JP5767624B2 - 電磁成形用アルミニウム合金中空押出材 - Google Patents
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Description
本発明は、電磁成形による拡管性に優れた電磁成形用アルミニウム合金中空押出材に関する。
電磁成形とは、コイルに瞬間的に例えば１０ｋＡ以上のレベルの大電流を流して強力な磁界を作り、その中に置いた被成形体（導体）に発生する渦電流と磁界の相互作用で成形する方法である。例えば、アルミニウム合金中空押出材（パイプ）の中に電磁成形コイルをセットし、電磁成形を行うことで、アルミニウム合金中空押出材は外側に拡管される。
これまでの電磁成形用コイルは、コイルの耐久性が低く、高い電磁力を発生させるとコイル自身が破損してしまうことから、出力できる電磁力には限界があり、電磁成形用アルミニウム合金中空押出材の素材として、アルミニウム合金の中でも中強度である６０００系合金等が用いられてきた。例えば特許文献１，２には、Ｔ１調質の６０００系アルミニウム合金中空押出材を電磁成形により拡管すること、特許文献３，４には、電磁成形による拡管成形性に優れた６０００系アルミニウム合金中空押出材が記載されている。
一方、近年の電磁成形用コイルは、耐久性が向上し、より高い電磁力を出力できるようになってきた。そのため、６０００系アルミニウム合金より高強度な７０００系アルミニウム合金に対する電磁成形の適用が検討されている。
一方、近年の電磁成形用コイルは、耐久性が向上し、より高い電磁力を出力できるようになってきた。そのため、６０００系アルミニウム合金より高強度な７０００系アルミニウム合金に対する電磁成形の適用が検討されている。
７０００系アルミニウム合金中空押出材の拡管については、例えば特許文献５〜７に記載がある。ただし、特許文献５〜７において実施された拡管方法は、円錐状の金型を押し込むことによる拡管、又はハイドロフォームによる拡管である。
特許文献５〜７に記載された７０００系アルミニウム合金中空押出材は、いずれもＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの１種以上を相当量含み、結晶組織は主として繊維状組織であり、優れた拡管成形性を有するとされている。なお、一般的に構造部材に用いられる７０００系アルミニウム合金は、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）向上のため、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ等の遷移元素を添加して結晶組織を繊維状にし、結晶粒の微細化を図っている。
特許文献５〜７に記載された７０００系アルミニウム合金中空押出材は、いずれもＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの１種以上を相当量含み、結晶組織は主として繊維状組織であり、優れた拡管成形性を有するとされている。なお、一般的に構造部材に用いられる７０００系アルミニウム合金は、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）向上のため、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ等の遷移元素を添加して結晶組織を繊維状にし、結晶粒の微細化を図っている。
中空材を押出成形する代表的な方法には、マンドレル押出とポートホール押出があり、生産性の観点からポートホール押出が望ましい。先に挙げた特許文献５はポートホール押出を前提とした技術である。
しかし、結晶組織が主として繊維状組織からなる７０００系アルミニウム合金中空押出材を、ポートホール押出で成形し、この中空押出材に対し電磁成形による拡管を適用した場合、実用レベルである２０％以上の拡管率（拡管率の定義は特許文献３参照）で拡管しようとしたとき、成形品に割れが発生するという問題がある。
しかし、結晶組織が主として繊維状組織からなる７０００系アルミニウム合金中空押出材を、ポートホール押出で成形し、この中空押出材に対し電磁成形による拡管を適用した場合、実用レベルである２０％以上の拡管率（拡管率の定義は特許文献３参照）で拡管しようとしたとき、成形品に割れが発生するという問題がある。
具体的には、いわゆる拡管の場合（特許文献３の図４（ｂ）参照）、拡管率が大きいと、押出軸方向に沿った割れ（裂け目）が発生しやすい。また、押出材の端部にフランジを形成する場合（特許文献３の図４（ａ）参照）、拡管率が大きいと、フランジに径方向に向く扇形の割れ（裂け目）が発生したり、割れ発生までいかなくてもネッキング（局部的な薄肉化）が生じやすくなる。例えばボルト穴が形成できる取付用フランジを形成する場合、通常４０％以上の高い拡管率が必要であり、割れが発生しやすい。
本発明は、このような従来技術の問題点に鑑みてなされたもので、ポートホール押出を前提とし、電磁成形による拡管を適用したときの拡管成形性に優れた、電磁成形用７０００系アルミニウム合金中空押出材を得ることを目的とする。
ポートホール押出で成形したアルミニウム合金中空押出材には、ダイス内で一旦アルミニウムが分流し、再度結合して形成された溶着部が、押出長手方向に存在する。ポートホール押出で成形し、繊維状組織からなる７０００系アルミニウム合金中空押出材を、電磁成形で拡管したときに発生する割れは、前記溶着部で発生している。７０００系アルミニウム合金中空押出材が繊維状組織からなる場合、溶着部は非溶着部に比べ組織が大きく、強度が非溶着部に比べて相対的に低い。このため、電磁成形で拡管したとき溶着部が応力集中部となり、そこに割れが発生するものと推測される。
この推測に基づき、本発明では、ポートホール押出で成形した７０００系アルミニウム合金中空押出材の断面全体を再結晶組織として、溶着部と非溶着部の組織差を小さくし、その結果、電磁成形で拡管したとき優れた拡管成形性を得ることができた。
この推測に基づき、本発明では、ポートホール押出で成形した７０００系アルミニウム合金中空押出材の断面全体を再結晶組織として、溶着部と非溶着部の組織差を小さくし、その結果、電磁成形で拡管したとき優れた拡管成形性を得ることができた。
本発明に係る電磁成形用アルミニウム合金中空押出材は、ポートホール押出で成形したもので、Ｚｎ：３．０〜８．０質量％、Ｍｇ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｆｅ：０．３５質量％以下、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒの１種又は２種以上の合計が０．１０質量％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、断面全体が再結晶組織からなる。
本発明に係る７０００系アルミニウム合金中空押出材は、電磁成形による拡管を適用した場合に、割れの発生なしに実用レベルの拡管率２０％以上が得られ、優れた拡管成形性を示す。このため、高強度の７０００系アルミニウム合金中空押出材を利用して、端部にフランジが形成された部材（特許文献３，４参照）や、拡管成形により接合される部材（特許文献１，２参照）など、各種電磁成形部材を製造することができる。本発明は、特に端部に取付け用フランジを有する中空部材を成形する場合に適する。
続いて、本発明に係る７０００系アルミニウム合金中空押出材の合金組成及び結晶組織等について、より具体的に説明する。
［合金組成］
Ｚｎ：３．０〜８．０質量％
Ｚｎは、Ｍｇとともに金属間化合物であるＭｇＺｎ２を形成して、７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では十分な強度が得られず、８．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｚｎ含有量は４．０〜７．０質量％が望ましく、さらに４．５〜６．５質量％が望ましい。
［合金組成］
Ｚｎ：３．０〜８．０質量％
Ｚｎは、Ｍｇとともに金属間化合物であるＭｇＺｎ２を形成して、７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では十分な強度が得られず、８．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｚｎ含有量は４．０〜７．０質量％が望ましく、さらに４．５〜６．５質量％が望ましい。
Ｍｇ：０．４〜２．０質量％
ＭｇはＺｎとともに金属間化合物であるＭｇＺｎ２を形成して、７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｍｇ含有量が０．４質量％未満では十分な強度が得られず、２．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｍｇ添加量は０．４〜１．７質量％が望ましく、さらに０．４〜１．５質量％が望ましい。
ＭｇはＺｎとともに金属間化合物であるＭｇＺｎ２を形成して、７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｍｇ含有量が０．４質量％未満では十分な強度が得られず、２．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｍｇ添加量は０．４〜１．７質量％が望ましく、さらに０．４〜１．５質量％が望ましい。
Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％
Ｃｕは７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．０５質量％未満では十分な強度が得られず、２．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｃｕ含有量は０．０８〜１．７質量％が望ましく、さらに０．１〜１．５質量％が望ましい。
Ｃｕは７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．０５質量％未満では十分な強度が得られず、２．０質量％を越えると強度が高くなりすぎ、現状の電磁成形用コイルの電磁力では、実用レベルの拡管率が得られない。Ｃｕ含有量は０．０８〜１．７質量％が望ましく、さらに０．１〜１．５質量％が望ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％
Ｔｉは鋳造時における結晶粒を微細化する作用があり、電磁成形による拡管成形性が向上するため添加される。望ましい添加量は、０．００５％以上である。一方、０．２％を越えると前記効果が飽和し、さらに、粗大な金属間化合物が晶出して、かえって電磁成形による拡管成形性を阻害する。従って、Ｔｉの添加量は０．００５〜０．２％とし、より望ましくは０．０１〜０．１％、さらに望ましくは０．０１〜０．０５％とする。
Ｔｉは鋳造時における結晶粒を微細化する作用があり、電磁成形による拡管成形性が向上するため添加される。望ましい添加量は、０．００５％以上である。一方、０．２％を越えると前記効果が飽和し、さらに、粗大な金属間化合物が晶出して、かえって電磁成形による拡管成形性を阻害する。従って、Ｔｉの添加量は０．００５〜０．２％とし、より望ましくは０．０１〜０．１％、さらに望ましくは０．０１〜０．０５％とする。
Ｓｉ：０．３質量％以下
Ｆｅ：０．３５質量％以下
Ｓｉ及びＦｅはアルミニウム地金に含まれる不可避的不純物であり、合金中に多量に存在すると鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、押出材の延性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は０．３質量％以下（０質量％を含む）、Ｆｅ含有量は０．３５質量％以下（０質量％を含む）に制限する。望ましくはＳｉ含有量は０．２質量％以下（０質量％を含む）、Ｆｅ含有量は０．２５質量％以下（０質量％を含む）に制限する。
Ｆｅ：０．３５質量％以下
Ｓｉ及びＦｅはアルミニウム地金に含まれる不可避的不純物であり、合金中に多量に存在すると鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、押出材の延性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は０．３質量％以下（０質量％を含む）、Ｆｅ含有量は０．３５質量％以下（０質量％を含む）に制限する。望ましくはＳｉ含有量は０．２質量％以下（０質量％を含む）、Ｆｅ含有量は０．２５質量％以下（０質量％を含む）に制限する。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ：０．１０質量％以下
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、７０００系アルミニウム合金押出材の結晶組織を繊維状にし、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）を向上させる作用があるため、押出材を構造部材として用いる場合は一般的に添加されている。しかし、先に説明したとおり、押出材が繊維状組織からなる場合、電磁成形による拡管で割れが発生しやすく、割れの発生なしに実用レベルである２０％以上の拡管率が得られない。本発明では、押出材の断面全体を再結晶組織とするため、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒの１種又は２種以上の合計を０．１０質量％以下（０質量％を含む）に制限し、望ましくは０．０８質量％以下とし、さらに望ましくは０．０５質量％以下とする。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、７０００系アルミニウム合金押出材の結晶組織を繊維状にし、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）を向上させる作用があるため、押出材を構造部材として用いる場合は一般的に添加されている。しかし、先に説明したとおり、押出材が繊維状組織からなる場合、電磁成形による拡管で割れが発生しやすく、割れの発生なしに実用レベルである２０％以上の拡管率が得られない。本発明では、押出材の断面全体を再結晶組織とするため、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒの１種又は２種以上の合計を０．１０質量％以下（０質量％を含む）に制限し、望ましくは０．０８質量％以下とし、さらに望ましくは０．０５質量％以下とする。
［押出材の組織］
ポートホール押出で成形した７０００系アルミニウム合金中空押出材の結晶組織が繊維状組織である場合、溶着部と非溶着部の組織差が大きく、強度差も大きい。このため、先に説明したとおり、この中空押出材に電磁成形による拡管を適用したとき、溶着部が応力集中部となり、同溶着部に割れが発生する。
これに対し、中空押出材の断面全体が再結晶組織である場合、電磁成形による拡管を大きい拡管率で行っても割れが発生しにくく、優れた拡管成形性を示す。これは、再結晶組織の中空押出材の場合、繊維状組織の中空押出材に比べ、溶着部と非溶着部の組織差及び強度差が小さく、電磁成形で拡管するとき溶着部が応力集中部になりにくいためと推測される。
従って、本発明に係る中空押出材は、断面全体が再結晶組織からなるものとした。本発明では、最も再結晶化しにくい（繊維状組織が残りやすい）板厚中心部において結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下のとき、中空押出材の断面全体が再結晶組織からなるものと定義した。なお、アスペクト比が５．０以下というのは、結晶粒が等軸晶又は等軸晶に近い形態の再結晶粒であることを意味する。
ポートホール押出で成形した７０００系アルミニウム合金中空押出材の結晶組織が繊維状組織である場合、溶着部と非溶着部の組織差が大きく、強度差も大きい。このため、先に説明したとおり、この中空押出材に電磁成形による拡管を適用したとき、溶着部が応力集中部となり、同溶着部に割れが発生する。
これに対し、中空押出材の断面全体が再結晶組織である場合、電磁成形による拡管を大きい拡管率で行っても割れが発生しにくく、優れた拡管成形性を示す。これは、再結晶組織の中空押出材の場合、繊維状組織の中空押出材に比べ、溶着部と非溶着部の組織差及び強度差が小さく、電磁成形で拡管するとき溶着部が応力集中部になりにくいためと推測される。
従って、本発明に係る中空押出材は、断面全体が再結晶組織からなるものとした。本発明では、最も再結晶化しにくい（繊維状組織が残りやすい）板厚中心部において結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下のとき、中空押出材の断面全体が再結晶組織からなるものと定義した。なお、アスペクト比が５．０以下というのは、結晶粒が等軸晶又は等軸晶に近い形態の再結晶粒であることを意味する。
［押出材の強度］
電磁成形コイルの電磁力には実用上限界があることから、押出材をあまり高強度にすると、電磁成形による拡管で高い拡管率が得られなくなる。しかし、後述する実施例に示すように、電磁成形時の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２以下であれば、実用レベルの拡管率２０％以上を得ることができる。電磁成形は一般に時効処理前に行うから、本発明に係る７０００系アルミニウム合金中空押出材は、押出後の質別Ｔ１（特に自然時効が進行していない段階）の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２以下になるように、強化元素であるＺｎ，Ｍｇ，Ｃｕの含有量の上限値を規定している。ただし、電磁成形時の押出材の質別はＴ１（特に自然時効が進行していない段階）に限定されるものではなく、人工時効材、Ｏ材等の質別もあり得る。いずれの場合でも、電磁成形時の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２を超える場合、電磁成形機の電磁力限界から十分な拡管率が得られない。ここで、人工時効処理には亜時効、ピーク時効、過時効があり、高強度を得るにはピーク時効が望ましい。しかし、亜時効であればピーク時効に対して若干強度は低下するが、局部伸びが増加するため、例えばバンパーステイの圧壊割れ性を向上させることが出来る。また、過時効もピーク時効に比べ強度が低下するが、耐ＳＣＣ性が向上するというメリットがある。
電磁成形コイルの電磁力には実用上限界があることから、押出材をあまり高強度にすると、電磁成形による拡管で高い拡管率が得られなくなる。しかし、後述する実施例に示すように、電磁成形時の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２以下であれば、実用レベルの拡管率２０％以上を得ることができる。電磁成形は一般に時効処理前に行うから、本発明に係る７０００系アルミニウム合金中空押出材は、押出後の質別Ｔ１（特に自然時効が進行していない段階）の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２以下になるように、強化元素であるＺｎ，Ｍｇ，Ｃｕの含有量の上限値を規定している。ただし、電磁成形時の押出材の質別はＴ１（特に自然時効が進行していない段階）に限定されるものではなく、人工時効材、Ｏ材等の質別もあり得る。いずれの場合でも、電磁成形時の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２を超える場合、電磁成形機の電磁力限界から十分な拡管率が得られない。ここで、人工時効処理には亜時効、ピーク時効、過時効があり、高強度を得るにはピーク時効が望ましい。しかし、亜時効であればピーク時効に対して若干強度は低下するが、局部伸びが増加するため、例えばバンパーステイの圧壊割れ性を向上させることが出来る。また、過時効もピーク時効に比べ強度が低下するが、耐ＳＣＣ性が向上するというメリットがある。
電磁成形後の押出材は、一般に人工時効処理し、又は質別Ｔ１で所定期間自然時効し強度を向上させた状態で使用される。構造用部材としての実用面から、この際の耐力は１９０Ｎ／ｍｍ２以上であることが望ましい。一方、本合金の主成分であるＺｎおよびＭｇ量を増加せることで余り高強度にしすぎると、特に押出材が再結晶組織であることから、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）の低下が懸念される。しかし、時効処理後の耐力が４００Ｎ／ｍｍ２以下であれば、通常の使用形態で耐ＳＣＣ性は実用上問題にならない。この１９０〜４００Ｎ／ｍｍ２の耐力は、発明に係る７０００系アルミニウム合金中空押出材を人工時効処理し又は所定期間自然時効後に普通に得られる。人工時効処理後又は所定期間自然時効後の耐力は、２２０〜３９０Ｎ／ｍｍ２が望ましく、さらに２３０〜３７０Ｎ／ｍｍ２が望ましい。
［拡管率］
本発明では、拡管率の定義は特許文献３と同じとする。すなわち、拡管率δは、電磁成形による拡管前（又は未拡管部）の中空押出材の外周長さをＬ０、拡管後の外周長さをＬとしたとき、下記（１）式で定義される。具体例を説明すれば、中空押出材の端部にフランジを成形する場合（特許文献３の図４（ａ）参照）、これも一種の拡管とみて、拡管前（又は未拡管部）の外周長さをＬ０、成形されたフランジの外周長さをＬとする。また、いわゆる拡管の場合（特許文献３の図４（ｂ）参照）、拡管前（又は未拡管部）の外周長さをＬ０、拡管部の外周長さ（最大径の箇所）をＬとする。
δ＝｛（Ｌ−Ｌ０）／Ｌ０｝×１００（％）・・・・（１）
なお、本発明に係る押出材は円形断面のものに限られず、例えば楕円、多角形等の異形断面のものを含む。また、円形断面のものを楕円、多角形等の異形に拡管する場合を含み、又はその逆もあり得る。
本発明に係るアルミニウム合金中空押出材を用いた電磁成形は、２０〜１２０％の拡管率で行われる。拡管率が小さく２０％未満の場合は、本発明に係るアルミニウム合金中空押出材でなくても電磁成形による拡管が可能であるため、拡管率は２０％以上が望ましい。また、拡管率が１２０％を超える場合、成形性に優れる本発明に係るアルミニウム合金中空押出材であっても割れやネッキングが生じるため、拡管率は１２０％以下が望ましい。さらに拡管率は３０〜１００％が望ましく、さらに４０〜９０％が望ましい。
本発明では、拡管率の定義は特許文献３と同じとする。すなわち、拡管率δは、電磁成形による拡管前（又は未拡管部）の中空押出材の外周長さをＬ０、拡管後の外周長さをＬとしたとき、下記（１）式で定義される。具体例を説明すれば、中空押出材の端部にフランジを成形する場合（特許文献３の図４（ａ）参照）、これも一種の拡管とみて、拡管前（又は未拡管部）の外周長さをＬ０、成形されたフランジの外周長さをＬとする。また、いわゆる拡管の場合（特許文献３の図４（ｂ）参照）、拡管前（又は未拡管部）の外周長さをＬ０、拡管部の外周長さ（最大径の箇所）をＬとする。
δ＝｛（Ｌ−Ｌ０）／Ｌ０｝×１００（％）・・・・（１）
なお、本発明に係る押出材は円形断面のものに限られず、例えば楕円、多角形等の異形断面のものを含む。また、円形断面のものを楕円、多角形等の異形に拡管する場合を含み、又はその逆もあり得る。
本発明に係るアルミニウム合金中空押出材を用いた電磁成形は、２０〜１２０％の拡管率で行われる。拡管率が小さく２０％未満の場合は、本発明に係るアルミニウム合金中空押出材でなくても電磁成形による拡管が可能であるため、拡管率は２０％以上が望ましい。また、拡管率が１２０％を超える場合、成形性に優れる本発明に係るアルミニウム合金中空押出材であっても割れやネッキングが生じるため、拡管率は１２０％以下が望ましい。さらに拡管率は３０〜１００％が望ましく、さらに４０〜９０％が望ましい。
表１に示す組成の７０００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、４７０℃×６ｈ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４７０℃に加熱し、ポートーホールダイスで押し出し、φ９０ｍｍ（外径）×３ｍｍｔのパイプ形状に押し出し、ただちにファン空冷で焼入れを行った。
この押出材を用い、下記要領で結晶組織の観察、電磁成形試験、及び引張試験を行った。その結果を表１，２に示す。
この押出材を用い、下記要領で結晶組織の観察、電磁成形試験、及び引張試験を行った。その結果を表１，２に示す。
［結晶組織の観察］
押出材の非溶着部の断面（押出方向に平行で板厚方向に垂直な断面）をケラー液でエッチングし、同断面の顕微鏡組織写真を撮影し、その組織写真から、ＪＩＳＨ０５０１の切断法に準拠して、板厚中心部の押出方向及び板厚方向の平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径の測定範囲は、１／２ｔのライン（板厚の中心）を中心として板厚方向内外に５００μｍ（計１０００μｍ）×押出方向に５００μｍの範囲とした。押出方向の平均結晶粒径（ａ）と板厚方向の平均結晶粒径（ｂ）の比を計算し、ａ／ｂ又はｂ／ａの大きい方の値を、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比とした。なお、Ｂ５，Ｂ７〜Ｂ１１については、繊維状の結晶組織が押出方向に細かく形成され、平均結晶粒径が測定できなかったが、平均アスペクト比は明らかに１０を超えていると推測された。
押出材の非溶着部の断面（押出方向に平行で板厚方向に垂直な断面）をケラー液でエッチングし、同断面の顕微鏡組織写真を撮影し、その組織写真から、ＪＩＳＨ０５０１の切断法に準拠して、板厚中心部の押出方向及び板厚方向の平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径の測定範囲は、１／２ｔのライン（板厚の中心）を中心として板厚方向内外に５００μｍ（計１０００μｍ）×押出方向に５００μｍの範囲とした。押出方向の平均結晶粒径（ａ）と板厚方向の平均結晶粒径（ｂ）の比を計算し、ａ／ｂ又はｂ／ａの大きい方の値を、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比とした。なお、Ｂ５，Ｂ７〜Ｂ１１については、繊維状の結晶組織が押出方向に細かく形成され、平均結晶粒径が測定できなかったが、平均アスペクト比は明らかに１０を超えていると推測された。
板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下の押出材（Ａ１〜Ａ２２，Ｂ１〜Ｂ４）は、押出材の断面全体が再結晶組織からなるものと判定した。一方、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が明らかに１０を超えていると推測される押出材（Ｂ５，Ｂ７〜Ｂ１１）、及び板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が５．０を超えた押出材（Ｂ６）は、押出材の断面に繊維状組織を含むものと判定した。
一方、平均結晶粒径の測定とは別に、前記断面全体（１／２ｔのラインから表面まで）の結晶組織の観察を行ったところ、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下のＡ１〜Ａ２２及びＢ１〜Ｂ４は、いずれも断面全体（表面から断面中央部まで）が明らかに再結晶組織からなり、一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が比較的多いＢ５〜Ｂ１１は、いずれも断面のほぼ全体が繊維状組織からなることが確認された。図１（ａ），（ｂ）にＡ１及びＢ７の顕微鏡組織写真の一部を示す。
一方、平均結晶粒径の測定とは別に、前記断面全体（１／２ｔのラインから表面まで）の結晶組織の観察を行ったところ、板厚中心部の結晶粒の平均アスペクト比が５．０以下のＡ１〜Ａ２２及びＢ１〜Ｂ４は、いずれも断面全体（表面から断面中央部まで）が明らかに再結晶組織からなり、一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が比較的多いＢ５〜Ｂ１１は、いずれも断面のほぼ全体が繊維状組織からなることが確認された。図１（ａ），（ｂ）にＡ１及びＢ７の顕微鏡組織写真の一部を示す。
［電磁成形試験］
押出後２６時間室温（２５℃）で放置して自然時効した押出材（Ｔ１材）を、長さ１１０ｍｍに切断して供試材とし、電磁成形試験機を用いて室温で拡管試験を行った。電磁成形試験は図２に示すように、パイプ状の押出材１の周囲を電磁成形用金型２（２つの分割金型から構成される）で拘束するとともに、押出材１の端部を金型２の端面３（成形面）から突き出させ、押出材１の内部に装入した電磁成形用コイル４に、実用上最大レベルの電気エネルギーを投入した。供試材Ａ１〜Ａ１６，Ｂ１〜Ｂ１１については、押出材１の端部の突出長さを３５ｍｍとし、供試材Ａ１７〜Ａ２２については、押出材１の端部の突出長さを５５ｍｍとし、投入する電気エネルギーの大きさは全て一定とした。
押出後２６時間室温（２５℃）で放置して自然時効した押出材（Ｔ１材）を、長さ１１０ｍｍに切断して供試材とし、電磁成形試験機を用いて室温で拡管試験を行った。電磁成形試験は図２に示すように、パイプ状の押出材１の周囲を電磁成形用金型２（２つの分割金型から構成される）で拘束するとともに、押出材１の端部を金型２の端面３（成形面）から突き出させ、押出材１の内部に装入した電磁成形用コイル４に、実用上最大レベルの電気エネルギーを投入した。供試材Ａ１〜Ａ１６，Ｂ１〜Ｂ１１については、押出材１の端部の突出長さを３５ｍｍとし、供試材Ａ１７〜Ａ２２については、押出材１の端部の突出長さを５５ｍｍとし、投入する電気エネルギーの大きさは全て一定とした。
この電磁成形により、金型２の端面３から突出した供試材１の端部周壁は外径方向（放射方向）に拡開し、金型２の端面３に押し付けられ、フランジ部５が形成される。ただし、低い拡管率しか得られない場合、図２に示すように平らに拡がらず、ラッパ状のフランジ部が形成される。各供試材について、割れ発生の有無を確認し、割れの発生無しと確認されたものについて、拡管率を先の定義に従って測定した。図３（ａ），（ｂ）に、Ａ１及びＢ７のフランジ部の外観写真を示す。
［引張試験］
押出後２６時間室温（２５℃）で放置して自然時効した押出材（Ｔ１材）を供試材とし、この供試材から引張試験片（ＪＩＳ１２Ｂ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、耐力値を測定した。また、いずれも２６時間自然時効後、Ａ１〜Ａ９，Ａ１３，Ａ１７〜Ａ２２，Ｂ１〜Ｂ１１についてはさらに９０℃×３ｈ→１４０℃×８ｈの条件で人工時効処理し、Ａ１０〜Ａ１２についてはさらに９０℃×３ｈ→１３０℃×６ｈの条件で人工時効処理し、Ａ１４〜Ａ１６についてはさらに室温（２５℃）で３０日間の自然時効した押出材を供試材とし、前記要領で引張試験を実施し、耐力値を測定した。
押出後２６時間室温（２５℃）で放置して自然時効した押出材（Ｔ１材）を供試材とし、この供試材から引張試験片（ＪＩＳ１２Ｂ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、耐力値を測定した。また、いずれも２６時間自然時効後、Ａ１〜Ａ９，Ａ１３，Ａ１７〜Ａ２２，Ｂ１〜Ｂ１１についてはさらに９０℃×３ｈ→１４０℃×８ｈの条件で人工時効処理し、Ａ１０〜Ａ１２についてはさらに９０℃×３ｈ→１３０℃×６ｈの条件で人工時効処理し、Ａ１４〜Ａ１６についてはさらに室温（２５℃）で３０日間の自然時効した押出材を供試材とし、前記要領で引張試験を実施し、耐力値を測定した。
表１，２に示すように、合金組成が本発明の規定範囲内であり、図１（ａ）のような再結晶組織を呈するＡ１〜Ａ２２は、電磁成形時に溶着部の割れが発生せず、いずれも大きい拡管率が得られている。Ｔ１材は自然時効が進行していない段階であり、耐力は３００Ｎ／ｍｍ２以下である。一方、時効後はいずれも１９０〜４００Ｎ／ｍｍ２の範囲の耐力が得られている。
一方、Ｚｎ含有量が規定より少ないＢ２は、高い拡管率が得られるが、人工時効後の耐力が低く、高強度合金である７０００系アルミニウム合金を用いたメリットが得られない。
一方、Ｚｎ含有量が規定より少ないＢ２は、高い拡管率が得られるが、人工時効後の耐力が低く、高強度合金である７０００系アルミニウム合金を用いたメリットが得られない。
Ｍｇ含有量が規定より多いＢ１、Ｚｎ含有量が規程より多いＢ３及びＣｕ含有量が規定より多いＢ４は、Ｔ１材の耐力が３００Ｎ／ｍｍ２を超え、電磁成形機の電磁力限界から、拡管率が小さい。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が規定よりも多いＢ５〜Ｂ１０は、いずれも図１（ｂ）のような繊維状組織を呈し、図３（ｂ）のように大きく拡開したフランジ部が形成されたが、溶着部割れ（矢印６で示す）が発生した。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＺｒの含有量が規定よりも多いＢ１１は、繊維状組織を呈しているが、電磁成形機の電磁力限界から拡管率が６％と低く、溶着部割れは発生していない。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が規定よりも多いＢ５〜Ｂ１０は、いずれも図１（ｂ）のような繊維状組織を呈し、図３（ｂ）のように大きく拡開したフランジ部が形成されたが、溶着部割れ（矢印６で示す）が発生した。
Ｍｇ、Ｚｎ及びＺｒの含有量が規定よりも多いＢ１１は、繊維状組織を呈しているが、電磁成形機の電磁力限界から拡管率が６％と低く、溶着部割れは発生していない。
１ 押出材
２ 金型
３ 金型の端面（成形面）
４ 電磁成形用コイル
５ フランジ部
６ 溶着部割れ
２ 金型
３ 金型の端面（成形面）
４ 電磁成形用コイル
５ フランジ部
６ 溶着部割れ
Claims (5)
- Ｚｎ：３．０〜８．０質量％、Ｍｇ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％、Ｓｉ：０．３質量％以下、Ｆｅ：０．３５質量％以下、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒの１種又は２種以上の合計が０．１０質量％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、断面全体が再結晶組織からなることを特徴とするポートホール押し出しされた電磁成形用アルミニウム合金中空押出材。
- ２０％〜１２０％の拡管率で電磁成形されることを特徴とする請求項１に記載された電磁成形用アルミニウム合金中空押出材。
- 請求項１に記載されたアルミニウム合金中空押出材からなり、２０％〜１２０％の拡管率で電磁成形されたことを特徴とする電磁成形部材。
- 時効処理により耐力を１９０〜４００Ｎ／ｍｍ２としたことを特徴とする請求項３に記載された電磁成形部材。
- 請求項１又は２に記載されたアルミニウム合金中空押出材を用い、２０％〜１２０％の拡管率で電磁成形後、時効処理を行うことを特徴とする電磁成形部材の製造方法。
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