JP2022191887A - アルミニウム合金、アルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】Ｍｇを含まない場合、及び、Ｍｇの含有量が比較的少量である場合のいずれであっても優れた熱間加工性と高い強度とを両立させることができるアルミニウム合金、このアルミニウム合金からなるアルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金は、Ｓｃ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｇ：０質量％以上２．５質量％以下、Ｚｒ：０質量％以上０．４質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有している。４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度でアルミニウム合金を圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗が６２ＭＰａ以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、アルミニウム合金、アルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法に関する。
アルミニウム材（純アルミニウム及びアルミニウム合金を含む。）は、比強度が高く、加工性に優れているという特性を活かし、車両や航空機、船舶等の輸送機用材料、建築材料、一般機械部品などの種々の分野で用いられている。これらの用途の中でも、例えば車両用材料等においては、車両の軽量化のため、高い強度が求められている。また、車両用材料等には、複雑な断面形状や微細構造を有する断面形状への成形加工が施されることがある。これらの要求を満たすため、車両に用いられるアルミニウム材には、１４０ＭＰａ以上の０．２％耐力と、優れた熱間加工性とを兼ね備えていることが要求されている。かかる要求を満足するアルミニウム合金としては、Ａｌ（アルミニウム）、Ｍｇ（マグネシウム）及びＳｉ（ケイ素）を含む６０００系合金や、Ａｌ、Ｍｇ及びＺｎ（亜鉛）を含む７０００系合金がある。
しかし、６０００系合金は、溶接継手効率が低いため溶接が必要となる用途には適さない。また、７０００系合金は耐食性が低いという問題がある。
一方、溶接継手効率及び耐食性に優れたアルミニウム材としては、１０００系アルミニウムや、Ａｌ（アルミニウム）とＭｇ（マグネシウム）とを含む５０００系合金（例えば、特許文献１）が知られている。
しかし、１０００系アルミニウムは、合金元素の含有量が少ないため、強度が低いという問題がある。また、５０００系合金において強度を高めるためには、単純にはＭｇの含有量を多くする方法が考えられる。しかし、Ｍｇの含有量が多くなると、例えば熱間圧延や熱間押出などの熱間加工の際に変形抵抗が大きくなり、５０００系合金を所望の形状に成形することが難しくなるおそれがある。
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、Ｍｇを含まない場合や、Ｍｇの含有量が比較的少量の場合であっても優れた熱間加工性と高い強度とを両立させることができるアルミニウム合金、このアルミニウム合金からなるアルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法を提供しようとするものである。
本発明の一態様は、Ｓｃ（スカンジウム）：０．０１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０質量％以上２．５質量％以下、Ｚｒ（ジルコニウム）：０質量％以上０．４質量％以下を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度で圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗が６２ＭＰａ以下である、アルミニウム合金にある。
４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度で圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗が６２ＭＰａ以下である、アルミニウム合金にある。
本発明の他の態様は、Ｓｃ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｇ：０質量％以上２．５質量％以下、Ｚｒ：０質量％以上０．４質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子を有し、かつ、前記Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度が３０００個／μｍ3以上である、アルミニウム合金熱間加工材にある。
Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子を有し、かつ、前記Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度が３０００個／μｍ3以上である、アルミニウム合金熱間加工材にある。
本発明のさらに他の態様は、前記の態様のアルミニウム合金に温度が３５０℃以上５５０℃以下の範囲内である状態で熱間加工を施す熱間加工工程と、
前記熱間加工工程の前及び前記熱間加工工程の後のうち少なくとも一方において、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に合計３０分以上保持する熱処理工程と、を有する、アルミニウム合金熱間加工材の製造方法にある。
前記熱間加工工程の前及び前記熱間加工工程の後のうち少なくとも一方において、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に合計３０分以上保持する熱処理工程と、を有する、アルミニウム合金熱間加工材の製造方法にある。
前記アルミニウム合金は、必須成分としてのＳｃと、任意成分としてのＭｇ及びＺｒとを含有している。前記アルミニウム合金中のＳｃは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素やＡｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子として存在している。Ｓｃは、これらのいずれの状態であっても熱間加工時の変形抵抗に及ぼす影響が小さい。それ故、前記アルミニウム合金は、Ｍｇを含まない場合や前記特定の範囲のＭｇを含む場合であっても変形抵抗の上昇を抑制し、熱間加工性の悪化を回避することができる。
また、固溶元素としてのＳｃは、前記特定の熱処理工程を施すことにより、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子としてＡｌ母相中に析出する。このＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の析出強化により、前記アルミニウム合金の強度を向上させることができる。
以上のように、前記アルミニウム合金は、Ｍｇを含まない場合、及び、Ｍｇの含有量が比較的少量である場合のいずれにおいても優れた熱間加工性と高い強度とを両立させることができる。
また、前記アルミニウム合金熱間加工材は、前記特定の化学成分を有するとともに、Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度が前記特定の範囲内である。前記アルミニウム合金熱間加工材は、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を前記特定の範囲とすることにより、高い強度を容易に実現することができる。
また、前記アルミニウム合金熱間加工材の製造方法は、前記の態様のアルミニウム合金に熱間加工を施す熱間加工工程と、前記アルミニウム合金を前記特定の条件で加熱する熱処理工程と、を有している。前記熱処理工程においては、前記アルミニウム合金を前記特定の条件で加熱することにより、アルミニウム合金中に固溶したＳｃをＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子として析出させることができる。これにより、最終的に得られるアルミニウム合金熱間加工材の強度を容易に向上させることができる。
（アルミニウム合金）
前記アルミニウム合金の化学成分及びその限定理由を説明する。
前記アルミニウム合金の化学成分及びその限定理由を説明する。
・Ｓｃ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下
前記アルミニウム合金は、必須成分として、０．０１質量％以上０．４０質量％以下のＳｃを含有している。前述したように、前記アルミニウム合金中のＳｃは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素やＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子などの状態で存在している。Ａｌ母相中に固溶しているＳｃは、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に保持した際に、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子としてＡｌ母相中に析出する。そして、Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、析出強化により、前記アルミニウム合金の強度を向上させる作用を有している。
前記アルミニウム合金は、必須成分として、０．０１質量％以上０．４０質量％以下のＳｃを含有している。前述したように、前記アルミニウム合金中のＳｃは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素やＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子などの状態で存在している。Ａｌ母相中に固溶しているＳｃは、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に保持した際に、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子としてＡｌ母相中に析出する。そして、Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、析出強化により、前記アルミニウム合金の強度を向上させる作用を有している。
前記アルミニウム合金は、Ｓｃの含有量を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に存在するＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を前記特定の範囲内にできるように構成されている。それ故、前記アルミニウム合金は、容易に強度を向上させることができる。また、前述したように、Ａｌ母相中に固溶しているＳｃ及びＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、いずれも熱間加工性に及ぼす影響が小さい。それ故、前記アルミニウム合金は、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子が存在している場合であっても、熱間加工時の変形抵抗の上昇を抑制することができる。
Ｓｃの含有量は、０．０３質量％以上であることが好ましく、０．０５質量％以上であることがより好ましく、０．０７質量％以上であることがさらに好ましい。前記アルミニウム合金中のＳｃの含有量を多くすることにより、熱処理後におけるＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度をより高くすることができる。その結果、前記アルミニウム合金の強度をより向上させることができる。Ｓｃの含有量が０．０１質量％未満の場合には、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を高くすることが難しくなり、強度を高くすることが難しくなるおそれがある。
一方、Ｓｃの含有量が過度に多くなると、Ｓｃの含有量が固溶限を超え、前記アルミニウム合金中にＳｃを固溶させることが難しくなる。その結果、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子による強度向上の効果が得られなくなるおそれがある。かかる問題を回避する観点から、Ｓｃの含有量は０．４０質量％以下とする。同様の観点から、Ｓｃの含有量は、０．３５質量％以下であることが好ましく、０．３０質量％以下であることがより好ましく、０．２５質量％以下であることがさらに好ましく、０．１５質量％以下であることが特に好ましい。
・Ｍｇ：０質量％以上２．５質量％以下
前記アルミニウム合金は、任意成分として、２．５質量％以下のＭｇを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金中のＭｇは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素として存在しており、前記アルミニウム合金の強度を向上させる作用を有している。前記アルミニウム合金中のＭｇの含有量を前記特定の範囲とすることにより、熱間加工時の変形抵抗の上昇を抑制しつつＭｇによる強度向上の効果を得ることができる。
前記アルミニウム合金は、任意成分として、２．５質量％以下のＭｇを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金中のＭｇは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素として存在しており、前記アルミニウム合金の強度を向上させる作用を有している。前記アルミニウム合金中のＭｇの含有量を前記特定の範囲とすることにより、熱間加工時の変形抵抗の上昇を抑制しつつＭｇによる強度向上の効果を得ることができる。
Ｍｇによる強度向上の効果をより高める観点からは、Ｍｇの含有量は、０．４質量％以上であることが好ましく、０．８質量％以上であることがより好ましく、１．０質量％以上であることがさらに好ましく、１．２質量％以上であることが特に好ましい。一方、熱間加工性をより高める観点からは、Ｍｇの含有量は、２．２質量％以下であることが好ましく、２．０質量％以下であることがより好ましく、１．８質量％以下であることがさらに好ましい。
・Ｚｒ：０質量％以上０．４０質量％以下
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０．４０質量％以下のＺｒを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金中のＺｒは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素やＺｒ系析出物などの状態で存在している。Ａｌ母相中に固溶しているＺｒは、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に保持した際に、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子を取り囲むようにして析出する。このようにして析出したＺｒ系析出物は、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の粗大化を抑制する作用を有している。そして、Ｚｒ系析出物によってＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の粗大化が抑制されることにより、より微細かつ多数のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子をＡｌ母相中に析出させることができる。以上の結果、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子による強度向上の効果をより高めることができる。
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０．４０質量％以下のＺｒを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金中のＺｒは、Ａｌ母相中に固溶した固溶元素やＺｒ系析出物などの状態で存在している。Ａｌ母相中に固溶しているＺｒは、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に保持した際に、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子を取り囲むようにして析出する。このようにして析出したＺｒ系析出物は、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の粗大化を抑制する作用を有している。そして、Ｚｒ系析出物によってＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の粗大化が抑制されることにより、より微細かつ多数のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子をＡｌ母相中に析出させることができる。以上の結果、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子による強度向上の効果をより高めることができる。
Ｚｒによる前述した作用効果をより高める観点からは、Ｚｒの含有量は、０．０１質量％以上であることが好ましく、０．０３質量％以上であることがより好ましく、０．０６質量％以上であることがさらに好ましく、０．０９質量％以上であることが特に好ましい。
一方、Ｚｒの含有量が過度に多くなると、Ｚｒの含有量が固溶限を超え、前記アルミニウム合金中にＺｒを固溶させることが難しくなる。その結果、Ｚｒ系析出物による前述した作用効果が得られなくなるおそれがある。かかる問題を回避する観点から、Ｚｒの含有量は０．４０質量％以下とする。同様の観点から、Ｚｒの含有量は、０．３５質量％以下であることが好ましく、０．３０質量％以下であることがより好ましく、０．２５質量％以下であることがさらに好ましい。
・Ｃｕ（銅）：０質量％超え１．０質量％以下
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え１．０質量％以下のＣｕを含んでいてもよい。この場合には、前記アルミニウム合金の強度をより高めることができる。Ｃｕによる強度向上の効果をより高める観点からは、Ｃｕの含有量は、０．１０質量％以上であることが好ましく、０．２０質量％以上であることがより好ましく、０．３０質量％以上であることがさらに好ましい。
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え１．０質量％以下のＣｕを含んでいてもよい。この場合には、前記アルミニウム合金の強度をより高めることができる。Ｃｕによる強度向上の効果をより高める観点からは、Ｃｕの含有量は、０．１０質量％以上であることが好ましく、０．２０質量％以上であることがより好ましく、０．３０質量％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｕの含有量が過度に多くなると、耐食性の低下を招くおそれがある。耐食性の低下を回避しつつＣｕによる強度向上の効果を得る観点からは、Ｃｕの含有量は、０．９０質量％以下であることが好ましく、０．８０質量％以下であることがより好ましく、０．７０質量％以下であることがさらに好ましい。
・Ｍｎ（マンガン）：０質量％超え１．０質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０質量％超え０．３０質量％以下
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え１．０質量％以下のＭｎ及び０質量％超え０．３０質量％以下のＣｒのうち１種または２種の元素を含んでいてもよい。これらの元素の含有量を前記特定の範囲とすることにより、前記アルミニウム合金の製造過程における結晶粒組織の粗大化をより効果的に抑制することができる。
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え１．０質量％以下のＭｎ及び０質量％超え０．３０質量％以下のＣｒのうち１種または２種の元素を含んでいてもよい。これらの元素の含有量を前記特定の範囲とすることにより、前記アルミニウム合金の製造過程における結晶粒組織の粗大化をより効果的に抑制することができる。
・Ｔｉ（チタン）：０質量％超え０．１０質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０質量％超え０．０１０質量％以下
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え０．１０質量％以下のＴｉ及び０質量％超え０．０１０質量％以下のＢのうち１種または２種の元素を含んでいてもよい。これらの元素は、前記アルミニウム合金の製造過程において、溶湯を凝固させた際の結晶粒を微細化する作用を有している。Ｔｉ及びＢの含有量を前記特定の範囲とすることにより、前記アルミニウム合金の結晶粒を十分に微細化し、最終的に得られるアルミニウム合金熱間加工材の強度をより向上させることができる。
前記アルミニウム合金は、任意成分として、０質量％超え０．１０質量％以下のＴｉ及び０質量％超え０．０１０質量％以下のＢのうち１種または２種の元素を含んでいてもよい。これらの元素は、前記アルミニウム合金の製造過程において、溶湯を凝固させた際の結晶粒を微細化する作用を有している。Ｔｉ及びＢの含有量を前記特定の範囲とすることにより、前記アルミニウム合金の結晶粒を十分に微細化し、最終的に得られるアルミニウム合金熱間加工材の強度をより向上させることができる。
・不可避的不純物
前記アルミニウム合金に含まれる不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｓｉ（ケイ素）等の元素が挙げられる。不可避的不純物としてのＦｅの含有量は０．５０質量％以下であり、Ｓｉの含有量は０．５０質量％以下である。また、Ｆｅ及びＳｉ以外の不可避的不純物は、各元素について０．０５質量％以下である。不可避的不純物としての元素の含有量が前述した範囲であれば、不可避的不純物によって前述した作用効果が損なわれることを容易に回避できる。
前記アルミニウム合金に含まれる不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｓｉ（ケイ素）等の元素が挙げられる。不可避的不純物としてのＦｅの含有量は０．５０質量％以下であり、Ｓｉの含有量は０．５０質量％以下である。また、Ｆｅ及びＳｉ以外の不可避的不純物は、各元素について０．０５質量％以下である。不可避的不純物としての元素の含有量が前述した範囲であれば、不可避的不純物によって前述した作用効果が損なわれることを容易に回避できる。
・圧縮変形抵抗：６２ＭＰａ以下
前記特定の範囲の化学成分を有するアルミニウム合金は、６２ＭＰａ以下の圧縮変形抵抗を有している。なお、本明細書における圧縮変形抵抗とは、４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度で圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗である。
前記特定の範囲の化学成分を有するアルミニウム合金は、６２ＭＰａ以下の圧縮変形抵抗を有している。なお、本明細書における圧縮変形抵抗とは、４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度で圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗である。
前記アルミニウム合金の圧縮変形抵抗を前記特定の範囲とすることにより、アルミニウム合金の熱間加工性を向上させることができる。また、前記特定の範囲の圧縮変形抵抗を備えたアルミニウム合金は、例えば、ポートホール押出、すなわち、オス型とメス型とを組み合わせてなるダイスからアルミニウム合金を押し出す成形法のような、特に高い熱間加工性が要求される成形法にも適用することができる。
（アルミニウム合金熱間加工材）
前記アルミニウム合金に熱間圧延、熱間押出などの熱間加工を施すことにより、アルミニウム合金熱間加工材（以下、「熱間加工材」という。）を得ることができる。前記熱間加工材の化学成分は、素材として用いたアルミニウム合金の化学成分と同一である。
前記アルミニウム合金に熱間圧延、熱間押出などの熱間加工を施すことにより、アルミニウム合金熱間加工材（以下、「熱間加工材」という。）を得ることができる。前記熱間加工材の化学成分は、素材として用いたアルミニウム合金の化学成分と同一である。
前記熱間加工材におけるＡｌ母相中には、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子、つまり、ＡｌとＳｃとを含む第二相粒子が分散している。Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、具体的には、Ａｌ3Ｓｃ、Ａｌ3（ＳｃxＺｒ1-x）などの組成を有する金属間化合物から構成されている。なお、Ａｌ3（ＳｃxＺｒ1-x）におけるｘの値は０＜ｘ＜１である。Ａｌ3（ＳｃxＺｒ1-x）におけるｘの値は、アルミニウム合金中のＺｒの含有量および熱処理工程における加熱条件に応じて種々変化する。
前記熱間加工材におけるＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度は、３０００個／μｍ3以上であることが好ましい。Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、析出強化によって熱間加工材の強度を向上させる作用を有している。熱間加工材におけるＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を前記特定の範囲とすることにより、熱間加工材の強度を高めることができる。
第二相粒子による析出強化の効果については、Ｃ． Ｂ． Ｆｕｌｌｅｒ ｅｔ ａｌ．， Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ ５１（２００３）４８０３－４８１４に記載された以下の式（１）に基づいてある程度予測することができる。
σ＝２．８／λ（ｌｎλ＋５．４）＋σ0 ・・・（１）
なお、上記式におけるσは第二相粒子によって析出強化されたアルミニウム合金の０．２％耐力［ＭＰａ］であり、λは第二相粒子の平均粒子間距離［μｍ］であり、σ0は第二相粒子を含まないアルミニウム合金の０．２％耐力［ＭＰａ］である。
σ＝２．８／λ（ｌｎλ＋５．４）＋σ0 ・・・（１）
なお、上記式におけるσは第二相粒子によって析出強化されたアルミニウム合金の０．２％耐力［ＭＰａ］であり、λは第二相粒子の平均粒子間距離［μｍ］であり、σ0は第二相粒子を含まないアルミニウム合金の０．２％耐力［ＭＰａ］である。
前記式（１）における第二相粒子の平均粒子間距離λは、第二相粒子の単位体積当たりの数密度Ｎ［個／μｍ3］を用いて下記式（２）のように表すことができる。
λ＝Ｎ-1/3 ・・・（２）
λ＝Ｎ-1/3 ・・・（２）
σ0として、ＪＩＳ Ａ１１００アルミニウムの典型的な０．２％耐力である３５ＭＰａを使用すると、前記式（１）は、下記式（３）のように書き表すことができる。
σ＝２．８Ｎ1/3（ｌｎＮ-1/3＋５．４）＋３５ ・・・（３）
σ＝２．８Ｎ1/3（ｌｎＮ-1/3＋５．４）＋３５ ・・・（３）
そして、前記式（３）におけるＮを３０００個／μｍ3とすると、０．２％耐力σは１４５ＭＰａ程度となる。従って、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を前記特定の範囲とすることにより、Ｍｇを含まない場合においてもアルミニウム合金の０．２％耐力が１４０ＭＰａ以上となることを期待できる。
熱間加工材の強度をより高める観点からは、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度は、５０００個／μｍ3以上であることがより好ましく、７０００個／μｍ3以上であることがさらに好ましい。なお、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度の上限は、前記アルミニウム合金熱間加工材中に含まれるＳｃの量に応じて自ずと決定される。
前記熱間加工材におけるＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた微細組織観察の結果に基づいて算出することができる。より具体的には、まず、前記熱間加工材から測定試料を採取したのち、電解研磨によって測定試料の厚みを０．１μｍにする。ＴＥＭを用いてこの測定試料を観察し、視野内に存在する円相当径０．５ｎｍ以上１０ｎｍ未満のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数を数える。そして、視野内に存在するＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数を体積１μｍ3当たりの数に換算した値を、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度とする。
前記アルミニウム合金熱間加工材の形状は特に限定されることはなく、例えば、板材、棒材、管材、条材、押出形材などの種々の形状を取りうる。前記アルミニウム合金熱間加工材は、ポートホール押出によって作製されていることが好ましい。ポートホール押出によって作製された熱間押出材は、アルミニウム合金からなる壁部によって囲まれた少なくとも１か所の中空部を有している。また、ポートホール押出によって作製された熱間押出材における前記壁部には、前記アルミニウム合金同士が溶着してなる少なくとも１か所の溶着面が形成されていてもよい。
前述したように、前記アルミニウム合金は、ポートホール押出が可能な程度の熱間加工性を有している。したがって、前記アルミニウム合金を用いることにより、ポートホール押出によって実現可能な、複雑な断面形状や微細構造を有する断面形状の熱間押出材を容易に作製することができる。
（アルミニウム合金熱間加工材の製造方法）
前記アルミニウム合金熱間加工材の製造方法は、前記アルミニウム合金に温度が３５０℃以上５５０℃以下の範囲内である状態で熱間加工を施す熱間加工工程と、
前記熱間加工工程の前及び前記熱間加工工程が完了した後のうち少なくとも一方において、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に合計３０分以上保持する熱処理工程と、を有している。
前記アルミニウム合金熱間加工材の製造方法は、前記アルミニウム合金に温度が３５０℃以上５５０℃以下の範囲内である状態で熱間加工を施す熱間加工工程と、
前記熱間加工工程の前及び前記熱間加工工程が完了した後のうち少なくとも一方において、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に合計３０分以上保持する熱処理工程と、を有している。
・熱間加工工程
熱間加工工程に供するアルミニウム合金としては、常法により準備されたものを使用することができる。例えば、アルミニウム合金は、前記特定の化学成分を備えた溶湯をＤＣ鋳造やＣＣ鋳造などの方法によって鋳造した鋳塊であってもよく、ビレットであってもよい。
熱間加工工程に供するアルミニウム合金としては、常法により準備されたものを使用することができる。例えば、アルミニウム合金は、前記特定の化学成分を備えた溶湯をＤＣ鋳造やＣＣ鋳造などの方法によって鋳造した鋳塊であってもよく、ビレットであってもよい。
熱間加工工程における熱間加工としては、熱間圧延や熱間押出、熱間鍛造などの種々の加工法を採用することができる。前記製造方法では、前記特定の化学成分を有し、熱間加工性に優れたアルミニウム合金が使用される。それ故、前記製造方法は、熱間加工工程における熱間加工としてポートホール押出を採用することができる。そして、ポートホール押出を行うことにより、複雑な断面形状や微細な構造を備えた断面形状を有する熱間押出材を容易に得ることができる。
熱間加工工程における熱間加工の開始温度は、３５０℃以上５５０℃以下とする。開始温度が３５０℃未満の場合には、前記アルミニウム合金の変形抵抗が過度に高くなり、熱間加工を行うことが難しい。一方、開始温度が５５０℃を超える場合には、熱間加工中に、アルミニウム合金が加工発熱によって部分的に溶融しやすくなるおそれがある。
・熱処理工程
前記製造方法においては、アルミニウム合金を加熱する熱処理工程を行う。熱処理工程における保持温度は、２５０℃以上５５０℃以下とする。また、熱処理工程における保持時間は、合計３０分以上とする。熱処理工程における保持温度及び保持時間を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に微細かつ多数のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子を析出させ、熱間加工材の強度を向上させることができる。
前記製造方法においては、アルミニウム合金を加熱する熱処理工程を行う。熱処理工程における保持温度は、２５０℃以上５５０℃以下とする。また、熱処理工程における保持時間は、合計３０分以上とする。熱処理工程における保持温度及び保持時間を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に微細かつ多数のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子を析出させ、熱間加工材の強度を向上させることができる。
熱処理工程における保持温度が２５０℃未満の場合、または、保持時間の合計が３０分未満の場合には、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の析出量が不十分となり、熱間加工材の強度の低下を招くおそれがある。熱処理工程における保持温度が５５０℃を超える場合には、アルミニウム合金の部分溶融を招くおそれがある。
熱処理工程は、熱間加工工程を行う前に実施してもよいし、熱間加工工程が完了した後に実施してもよい。また、熱間加工工程を行う前及び熱間加工工程が完了した後の両方において熱処理工程を実施してもよい。Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子は、前述したように、熱間加工性に及ぼす影響が小さい。それ故、熱間加工工程を行う前に熱処理工程を実施し、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子が析出しているアルミニウム合金に熱間加工を行う場合であっても、容易に熱間加工を行うことができる。
前記アルミニウム合金、前記アルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法の実施例を以下に説明する。なお、本発明に係るアルミニウム合金、アルミニウム合金熱間加工材及びその製造方法の具体的な態様は、実施例に記載された態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲において適宜構成を変更することができる。
本例では、まず、表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金の溶湯を常法により鋳造し、直径９０ｍｍ、長さ２００ｍｍの円柱状を呈するビレットを作製する。なお、表１における記号「Ｂａｌ．」は、残部であることを示す記号である。このビレットを、３００℃の保持温度に１０時間保持し、次いで４００℃の保持温度に１０時間保持する（熱処理工程）。
熱処理工程が完了した後、ビレットを４５０℃まで加熱して熱間押出を行う（熱間加工工程）。熱間押出におけるコンテナ温度は４５０℃、ダイス温度は４５０℃、押出速度は１．０ｍ／分とする。以上により、試験材Ａ～Ｆを得ることができる。なお、試験材Ａ～Ｆは、幅３５ｍｍ、厚み２ｍｍの条材である。
また、ビレットを５００℃まで加熱し、コンテナ温度５００℃、ダイス温度５００℃、押出速度１．４ｍ／分の条件で熱間押出を行うことにより、試験材Ｇを得ることができる。なお、試験材Ｇは、幅３５ｍｍ、厚み２．６ｍｍの条材である。
また、表１に示す試験材Ｈ及び試験材Ｉは、試験材Ａ～Ｇとの比較のための試験材である。試験材Ｈ及び試験材Ｉの製造方法は、アルミニウム合金の化学成分が異なる以外は試験材Ａ～Ｆの製造方法と同様である。
各試験材及び試験材の作製に用いたアルミニウム合金の物性は、以下の方法により評価することができる。
・アルミニウム合金の圧縮変形抵抗
熱処理工程を行った後、熱間加工を行う前のビレットから、直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの円柱状を呈する圧縮試験用試験片を採取する。この試験片を用いて、温度４５０℃、ひずみ速度１ｓ-1の条件で圧縮試験を行い、荷重－変位曲線を取得する。この荷重－変位曲線に基づき、圧縮試験中における試験片の変形が均一であると仮定し、真ひずみ及び真応力を算出する。そして、真ひずみが０．３以上０．６未満の範囲における真応力を算術平均し、この値を圧縮変形抵抗とする。各試験材の圧縮変形抵抗を表２に示す。
熱処理工程を行った後、熱間加工を行う前のビレットから、直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの円柱状を呈する圧縮試験用試験片を採取する。この試験片を用いて、温度４５０℃、ひずみ速度１ｓ-1の条件で圧縮試験を行い、荷重－変位曲線を取得する。この荷重－変位曲線に基づき、圧縮試験中における試験片の変形が均一であると仮定し、真ひずみ及び真応力を算出する。そして、真ひずみが０．３以上０．６未満の範囲における真応力を算術平均し、この値を圧縮変形抵抗とする。各試験材の圧縮変形抵抗を表２に示す。
・試験材中に存在するＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度
試験材を適当な大きさに切断した後、電解研磨を行うことにより厚み０．１μｍの試験片を作製する。ＴＥＭを用いてこの試験片から無作為に選択した３か所を観察し、２μｍ×２μｍの視野の暗視野像を取得する。そして、これら３か所の暗視野像中に存在する円相当径０．５ｎｍ以上１０ｎｍ未満のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数を体積１μｍ3当たりの数に換算することにより、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を算出する。
試験材を適当な大きさに切断した後、電解研磨を行うことにより厚み０．１μｍの試験片を作製する。ＴＥＭを用いてこの試験片から無作為に選択した３か所を観察し、２μｍ×２μｍの視野の暗視野像を取得する。そして、これら３か所の暗視野像中に存在する円相当径０．５ｎｍ以上１０ｎｍ未満のＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数を体積１μｍ3当たりの数に換算することにより、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を算出する。
試験材Ａ中に存在するＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度は、１００００個／μｍ３である。また、試験材Ｂ～Ｇ中に存在するＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度も、試験材Ａと同程度になると推定される。
・試験材の機械的特性
試験材からＪＩＳ Ｚ２２４１:２０１１に規定された５号試験片を採取する。この試験片を用いて引張試験を行い、引張強さ及び０．２％耐力を算出する。各試験材の引張強さ及び０．２％耐力を表２に示す。
試験材からＪＩＳ Ｚ２２４１:２０１１に規定された５号試験片を採取する。この試験片を用いて引張試験を行い、引張強さ及び０．２％耐力を算出する。各試験材の引張強さ及び０．２％耐力を表２に示す。
・押出性
押出性の評価は、以下の方法により行う。まず、熱処理工程が完了した後のビレットを５２０℃まで加熱する。そして、断面形状が一辺３１ｍｍの正方形状であり、中空部を取り囲む壁部の厚みが２．５ｍｍである角管を形成可能に構成されたダイスを用いてビレットにポートホール押出を行う。ポートホール押出におけるコンテナ温度は４５０℃、ダイス温度は４５０℃、押出速度は１．０ｍ／分とする。
押出性の評価は、以下の方法により行う。まず、熱処理工程が完了した後のビレットを５２０℃まで加熱する。そして、断面形状が一辺３１ｍｍの正方形状であり、中空部を取り囲む壁部の厚みが２．５ｍｍである角管を形成可能に構成されたダイスを用いてビレットにポートホール押出を行う。ポートホール押出におけるコンテナ温度は４５０℃、ダイス温度は４５０℃、押出速度は１．０ｍ／分とする。
表２の「押出性」欄に記載した記号「Ａ」は、前述の条件でポートホール押出を行った際に、角管を作製できることを示し、記号「Ｂ」は、角管を作製できないことを示す。
表１及び表２に示したように、試験材Ａ～Ｇに用いたアルミニウム合金は、前記特定の化学成分を有しており、ビレットの圧縮変形抵抗が６２ＭＰａ以下である。そのため、これらの試験材は優れた熱間加工性を有しており、ポートホール押出を行うことが可能である。また、試験材Ａ～Ｇは、前記特定の化学成分を有しているため、熱処理を施すことにより、Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度を３０００個／μｍ3以上とすることができる。その結果、熱処理後の試験材Ａ～Ｇの０．２％耐力を１４０ＭＰａ以上とすることができる。
一方、試験材Ｈは、Ｓｃを含まないアルミニウム合金から構成されているため、熱処理後のビレット中にＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子が形成されない。それ故、試験材Ｈの０．２％耐力は試験材Ａよりも低くなる。
試験材Ｉを構成するアルミニウム合金には、試験材Ｈよりも強度を高くするために、試験材Ｈに比べて多量のＭｇが含まれている。しかし、Ｍｇの含有量が多くなったことにより、アルミニウム合金の圧縮変形抵抗が上昇し、熱間押出性が悪化する。それ故、試験材Ｉは、ポートホール押出を行うことが難しい。また、試験材Ｉの０．２％耐力は、試験材Ｈに比べて高いものの、試験材Ａ～Ｇに比べて低くなる。
Claims (11)
- Ｓｃ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｇ：０質量％以上２．５質量％以下、Ｚｒ：０質量％以上０．４質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
４５０℃の温度において１ｓ-1のひずみ速度で圧縮して変形させた際の真応力に基づいて算出される圧縮変形抵抗が６２ＭＰａ以下である、アルミニウム合金。 - Ｍｇの含有量が０．２質量％以上２．５質量％以下である、請求項１に記載のアルミニウム合金。
- Ｚｒの含有量が０．０１質量％以上０．４質量％以下である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
- 前記アルミニウム合金は、さらに、Ｃｕ：０質量％超え１．０質量％以下、Ｍｎ：０質量％超え１．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超え０．３０質量％以下、Ｔｉ：０質量％超え０．１０質量％以下、Ｂ：０質量％超え０．１０質量％以下からなる群より選択される１種または２種以上の元素を含有している、請求項１～３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
- Ｓｃ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｇ：０質量％以上２．５質量％以下、Ｚｒ：０質量％以上０．４質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
Ａｌ母相中に分散したＡｌ－Ｓｃ系第二相粒子を有し、かつ、前記Ａｌ－Ｓｃ系第二相粒子の数密度が３０００個／μｍ3以上である、アルミニウム合金熱間加工材。 - Ｍｇの含有量が０．２質量％以上２．５質量％以下である、請求項５に記載のアルミニウム合金熱間加工材。
- Ｚｒの含有量が０．０１質量％以上０．４質量％以下である、請求項５または６に記載のアルミニウム合金熱間加工材。
- 前記アルミニウム合金熱間加工材は、さらに、Ｃｕ：０質量％超え１．０質量％以下、Ｍｎ：０質量％超え１．０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超え０．３０質量％以下、Ｔｉ：０質量％超え０．１０質量％以下、Ｂ：０質量％超え０．１０質量％以下からなる群より選択される１種または２種以上の元素を含有している、請求項５～７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金熱間加工材。
- 前記アルミニウム合金熱間加工材は、アルミニウム合金からなる壁部によって囲まれた少なくとも１か所の中空部を有しており、前記壁部には、前記アルミニウム合金同士が溶着してなる少なくとも１か所の溶着面が形成されている、請求項５～８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金熱間加工材。
- 請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金に温度が３５０℃以上５５０℃以下の範囲内である状態で熱間加工を施す熱間加工工程と、
前記熱間加工工程の前及び前記熱間加工工程の後のうち少なくとも一方において、前記アルミニウム合金を２５０℃以上５５０℃以下の保持温度に合計３０分以上保持する熱処理工程と、を有する、アルミニウム合金熱間加工材の製造方法。 - 前記熱間加工工程において、前記アルミニウム合金に前記熱間加工としてのポートホール押出を施す、請求項１０に記載のアルミニウム合金熱間加工材の製造方法。
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