Ａｌを９５％以上とする必要がある。また、これらの元素の個別の望ましい上限量は、Ｔｉ：０．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下、Ｍｎ：０．７％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｆｅ：１．０％以下、Ｚｎ：１．０％以下である。この内、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶは、望ましくはこれらの合計で０．８％以下とする。

また、アルミニウム合金におけるＡｌ含有量は、望ましくは９７．５％、さらに望ましくは９８％以上である。これは、合金元素あるいは不純物が増えることにより、粒界に析出する合金元素又は化合物が増えて粒界が脆くなり、拡管成形時に分断しやすくなり、拡管成形力が低下するためである。

上記６０００系Al合金における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

（Ｓｉ、Ｍｇ）
Ｓｉ及びＭｇは、合金に強度を付与する元素である。Ｓｉ含有量が０．２％未満又はＭｇ含有量が０．３％未満では、時効処理の効果が得られず、自動車のバンパステイ等の構造部材として必要とされる強度（耐力値σ0.2≧１３０ＭＰａ）を得ることができず、同時に必要とされるエネルギー吸収量が得られない。逆に、Ｓｉが１．５％を越え又はＭｇが１．５％を越えると、成形性が低下して電磁成形時に割れが発生する。Ｓｉ及びＭｇの望ましい範囲は、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｇ０．４〜０．９％である。より望ましい範囲は、Ｓｉ：０．３〜０．６％、Ｍｇ０．５〜０．７％である。

（Ｔｉ）
Ｔｉは鋳造時における結晶粒を微細化する作用があり、電磁成形などの拡管性が向上するため適宜添加される。望ましい含有量は、０．００５％以上である。一方、０．２％を越えると前記効果が飽和し、さらに、粗大な金属間化合物が晶出して、かえって拡管性を阻害する。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は０．００５〜０．２％とし、より望ましくは０．００５〜０．１５％、さらに０．０１〜０．１％、さらに望ましくは０．０１〜０．０５％とする。

（Ｃｕ）
Ｃｕはマトリックスを強化する作用があり、材料の延性を向上させるため適宜添加される。しかし、その含有量は０．８％以下、さらに０．５％以下、さらに０．３％以下が望ましい。

（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ）
これらの元素は金属間化合物として晶出及び析出して結晶粒を微細化する作用があり、必要に応じて添加される。しかし、再結晶を抑制する作用があり、押出材に押出方向に延伸したファイバー組織が残留しやすくなるため、アスペクト比が５．０以下の等軸晶又は等軸晶に近い組織を得るという観点からは、これらの元素の含有量は少ない方がよい。前記範囲を越えて含有された場合、後述する製造条件等を工夫しても、延伸した組織が解消できないか他の弊害（再結晶粒の粗大化）が出てくる。望ましくは、Ｍｎ：０．２％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下であり、さらに望ましくは、これらの元素にＴｉ、Ｃｕを加えた合計が０．３％以下である。

（その他の元素）
Ｆｅはアルミニウム地金に最も多く含まれる不純物であり、１．０％を超えて合金中に存在すると鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的性質及び拡管性を損なう。従って、Ｆｅの含有量は１．０％以下に規制し、望ましくは０．３５％以下、さらに望ましくは０．２％以下に規制する。

また、アルミニウム合金を鋳造する際には地金、添加元素の中間合金、化合物等様々な経路より不純物が混入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の不純物のうち、Ｚｎは１．０％以下、望ましくは０．３％以下、さらに望ましくは０．２％以下、その他の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以下とする。なお、不純物のうちＢについてはＴｉの添加に伴い合金中にＴｉ含有量の１／５程度の量で混入するが、より望ましい範囲は０．０２％以下、さらに０．０１％以下が望ましい。

上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分は不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。

（製造方法）
本発明押出形材の製造方法につき、以下に説明する。本発明押出形材は、溶着部を有するため、前記化学成分組成に鋳造したビレットを、溶着部ができる、前記したポートホールダイや、ブリッジダイス、スパイダーダイス等のホローダイス（中空カップルダイス）によって押出す。また、組織として、押出後の再結晶を抑制して、結晶粒を粗大化させずに、微細化させた等軸粒となるように、更には、前記溶着部と通常部との平均硬度差を小さくするように、押出す必要がある。このため、常法の、より高温、高速の押出加工条件ではなく、より低温、低速の熱間押出条件とすることが好ましい。

ビレットの均質化熱処理（ソーキング：均熱処理とも言う）条件は、通常の均熱処理温度４５０〜５５０℃よりも高めの、５５０℃以上の温度とする。これによって晶出物を針状から球状化させ、押出後の組織として、再結晶を抑制して、結晶粒を粗大化させずに、微細化させた等軸粒となるように、更には、前記溶着部と通常部との平均硬度差を小さくするようにする。５５０℃未満では、晶出物が針状化し、押出後の組織が微細化させた等軸粒とはなりにくい。また、前記溶着部と通常部との平均硬度差も大きくなる。

但し、ビレットの均熱処理条件を高温で長時間側とすると、合金元素の金属間化合物粒を成長させ、ピン止め作用を低下させると、再結晶が起こりやすくなる。したがって、均熱処理時間は通常よりも短くすることが好ましい。

押出温度は、通常の５００℃を超える比較的高温では無く、３５０〜４８０℃の比較的低温とする。押出温度が４８０を超えた場合、粒界析出物が多くなり、拡管成形性が低下する。また、前記溶着部と通常部との平均硬度差も大きくなる。

また、押出速度も、通常の５ｍ／ｍｉｎ．を越える比較的高速では無く、５ｍ／ｍｉｎ．以下の比較的低速とする。５ｍ／ｍｉｎ．を越える比較的高速では押出後の組織が微細化させた等軸粒とはなりにくい。また、前記溶着部と通常部との平均硬度差も大きくなる。

押出材の質別はＴ１、Ｔ５，Ｏのいずれもあり得る。Ｔ１材は成形性はよいが導電率が比較的低く、Ｔ５材は成形性が比較的劣るが導電率がよく、Ｏ材は成形性及び導電率がよいが強度が低くコストも高いという特質がある。

なお、本発明に係る押出材は円形断面のものに限られず、例えば楕円、多角形等の異形断面のものを含む。また、円形断面のものを楕円、多角形等の異形に拡管する場合を含み、又はその逆もあり得る。

表１に示す化学成分のアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により溶製したビレットを、表２に示す各条件で、均熱処理を施した後、ポートホールダイによって押出加工を行い、共通して押出直後にファン空冷（冷却速度約１００℃／ｍｉｎ）で冷却し、外径が１００ｍｍ、肉厚が２．５ｍｍの円形断面の、押出方向に延在するとともに、図１のように４箇所の溶着部を有する円管状押出形材を得た。この形材をその後１６０℃で１６時間の熱処理を施し、Ｔ５材とした。

これを供試材とし、下記要領で各種試験を行った。その結果を表２に示す。

（組織観察）
供試材の板厚中心部について、前記した要領で、平均結晶粒、平均アスペクト比を求めた。なお、表面部（外表面から５００μｍまでの部分）の再結晶粒の平均結晶粒を観察した結果（１００倍の光学顕微鏡）、この平均粒径は各例とも共通して３００μｍ以下であった。

（引張試験、硬度）
供試材からＪＩＳ１２号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行った。溶着部と通常部との硬度差は、前記した要領にて測定した。

（拡管成形試験）
拡管成形試験として、拡管成形の中でも、溶着部の影響が最も大きいと考えられる電磁成形試験を行なった。したがって、この電磁成形試験結果が良好であれば、ハイドロフォーム、各種拡管機（エキスパンドマシン）などを用いた、他の拡管成形の成形性も良好であると言える。

電磁成形試験は、供試材を長さ１５０ｍｍに切断して試験材として行なった。具体的には、前記特許文献１１と同様に、周囲を電磁成形用の金型で囲繞するとともに、試験材の一方の端部を金型の端面（軸方向に対して垂直な平面とした）から突出させ、試験材の中空内部に電磁成形用コイルを挿入した。そして、コンデンサーに高電圧で蓄荷電されている電気エネルギーを10kJ投入して、試験材の端部に軸方向に垂直なフランジを円周方向に亙って電磁成形した。

前記コイルに高レベルの電気エネルギーを瞬時に投入した場合、極めて短時間に強力な磁場がフランジ成形部分に発生される。そして、この磁場内におかれた試験材のフランジ成形相当中空部分 (端部) に、磁場の反発力によって強い拡張力が与えられ、試験材の端部中空部分が、円周方向に亙って外方に拡管 (拡径) される。この拡管された部分は、周囲を囲繞する金型面に押圧され、試験材の端部に軸方向に垂直なフランジが円周方向に亙って形成される。

但し、本実施例では、この電磁成形の際に、金型端面からの試験材の突出長さを変えて、拡管率を変えていき、成形フランジの状態を目視観察して、成形フランジの溶着部に割れが生じずに、拡管できた最大拡管率δ（％）を求めた。拡管率δは、電磁成形による拡管前の中空形材の外周長さをｌ₀ 、拡管後の外周長さをｌとしたとき、δ＝｛（ｌ−ｌ₀ ）／ｌ₀ ｝×１００（％）で計算した。

（圧壊試験）
このフランジを設けた供試材を、縦圧壊型ステイとしての使用を模擬して、前記特許文献１１と同様に、圧壊試験し、圧壊特性を調べた。圧壊試験は、アムスラー試験機にて試験材の軸方向（押出方向）に一定速度で静的圧縮加重を加え、軸方向に４０ｍｍ圧縮し、荷重−変位量を求めた。この荷重−変位量から平均の圧壊加重を計算し、２０ｋＮ以上の平均圧壊荷重が得られたものを○、２０ｋＮに満たないものを×と、圧壊特性を評価した。なお、各試験材はいずれも蛇腹状に変形した。

表１、２に示すように、発明例１、２、７は、合金の組成が本発明の規定範囲内で、好ましい製造条件内で製造されている。この結果、発明例１、２、７は、板厚中心部の結晶粒が、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒であるとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下である。

したがって、発明例１、２、７は、表２に示すように、電磁成形によっても溶着部に割れが生じにくく、最大拡管率δが高く、拡管成形性が優れる。また強度及び圧壊荷重も高く、縦圧壊型ステイなどとして好適であることが分かる。ただ、発明例２は、表１に示すように、Ｍｎ等の遷移元素を含んでおり、アスペクト比がやや高めとなり、発明例１よりも拡管成形性が低い。

一方、Ｓｉ、Ｍｇ含有量が規定より少ない比較例３、５は、好ましい製造条件内で製造され、最大拡管率δが高く、拡管成形性が優れるものの、強度及び圧壊荷重が低い。

Ｓｉ、Ｍｇ含有量が規定より多い比較例４、６は、好ましい製造条件内で製造されているものの、アスペクト比が本発明の規定より高くなり、最大拡管率δが低く、拡管成形性が劣る。

比較例８は、表１に示すように、遷移元素を多く含んでおり、アスペクト比が本発明の規定より高くなり、最大拡管率δが低く、拡管成形性が劣る。

比較例９〜１３は、合金の組成が表１の発明例１であり、本発明の規定範囲内だが、製造条件が、好ましい範囲に対し、均熱処理温度、押出開始温度（押出温度）、押出速度のいずれかが外れている。このため、板厚中心部の平均粒径、平均アスペクト比、あるいは溶着部と通常部との平均硬度差のいずれかが大きくなり、最大拡管率δが低く、拡管成形性が劣る。

以上説明したように、本発明によれば、溶着部を有していても、拡管成形の際に割れの発生のない拡管成形性に優れたアルミニウム合金中空押出形材および拡管成形されたアルミニウム合金中空部材を提供することができる。この結果、取り付け用のフランジを必要とする、例えばバンパステイなど、形材から成る自動車、車両、建設などの構造部材に好適である。

６０００系アルミニウム合金管状中空押出形材の管端部を電磁成形にて拡径した従来例を示す断面図（図面代用断面写真）である。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するとともに、押出方向に延在する溶着部を有するアルミニウム合金中空押出形材であって、板厚中心部の結晶粒が、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒であるとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下であることを特徴とする拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材。
2. 質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含み、残部が９５％以上のＡｌを含有するアルミニウム合金鋳塊を、５５０℃以上の温度で均熱処理後、ホローダイスによって、３５０〜４８０℃の押出温度、５ｍ／ｍｉｎ．以下の押出速度で押出し、押出方向に延在する溶着部を有するとともに、板厚中心部の結晶粒を、平均粒径が１００μｍ以下で、平均アスペクト比が５．０以下の微細等軸粒とするとともに、前記溶着部と通常部との平均硬度差が１０ＨＶ以下としたことを特徴とする拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材。
3. 前記アルミニウム合金中空押出形材が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、の群から選択される一種または二種以上を含む請求項１または２に記載の拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材。
4. 前記拡管成形が電磁成形である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の拡管成形用アルミニウム合金中空押出形材。
5. 請求項１乃至４のアルミニウム合金中空押出形材端部を拡管成形した部材であって、端部に１５％以上の拡管率で成形された取付用フランジを有することを特徴とするアルミニウム合金中空部材。
6. 前記アルミニウム合金中空部材が自動車用バンパステイである請求項５に記載されたアルミニウム合金中空部材。

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