JP2013040356A

JP2013040356A - 疲労限度を有する６０００系アルミニウム合金

Info

Publication number: JP2013040356A
Application number: JP2011176040A
Authority: JP
Inventors: Takahiro Shikama; 隆広志鎌
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-08-11
Filing date: 2011-08-11
Publication date: 2013-02-28

Abstract

【課題】疲労限度を有するアルミニウム合金を提供する。
【解決手段】Ｓｉ含有量が０．５０〜０．８０質量％、Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成より過剰のＭｇ含有量が０．４０〜０．８０質量％、Ｔｉ含有量が０．０１〜０．１０質量％、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる６０００系アルミニウム合金。必要に応じて、Ｃｕ：０．０５〜１．００質量％、又は／及びＭｎ：０．０４〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０４〜０．８質量％、Ｚｒ：０．０４〜０．８質量％の１種以上を含有する。
【選択図】図１

Description

本発明は、疲労限度を有する６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金に関する。

一般的に鉄鋼材料のＳ−Ｎ（応力振幅−繰返し数）線図には、繰返し数が１０^７回以内に明瞭な折れ点が存在し、それ以下の応力では材料が破断しない疲労限度が存在する。鉄鋼材料の疲労設計においては、その疲労限度の応力を目安に、その材料が量産で生産される場合の強度ばらつきや、実際に使用された場合の外乱を想定して、安全率を取って設計されている。
疲労破壊は繰返し負荷によって生じた亀裂が伝播し、最終破断に至ることで起こる。疲労限度の応力においては、一旦は亀裂が生じるものの、その亀裂が小さいうちに停留することで最終破断には至らない。この亀裂の停留は、鉄鋼材料において、亀裂先端付近のひずみ時効による硬化が影響していることが、非特許文献１，２に記載されている。

一方、アルミニウム合金のＳ−Ｎ線図には鉄鋼材料のような明瞭な折れ点が無く、疲労限度が存在しないのが一般的である。特許文献１〜３には、疲労強度が優れる６０００系アルミニウム合金が開示されているが、ここでも特定の繰返し数における疲労強度が開示されているだけで、疲労限度については全く触れられていない。

日本機械学会論文集（Ａ編）６２巻５９３号（１９９６年）日本機械学会論文集（Ａ編）３９巻３２１号（１９７３年）

特開平１１−３１０８４１号公報特開２０００−１６９９２７号公報特開２０１０−７０８４７号公報

アルミニウム合金のＳ−Ｎ線図は、繰返し数が１０^７回以降も応力の低下を示す。そのため、アルミニウム合金では繰返し数が１０^７回の応力振幅を１０^７回時間強度と呼び、便宜上の疲労限度として用いている。
しかしながら、例えば自動車が生産され、廃車されるまでの間、自動車部品に発生する繰返し負荷は１０^８〜１０^９回であり、アルミニウム合金の時間強度の繰返し数の１０^７回を上回る。従って、疲労限度が存在しないアルミニウム合金の場合、疲労限度が存在する鉄鋼材料に比べて、過剰な安全率を取る必要があり、軽量であるアルミニウム合金の特長を最大限に活かせていないのが現状である。

本発明は、自動車や車輌等の輸送機器に多く用いられているアルミニウム合金について、疲労限度が存在しないことに基づく上記従来の問題点を解決するため、疲労限度を有するアルミニウム合金を提供することを目的とする。

本発明者は、前述の課題を解決すべく、６０００系アルミニウム合金において、その疲労限度の存在と合金成分との相関について鋭意、実験・検討を重ねた。その結果、Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成に対して、ある割合以上の過剰Ｍｇを固溶原子としてアルミニウムマトリクス中に存在させることにより、Ｓ−Ｎ線図に、従来のアルミニウム合金には存在しない疲労限度が発現することを見出した。

鉄鋼材料の場合、先に述べたとおり、疲労限度内の繰返し負荷によって亀裂が生じた場合に、亀裂先端付近にひずみ時効による硬化が生じ、これにより亀裂が停留し、最終破断に至らない。つまり、鉄鋼材料には疲労限度が存在する。このひずみ時効は、鉄鋼材料に含まれる固溶原子のＣ及びＮにより発生するが、６０００系アルミニウム合金の場合は、マトリクスに固溶した過剰Ｍｇが、疲労亀裂停留に必要なひずみ時効特性を付与し、鉄鋼材料と同様に亀裂を停留させるものと考えられる。

本発明者は、以上の知見を元に本発明に到達した。
本発明に係る６０００系アルミニウム合金は、Ｓｉ含有量が０．５０〜０．８０質量％、Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成より過剰のＭｇ含有量が０．４０〜０．８０質量％、Ｔｉ含有量が０．０１〜０．１０質量％、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、疲労限度を有することを特徴とする。
このアルミニウム合金は、必要に応じて、さらにＣｕ：０．０５〜１．００質量％を含有し、又は／及び、Ｍｎ：０．０４〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０４〜０．８質量％、Ｚｒ：０．０４〜０．８質量％の１種以上を含有する。

本発明に係る６０００系アルミニウム合金には疲労限度が存在し、そのため自動車や車輌等の輸送機器に用いる場合でも、過剰な安全率を取る必要がなく、軽量なアルミニウム合金の特長を最大限に活かすことができる。
本発明に係る６０００系アルミニウム合金組成において、後述する実施例では７０ＭＰａ以上の疲労限度が達成された。

本発明に係る６０００系アルミニウム合金のＭｇ及びＳｉ含有量の範囲を示す図である。実施例の小野式小型回転曲げ疲労試験に用いた試験片の形状及びサイズを示す図（ａ）、及び試験片に形成した微少穴の断面形状及びサイズを示す図（ｂ）である実施例の合金Ｎｏ．Ａ４のＳ−Ｎ線図（ａ）、及び合金Ｎｏ．Ｂ２のＳ−Ｎ線図（ｂ）である。

次に本発明に係る６０００系アルミニウム合金の組成の限定理由を説明する。
（Ｍｇ、Ｓｉ）
Ｍｇ及びＳｉは本合金の基本成分であり、Ｓｉ：０．５０〜０．８０質量％の範囲内で、Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成からの過剰Ｍｇを０．４０〜０．８０質量％含有する。Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成とは、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］質量％とし、Ｍｇ含有量を［Ｍｇ］質量％としたとき、［Ｍｇ］＝１．７３［Ｓｉ］となる組成である。従って、本合金におけるＭｇの総含有量は、前記バランス組成のＭｇ含有量に過剰Ｍｇの含有量をプラスしたものとなる。この組成範囲を図１に示す。Ｍｇ及びＳｉがこの範囲内のとき、６０００系アルミニウム合金に疲労限度が存在するようになる。

過剰Ｍｇの含有量が０．４０質量％以上のとき、アルミニウム合金に疲労限度が存在する。一方、過剰Ｍｇの含有量が０．８０質量％を超えると、通常の溶体化処理条件ではＭｇ及びＳｉを固溶させることができなくなるため、強度が低下し、同時に疲労限度も低下する。過剰Ｍｇの含有量は、望ましくは０．５〜０．７質量％である。
Ｓｉの含有量が０．５質量％未満では、Ｍｇ_２Ｓｉの生成量が不足し、高い強度が得られず、０．８質量％を超えると、通常の溶体化処理条件ではＭｇ及びＳｉを固溶させることができなくなるため、かえって強度が低下する。

なお、従来より汎用されているＪＩＳ６０６１合金や６０６３合金等は、図１に示すように、Ｍｇ_２Ｓｉバランスライン（［Ｍｇ］＝１．７３［Ｓｉ］）を中心として、過剰Ｍｇ側及び過剰Ｓｉ側に所定の成分範囲を持っており、過剰Ｍｇ組成や過剰Ｓｉ組成が含まれるにも関わらず、全体が単一の合金として扱われている。これに対し、本発明に係る６０００アルミニウム合金は、Ｍｇ_２Ｓｉバランスラインから大きく離れた過剰Ｍｇ組成に限定されている。

（Ｔｉ）
Ｔｉは、鋳塊組織の微細化のために本合金に添加される。Ｔｉ含有量が０．０１質量％より少ないと、微細化の効果が十分でなく、０．１０質量％より多いと飽和して巨大化合物が晶出するおそれがある。従って、Ｔｉの添加量は０．０１％〜０．１０質量％とする。
（Ｃｕ）
Ｃｕは人工時効処理の際に時効析出を促進し、合金の強度を高める元素であり、必要に応じて本合金に添加される。しかし、０．０５質量％未満ではその効果が不十分であり、１．０質量％を超えて添加すると耐食性が低下してしまう。従って、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０質量％とする。

（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも結晶粒の微細化に効果がある元素であり、また表面粗大粒発生の抑制に効果があるため、必要に応じてＭｎ：０．０４〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０４〜０．８質量％、Ｚｒ：０．０４〜０．８質量％の１種以上が本合金に添加される。一般的に結晶粒界は疲労亀裂伝播の障害となることから、結晶粒径は微細であることが望ましい。しかし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの添加量が０．０４質量％未満ではその効果が不十分であり、０．８％を超えて添加すると、上記効果が飽和するだけではなく、粗大な金属間化合物が形成されてしまい、それが疲労亀裂の発生起点となることで、疲労限度低下の原因となる。従って、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒを１種のみ添加する場合及び２種以上を添加する場合に、各元素の添加量はいずれも０．０４〜０．８０質量％の範囲とする。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒを２種以上添加する場合、２種以上の合計で０．８質量％以下であることが望ましい。

（製造方法）
本合金は、押出材の場合、通常の押し出し、溶体化処理、及び時効処理の工程及び条件で製造することができる。押出材の組織は再結晶組織又は繊維状組織のいずれでもよい。
また、圧延材や鍛造材の場合でも、本合金の製造には溶体化処理及び時効処理を含む通常の製造方法及び条件が適用できる。

表１に示す組成の６０００系アルミニウム合金をＤＣ鋳造して、直径１５５ｍｍの押出ビレットを得た後、５００℃×４ｈの条件で均質化処理を施した。均質化処理した押出ビレットを５００℃に加熱し、φ２３の丸棒に押し出した。その後、５４０℃×１ｈの溶体化処理を行い、温度２５℃の水槽内で焼入れを行った。その後、１９０℃×４ｈの人工時効処理を施した。得られた押出材を供試材とし、下記要領で引張試験及び疲労試験を行った。その結果を表２に示す。

（引張試験）
得られた押出材の中心部より引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、常温にて、クロスヘッドスピード２ｍｍ／分で引張試験を実施した。

（疲労試験）
得られた押出材の中心部より疲労試験片を採取し、小野式小型回転曲げ疲労試験にて、疲労限度（折れ点）の有無を確認した。図２に疲労試験片を示す。今回の疲労試験には、Ｓ−Ｎ線図のばらつきをなくして、折れ点（疲労限度）が明確に現れるようにするため、試験片中央に微小穴を開けた試験片を用いた。
試験片は押出材の中心部から機械加工により採取した後、中央部の表面をエメリー紙で＃３０００番まで研磨した。続いて加工層除去の目的で，直径で２０μｍ程度表層を電解研磨した。電解研磨液は、濃度８５質量％のリン酸２０００ｍｌに４０ｇのゼラチン及び４０ｇのシュウ酸二水和物を溶かしたものを用いた。電解研磨は３２３Ｋ（５０℃）に温めた電解研磨液中で，試験片に５０Ｖの電圧を負荷しながら円を描くように回転させて研磨した。電解研磨後は水道水で洗浄し、さらにアセトンに浸漬して超音波洗浄機で洗浄した。前記微小穴は直径３００μｍ、深さ３００μｍであり、電解研磨後に微小ドリルを用いて試験片長手方向の中央に導入した。
疲労試験は、小野式回転曲げ小型試験機（容量１４．８Ｎｍ）を用いて周波数５５Ｈｚ及び室温、大気中で行った。応力振幅は両振り（応力比Ｒ＝?１）の正弦波で実施した。

本発明例のＮｏ．Ａ１〜Ａ１９は、いずれも過剰Ｍｇ量が０．４０〜０．８質量％の範囲内であり、Ｓ−Ｎ線図に明瞭な疲労限度が発現した。また、規定の成分範囲を満足することで、７０ＭＰａ以上の疲労限度を有していた。図３（ａ）にＮｏ．Ａ４のＳ−Ｎ線図を示す。なお、同図においてＳ−Ｎ線図中の矢印は未破断を意味する。

一方、比較例のうちＢ１及びＢ２は、いずれも過剰Ｍｇを含んでいないことから、疲労限度が発現しなかった。図３（ｂ）にＮｏ．Ｂ２のＳ−Ｎ線図を示す。
Ｎｏ．Ｂ３，Ｂ４は、過剰Ｍｇが本発明の規定を下回ることから、疲労限度が発現しなかった。
Ｎｏ．Ｂ５、Ｂ６は、過剰Ｍｇが本発明の規定を上回ることから、疲労限度は発現するものの、焼入れ感受性が高くなったため引張強度が低く、その結果疲労限度が７０ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．Ｂ７、Ｂ８、Ｂ９は、過剰Ｍｇが本発明の規定を上回ることから、疲労限度が発現したが、それぞれＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ含有量が本発明の規定を上回っているため、粗大な金属間化合物が生じ、疲労限度が７０ＭＰａに達しなかった。

Claims

Ｓｉ含有量が０．５０〜０．８０質量％、Ｍｇ_２Ｓｉのバランス組成より過剰のＭｇ含有量が０．４０〜０．８０質量％、Ｔｉ含有量が０．０１〜０．１０質量％、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、疲労限度を有することを特徴とする６０００系アルミニウム合金。
さらにＣｕ：０．０５〜１．００質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労限度を有する６０００系アルミニウム合金。
さらに、Ｍｎ：０．０４〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０４〜０．８質量％、Ｚｒ：０．０４〜０．８質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の疲労限度を有する６０００系アルミニウム合金。