JP2009526913A - Aluminum alloy with improved crash characteristics - Google Patents
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Abstract
延性及びクラッシュ特性が改善され、特に車両のクラッシュに曝される領域の構造部材に有用なAl−Mg−Si合金。該合金は、0.25〜1.2重量%のMg、0.3〜1.4重量%のSi、0.03〜0.4重量%のTiを含有し、Tiは固溶体中に存在し、該合金は以下の合金成分:最大で0.6重量%のMn、最大で0.3重量%のCr、最大で0.25重量%のZrの1つ又は複数、0.5重量%のまでのFe及びZnを含む付随的不純物、残部のAlをさらに含有する。 Al-Mg-Si alloy with improved ductility and crash properties, especially useful for structural members in areas exposed to vehicle crashes. The alloy contains 0.25 to 1.2 wt% Mg, 0.3 to 1.4 wt% Si, 0.03 to 0.4 wt% Ti, and Ti is present in the solid solution. The alloy has the following alloy components: one or more of up to 0.6 wt.% Mn, up to 0.3 wt.% Cr, up to 0.25 wt.% Zr, 0.5 wt. It further contains incidental impurities including Fe and Zn, and the balance Al.
Description
本発明は、良好なエネルギー吸収及び温度安定性とともに、改善された延性及びクラッシュ特性を有するAl−Mg−Siアルミニウム合金に関し、このアルミニウム合金は、車両(vehicles)のクラッシュに曝される領域の構造部材に特に有用である。 The present invention relates to an Al-Mg-Si aluminum alloy having improved ductility and crash properties, as well as good energy absorption and temperature stability, the aluminum alloy having a structure in a region exposed to vehicle crashes. It is particularly useful for members.
米国特許第4,525,326号は、バナジウム(V)を添加して合金の延性を改善させるAl−Mg−Si合金を開示している。この特許は、Fe含有量の1/4〜2/3となるように定められるMn含有量とすることと組み合わせて0.05〜0.20重量%の範囲のVの添加量とすることが、幅広いAl−Mg−Si合金の延性を有意に改善させることを請求している。チタン(Ti)は、米国特許第4,525,326号に言及されておらず、その特許に続く同一発明者によるプロセスに特有の特許(米国特許第5,766,546号、欧州特許第1,104,815号)においても言及されていない。その特許(米国特許第5,766,546号、欧州特許第1,104,815号)では、Mn及び他の元素と併用してVを添加することによる延性改善の原理が適用される。 U.S. Pat. No. 4,525,326 discloses an Al-Mg-Si alloy in which vanadium (V) is added to improve the ductility of the alloy. In this patent, the addition amount of V in the range of 0.05 to 0.20% by weight is combined with the Mn content determined to be 1/4 to 2/3 of the Fe content. Claiming to significantly improve the ductility of a wide range of Al-Mg-Si alloys. Titanium (Ti) is not mentioned in U.S. Pat. No. 4,525,326, but the patent following that patent is unique to the process by the same inventor (U.S. Pat. No. 5,766,546, European Patent No. 1). , 104, 815). In that patent (US Pat. No. 5,766,546, EP 1,104,815), the principle of ductility improvement by adding V in combination with Mn and other elements is applied.
欧州特許第0,936,278号において延性の改善は、Al−Mg−Si合金については、0.15〜0.4重量%を超えるMnの添加と併用して0.05〜0.20重量%の範囲のVを添加することによって請求されている。この欧州特許出願によれば、好ましいMn/Fe比は、0.45〜1.0、より好ましくは0.67〜1.0である。欧州特許第0,936,278号におけるTiの役割は、鋳造又は溶接中の結晶粒微細化剤として明示的に示される。しかしながら、Tiの好ましい範囲は0.1重量%未満である。 In EP 0,936,278, the improvement in ductility is 0.05 to 0.20 weight for Al-Mg-Si alloys in combination with 0.15 to 0.4 weight percent Mn addition. Claimed by adding V in the% range. According to this European patent application, the preferred Mn / Fe ratio is 0.45 to 1.0, more preferably 0.67 to 1.0. The role of Ti in EP 0,936,278 is explicitly indicated as a grain refiner during casting or welding. However, the preferred range for Ti is less than 0.1% by weight.
Tiをアルミニウム鋳造合金に添加することは、Al−Si系鋳造合金の製造から通常既知である。したがって、C.J. Simensen: Proc. Light Metals 1999, ed. C.E. Eckert, TMS, USA 1999 pp 679-684に記載されているように、結晶粒微細化剤中におけるTiの使用で知られているTiよりも多いTiを添加することによって、結晶粒微細化の改善がこれらの合金に関して達成されることは以前から示されている。過剰なTiを添加することの利点は、結晶粒微細化に関し、また鋳造金属中の結晶粒径に関連する特性に関する。しかしながら、過剰なTiの添加が結晶粒径に関連するもの以外の特性にも利点を有することは示されていない。 Adding Ti to an aluminum casting alloy is usually known from the production of Al-Si based casting alloys. Therefore, as described in CJ Simensen: Proc. Light Metals 1999, ed. CE Eckert, TMS, USA 1999 pp 679-684, more than Ti known for the use of Ti in grain refiners. It has been shown previously that improved grain refinement is achieved for these alloys by adding more Ti. The advantages of adding excess Ti relate to grain refinement and to properties related to grain size in the cast metal. However, the addition of excess Ti has not been shown to have advantages in properties other than those related to grain size.
本発明は、Mg及びSiを一次合金元素として含有するアルミニウム合金に関する。本発明による合金は、結晶粒微細化剤として通常添加されるTiよりも多いTiを含有する。本発明の合金は、結晶粒微細化剤によって導入されるTi含有粒子よりも多いTiを含有する。過剰なTiは、合金の延性の改善の一因を成す。 The present invention relates to an aluminum alloy containing Mg and Si as primary alloy elements. The alloy according to the invention contains more Ti than Ti normally added as a grain refiner. The alloy of the present invention contains more Ti than Ti-containing particles introduced by the grain refiner. Excess Ti contributes to improving the ductility of the alloy.
この合金は、さらなる強度のためにCuを含有してもよい。さらに、この合金は、付随的不純物としてFe及びZnを含有していてもよい。さらに、この合金は、合金の延性をさらに改善させるために、限定されるものではないが、Mn、Cr、Zr及びVを含む追加の合金元素を含有していてもよい。 This alloy may contain Cu for further strength. Furthermore, this alloy may contain Fe and Zn as incidental impurities. Furthermore, the alloy may contain additional alloying elements including but not limited to Mn, Cr, Zr and V to further improve the ductility of the alloy.
この合金は、良好なクラッシュ挙動が要求される押出製品用に開発されている。押出プレスにおける押出形材の急速な焼入れを行うことなく、生産性及び得られる良好な延性について合金を最適なものにする。しかしながら、合金は、延性の改善が要求される場合、圧延シート等の他の製品又は鋳造品(forgings)にも使用されることがある。 This alloy has been developed for extruded products that require good crash behavior. The alloy is optimized for productivity and good ductility obtained without rapid quenching of the extruded profile in the extrusion press. However, alloys may also be used in other products such as rolled sheets or forgings where improved ductility is required.
本発明は、添付の独立請求項1及び従属請求項2〜8に規定される特徴点を特徴とする。
The invention is characterized by the features defined in the attached
本発明は、以下に一例として且つ図面を参照してさらに説明される。 The invention is further described below by way of example and with reference to the drawings.
Al−Mg−Siタイプの合金は、ナノメーターサイズの粒子の析出によりそれらの強度を得る。硬化粒子は、およそ1のSi/Mgモル比を有することが一般に知られている(G.A. Edwards et al., Mater. Sci. Forum vol 217-222 (1996) pp713-718)、また、いくつかの研究により、このモル比が正確に1.2であることが示される(S.J. Andersen et al., Acta Mater. vol. 49 (1998) pp65-75, C. Ravi and C. Wolverton, Acta Mater. vol. 52 (2004) pp4213-4227)。1.2のSi/Mgモル比は、およそ1.4のSi/Mg重量比に等しいため、以下の記載において、全ての示されるSi/Mg比は重量比を示す。合金の強度を最適なものにするために、Mg及びSiの含有量は、できる限り多くのMg及びSiが硬化析出物を生成するのに用いられることを保証するように、即ち、言い換えると、析出硬化後に過剰なMg又はSiができる限りわずかしか存在しないことを保証するように選択されなければならない。過剰なMg又はSiによって、Mg又はSiが析出物を形成しないことを理解されたい。過剰なMg又はSiは、強度にあまり寄与しないが、押出における生産性に明らかに悪影響を及ぼす。押出合金のMg及びSiの含有量の選択に対するこのアプローチは先に採用されており(U. Tundal and O. Reiso, US Patent 6.602.364, M.J. Couper et al. in Proc. Eighth International Aluminum Extrusion Technology Seminar, Orlando Florida, USA, May 18-21 2004 Vol. II pp51-56)、且つ当業者にとって既知であると考えられる。 Al-Mg-Si type alloys gain their strength by the precipitation of nanometer sized particles. It is generally known that hardened particles have a Si / Mg molar ratio of approximately 1 (GA Edwards et al., Mater. Sci. Forum vol 217-222 (1996) pp713-718), and some Studies show that this molar ratio is exactly 1.2 (SJ Andersen et al., Acta Mater. Vol. 49 (1998) pp65-75, C. Ravi and C. Wolverton, Acta Mater. Vol. 52 (2004) pp 4213-4227). Since the Si / Mg molar ratio of 1.2 is approximately equal to the Si / Mg weight ratio of 1.4, in the following description, all indicated Si / Mg ratios indicate weight ratios. In order to optimize the strength of the alloy, the content of Mg and Si ensures that as much Mg and Si as possible is used to produce hardened precipitates, ie in other words, It must be chosen to ensure that as little excess Mg or Si is present as possible after precipitation hardening. It should be understood that Mg or Si does not form precipitates due to excess Mg or Si. Excess Mg or Si does not contribute much to strength, but obviously has a negative impact on productivity in extrusion. This approach to the selection of Mg and Si content in extruded alloys has been previously adopted (U. Tundal and O. Reiso, US Patent 6.602.364, MJ Couper et al. In Proc. Eighth International Aluminum Extrusion Technology Seminar). , Orlando Florida, USA, May 18-21 2004 Vol. II pp51-56), and considered to be known to those skilled in the art.
合金の最適なSi/Mg比を見つけるために、Siがいくらか、合金の鋳造及び均質化中に形成される含Fe一次粒子及び他の非硬化粒子中で連結することを考慮する必要がある。このSiは、「損失」として、又は時効硬化に影響を与えるものではないと考えられ得る。
Sieff=Sitot−Sinhp
(式中、Sitotは、合金の総Si含有量であり、SinhPは、非硬化粒子中で連結されるSiの量である)で規定される「有効Si含有量」(Sieff)という用語を導入してもよい。SinhPは合金の組成及び均質化中の温度履歴の両方に関連するため、SinhPを算出することは単純ではない。しかしながら、通常、
Sinhp[重量%]/(Fe+Mn+Cr)[重量%]
の比は、0.15〜0.35の範囲内にあることが見出される。
In order to find the optimum Si / Mg ratio for the alloy, it is necessary to consider that some Si is linked in the Fe-containing primary particles and other unhardened particles formed during the casting and homogenization of the alloy. This Si can be considered as "loss" or not affecting age hardening.
Si eff = Si tot -Si nhp
Where Si tot is the total Si content of the alloy and Si nhP is the amount of Si linked in the uncured particles, referred to as “effective Si content” (Si eff ) Terminology may be introduced. Since Si nhP is related to both the alloy composition and the temperature history during homogenization, calculating Si nhP is not straightforward . However, usually
Si nhp [wt%] / (Fe + Mn + Cr) [wt%]
Is found to be in the range of 0.15 to 0.35.
結論として、合金の強度を最適にするために、Sieff/Mg比は1.4とすべきである。 In conclusion, the Si eff / Mg ratio should be 1.4 in order to optimize the strength of the alloy.
<クラッシュ延性及び温度安定性のためのMg及びSiの最適な組成>
Al−Mg−Si合金の押出形材は、自動車のクラッシュに曝される領域(crash-exposed areas)における構造部材として使用される。このような部材は、破壊することなく変形させるようにするために、クラッシュ事象における多量のエネルギーを吸収することを必要とする。押出形材が要求される特性を有することを管理する手段の1つは、軸方向のクラッシュによって押出形材を試験することである。この試験において、所定長さの薄肉押出形材、通常、1つ又は複数のチャンバを有する中空形材である試験片は、長手方向に制御速度で変形され、試験片の長さを、典型的に本来の長さの30〜80%まで縮小される。良好な変形挙動は、試験片の壁が規則的に折り曲がること、試験片にほんの少ししか亀裂が入らないか又は全く亀裂が入らないこと、及び変形領域の表面が平滑であることを特徴とする。乏しい変形挙動は、試験片の壁の折曲がりが制限されること、試験片に亀裂が広範囲に入るか又は破壊すること、及び変形領域の表面が粗く平坦でないことを特徴とする。
<Optimum composition of Mg and Si for crash ductility and temperature stability>
Al-Mg-Si alloy extruded profiles are used as structural members in crash-exposed areas. Such a member needs to absorb a large amount of energy in a crash event in order to be able to deform without breaking. One means of managing that the extruded profile has the required properties is to test the extruded profile by axial crush. In this test, a test piece, which is a thin extruded profile of a predetermined length, usually a hollow profile having one or more chambers, is deformed at a controlled speed in the longitudinal direction, and the length of the test specimen is typically To 30-80% of the original length. Good deformation behavior is characterized by regular bending of the specimen wall, little or no cracking in the specimen, and a smooth surface in the deformation area. To do. Poor deformation behavior is characterized by limited wall bending of the specimen, extensive cracking or failure of the specimen, and rough and uneven surface of the deformation area.
軸方向のクラッシュ試験における変形挙動は、試験された形材の幾何学的形状に強く左右され、また試験条件にも或る程度左右される。幾何学的形状を考慮すると、形材の断面が特に重要である。1つの一般的な関係は、壁の厚さが増大する場合、またチャンバサイズが減少する場合に、良好な変形挙動が次第に困難になることである。試験された形材の幾何学的形状及び試験条件にかかわらず、クラッシュ試験における変形挙動に影響を与えるいくつかの要因が存在する。これらの要因としては、押出形材の結晶粒構造、強度及び延性が挙げられるが、これらに限定されない。強度は、析出硬化の条件と併せて選択されるMg及びSi(及びCu)の含有量の結果得られるものである。一般的に、Mg及びSi(及びCu)の含有量が多いほど、したがって強度が高いほど、例えば、図1に示すような引張試験における全伸び値によって見られるように、延性は低くなり、したがって、クラッシュ試験における挙動も乏しくなる。しかしながら、Si/Mg比も、押出形材のクラッシュ挙動に関する或る程度の重要性を有する。これは以下の実施例によって実証される。全ての実施例において、合金は、本出願人の生産施設において用いられるDC鋳造プロセスによってビレットへと鋳造した。ビレットは、570〜580℃の温度で均質化し、続いて、1時間当たり300〜400℃の速度で室温まで冷却させた。ビレットの事前加熱は、押出前に490〜500℃の範囲の温度まで、誘導電気炉を用いて実施した。 The deformation behavior in the axial crush test is strongly dependent on the geometry of the profile tested and also to some extent on the test conditions. In view of the geometric shape, the cross section of the profile is particularly important. One common relationship is that good deformation behavior becomes increasingly difficult as the wall thickness increases and as the chamber size decreases. Regardless of the geometry of the profile tested and the test conditions, there are several factors that affect the deformation behavior in the crash test. These factors include, but are not limited to, the crystal grain structure, strength and ductility of the extruded profile. Strength is obtained as a result of the Mg and Si (and Cu) content selected in conjunction with the precipitation hardening conditions. In general, the higher the Mg and Si (and Cu) content, and hence the higher the strength, the lower the ductility, as seen, for example, by the total elongation value in a tensile test as shown in FIG. Also, the behavior in the crash test becomes poor. However, the Si / Mg ratio also has some importance regarding the crush behavior of the extruded profile. This is demonstrated by the following examples. In all examples, the alloy was cast into billets by the DC casting process used in Applicants' production facility. The billet was homogenized at a temperature of 570-580 ° C and subsequently allowed to cool to room temperature at a rate of 300-400 ° C per hour. The billet was preheated using an induction furnace to a temperature in the range of 490-500 ° C. prior to extrusion.
〔実施例1〕
Si/Mg比を除いて本質的に等しい以下の表1に明記されるような合金を用いて試験を実施した。図2a)に示されるような断面を有する中空形材を、合金から押出した。押出中の圧延率は24であり、形材の排出速度は15m/分であった。形材を押出プレスで水焼入れし、最大硬度まで時効(aged)し、100mm長の試験片に切断した。試験片を制御した軸方向のクラッシュにおいて40mm長さに縮小させ、変形挙動の特性決定を行い、1〜10の段階で等級を与えた。種々の等級の定義を表2に示す。等級の評価に関し、各合金について3つの試料をクラッシュし、合金の等級はこれらの3つの試料の算術平均とする。図3は、Si/Mg比の関数として個々の合金に与えられる等級を示す。また、種々の合金の降伏強度を図3に示す。
[Example 1]
Tests were performed using alloys as specified in Table 1 below which are essentially equal except for the Si / Mg ratio. A hollow profile having a cross-section as shown in FIG. 2a) was extruded from the alloy. The rolling rate during extrusion was 24, and the discharge speed of the profile was 15 m / min. The shape was water quenched with an extrusion press, aged to maximum hardness and cut into 100 mm long test pieces. The specimens were reduced to 40 mm length in a controlled axial crash and the deformation behavior was characterized and graded on a scale of 1-10. The definitions of the various grades are shown in Table 2. For grade evaluation, three samples for each alloy crash and the grade of the alloy is the arithmetic average of these three samples. FIG. 3 shows the grades given to individual alloys as a function of Si / Mg ratio. Moreover, the yield strength of various alloys is shown in FIG.
全ての合金がクラッシュ試験における良好な挙動を示すにもかかわらず、最も高いSi/Mg比を有する合金A1は、他のものよりもわずかに劣る性能を示し、1.4の理想値に非常に近いSi/Mg比を有する合金B1は、他のものよりもわずかに良好な性能を示す。合金C1、D1、E1及びF1は全て、この試験で等級9をとった。合金の強度を考慮すると、より低い強度を有する合金が、このような試験ではより高い強度を有する合金よりも良好な性能を示すと考えられる。このため、強度を考慮すると、合金C1、D1、E1及びF1において、Si/Mg比が0.7から1.2に増大するにつれてクラッシュ試験の性能は改善している。結論として、クラッシュ試験の性能に関しても、1.4に近いSi/Mg比を有する合金を選択する利点が存在する。
Despite all the alloys exhibiting good behavior in the crush test, alloy A1, which has the highest Si / Mg ratio, shows slightly inferior performance to the others, very well at the ideal value of 1.4 Alloy B1 with a close Si / Mg ratio shows slightly better performance than the others. Alloys C1, D1, E1 and F1 all rated
クラッシュに曝される領域におけるいくつかの構造部材は、高温にも曝露されることがある。このような曝露は、合金の機械特性に影響を与えることがある。このような用途のために、熱曝露によってあまり影響を受けない合金を選択することが重要である。「熱安定性」という用語は、高温への曝露後に機械特性を維持する合金の能力を示す。Al−Mg−Si合金に関して、与えられる強度クラスにおいて、熱安定性はおよそ1.4のSi/Mg比を有する合金で最も高いことが見出される。これは以下の実施例によって実証される。 Some structural members in areas exposed to crashes may also be exposed to high temperatures. Such exposure can affect the mechanical properties of the alloy. For such applications, it is important to select an alloy that is not significantly affected by heat exposure. The term “thermal stability” refers to the ability of an alloy to maintain mechanical properties after exposure to high temperatures. For an Al—Mg—Si alloy, in a given strength class, the thermal stability is found to be highest for alloys with a Si / Mg ratio of approximately 1.4. This is demonstrated by the following examples.
〔実施例2.1〕
Si/Mg比を除いて本質的に等しい以下の表3に明記されるようなAl−Mg−Sl合金を用いて試験を実施した。合金の押出形材を、I、II及びIIIとした3つのわずかに異なる時効処理を用いて時効硬化させた。次に時効硬化した試験片を150℃で1000時間熱に曝露させた。時効処理I、II及びIIIによって達成された降伏強度(YS)及び最大抗張力(UTS)を表3に示し、一方で熱曝露の結果起こる強度変化を図4に示す。
Example 2.1
Tests were performed using an Al-Mg-Sl alloy as specified in Table 3 below which is essentially equal except for the Si / Mg ratio. The alloy extruded profiles were age hardened using three slightly different aging treatments, I, II and III. The age-cured specimen was then exposed to heat at 150 ° C. for 1000 hours. The yield strength (YS) and maximum tensile strength (UTS) achieved by aging treatments I, II and III are shown in Table 3, while the strength changes resulting from thermal exposure are shown in FIG.
図4に示されるような試験結果から、1.4のSi/Mg比を有する合金Pは、0.9のSi/Mg比を有する合金Oよりも、強度、特に最大抗張力の損失が小さくなることが明らかである。したがって、合金Pが、2つの合金のうち最も高い熱安定性を有すると述べることができる。 From the test results as shown in FIG. 4, the alloy P having a Si / Mg ratio of 1.4 has a lower strength, particularly the loss of maximum tensile strength, than the alloy O having a Si / Mg ratio of 0.9. It is clear. Therefore, it can be stated that alloy P has the highest thermal stability of the two alloys.
〔実施例2.2〕
以下の表4に明記されるような合金を用いてさらなる試験を実施した。表4の合金は、Si/Mg比を除いて本質的に等しい。合金の押出形材の試料を、175℃及び200℃で0.5時間〜200時間の範囲の間人為的に時効した。試験片のビッカーズ硬度を測定し、結果を図5に示す。明確にするために、最大硬度に近い結果のみを示してある。図5の曲線から、表4の合金のうち、合金W2が、全ての時間にわたって最大値に近い硬度を有することは明らかである。また、過時効と称される、ピーク硬度に達した後の硬度の減少が、合金W2では他の合金のものよりも遅れることが一貫して見い出される。図5はまた、Si/Mg比が、合金W3からW4へ、そしてW5へと向かって1.4の理想値から次第に離れるにつれ、次第に遅れが短縮して過時効が起こることを示している。過時効が起こる前により長い時効時間にかけられ得る合金が、より高い熱安定性を有し、結果として1.4に近いSi/Mg比を有する合金が、最も高い熱安定性を有すると述べることができる。
Example 2.2
Further tests were performed using alloys as specified in Table 4 below. The alloys in Table 4 are essentially equal except for the Si / Mg ratio. Samples of extruded profiles of the alloy were artificially aged at 175 ° C and 200 ° C for a range of 0.5 hours to 200 hours. The Vickers hardness of the test piece was measured, and the result is shown in FIG. For clarity, only results near the maximum hardness are shown. From the curve of FIG. 5, it is clear that of the alloys in Table 4, alloy W2 has a hardness close to the maximum value over all time. It is also consistently found that the decrease in hardness after reaching peak hardness, referred to as overaging, is delayed with respect to alloy W2 than with other alloys. FIG. 5 also shows that overaging occurs with progressively shorter delays as the Si / Mg ratio gradually departs from the ideal value of 1.4 from alloy W3 to W4 and toward W5. State that alloys that can be subjected to longer aging times before overaging occur have higher thermal stability and, as a result, alloys with a Si / Mg ratio close to 1.4 have the highest thermal stability. Can do.
〔実施例2.3〕
さらに試験を実施して、再結晶化合金に対する非再結晶化合金の熱安定性への結晶粒構造の影響を観察した。実施例2.3で使用される6005A合金及び6082合金の組成を、以下の表5に挙げる。両方の場合において、形材を15m/分で押出し、押出後に水焼入れした。合金6005AのMn含有量は、押出中に材料の再結晶化を防止するには低すぎるため、再結晶化結晶粒構造を有していた。一方、6082合金は、Mn含有量及びCr含有量が高いことから多数の分散質粒子を含有しているため、非再結晶化結晶粒構造を有していた。
[Example 2.3]
Further tests were conducted to observe the effect of the grain structure on the thermal stability of the non-recrystallized alloy relative to the recrystallized alloy. The compositions of the 6005A alloy and 6082 alloy used in Example 2.3 are listed in Table 5 below. In both cases, the profiles were extruded at 15 m / min and water quenched after extrusion. Alloy 6005A had a recrystallized grain structure because the Mn content of alloy 6005A was too low to prevent recrystallization of the material during extrusion. On the other hand, the 6082 alloy had a non-recrystallized crystal grain structure because it contained a large number of dispersoid particles because of its high Mn content and Cr content.
両方の合金からの材料を、最大潜在強度に近い強度を与えるT5条件へと時効させた(図6を参照のこと)。続けて180℃において高温曝露させると、6005A合金材料は、6082合金材料よりも極めて安定であると考えられる。この相違の主な理由は、押出材料の結晶粒構造の相違に関連付けられる可能性が最も高い。非再結晶化結晶粒構造は、ずっと多くの転移及び亜結晶粒境界を有し、これらは合金元素のための高速拡散経路として機能する。このため、硬化Mg−Si析出物の結晶粒粗大化は、再結晶化6005A合金よりも非再結晶化6082合金中で速く起こる。 Materials from both alloys were aged to T5 conditions giving strengths close to the maximum potential strength (see FIG. 6). Subsequent high temperature exposure at 180 ° C., the 6005A alloy material is considered to be much more stable than the 6082 alloy material. The main reason for this difference is most likely related to the difference in the grain structure of the extruded material. Non-recrystallized grain structures have much more transitions and subgrain boundaries, which serve as fast diffusion paths for alloying elements. For this reason, coarsening of hardened Mg-Si precipitates occurs faster in non-recrystallized 6082 alloy than recrystallized 6005A alloy.
<クラッシュ試験における挙動に対する押出後の冷却速度の影響>
Al−Mg−Si合金に関して、時効硬化後の延性が、先の固溶化熱処理後の冷却速度に左右されることが包括的に見出される。押出Al−Mg−Si合金に関して、別個の固溶化熱処理を適用することは一般的ではないため、時効硬化後の延性は、押出プレスにおける形材の冷却速度に左右される。水焼入れで得られるような高い冷却速度は、良好な延性に有利に働くのに対し、空冷で得られるような低い冷却速度は、低い延性を導くきらいがある。
<Effect of cooling rate after extrusion on behavior in crash test>
With regard to Al—Mg—Si alloys, it is comprehensively found that the ductility after age hardening depends on the cooling rate after the previous solution heat treatment. Since it is not common to apply a separate solution heat treatment for extruded Al-Mg-Si alloys, the ductility after age hardening depends on the cooling rate of the profile in the extrusion press. A high cooling rate such as that obtained by water quenching favors good ductility, whereas a low cooling rate such as that obtained by air cooling tends to lead to low ductility.
理想的には、形材は押出後に常に水焼入れされるのがよい。しかしながら、水焼入れは、押出セクションの幾何学的形状の歪みをもたらし、形材の複雑性が増すにつれて歪みのリスクを増大させる。概略的な実施は、幾何学的歪みを形材にもたらすことなく可能な限り速く冷却させることである。したがって、押出セクションの大部分を、強制空気によって又は制御された水吹付けによって冷却させる。 Ideally, the profile should always be water quenched after extrusion. However, water quenching results in distortion of the extruded section geometry and increases the risk of distortion as the complexity of the profile increases. A schematic implementation is to cool as fast as possible without introducing geometric distortion to the profile. Thus, the majority of the extrusion section is cooled by forced air or by controlled water spray.
押出後の低冷却速度の結果として得られる低い延性は、クラッシュ試験における合金の挙動にも強い影響を与えるであろう。これは以下の実施例3に示される。 The low ductility resulting from the low cooling rate after extrusion will have a strong impact on the behavior of the alloy in the crash test. This is shown in Example 3 below.
〔実施例3〕
表1の合金を検討されたい。実施例1と同様の試験を実施したが、このとき、形材は押出後に強制空気中で冷却させた。500℃〜250℃における冷却時間がおよそ2分となるように測定した。軸方向のクラッシュ試験を実施し、上記の表2に従って等級付けした。図7は、個々の合金の等級及び降伏強度を示す。
Example 3
Consider the alloys in Table 1. The same test as in Example 1 was performed, but at this time, the profile was cooled in forced air after extrusion. It measured so that the cooling time in 500 to 250 degreeC might be about 2 minutes. An axial crash test was performed and graded according to Table 2 above. FIG. 7 shows the grade and yield strength of the individual alloys.
同じ合金の水焼入れ試料では、等級は8.5〜9.5の範囲内であった(図3)のに対し、この実施例では、等級が5〜6であった。これにより、合金のクラッシュ挙動に対する押出後の冷却速度の影響が明確に示される。 For water-quenched samples of the same alloy, the grade was in the range of 8.5-9.5 (FIG. 3), whereas in this example, the grade was 5-6. This clearly shows the effect of the cooling rate after extrusion on the crash behavior of the alloy.
また、合金D1、E1及びF1の等級は、これらの合金のより低い強度を鑑みて見るべきである。全体的な評価では、合金C1が本実施例における最良のクラッシュ性能を有すると考えられる。 Also, the grades of alloys D1, E1 and F1 should be viewed in view of the lower strength of these alloys. In the overall evaluation, alloy C1 is considered to have the best crash performance in this example.
実施例3のクラッシュ挙動は実施例1のものよりも極めて劣るが、実施例1のような水焼入れを適用することは、到達可能な形材の幾何学的形状及び幾何公差に対して制限を課す。したがって、本発明者らは、実施例1のクラッシュ挙動アプローチを有するが、押出後に空冷し得る合金を見出すことを求められていた。元素Mn、Cr及びVを少量添加することが、Al−Mg−Si合金の空冷押出品の延性を改善することは、熟練者の間で既知である。 Although the crash behavior of Example 3 is much inferior to that of Example 1, applying water quenching as in Example 1 places limitations on reachable geometry and geometric tolerances. impose. The inventors were therefore sought to find an alloy that had the crash behavior approach of Example 1 but could be air cooled after extrusion. It is known to those skilled in the art that the addition of small amounts of the elements Mn, Cr and V improves the ductility of air-cooled extrudates of Al-Mg-Si alloys.
<押出Al−Mg−Si合金における延性を改善する合金元素>
マンガン(Mn)及びクロム(Cr)は、Al−Mg−Si押出合金中においていくつか既知の用途を有する。両元素とも、鋳造材料の均質化中に、分散質と称される小粒子を形成する。十分な数密度で存在するとき、これらの分散質は、押出材料の再結晶化を防止して、繊維状微細構造もたらし得る。分散質の数密度が低ければ、押出材料は再結晶化するが、分散質の存在が、時効硬化材料の延性に好ましい効果を与える。この効果は一つには、材料の集合組織に関することが判明している。押出後に再結晶化する合金では、通常、押出形材中に高度な立方体集合組織が見られる。分散質の存在は、再結晶化押出形材中により高度な立方体集合組成をもたらす。
<Alloy element for improving ductility in extruded Al-Mg-Si alloy>
Manganese (Mn) and chromium (Cr) have several known uses in Al-Mg-Si extruded alloys. Both elements form small particles called dispersoids during the homogenization of the casting material. When present at a sufficient number density, these dispersoids can prevent recrystallization of the extruded material and result in a fibrous microstructure. If the number density of the dispersoid is low, the extruded material will recrystallize, but the presence of the dispersoid has a positive effect on the ductility of the age-hardened material. In part, this effect has been found to relate to the texture of the material. Alloys that recrystallize after extrusion usually have a high degree of cubic texture in the extruded profile. The presence of dispersoids results in a higher cube assembly composition in the recrystallized extruded profile.
〔実施例4〕
Mn含有量及びCr含有量を除いて本質的に等しい以下の表6に明記されるような合金を用いて試験を実施した。
Example 4
Tests were performed using alloys as specified in Table 6 below which are essentially equal except for Mn content and Cr content.
合金を平棒形材へと押出した。これは、合金材料中に高度な立方体集合組織を作り出す。いくつかの材料を、さらなる熱機械的処理にかけ、材料が可能な限り集合組織を有しないようにした。得られる集合組織強度を表7に示す。 The alloy was extruded into a flat bar shape. This creates a high degree of cubic texture in the alloy material. Some materials were subjected to further thermomechanical processing so that the material had as little texture as possible. The resulting texture strength is shown in Table 7.
試料を、溶体化熱処理し、室温まで水焼入れ又は空冷させた。続いて、試料を5つの異なる時効処理にかけ、本実施例中でa1からa5まで名前をつけた。引張り試験及びシャルピー試験を時効硬化させた材料で実施し、水焼入れした試料から得た結果を図8に示す。集合組織を有しない材料に全て由来する図8a)、図8c)及び図8e)を比較することによって、延性に対するMn及びCrの好ましい効果が存在することが見出される。しかしながら、集合組織を有しない材料対立方体集合組織材料(図8a)対図8b)、図8c)対8d)、及び図8e)対図8f))を比較すると、立方体集合組織は、シャルピー試験で測定される合金の延性に対して重大な好ましい効果を有することが明らかである。同様の所見が、時効硬化前に空冷された試料についても見出された。添加される1元素重量%当たりに形成される分散質の量は、MnよりもCrに関するものの方がかなり多く(O. Lohne and A.L. Dons: Scand. J. Metall. vol. 12, (1983) pp34-36)、これは、特定の数密度の分散質を達成するのにMn添加量よりも少ないCr添加量しか必要ないことを意味する。分散質は、押出プロセスに対して3つの悪影響を及ぼす。第1の悪影響は、材料の耐熱変形性を上げ、生産能を下げることである。第2の悪影響は、分散質密度の増大により、合金の硬化能の損失を回避するように押出後の冷却速度に対する要求が増大することである。これらの理由は、分散質が、非硬化Mg−Si析出物の核形成部位として作用するためである。第3の悪影響は、押出形材の結晶粒径に関連付けられる。分散質の数密度が、再結晶化を防止するには低すぎる場合でも、いくらかの核が再結晶化結晶粒へ成長するのを防止することがある。ほんの少しの結晶粒しか成長することができず、結果として、これは押出形材中で非常に粗い結晶粒構造となり得る。続いて押出形材を形成すると、得られるものは、広範囲にわたって凸凹となることがある。したがって、Mn及びCrの添加量が、改善された延性から利益を得るのに必要な量を超えないことが求められる。Mn及びCrの最適な含有量は、処理条件及び形材の幾何学的形状に強く左右される。多くの条件では、延性を改善するための典型的な添加量は、0.03〜0.25重量%Mn、及び0.01〜0.15重量%Crの範囲である。2つの元素を組み合わせる場合、許容可能なレベルで分散質の総数を維持するために、各元素の量を減らさなければならない。 Samples were solution heat treated and water quenched or air cooled to room temperature. Subsequently, the samples were subjected to 5 different aging treatments and named from a1 to a5 in this example. FIG. 8 shows the results obtained from a sample which was subjected to a tensile test and a Charpy test using an age-hardened material and was water-quenched. By comparing FIG. 8a), FIG. 8c) and FIG. 8e) all derived from materials without texture, it is found that there is a favorable effect of Mn and Cr on ductility. However, when comparing material-confined textured material without texture (FIG. 8a) vs. FIG. 8b), FIG. 8c) vs. 8d), and FIG. 8e) vs. FIG. 8f)), the cubic texture is It is clear that it has a significant positive effect on the ductility of the alloy being measured. Similar findings were found for samples that were air cooled prior to age hardening. The amount of dispersoid formed per element weight% added is much higher for Cr than for Mn (O. Lohne and AL Dons: Scand. J. Metall. Vol. 12, (1983) pp34 -36), which means that less Cr addition than Mn addition is required to achieve a specific number density dispersoid. The dispersoid has three adverse effects on the extrusion process. The first adverse effect is to increase the heat distortion resistance of the material and to reduce the productivity. The second adverse effect is that the increase in dispersoid density increases the requirement for cooling rate after extrusion to avoid loss of hardenability of the alloy. These reasons are because the dispersoid acts as a nucleation site for non-hardened Mg—Si precipitates. The third adverse effect is related to the crystal grain size of the extruded profile. Even if the number density of the dispersoids is too low to prevent recrystallization, some nuclei may be prevented from growing into recrystallized grains. Only a few grains can grow and as a result this can result in a very coarse grain structure in the extruded profile. Subsequent forming of the extruded profile may result in an unevenness over a wide range. Therefore, it is required that the amount of Mn and Cr added does not exceed the amount necessary to benefit from improved ductility. The optimum content of Mn and Cr depends strongly on the processing conditions and the geometry of the profile. For many conditions, typical additions to improve ductility range from 0.03 to 0.25 wt% Mn and 0.01 to 0.15 wt% Cr. When combining two elements, the amount of each element must be reduced to maintain the total number of dispersoids at an acceptable level.
ジルコニウム(Zr)も、鋳造材料の均質化中に分散質を形成する合金元素である。Zrは、いくつかのタイプの分散質を形成し得る。最高の数密度で形成され、それゆえ通常好まれるタイプの分散質タイプは、Al3Zrの組成及びL12構造と称される原子配置を有する。Al−Mg−Si系の合金において、L12のAl3Zrの形成は常に実現可能であるわけではなく、他のタイプの分散質も形成される。他のタイプの分散質は、Zr及びAlに加えてSiを含有し得る。押出Al合金の微細構造へのZr分散質の効果は主に、数密度に且つ分散質タイプに関連するより低い度合いに関する。分散質の数密度が高い場合、押出材料は繊維状微細構造を有するのに対し、分散質の数密度が低い材料は再結晶化する。Zr系分散質の存在は、上述のようなMn系分散質及びCr系分散質である再結晶化材料の集合組織に対して同様の効果を与えるため、また、時効硬化材料のより高い延性をもたらす。 Zirconium (Zr) is also an alloying element that forms a dispersoid during the homogenization of the casting material. Zr can form several types of dispersoids. The type of dispersoid that is formed at the highest number density and is therefore usually preferred has the composition of Al 3 Zr and the atomic configuration referred to as the L1 2 structure. In Al-Mg-Si alloy of, not the formation of L1 2 of Al 3 Zr is always feasible, other types of dispersoid are also formed. Other types of dispersoids may contain Si in addition to Zr and Al. The effect of Zr dispersoids on the microstructure of extruded Al alloys is mainly related to the number density and the lower degree associated with dispersoid types. When the number density of the dispersoid is high, the extruded material has a fibrous microstructure, whereas the material with a low number density of the dispersoid recrystallizes. The presence of the Zr-based dispersoid has the same effect on the texture of the recrystallized material that is the Mn-based dispersoid and the Cr-based dispersoid as described above. Bring.
バナジウム(V)は、Al−Mg−Si合金の延性を増大させる確認されている効果を有する。Vは、Al−Mg−Si合金の分散質を形成し得るが、0.1重量%まで、できればそれ以上の添加量で、相当量の分散質を形成することが見出される。 Vanadium (V) has a confirmed effect of increasing the ductility of the Al-Mg-Si alloy. V can form the dispersoid of the Al-Mg-Si alloy, but it is found to form a considerable amount of dispersoid up to 0.1 wt%, preferably even in additions.
チタン(Ti)は通常、鋳造中に合金の結晶粒径を微細化する目的で、ボロン(B)又は炭素(C)と共にAl合金に添加される。Ti及びB、又はTi及びCは、溶融物に別々に添加されることはないが、事前調製されたAl−Ti−B合金又はAl−Ti−C合金として添加されることがある。事前調製されたAl−Ti−B合金又はAl−Ti−C合金は通常、「結晶粒微細化剤」と称される。Al−Ti−B結晶粒微細化剤は2種類の粒子を含有することが多く、1つの種類は本質的にTi及びBから成り、これらの粒子は以下で(Ti,B)粒子と示され、また別の種類は本質的にTi及びAlから成り、これらの粒子は以下で(Al,Ti)粒子と示される。Al−Ti−B結晶粒微細化剤は、Ti含有量とB含有量との重量比を特徴とし、Ti/B比は通常2〜10の範囲である。Al−Ti−B結晶粒微細化剤を溶融物に添加する場合、(Ti,B)粒子及び(Al,Ti)粒子は溶融物中に分散し、鋳造すると、それらは、固体化中にアルミニウム結晶粒の核形成点として作用する。Al−Ti−C結晶粒微細化剤は、(Ti,B)粒子の代わりに(Ti,C)粒子を含有することを除けば本質的に同様に機能する。Al−Mg−Si合金の大半の合金規格(「鍛錬用アルミニウム及び鍛錬用アルミニウム合金に関する国際合金表示及び化学組成の制限(International Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys)」、The Aluminum Association, Washington DC, USA, April 2004)に、0.1〜0.2重量%の範囲のTiの上限が明記されている。しかしながら、Al−Mg−Si合金中で結晶粒微細化するのに必要とされる実際のTi含有量は、非常に小さく、典型的には0.005〜0.03重量%の範囲であることが知られている。 Titanium (Ti) is usually added to an Al alloy together with boron (B) or carbon (C) for the purpose of refining the crystal grain size of the alloy during casting. Ti and B, or Ti and C are not added separately to the melt, but may be added as a pre-prepared Al-Ti-B alloy or Al-Ti-C alloy. The pre-prepared Al—Ti—B alloy or Al—Ti—C alloy is usually referred to as “grain refiner”. Al-Ti-B grain refiners often contain two types of particles, one type consisting essentially of Ti and B, these particles are denoted below as (Ti, B) particles. Another type consists essentially of Ti and Al, and these particles are denoted below as (Al, Ti) particles. The Al-Ti-B grain refiner is characterized by a weight ratio of Ti content to B content, and the Ti / B ratio is usually in the range of 2-10. When the Al-Ti-B grain refiner is added to the melt, the (Ti, B) particles and (Al, Ti) particles are dispersed in the melt and, when cast, they become aluminum during solidification. It acts as a nucleation point for crystal grains. The Al-Ti-C grain refiner functions essentially the same except that it contains (Ti, C) particles instead of (Ti, B) particles. Al-Mg-Si alloy majority alloy specifications ("International Alloy Designs and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys"), The Aluminum Association, Washington DC, USA, April 2004) specifies the upper limit of Ti in the range of 0.1 to 0.2% by weight. However, the actual Ti content required for grain refinement in an Al-Mg-Si alloy is very small, typically in the range of 0.005 to 0.03% by weight. It has been known.
本発明者らは、TiがAl−Mg−Si合金の延性への効果を有することも見出している。これは、別の状況で結晶粒微細化に使用される量を超えるTi含有量を必要とし、結晶粒微細化剤からの(Ti,B)粒子及び/又は(Ti,C)粒子を超えるTiを必要とする。必要とされるTiの量は、0.03〜0.25重量%、好ましくは0.05〜0.20重量%の範囲である。Vに関して、約0.25%までのTiの添加量ではおそらく、いかなる相当量の分散質も生成しない。このため、延性を改善する機構はおそらくV及びTiの両方について同様である。 The inventors have also found that Ti has an effect on the ductility of the Al-Mg-Si alloy. This requires a Ti content that exceeds the amount used for grain refinement in other circumstances, and exceeds Ti (B) and / or (Ti, C) particles from grain refiner. Need. The amount of Ti required is in the range of 0.03 to 0.25% by weight, preferably 0.05 to 0.20% by weight. With respect to V, Ti additions up to about 0.25% probably do not produce any significant amount of dispersoids. Thus, the mechanism for improving ductility is probably the same for both V and Ti.
TiをAl−Mg−Si合金に添加することによって得られるクラッシュ性能の改善は、Mn、Cr又はVを合金に添加することによる改善に匹敵する。これは以下の実施例によって実証される。 The improvement in crush performance obtained by adding Ti to the Al-Mg-Si alloy is comparable to the improvement by adding Mn, Cr or V to the alloy. This is demonstrated by the following examples.
〔実施例5〕
Mg及びSiの含有量は本質的に等しいが、元素Mn、Cr、V、Cu及びTiの量が異なる以下の表8に明記されるようなAl−Mg−Si合金を用いて試験を実施した。
Example 5
The tests were carried out using Al-Mg-Si alloys as specified in Table 8 below, where the contents of Mg and Si are essentially equal, but with different amounts of elements Mn, Cr, V, Cu and Ti. .
強制空気中における押出品の冷却を伴って、実施例3の試験と同様の試験を実施した。時効硬化した形材である試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけ、表2に従って等級付けした。個々の合金の等級を図9に示す。 A test similar to the test of Example 3 was performed with cooling of the extrudate in forced air. Specimens that were age-hardened sections were subjected to an axial crash test and graded according to Table 2. The individual alloy grades are shown in FIG.
合金変種B2、B5及びB6とB0を比較することによって、V又はTiを全く伴わないMn及びCrがクラッシュ挙動に好ましい効果を与えることが理解され得る。B2とB5とを比較することによって、B5と比較してB2における多量のMnが、クラッシュ試験に好ましい効果を与えることが理解され得る。合金B2が合金B6よりも高いCr含有量、それに対応してクラッシュ試験におけるより高い等級を有する、Crを含む場合も同じである。しかしながら、合金B2、B3及びB4中に用いられるMn及びCrのレベルは、この場合、高すぎて許容可能な結晶粒径を得ることができないことが見出される(図10を参照)。例えばMnを0.15%しか含まず且つCrを含まない合金B1中の結晶粒径と、合金B2、B3及びB4の任意のものの形材中の結晶粒径とを比較すると、例えば合金B3中の結晶粒径が大き過ぎて、続く形成作業において広範囲にわたって凸凹をもたらす可能性があることが見出される。このため、Mn及びCrを単独で添加することによって達成され得るクラッシュ挙動の改善は、与えられる結晶粒径要件で制限される。 By comparing the alloy variants B2, B5 and B6 with B0, it can be seen that Mn and Cr without any V or Ti have a positive effect on the crash behavior. By comparing B2 and B5, it can be seen that a large amount of Mn in B2 compared to B5 has a positive effect on the crash test. The same is true when alloy B2 contains Cr, which has a higher Cr content than alloy B6, correspondingly a higher grade in the crash test. However, it is found that the levels of Mn and Cr used in alloys B2, B3 and B4 are in this case too high to obtain an acceptable grain size (see FIG. 10). For example, when the crystal grain size in alloy B1 containing only 0.15% Mn and not containing Cr is compared with the crystal grain size in the shape of any of alloys B2, B3 and B4, for example, in alloy B3 It has been found that the crystal grain size of can be too large, resulting in unevenness over a wide range in subsequent forming operations. For this reason, the improvement in crush behavior that can be achieved by adding Mn and Cr alone is limited by the crystal grain size requirements given.
合金B1及び合金B7を比較することによって、V及びTiの添加が、このクラッシュ試験の挙動におよそ等しく好ましい効果を与えることが見出される。V含有量のみが異なる合金B2と合金B3とを比較することによって、Vの好ましい効果が理解され得る。Tiの場合も同じであり、合金B6と合金B8とを比較するときに理解される。このため、Mn及びCrの好ましい効果に加えて、V及びTiの好ましい効果が得られる。V及びTiは共にここで添加される量では分散質粒子を形成しない元素であるため、結晶粒径に関する問題は、これらの元素の添加によって予想されるものではない。合金B9中のMn、V、Cr及びTi等のいくつかの元素を組み合わせて添加するときに、最良の挙動が得られる。 By comparing Alloy B1 and Alloy B7, it is found that the addition of V and Ti has approximately equally positive effects on the behavior of this crash test. By comparing Alloy B2 and Alloy B3 that differ only in V content, the favorable effect of V can be understood. The same is true for Ti, which is understood when comparing Alloy B6 and Alloy B8. For this reason, in addition to the preferable effect of Mn and Cr, the preferable effect of V and Ti is acquired. Since both V and Ti are elements that do not form dispersoid particles in the amounts added here, problems with crystal grain size are not anticipated by the addition of these elements. Best behavior is obtained when several elements such as Mn, V, Cr and Ti in alloy B9 are added in combination.
添加され得るTi及びVの最大量は、合金の処理中に固溶体中に保持され得る量で制限される。考慮すべき別の因子は、これらの元素が結果として得る耐変形性の増大である。高レベルのこれらの元素は合金の押出可能性を低減させるため、クラッシュ挙動の改善は、押出可能性の低減を鑑みて理解されるはずである。最終的に、合金へのV及びTiの添加は、アルミニウムに比べてV及びTiがより高価であるため、コストの増加を示す。V、Ti及びAlの現在価格に関して、0.10%のVの添加は、アルミニウム合金1トン当たりおよそ110ユーロの増加をもたらす。Tiの同様の添加では、増加額はアルミニウム合金1トン当たり10ユーロに過ぎない。このため、Vと比較してコストの観点からTiの添加が好ましい。 The maximum amount of Ti and V that can be added is limited by the amount that can be retained in the solid solution during processing of the alloy. Another factor to consider is the increased deformation resistance that these elements result in. Since high levels of these elements reduce the extrudability of the alloy, improved crush behavior should be understood in view of the reduced extrudability. Finally, the addition of V and Ti to the alloy shows an increase in cost because V and Ti are more expensive than aluminum. With respect to the current prices of V, Ti and Al, the addition of 0.10% V results in an increase of approximately 110 euros per ton of aluminum alloy. With the same addition of Ti, the increase is only 10 euros per ton of aluminum alloy. For this reason, compared with V, addition of Ti is preferable from a viewpoint of cost.
延性に対する合金元素の効果のロバスト性
押出圧延率及び押出排出速度は、種々の押出される幾何学的形状の間でかなり様々な値をとり得る。これらの変更は、押出形材の微細構造の効果を有し、これによって、クラッシュ試験における延性に影響を与えることができる。さらに、一般的に強度が高いほうが、軸方向のクラッシュ試験における折曲がり挙動が劣ることが知られている。これにより、実施例5の所見が処理条件の変更について、また強度の変更について妥当であることを実証するために、いくつかの試験を実施した。
Robustness of the effect of alloying elements on ductility The extrusion rolling rate and extrusion discharge rate can vary considerably between the various extruded geometries. These changes have the effect of the microstructure of the extruded profile, which can affect the ductility in the crash test. Further, it is generally known that the higher the strength, the worse the bending behavior in the axial crash test. Thus, several tests were conducted to demonstrate that the findings of Example 5 were valid for changes in processing conditions and for changes in strength.
〔実施例6〕
表8の全ての合金を、図1b)に示す幾何学的形状P3へと押出した。幾何学的形状P3は、48の押出圧延率を示す。これは、実施例5の押出率の2倍である。2つの押出速度、15m/分及び30m/分をP3幾何学的形状に使用した。幾何学的形状P3を有する形材の空冷は、サイズ及び壁厚が小さいことから、幾何学的形状P1よりもいくぶんか速かった。温度間隔500℃〜250℃における冷却時間は、幾何学的形状P3を有する押出品ではおよそ1.3分であった。
Example 6
All alloys in Table 8 were extruded into the geometric shape P3 shown in FIG. 1b). The geometric shape P3 shows an extrusion rolling rate of 48. This is twice the extrusion rate of Example 5. Two extrusion speeds, 15 m / min and 30 m / min, were used for the P3 geometry. Air cooling of the profile with the geometric shape P3 was somewhat faster than the geometric shape P1 due to its small size and wall thickness. The cooling time at a temperature interval of 500 ° C. to 250 ° C. was approximately 1.3 minutes for the extrudate having the geometric shape P3.
押出し且つ冷却した形材を時効硬化し、硬度を最大としてから、70mmの長さを有する試験片へと切断した。試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけることによって、試験片の長さを32mmとし縮小させた。表2に従って等級付けした。種々の条件下における個々の合金の等級を図11及び図12に示す。図12は試験片の降伏強度も含む。 The extruded and cooled profiles were age hardened to maximize the hardness and then cut into test pieces having a length of 70 mm. By subjecting the test piece to an axial crash test, the length of the test piece was reduced to 32 mm. Graded according to Table 2. The grades of the individual alloys under various conditions are shown in FIGS. FIG. 12 also includes the yield strength of the specimen.
図11中の変種B5及び変種B6に関する予想外の低値を除いて、これらの結果は、実施例5の所見を立証するものである。また、0.10%のVを含む合金B1、及び0.10%のTiを含むB7は、クラッシュ試験後におよそ同じ等級を有しており、これは、V及びTiが延性に対してほぼ同じ効果を有することを示す。図12において、これらの結果は、合金変種B5及び合金変種B6が合金B0よりも良好なクラッシュ挙動を有するため、予想される通りである。 Except for the unexpectedly low values for variant B5 and variant B6 in FIG. 11, these results confirm the findings of Example 5. Also, alloy B1 containing 0.10% V and B7 containing 0.10% Ti have approximately the same grade after the crush test, indicating that V and Ti are approximately the same for ductility. Indicates that it has an effect. In FIG. 12, these results are as expected because Alloy Variant B5 and Alloy Variant B6 have better crash behavior than Alloy B0.
平均して、クラッシュ試験後の等級は、図11におけるものよりも図12において高い。これは或る程度、材料の結晶粒構造に関連する。高押出速度は、これらのタイプの合金の構造を粗粒化しないようにするのに好ましいため、クラッシュ試験における改善性能にも有益である。押出速度を変える場合、Ti及び/又はVを含有する合金は平均してクラッシュ性能変化をあまりもたらさない。 On average, the grade after the crash test is higher in FIG. 12 than in FIG. This is to some extent related to the grain structure of the material. High extrusion rates are also beneficial for improved performance in crush tests because they are preferred to avoid coarsening the structure of these types of alloys. When changing the extrusion rate, alloys containing Ti and / or V on average do not cause much crash performance change.
〔実施例7〕
以下の表9に明記されるような合金を用いてさらなる試験を実施した。合金G0及び合金G5〜合金G9は、Mg及びSiの含有量を除いて合金B0及び合金B5〜合金G9に本質的に等しい。表9の合金のMg及びSiの含有量は、表8の合金のものよりもいくぶんか高く、これは、表9の合金が、表8の対応する合金よりもいくぶんか高い強度を有することを意味する。より高強度の合金は、わずかに低い延性、それゆえまた軸方向のクラッシュ試験におけるわずかに低い性能を有すると予想される。
Example 7
Further tests were performed using alloys as specified in Table 9 below. Alloy G0 and Alloy G5 to Alloy G9 are essentially equal to Alloy B0 and Alloy B5 to Alloy G9 except for the contents of Mg and Si. The Mg and Si contents of the alloys of Table 9 are somewhat higher than those of the alloys of Table 8, indicating that the alloys of Table 9 have a somewhat higher strength than the corresponding alloys of Table 8. means. Higher strength alloys are expected to have slightly lower ductility and therefore also slightly lower performance in the axial crash test.
合金は4つの異なる条件下で押出した。
幾何学的形状P1、押出排出速度15m/分、押出後水焼入れ
幾何学的形状P1、押出排出速度15m/分、押出後空冷
幾何学的形状P3、押出排出速度15m/分、押出後空冷
幾何学的形状P3、押出排出速度30m/分、押出後空冷
The alloy was extruded under four different conditions.
Geometric shape P1, extrusion discharge speed 15m / min, water quenching after extrusion Geometric shape P1, extrusion discharge speed 15m / min, air cooling after extrusion Geometric shape P3, extrusion discharge speed 15m / min, air cooling after extrusion Geometry Shape P3, extrusion discharge speed 30m / min, air cooling after extrusion
押出し且つ冷却した形材を時効硬化し、硬度を最大としてから、幾何学的形状P1については100mm、幾何学的形状P3については70mmの長さを有する試験片へと切断した。試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけることによって、試験片の長さを幾何学的形状P1について40mm、及び幾何学的形状P3について32mmと縮小させた。表2に従って等級付けし、種々の条件下における個々の合金の等級を図13〜図16に示す。図13及び図16は試験片の降伏強度も含む。 The extruded and cooled profile was age hardened to maximize hardness and then cut into test pieces having a length of 100 mm for geometric shape P1 and 70 mm for geometric shape P3. By subjecting the specimen to an axial crash test, the length of the specimen was reduced to 40 mm for geometric shape P1 and 32 mm for geometric shape P3. Graded according to Table 2 and grades of individual alloys under various conditions are shown in FIGS. 13 and 16 also include the yield strength of the specimen.
図14における合金G7、及び図16におけるG6を除いて、これらの結果は、実施例5及び実施例6の所見を立証するものであり、Mn、Cr、V及びTiの添加量は、延性及び軸方向のクラッシュ試験の性能の改善を与える。 With the exception of alloy G7 in FIG. 14 and G6 in FIG. 16, these results confirm the findings of Example 5 and Example 6, with the addition amounts of Mn, Cr, V and Ti being ductile and Gives an improvement in the performance of the axial crash test.
シャルピー試験
シャルピーVノッチ試験は、破損時にエネルギーを吸収する材料の性能試験である。或る程度類似の合金群では、シャルピー試験において吸収されるエネルギー量と軸方向のクラッシュ試験における挙動との間に高度な相関関係が存在することが見出される。これは図17において実証され、図16のクラッシュ試験における等級と、同様の材料のシャルピー試験における吸収エネルギーとの間に相関関係が示される。クラッシュ試験における等級に比べて低過ぎるシャルピーエネルギーを示す合金G0を除いて、合金に関して、シャルピーエネルギーとクラッシュ試験等級との間にはほぼ直線関係が存在することが見出される。
Charpy test The Charpy V-notch test is a performance test for materials that absorb energy when broken. For some similar alloys, it is found that there is a high degree of correlation between the amount of energy absorbed in the Charpy test and the behavior in the axial crash test. This is demonstrated in FIG. 17, showing a correlation between the grade in the crash test of FIG. 16 and the absorbed energy in the Charpy test of similar materials. With the exception of alloy G0, which exhibits a Charpy energy that is too low compared to the grade in the crash test, it is found that there is a nearly linear relationship between the Charpy energy and the crash test grade for the alloy.
さらに、合金の強度が増大するにつれてシャルピーエネルギーが減少することは、包括的な傾向である。表8の合金B0及び合金B5〜合金B9、並びに表9の合金G0及び合金G5〜G9を検討されたい。表9の合金は、Mg及びSiのより高い含有量を有するため、表8の対応する合金よりも時効硬化後に高い強度に達する。幾何学的形状P3へと30m/分の排出速度で押出し且つ時効前に空冷した全ての合金のシャルピー試験を実施した。表9の合金と表8の対応する合金との間の降伏強度及びシャルピーエネルギーの差を、図18に示す。この合金群では、強度が増大するにつれて、シャルピーエネルギーがほぼ直線的に減少することが見出される。 Furthermore, it is a global trend that the Charpy energy decreases as the strength of the alloy increases. Consider Alloy B0 and Alloy B5 to Alloy B9 in Table 8, and Alloy G0 and Alloys G5 to G9 in Table 9. The alloys in Table 9 have higher contents of Mg and Si and thus reach higher strength after age hardening than the corresponding alloys in Table 8. Charpy tests were performed on all alloys extruded into geometric shape P3 at a discharge rate of 30 m / min and air cooled before aging. The differences in yield strength and Charpy energy between the alloys in Table 9 and the corresponding alloys in Table 8 are shown in FIG. In this group of alloys, it is found that the Charpy energy decreases almost linearly as the strength increases.
これらの相関を考えれば、或る程度類似の一連の合金を比較するために、シャルピー試験は、軸方向のクラッシュ試験におけるそれらの予想される関連挙動に関する良好な指標を示すと述べることができる。このような比較を以下の実施例8に示す。 Given these correlations, it can be stated that in order to compare a series of somewhat similar alloys, the Charpy test provides a good indication of their expected associated behavior in the axial crash test. Such a comparison is shown in Example 8 below.
〔実施例8〕
Mg及びSiの含有量は本質的に等しいが、元素Mn、Cr、V、Cu及びTiの量が異なる表10に明記されるような合金を用いて試験を実施した。合金X1はベース合金であり、これは、他の合金が、さらなる合金元素と共に合金X1から成ることを意味する。Mg含有量及びSi含有量は、表9の合金のものよりもわずかに高く、これは、表10の合金の時効硬化後の強度が、表9の合金の時効硬化後の強度よりも包括的にわずかに高いことを意味する。
Example 8
The tests were carried out using alloys as specified in Table 10 with essentially the same Mg and Si content but different amounts of elements Mn, Cr, V, Cu and Ti. Alloy X1 is a base alloy, which means that the other alloy consists of alloy X1 together with further alloy elements. The Mg content and the Si content are slightly higher than those of the alloys of Table 9 because the strength after age hardening of the alloys of Table 10 is more comprehensive than the strength after age hardening of the alloys of Table 9. Means slightly higher.
合金の平棒を押出した。2つの異なる押出排出速度、10m/分及び40m/分を使用した。試験片を溶体化熱処理し、時効硬化前に水焼入れ又は空冷のいずれかを行った。軸方向引張り試験及びシャルピーVノッチ試験を時効硬化させた材料で実施した。図19及び図20は、時効硬化前にそれぞれ水焼入れ及び空冷した形材のシャルピーエネルギー対降伏強度を示す。2つの押出速度の間の相違は図19及び図20に現れなかった。データ表は、表10に従ってベース合金に添加した合金元素のシャルピーエネルギー対降伏強度を示す。 Alloy flat bars were extruded. Two different extrusion discharge rates, 10 m / min and 40 m / min were used. The specimens were solution heat treated and either water quenched or air cooled before age hardening. An axial tensile test and a Charpy V-notch test were performed on the age-cured material. FIGS. 19 and 20 show the Charpy energy versus yield strength of water-quenched and air-cooled profiles before age hardening, respectively. The difference between the two extrusion rates did not appear in FIGS. The data table shows the Charpy energy versus yield strength of the alloying elements added to the base alloy according to Table 10.
時効硬化前に水焼入れした形材について、図19は、試験された合金の組成において、Mn+Crの添加が、シャルピーエネルギーに最も好ましい効果を与えるのと共に、Mn+V及びMn+Tiの添加が、シャルピーエネルギーに2番目に好ましい効果を与えることを示す。 For shapes quenched with water prior to age hardening, FIG. 19 shows that in the composition of the tested alloys, the addition of Mn + Cr has the most favorable effect on Charpy energy, while the addition of Mn + V and Mn + Ti has a 2 It shows that it gives a positive effect.
同じ等級付けは大方、時効硬化前に空冷させた形材に関する図20にも見られる。同様に、Mn+Crの添加は、シャルピーエネルギーに最も好ましい効果を与え、Mn+Vの添加は2番目に好ましい効果を与え、Mn+Tiの添加は3番目に好ましい効果を与える。しかしながら、降伏強度は、Mn+Crを添加した合金が最も低く、Mn+Vを添加した合金が2番目に低く、Mn+Tiを添加した合金を含む他の合金群が3番目に低い。強度のこれらの相違は特にシャルピーエネルギーにおける相違の主な原因となる(図18を参照)。上記の3つ全ての合金が同じ降伏強度を有していたら、シャルピーエネルギーの等級付けは変わらないが、それらの間のシャルピーエネルギーの相違はより小さくなると思われる。 The same grading is often seen in FIG. 20 for profiles that have been air cooled prior to age hardening. Similarly, the addition of Mn + Cr has the most favorable effect on Charpy energy, the addition of Mn + V has the second most favorable effect, and the addition of Mn + Ti has the third most favorable effect. However, the yield strength is lowest in the alloy to which Mn + Cr is added, the alloy to which Mn + V is added is the second lowest, and the other alloy group including the alloy to which Mn + Ti is added is the third lowest. These differences in intensity are a major cause of differences, especially in Charpy energy (see FIG. 18). If all three of the above alloys have the same yield strength, the Charpy energy grading will not change, but the difference in Charpy energy between them will be smaller.
実施例及び本文に記載の説明から、Mn、Cr、Zr、V及びTi等の合金元素の入念に選択される添加量によって、Al−Mg−Si合金の延性及びクラッシュ特性が有意に改善することは明らかである。特性と加工性との最適な組合せのために、分散質を形成する合金元素(Mn、Cr、Zr)を、固溶体中で優性な合金元素(V、Ti)と組み合わせることが特に有用である。これらの原理は、Al−Mg−Si合金のMg含有量及びSi含有量の全範囲にわたって有効である。しかしながら、加工性と、強度及び熱安定性等の特性との最適な組合せのために、初めに述べた1.4に近いSieff/Mg比を有する合金を選択することが有益である。図21は、1.4のSi/Mg比を描くMg−Si図を示し、また、特許請求の範囲に規定される本発明の実施形態について特に対象となる合金の組成を示す。 From the examples and the description in the text, the ductility and crush properties of the Al-Mg-Si alloy are significantly improved by the carefully selected addition amount of alloy elements such as Mn, Cr, Zr, V and Ti. Is clear. For the optimal combination of properties and workability, it is particularly useful to combine the alloy elements (Mn, Cr, Zr) that form the dispersoid with the alloy elements (V, Ti) that are dominant in the solid solution. These principles are valid over the entire range of Mg content and Si content of Al-Mg-Si alloys. However, for an optimal combination of workability and properties such as strength and thermal stability, it is beneficial to select an alloy with a Si eff / Mg ratio close to 1.4 as mentioned at the outset. FIG. 21 shows a Mg—Si diagram depicting a Si / Mg ratio of 1.4 and also shows the composition of the alloy of particular interest for the embodiments of the present invention as defined in the claims.
Claims (9)
0.25〜1.2重量%のMg
0.3〜1.4重量%のSi
0.1〜0.4重量%のTiを含有し、Tiは固溶体中に存在し、該合金は、以下の合金成分:
最大で0.6重量%のMn
最大で0.3重量%のCr
最大で0.25重量%のZr
の1つ又は複数、0.5重量%までのFe及びZnを含む付随的不純物、残部のAlをさらに含有することを特徴とするAl−Mg−Si合金。 An Al-Mg-Si alloy that is particularly useful for structural members in areas exposed to vehicle crashes and has good ductility and improved crash properties, the alloy comprising:
0.25 to 1.2 wt% Mg
0.3-1.4 wt% Si
0.1-0.4 wt% Ti is contained, Ti is present in the solid solution, and the alloy has the following alloy components:
Up to 0.6% by weight Mn
Up to 0.3 wt% Cr
Zr up to 0.25 wt%
An Al-Mg-Si alloy further comprising one or more of the following, incidental impurities including Fe and Zn up to 0.5 wt%, the balance Al.
最大で0.4重量%、好ましくは最大で0.3重量%のCu
最大で0.25重量%のV
の1つ又は複数をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載の合金。 The following alloy components:
Up to 0.4% by weight, preferably up to 0.3% by weight of Cu
V up to 0.25 wt%
The alloy of claim 1, further comprising one or more of:
a1−a2−a3−a4−a1(ここで、a1=0.25重量%のMg,0.55重量%のSi、a2=0.50重量%のMg,1.0重量%のSi、a3=0.75重量%のMg,0.75重量%のSi、及びa4=0.45重量%のMg,0.40重量%のSiである)
の範囲内に規定されることを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の合金。 The composition of the alloy has the following coordinate points in the Mg-Si diagram:
a1-a2-a3-a4-a1 (where a1 = 0.25 wt% Mg, 0.55 wt% Si, a2 = 0.50 wt% Mg, 1.0 wt% Si, a3 = 0.75 wt% Mg, 0.75 wt% Si, and a4 = 0.45 wt% Mg, 0.40 wt% Si)
The alloy according to any one of claims 1 to 3, characterized in that the alloy is defined within the range.
0.05〜0.30重量%のMn
最大で0.05重量%のCr
最大で0.15重量%のZr
を含有することを特徴とする請求項1〜6のいずれか一項に記載の合金。 The alloy is
0.05-0.30% by weight of Mn
Up to 0.05 wt% Cr
Up to 0.15 wt% Zr
The alloy according to any one of claims 1 to 6, comprising:
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