JP5410845B2

JP5410845B2 - 疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材

Info

Publication number: JP5410845B2
Application number: JP2009135607A
Authority: JP
Inventors: 果林柴田; 朋夫吉田; 宏田渕; 英俊高木
Original assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd; Sumitomo Chemical Co Ltd; Sankyo Tateyama Inc
Current assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd; Sumitomo Chemical Co Ltd; Sankyo Tateyama Inc
Priority date: 2008-08-21
Filing date: 2009-06-05
Publication date: 2014-02-05
Anticipated expiration: 2029-06-05
Also published as: US8168013B2; US20100047114A1; US20110240178A1; JP2010070847A; EP2157200B1; EP2157200A1

Description

本発明は、高い疲労強度と耐衝撃破壊性及び成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金押出材に関する。

近年、地球環境保護の観点から、自動車の軽量化による走行性能の向上、燃費改善により自動車部品のアルミ化が検討され、実用化されてきている。
自動車等に用いられるアルミニウム合金構造材は、走行時の衝撃を繰り返し受けるので、材料の疲労強度を考慮した設計が必要である。
そこで、疲労強度確保のため、高強度材が適用され、また、その走行時等の衝撃を直接的に受け、吸収する部品であっては、高い耐衝撃破壊性も要求される。
しかし、これまでに提案されている高強度アルミニウム合金は、押出生産性が悪く製造コストが高くなる問題があった。
さらに、自動車の足廻り部品等のアルミニウム構造材の分野においては、製品形状が多様化し、プレス成形や曲げ成形が必要な製品があり、高強度材を使用するとプレス成形や曲げ成形時に、表面に割れが発生したり、表面にオレンジピールが発生すると、この表面欠陥を起点にして疲労強度が低下するので、バフ研磨等の機械研磨工程を追加して表面欠陥を除かなければならず製造コストが高くなる問題があった。
特開２００５−８２８１６号公報に、高温疲労強度に優れたアルミニウム合金鍛造材を開示するが、Ａｌ−Ｃｕ系のアルミニウム合金であり鍛造材に適していてもやはり押出材に適用できるものではない。

特開２００５−８２８１６号公報

本発明は、押出生産性が良く、高い疲労強度と優れた耐衝撃破壊性を有し、さらには成形性にも優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金押出材の提供を目的とする。

本発明に係る疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材は、質量％で、Ｍｇ：０．３〜０．８％、Ｓｉ：０．５〜１．２％、且つ、化学量論Ｍｇ_２Ｓｉバランス組成よりも過剰Ｓｉ量を０．３％以上含有し、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜０．３％、Ｆｅ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、の範囲に制御し、残部がアルミニウムと不可避的不純物であり、疲労強度１４０ＭＰａ以上、疲労比０．４５以上、破断後の疲労破面のストライエーションの間隔が５．０μｍ以下であることを特徴とする。
本発明は、化学量論組成においてＭｇ_２Ｓｉを０．５〜１．５％含有し、Ｍｇ_２Ｓｉバランス組成よりも過剰Ｓｉ量を０．３％以上含有するように、Ｍｇ及びＳｉ成分量を設定した点に特徴がある。
ここで疲労比とは、回転疲労強度（１０^７回）σ_Ｗ／引張り強さσ_Ｂの値をいい、ストライエーションとは、金属疲労破面に現れる、すべり面分離による破面をいう。

疲労比０．４５以上、ストライエーションの平均間隔を５．０μｍ以下にする手段として有効な方法にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物の最大長さを１０．０μｍ以下にする方法がある。
また、押出加工用アルミニウム合金鋳塊のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物の最大長さを１０．０μｍ以下にする方法として鋳塊（円柱ビレット）の鋳造速度を８０ｍｍ／ｍｉｎ以上（冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上）にする方法がある。
このような押出加工用アルミニウム合金鋳塊を用いると押出加工性が良く、押出加工時における成形荷重（押出プレス機のステム圧）の値がＪＩＳ６０６１合金比で０．９以下である。

押出材を製造する際に、押出材における結晶粒の平均粒径を５０μm以下に抑えるのが好ましい。
また、本発明に係る押出材はプレス加工や曲げ加工性にも優れ、溶体化処理後の押出材のｒ値（ランクフォード値）が０．７以上またはｎ値（加工硬化指数）が０．２３以上、あるいは外側表面伸びが６０％以上となる曲げ試験に対して表面に割れが発生しないのが好ましい。

次に各成分の調整範囲について説明する。
（Ｍｇ、Ｓｉ）
Ｓｉは強度を維持するために必要だが、多く添加すると押出性を阻害する。
Ｍｇは強度を維持するために必要だが、多く添加すると押出性を阻害する。
従って、Ｍｇ：０．３〜０．８％、Ｓｉ：０．５〜１．２％の範囲がよい。
Ｍｇ_２Ｓｉの析出効果を考慮し化学量論組成Ｍｇ_２Ｓｉとして０．５〜１．５％の範囲に制御し、且つ、Ｍｇ_２Ｓｉバランス組成よりも過剰Ｓｉ量を０．３％以上にするのがよい。
Ｓｉ、Ｍｇの成分範囲は引張強さ、疲労強度等の機械的特性に大きな影響を与え疲労強度１６０ＭＰａ以上要求される場合には、Ｍｇ：０．４５〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｍｇ_２Ｓｉ：０．７〜１．５％、過剰Ｓｉ：０．４５％以上がよい。
さらに、疲労強度１８０ＭＰａ以上要求される場合には、Ｍｇ：０．５５〜０．８％、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｍｇ_２Ｓｉ：０．９〜１．５％、過剰Ｓｉ：０．６％以上にするのがよい。
（Ｃｕ）
Ｃｕ成分は、強度及び伸びを向上するのに有効であるが、多く添加すると耐食性が低下し押出生産性を阻害するためＣｕ：０．０５〜０．４％の範囲がよく、好ましくは０．２〜０．４％の範囲である。
（Ｆｅ）
Ｆｅ成分は、多く添加するとＳｉを取り込み晶出物を形成するため強度が低下し、耐食性も低下するのでＦｅ：０．２０％以下がよく、好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
（Ｍｎ）
Ｍｎ成分は、再結晶を抑制し、結晶粒微細化に効果があり、繊維状組織を安定させ、耐衝撃性が向上するが、多く添加すると焼入れ感受性が鋭くなり、強度が低下するために、Ｍｎ：０．２〜０．４％の範囲がよく、好ましくは０．３〜０．４％の範囲である。
（Ｃｒ）
Ｃｒ成分は、再結晶を抑制し、結晶粒微細化に効果があり、繊維状組織を安定させ、耐衝撃性が向上するが、多く添加すると焼入れ感受性が鋭くなり、強度が低下するために、Ｃｒ：０．１〜０．３％の範囲がよく、好ましくは０．１５〜０．２５％の範囲である。
（Ｚｒ）
Ｚｒ成分は、再結晶を抑制し、結晶粒微細化に効果があり、繊維状組織を安定させ、耐衝撃性が向上するが、多く添加すると焼入れ感受性が鋭くなり、強度が低下するために、Ｚｒ：０．２０％以下がよく、好ましくは０．１０％以下である。
（Ｔｉ）
Ｔｉ成分は、鋳造時の結晶粒微細化に効果があるが、多く添加すると粗大金属間化合物が多くなり強度が低下するために、Ｔｉ：０．００５〜０．１％の範囲がよい。
（不可避不純物）
不可避的不純物は、単体で０．０５％以下、合計で０．１５％以下であれば影響を及ぼさない。
（製造方法）
（１）円柱形状のビレットを鋳造する際に鋳造速度を７０ｍｍ／ｍｉｎ以上、好ましくは、鋳造速度８０ｍｍ／ｍｉｎ（冷却速度１５℃／ｓｅｃ）以上にし、晶出物の形態を制御するのがよい。
（２）ビレットの均質化処理は５６５〜５９５℃×４ｈｒ以上がよい。
（３）押出時のビレット加熱温度は、アルミ押出材の焼入れを確保するために４７０℃以上に設定し、上限は、ビレットの局部溶解を考慮し約５８０℃以下がよい。
（４）アルミ押出材の焼入れを確保するために押出後の冷却速度を５００℃／ｍｉｎ以上に設定するとよい。
焼入れ後の人工時効処理は、１７５〜１９５℃×１〜２４ｈｒの亜時効領域がよい。

本発明においては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金において請求項１記載の成分組成にしつつ、ストライエーションの平均間隔が５．０μｍ以下になるようにしたので、高い疲労強度と優れた耐衝撃破壊性が得られ、自動車部品のように走行による繰り返し衝撃を受ける構造材に広く適用することが可能になる。
また、押出材のｒ値、ｎ値を所定の値以上になるように制御したので押出材のプレス加工や曲げ加工時の成形性に優れる。

評価に用いたアルミニウム合金組成例を示す。各合金組成のビレット又は押出材の評価結果を示す。溶体化処理後（押出直後）の押出材の物性値等を示す。晶出物長さを評価した際の写真例を示す。ストライエーションを評価した際の写真例を示す。結晶粒径を評価した際の写真例を示す。押出材を曲げ試験評価する方法例を示す。押出材の曲げ表面のオレンジピールを評価した写真例を示す。

本発明に係る実施の形態を比較例と対比して説明する。
図１の表に示した成分組成と残部がアルミニウムからなるアルミニウム合金の溶湯を調整し、図１の表に示した鋳造速度にて円柱形状のビレットを鋳造した。
上記ビレットを用いて直径２６ｍｍの丸棒形状の押出材を直接押出機で押出成形し、押出直後に５００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度になるように水冷し、ダイス端焼入れを実施し、その後に人工時効処理をした。
各物性を評価した結果を図２の表に示す。
また、図３には、押出成形直後の押出材（人工時効処理前）の評価結果を示す。
また、評価方法は以下の条件にて実施した。
（晶出物長さ）
ビレット中央部より試料を切り出し、エッチング（０．５％ＨＦ）を実施し、１０００倍光学顕微鏡により、金属組織を観察する（測定面積０．１６６ｍｍ^２で１０ヶ所画像処理により晶出物最大長さを測定）。
（ストライエーション）
人工時効処理した押出材の回転曲げ疲労試験後の破断面の中央部を２００、２０００倍走査型電子顕微鏡により、金属組織を観察する。
（１０ｍｍ間隔の縞の数を測定し、ストライエーション平均間隔を算出する。）
（疲労特性）
ＪＩＳ−Ｚ２２７４に基づいて人工時効処理した押出材よりＪＩＳ−１号（１−８）回転曲げ疲労試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した小野式回転曲げ疲労試験機にて疲労試験を実施する。
疲労比＝σｗ（１０^７疲労強度）／σＢ（引張強さ）
（引張特性）
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。
図２に示した測定結果は人工時効処理した押出材で、図３に示した測定結果は人工処理する前の押出材の値である。
（耐衝撃性）
ＪＩＳ−Ｚ２２４２に基づいて人工時効処理した押出材よりＪＩＳ−Ｖノッチ４号試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠したシャルピー衝撃試験機でシャルピー衝撃試験を実施する。
（結晶粒径）
供試材に鏡面研磨仕上げを行い、その後エッチング（３％ＮａＯＨ４０℃×３ｍｉｎ）を実施し、５０倍、４００倍光学顕微鏡観察により金属組織を観察する。
（押出性）
押出加工時のプレス機のステム圧をＪＩＳ６０６１合金の場合を１として比率評価した。
（曲げ性及び表面性状）
図３中に示した曲げ性及び表面性状の評価は、押出成形時に押出直後水令し、溶体化処理した押出材（供試材）から２０×１５０ｍｍの試験片を切り出し、図７（ａ）に示すように下治具２の上に供試材１を載置し、上部から先端Ｒ１．５ｍｍのパンチ３にて負荷を加えた。
その時の変位一荷重線図を図７（ｂ）に示し、曲げ部の割れの発生の有無の評価例を図７（ｃ）に示す。
図７（ｂ）、（ｃ）中、（Ａ）は発明合金（発明押出材）の例を示し、（Ｂ）は比較合金（比較押出材）の例を示す。
発明合金（Ａ）は割れが生じにくく、ねばりのある荷重変位を示すが比較合金（Ｂ）は割れが生じ荷重が急降下している。
曲げ試験終了後の表面性状の写真例を図８に示す。
疲労強度に影響がない極くわずかに確認できるレベル以下のオレンジピールの場合に評価を「○」とし、明らかにオレンジピールの発生が認められるものを評価「×」とした。
なお、このような曲げ試験条件では曲げ表面側の伸びは計算上６７％の伸びが生じることになる。
（ｎ値）
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて、押出成形時に押出直後水令し、溶体化処理した押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施し、荷重−伸び曲線から求まる真応力−真歪み曲線を近似的にσ＝Ｆε^ｎと表したときの指数ｎ値として両対数グラフに真応力−真歪み値をプロットしたときの傾きから求めた。
ｎ値は加工硬化指数と称され、値が大きいと成形性に優れる。
（ｒ値）
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて、押出成形時に押出直後水令し、溶体化処理した押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施し、引張試験における試験片の板厚方向の真歪みに対する幅方向の真歪みの比をｒ値（ランクフォード値）として求めた。
具体的には、試験前の試験片の幅Ｗｏ、板厚Ｔｏ、試験後の試験片の幅Ｗ_１、板厚Ｔ_１を測定し、下記式より求めた。
ｒ＝（ｌｎＷ_０／Ｗ_１）／（ｌｎＴ_０／Ｔ_１）

実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は、鋳造速度を８０ｍｍ／ｍｉｎ以上とすることで、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が得られた。
このように鋳造した円柱ビレットの中央部から試料片を切り出し、エッチング処理後に金属組織を顕微鏡観察した例を図４の写真に示す。
図４にて発明合金と表示した実施例Ｎｏ．２はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の最大長さ（１０ヶ所測定／０．１６６ｍｍ^２）は１０．０μｍ以下の１．５μｍであったのに対して、比較合金と表示した比較例Ｎｏ．１３は１２μｍであった。
人工時効処理した押出材の回転曲げ疲労試験（１０^７回）後の破断面の中央部の写真例を図５に示す。
図５にて発明合金と表示した実施例Ｎｏ．２は１０ｍｍ間隔でのストライエーション平均間隔が５．０μｍ以下の０．５μｍであったのに対して比較合金と表示した比較例Ｎｏ．１２は１０．５μｍであった。
押出材の金属組織写真例を図６に示す。
実施例はいずれも平均結晶粒径が目標値５０μｍ以下の４０μｍ以下であったのに対して、比較例Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２は４００〜８００μｍレベルの粒大結晶であった。
なお、比較例Ｎｏ．１３の平均結晶粒径が４０μｍと比較的小さかったのは、Ｍｎ，Ｃｒ等の微細化添加成分の影響と推定されるが、ビレット中の晶出物長さは１２．０μｍと大きかった。
その結果、疲労比（目標０．４５以上）、衝撃値（目標６０Ｊ／ｃｍ^２）が目標を達成しなかった。
比較例Ｎｏ．１０は、Ｍｇ_２Ｓｉが１．５３％と化学量論組成Ｍｇ_２Ｓｉとして０．５〜１．５％の範囲を超え、過剰Ｓｉ量（表中ｅｘＳｉと表示）が０．０６％と０．３％以下であったために押出性が１．０と目標の０．９以下をクリアできなかった。
本発明においては、高い疲労強度と優れた耐衝撃破壊性が要求される、構造材に広く適用するために、疲労強度１４０ＭＰａ以上、衝撃値６０Ｊ／ｃｍ^２以上と目標値を設定した。
そのような観点から図２の表に示した結果を見ると、ビレット中の晶出物長さ１０．０μｍ以下、疲労破断面のストライエーション間隔５．０μｍ以下のものは、押出加工時の成形荷重がＪＩＳ６０６１合金比で０．９以下であり、且つ押出材の結晶粒径５０μｍ以下の実施例は疲労強度が高く、シャルビー衝撃値も高い値を示した。
また、実施例２−１、２−２はＭｇ：０．５５〜０．８％、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｍｇ_２Ｓｉ：０．９〜１．５％、過剰Ｓｉ：０．６％以上であるので疲労強度が１８０ＭＰａ以上で、耐力値３７０ＭＰａ以上の高い値を示した。
特にこの実施例２−１、２−２はＭｇ、Ｓｉの成分量を上限よりに多く設定したのに、過剰Ｓｉ量を０．６％以上にすることにより、ストライエーション１．０μｍと小さく、疲労比０．４６の高い値を示した。
また、衝撃値７０Ｊ／ｃｍ^２以上の高い値を示し、耐衝撃破壊性にも優れていた。

本発明に係る押出材の成形性を評価した結果を図３に示す。
自転車の足廻り部品等の分野においては人工時効処理する前の溶体化処理後の状態でプレス加工や曲げ加工を施すことが多いので成形性の目標値をｎ値＝０．２３以上、ｒ値＝０．７以上と設定した。
その結果、本発明に係るアルミニウム合金押出材は目的値をすべて達成し、６０％曲げ試験でも割れが発生しなかった。

Claims

質量％で、Ｍｇ：０．３〜０．８％、Ｓｉ：０．５〜１．２％、且つ、化学量論Ｍｇ_２Ｓｉバランス組成よりも過剰Ｓｉ量を０．３％以上含有し、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜０．３％、Ｆｅ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、の範囲に制御し、残部がアルミニウムと不可避的不純物であり、疲労強度１４０ＭＰａ以上、疲労比０．４５以上、破断後の疲労破面のストライエーションの間隔が５．０μｍ以下であることを特徴とする疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
押出加工用アルミニウム合金鋳塊のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の最大長さが１０．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
結晶粒の平均粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
押出加工時における成形荷重の値がＪＩＳ６０６１合金比で０．９以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
溶体化処理後の押出材のｒ値が０．７以上であり、成形性にも優れることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
溶体化処理後の押出材のｎ値が０．２３以上であり、成形性にも優れることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。
溶体化処理後の押出材が外側表面の伸び６０％以上の曲げ試験にて表面に割れが発生しない成形性にも優れることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の疲労強度及び耐衝撃破壊性に優れるアルミニウム合金押出材。