JP5588170B2 - 7000系アルミニウム合金押出材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
この種の押出材を用いて、車両用の構造部材を製造する場合にあっては、人工時効処理する前の耐力が低い状態にて曲げ加工等の二次加工を施し、その後に人工時効処理をする場合が多い。
しかし、車両用の構造部材にあっては、衝撃時のエネルギー吸収量を所定の範囲に設定しなければならない場合がある。
例えば自動車のバンパー補強部材等においては、強度が高くても横圧壊時にエネルギー吸収量が低いと、車両の変形が増大し、修理費が高くなったり、場合によっては安全性に問題が出たりする恐れがある。
ところが従来の7000系アルミニウム合金押出材にあっては、押出成形後の常温放置により人工時効処理後の耐力上昇に正の効果が現れ、耐力値が高くても、横圧壊時に割れが生じやすくなり、耐衝撃特性(靭性)が低下する問題があった。
これでは押出成形後に直に、曲げ加工等の二次加工を完了させなければならず製造工程の管理が大変であった。
なお、MgZn2で表される化学量論組成とは添加した成分比率がMgZn2であることを意味し、析出物が必ずしもMgZn2であることを意味するのではない。
本発明にては、Mg成分量が0.95〜1.95質量%の範囲でZn成分量が5.10〜7.90質量%の範囲が好ましい。
さらには、Mg及びZnの成分範囲が上記にあり、且つ、質量%でA=Zn−5.36×Mgの値が−2.64以上で0.50以下の範囲に入るように合金設計するのがよい。
本発明は、ベースメタルをアルミニウムにしたAl−Zn−Mg系合金であれば他の成分を必要に応じて添加してよい。
ここで、HVはビッカース硬度の値を示す。
ここでプレス端焼入れとは円柱ビレットを所定の温度に加熱して押出プレスを用いて直接又は間接押出すると押出ダイスから高温の押出材が押出されてくるがこの押出材をファン装置等を用いて冷却することで焼入れ効果を生じさせることをいう。
よって、焼入れ効果を充分に出現させるには、ビレットの予熱温度を480℃以上にして、押出後の冷却速度を29℃/min以上の速さにするとよい。
次に、アルミニウム合金の各成分について説明する。
ZnとMg成分とは結合して、その析出強化により耐力が向上する。
従って、Zn及びMg成分は要求される耐力によって成分設計されるが、本発明において特徴的なのは化学量論的MgZn2組成に対して過剰のZn成分量又は過剰のMg成分量が0.5質量%未満になるように合金設計した点にある。
上記のようにMg及びZnの成分量を設計する場合に特に効果的に作用するのは、Mg成分量が0.95〜1.95質量%の範囲、Zn成分量が5.10〜7.90質量%の範囲である。
この範囲にて、Mg及びZnの原子量を考慮するとA=Zn−5.36×Mgの値が−2.64以上で0.50以下の範囲が好ましい。
Cuは、微量の添加により粒界・粒内の電位差を緩和、耐応力腐食割れ性を改善する。また、耐力の向上にも寄与する。
しかし、0.4質量%を超えると押出性及び耐食性を悪化させる。
従って、耐食性を考慮すると0.30質量%以下がよい。
Alと結合し、微細な化合物を形成することによって、再結晶を抑制し繊維状組織を得ることができる。
ここで、Mn、Cr、Zrにはそれぞれ単独でも繊維化元素として作用するが、複合的に添加する方が効果的で特にZrは再結晶を抑制する点で他のMn、Cr成分よりも多い方がよいがこの3成分は個々において0.25質量%未満に制御する必要があるとともに合計にて0.25質量%を超えると焼入れ感受性を強くし、空冷で十分な強度を得ることができない。
また、化合物サイズも粗大となり、靱性を悪化させる。
不可避的不純物であり、Al・Siと結合し、Al−Fe−Si系化合物を形成したり、Alと結合しAl−Fe化合物を形成したりする。
この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、0.35質量%以下、望ましくは0.20質量%以下とする。
不可避的不純物であり、Al・Feと結合し、Al−Fe−Si系化合物を形成する。
この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、0.1質量%以下、望ましくは0.05質量%以下とする。
均質化処理はビレット内のMg、Zn、Cu等の主成分の偏析を解消するとともに、靱性を悪化させる原因の一つである鋳造時に晶出したMn、Cr、Zr、Fe、Si系の粗大な化合物を分断・微細化するために行う。
均質化処理温度は、アルミ合金の成分(合金系)により異なり、Al−Zn−Mg系の7000系合金においては450〜550℃が適正溶体化温度である。
特にMn、Cr、Zr等偏析しやすい元素は総量を0.25質量%以下に制御しつつ、ビレット段階における均質化処理温度は高温の方がよく好ましくは480℃以上、理想的には520℃以上である。
一方、上限を550℃以下としたのは550℃を超えて所定の時間保持すると局部溶解を生じる恐れがあるからである。
また、均質化処理温度が450℃未満では、ビレット鋳造時の晶出物が充分には分断、微細化されずに靱性が低下する。
Al−Zn−Mg系の高強度アルミニウム合金の押出成形は6000系合金に比較して押出性に劣り、押出条件も重要な因子の1つである。
ビレットの加熱温度は480〜540℃の範囲がよく、480℃未満では押出抵抗が大きいために押出加工ができなくなり、540℃を超えると耐力が低下する傾向にある。
押出金型のダイス温度は440〜500℃の範囲がよく、440℃未満では材料の温度が低下して押出ができなくなり、500℃を超えるとダイスが焼なましにより破損しやすくなる。
また、押出直後の押出材温度は580℃以下に抑えるのが好ましく、580℃を超えると押出材表面にピックアップが発生し、外観不良となりやすい。
試験評価用に用いた断面例を図3、図4に示す。
図3に示した日字断面形状のa寸法は70mm以上150mm以下、b寸法は50mm以上100mm以下、肉厚t=1〜6mmである。
図4(a)に示した断面形状は目字断面形状で、a寸法が40mm<a≦75mmの場合で、b寸法がb≦120mm、リブの肉厚が3≦t1≦8,1≦t2≦6,1≦t31≦6,1≦t32≦6の範囲である。
図4(b)に示した断面形状はa寸法がa≦40mmの場合で、b寸法がb≦140mm、リブの肉厚が3≦t1≦8,1≦t2≦6,1≦t31≦6,1≦t32≦6の範囲である。
なお、図4に示した断面は模式化したもので外周リブから外側に立設リブが存在していてもよい。
図3及び図4に示した断面例は車両の前後に取り付けられているバンパーの補強部材の例である。
断面形状を日字型、あるいは目字型にすることで車両衝突時の横圧壊エネルギー吸収が高い。
また、横圧壊時に割れが発生しにくく、高い靭性を有するのが好ましい。
また、押出成形から二次加工までの時間管理が容易になる。
なお、図1に示した各成分の値は分析値及び分析値から求めた有効数字を示す。
次に図3に示した日字断面形状及び図4に示した目字断面形状の押出材を押出直後はファン空冷し、プレス端焼入れを施し、次に90℃×4時間+140℃×14時間の二段人工時効処理した試験片と、50℃以下である40℃の雰囲気中に1週間(7日間)放置した自然時効後に90℃×4時間+140℃×14時間の人工時効処理した試験片の0.2%耐力値(有効数字)及び5kg荷重ビッカース硬度HVの値(有効数字)を図2の表に示す。
0.2%耐力値は日本工業規格JIS Z 2201 金属材料引張試験片に基づいて試験片を作成し、JIS Z 2241 金属材料引張試験方法に準拠し評価した。
硬度HVはJIS Z 2244 ビッカース硬さ試験−試験方法に準拠して評価した。
表中、Mg成分量は0.95〜1.95の範囲を判定「○」と表示し、Zn成分量は5.10〜7.90の範囲を判定「○」と表示した。
同様にA=Zn−5.36×Mgは−2.64≦A≦0.50の範囲を「○」、0.2%耐力上昇15MPa以下、HV(5Kg荷重)による硬度上昇HV=7以下を「○」と表示した。
MgZn2組成としての添加量は実施例1:6.38%、実施例2:7.95%、実施例3:8.90%であり、MgZn2の添加量の増加により順次耐力値も高くなっている。
このような傾向は比較例においても同様であるが実施例1,比較例1,2,3,4,8とを比較すると実施例1は過剰Zn量(+exZn)が0.02%であると自然時効の有無により耐力の上昇効果が9MPaと15MPa以下なのに対して、上記比較例は自然時効による上昇効果が15MPaを超える値となっている。
同様に硬度HVの値を比較すると、実施例1は自然時効の有無による上昇差が7以下の4にとどまっているのに対して上記比較例は10以上の上昇値を示した。
これに対して比較例5,6,7はZnの成分量を5.40%レベルにしてMgの成分量を抑えて過剰Znにしたものであるが耐力値の自然時効の有無による上昇幅は15MPaを超えた。
実施例4〜7は、Mg成分量を0.95〜1.95,Zn成分量を5.10〜7.90の範囲にて、それぞれ成分量を振って、化学量論組成MgZn2に対して過剰Mg又は過剰Znの成分量を0.5%未満にしつつ、A=Zn−5.36×Mgの値と自然時効による正の効果の関係を調査したものである。
その結果、Aの値が−2.64以上で0.50以下の範囲であればいずれも40℃×7日間放置後に人工時効したものの正の効果は15MPa以下であり、HV=7以下であった。
これに対して、比較例8はMg及びZnの量が設計範囲内であっても過剰Mgが0.72と0.5以上となり、A=−3.86と−2.64以下なので耐力の上昇16MPa、硬度の上昇HV=11と低い方の値ではあるが本発明の目標値をオーバーすることが分かる。
比較例9,10,11を見ると、過剰Mg,Znの値を0.5未満にしてもZnが5.10%以下、あるいはMgが0.95%以下である場合には耐力上昇及び硬度上昇の値が本発明の目標値をオーバーしているから、好ましくは、Mg及びZnの成分量を前記所定の範囲に設定し、MgZn2の値が5.4以上、好ましくは6.0以上がよいことも明らかになった。
本実施例においては、40℃×1週間の自然時効の有無による差を耐力値と硬度で評価したが自然時効による正の効果が抑制されることが明らかになったので、人工時効による靭性も安定し、耐衝撃性に優れることも推定できる。
Claims (1)
- Mg成分量が0.95〜1.95質量%の範囲、Zn成分量が5.10〜7.90質量%の範囲であり、MgZn2で表される化学量論組成に対して過剰Mg成分量が0.5質量%未満又は過剰Zn成分量が0.5質量%未満であり、
質量%でMg成分量とZn成分量との関係式A=Zn−5.36×Mgで表されるAの値が−2.64以上、0.50以下の範囲にあり、他の成分としてCu成分量0.25質量%以下、Zr成分量0.2質量%以下及び残部Alと不可避的不純物である7000系アルミニウム合金を用いて鋳造したビレットを480〜520℃で均質化処理し、その後に480〜540℃に予熱して押出成形し、押出成形後の冷却速度が29℃/min以上となる条件にてプレス端焼入れをすることで、押出成形後に40℃で7日間保持した自然時効後に90℃×4時間+140℃×14時間の人工時効処理した耐力値及び硬度と、押出成形直後に自然時効を行わずに90℃×4時間+140℃×14時間の人工時効処理した耐力値及び硬度とを比較した場合に、その差である自然時効による耐力値上昇効果が15MPa以下で、且つ、自然時効による硬度の上昇効果がHV=7以下である性質を有するアルミニウム合金押出材の製造方法。
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