JP5901738B2 - アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
例えば、特許文献1には、質量%で、Mg:0.5〜1.25%、Si:0.4〜1.4%、Cu:0.01〜0.7%、Fe:0.05〜0.4%、Mn:0.001〜1.0%、Cr:0.01〜0.35%、Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつZr:0.15%未満に規制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材から構成される自動車足回り部品であって、最大応力発生部位における幅方向断面組織において、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均面積率で1.5%以下であり、鍛造の際に生じるパーティングラインを含む断面部位の組織で観察される各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で0.7μm以上であることを特徴とする自動車足回り部品が開示されている。
特に軽量化による薄肉化で、再結晶を生じさせやすいことから、最大応力が発生する部位において各種特性および組織を規定している。
本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、薄肉化しても、高強度と、高靭性が得られ、耐食性にも優れたアルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
先ず、本発明のアルミニウム合金鍛造材(以下、適宜、Al合金鍛造材という)について説明する。
本発明のAl合金鍛造材は、Mg、Si、Cu、Fe、Tiを所定量含み、更に、Mn、Cr、Zrのうち一種または二種以上を所定量含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金から構成される。そして、最大応力が発生する部位でのQ相の長軸を50〜500nmとしたものである。
また、Al合金鍛造材は、最大応力が発生する部位での平均結晶粒径が短軸で50.0μm以下、最大応力が発生する部位を含む幅方向断面における再結晶粒の占める面積率が30.0%以下であることが好ましい。
以下、各構成について説明する。
Mgは過時効処理により、SiやCuとともにMg2Si(β’相)やQ相として析出し、Al合金鍛造材に高い0.2%耐力を付与するために必須の元素である。Mg含有量が0.70質量%未満では時効硬化量が低下して、Al合金鍛造材にとって0.2%耐力が低下する。また、Q相の長軸サイズが小さくなり、また、伸び、靭性、耐食性が低下する場合もある。一方、含有量が1.50質量%を超えると、0.2%耐力が高くなりすぎ、鋳塊の鍛造性を阻害する。また、含有量が1.50質量%を超えると、鋳造時に0.2%耐力の向上に寄与しないMg2Siの晶出物が増加し、同時に靭性も耐食性も低下させてしまう。また伸びが低下する場合もある。したがって、Mg含有量は0.70〜1.50質量%とする。好ましくは0.80〜1.20質量%とする。
SiもMgやCuとともに、過時効処理により、Mg2Si(β’相)やQ相として析出して、Al合金鍛造材に高い0.2%耐力を付与するために必須の元素である。Si含有量が0.80質量%未満ではQ相の長軸サイズが小さくなり、また、時効硬化量が低下して、Al合金鍛造材の0.2%耐力が低下する。また、引張強度、伸び、靭性、耐食性なども低下する場合がある。一方、含有量が1.30質量%を超えると、鋳造時および溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Si粒子が晶出および析出する。また、過剰Siが多くなり過ぎて、粒界上に存在するMg2SiやAl−Fe−Si−(Mn、Cr、Zr)系晶出物の平均粒径が小さくならず、これら晶出物同士の平均間隔を大きくできない。その結果、前記Mgと同様に、Al合金鍛造材の耐食性と靱性を低下させる。更にAl合金鍛造材の伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。したがって、Siの含有量は0.80〜1.30質量%とする。好ましくは0.90〜1.10質量%とする。
Cuは、固溶強化にて0.2%耐力の向上に寄与する他、過時効処理に際して、Al合金鍛造材の時効硬化を著しく促進する効果を有する。Cu含有量が0.30質量%未満では、これらの効果が小さく、0.2%耐力が低下する。また、Q相の析出が不十分となり、引張強度が低下する場合がある。一方、Cu含有量が0.90質量%を超えると、Q相の長軸サイズが大きくなり、また、Al合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界腐食の感受性を著しく高め、Al合金鍛造材の耐食性を低下させる。また、伸びや靭性が低下する場合がある。したがって、Cu含有量は0.30〜0.90質量%とする。好ましくは0.40〜0.70質量%とする。
Feは、Al合金鍛造材で鋳造時の生産性の向上及び再結晶抑制のために添加する元素である。しかし、Feは、Al7Cu2Fe、Al12(Fe,Mn)3Cu2、(Fe,Mn)Al6、或いはAl−Fe−Si−(Mn、Cr、Zr)系の晶出物を生成する。これらの粗大な晶出物は、破壊の起点となり、靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Fe含有量が0.40質量%を超えると、粒界上に存在するAl−Fe−Si−(Mn、Cr、Zr)系晶出物の平均粒径が大きくなり、また、晶出物同士の平均間隔が小さくなる。その結果、靭性及び耐食性が低下する。また、伸びが低下する場合もある。一方、Fe含有量が0.10質量%未満では、鋳造時の割れ、異常組織等を生じる。したがって、Fe含有量は0.10〜0.40質量%とする。好ましくは0.20〜0.30質量%とする。
Tiは、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ti含有量が0.005質量%未満では、結晶粒微細化効果が得らない。一方、Ti含有量が0.15質量%を超えると、粗大な晶出物を形成し、前記加工性が低下する。また、靭性が低下する場合もある。したがって、Tiの含有量は0.005〜0.15質量%とする。好ましくは0.01〜0.10質量%とする。
これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Fe、Mn、Cr、Zr、Si、Alなどがその含有量に応じて選択的に結合したAl−Mn系、Al−Cr系、Al−Zr系金属間化合物であり、(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系として総称される分散粒子(分散相)を生成する。
Al合金鍛造材の残部はAlおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ni、Zn、Be、V等の元素が想定し得るが、いずれも本発明の特徴を阻害しないレベルで含有することは許容される。具体的には、これら不可避的不純物の元素は、個々の元素毎の含有量がそれぞれ0.05質量%以下であり、合計の含有量が0.15質量%以下であることが好ましい。
(最大応力が発生する部位でのQ相の長軸:50〜500nm)
Q相(Q相またはQ‘相を意味する)は、Al5Cu2Mg8Si6からなる析出物で、時効処理によって析出し、高強度化に寄与する。Q相は、β相,β’相(Mg2Si)と比べ遅れて析出することから、Al合金鍛造材の製造方法で過時効処理としても強度の低下を抑えることができる。Q相の長軸は、特に高強度化のために50nm以上、特に靭性および耐食性のいずれか、あるいは両方の向上のために500nm以下とする必要がある。その他、Q相の長軸サイズが規定を外れると、強度、伸び、靭性、耐食性が低下する場合がある。したがって、Q相の長軸は50〜500nmとする。なお、最大応力が発生する部位(以下、適宜、最大応力発生部位という)は、図3に示す部位であり、この部位については、後述する。
まず、Al合金鍛造材の最大応力発生部位から試料を切り出す。次に、「過塩素酸:エタノール=1:9」と、「硝酸:メタノール=1:3」の2種類の溶液を用いた電解研磨法によって透過型電子顕微鏡(TEM)での観察用の薄膜試料とする。そして、この薄膜試料の組織を、母相に対し、電子ビームの入射を<001>方向、観察面を(100)とし、透過型電子顕微鏡を加速電圧120kVとして5視野を観察する。観察の倍率は50万倍である。そして、観察した組織からQ相の長軸を測定し、5視野のすべてにおけるQ相の平均値として算出する。すなわち、5視野中のQ相の長軸の長さを合計し、5視野中のQ相の数で割った値が50〜500nmである。図1にTEMにおいて50万倍で観察した際の平面の模式図を示す。図1において、符号30がQ相であり、符号31がβ相である。Q相30は黒い針状で比較的長いものであり、β相31は、針状であるが、母相と整合に析出するため、母相がひずみ、コーヒー豆状の形態で観察される。Q相30の長軸とは、この針状の長手方向のことである。そして、例えばこの模式図の画像を1視野とし、5視野のQ相30の平均値とする。
Q相の長軸の測定部位は、例えば、以下に説明する最大応力発生部位を含む幅方向断面であればよい。
Q相の長軸は、成分組成および、焼入処理、乾燥処理、過時効処理の調質工程の条件によって制御する。
(最大応力が発生する部位での平均結晶粒径:短軸で50.0μm以下)
平均結晶粒径は機械的性質に影響する。最大応力発生部位での平均結晶粒径が短軸で50.0μm以下であれば、Al合金鍛造材の強度が向上する。したがって、最大応力発生部位での平均結晶粒径は短軸で50.0μm以下とすることが好ましい。平均結晶粒径は、強度をより向上させる観点から、より好ましくは45.0μm以下、さらに好ましくは40.0μm以下とする。なお、下限値は特に規定されるものではないが、理論上短軸の平均結晶粒径は小さいほど好ましいが、実質的には5.0μmが限界となる。なお、最大応力発生部位は、図3に示す部位であり、この部位については、後述する。
平均結晶粒径の測定部位は、例えば、以下に説明する最大応力発生部位を含む幅方向断面であればよい。
平均結晶粒径は、成分組成、鍛造条件、および調質工程の条件によって制御する。
Al合金鍛造材において、最大応力が発生する部位を含む幅方向断面における再結晶粒の占める面積率を30.0%以下とすることが好ましい。再結晶粒の占める面積率が30.0%以下であれば、Al合金鍛造材の強度、靱性が向上する。また、下限値は特に規定されるものではないが、面積率は小さいほど好ましい。なお、幅方向断面とは、面積を最小とする断面を意味する。
図3、4は、本発明のAl合金鍛造材である自動車足回り部品の代表的な形状である。また、図3は、自動車足回り部品1の全体形状と最大応力が発生するアーム部特定部位を示す平面図、図4は図3のA−A線断面図(最大応力が発生するアーム部特定部位の幅方向の断面図)である。
再結晶粒が占める面積割合は、以下のようにして測定することができる。まず、リブおよびウエブの前記各観察部位(断面組織)試料を0.05〜0.1mm機械研磨した後、塩化第II銅にてエッチングする。規定部位をデジタルカメラ等で撮影後、画像処理して、観察視野面積に対する再結晶面積の割合を算出する。再結晶粒はサイズが大きいために、光を反射しやすく色が淡く、その他の亜結晶を含めた結晶粒はサイズが小さいために色が濃い。これによって、前記した互いのサイズの違いとともに、この色の濃淡の違いによって識別可能であり、画像処理が可能である。
ここで、本発明の自動車足回り品における前記組織の規定は、例えば、リブとウエブからなるH型断面形状以外の任意の断面形状について適用してもよい。例えば、ミクロ組織で、その最大応力発生部位における横方向断面組織において、本発明の前記組織の規定を適用してもよい。具体的には、最大応力発生部位を含む幅方向断面の組織で観察される再結晶粒の占める面積率を30.0%以下とすれば、最大応力発生部位の断面の強度、靱性を向上させることができる。
表面処理を施すことで、Al合金鍛造材の耐食性がさらに向上する。表面処理については、後述する表面処理工程で説明する。
(水素:0.25ml/100gAl以下)
水素(H2)は、特に、Al合金鍛造材の加工度が小さくなる場合、水素に起因する気泡等の鍛造欠陥が生じやすく、破壊の起点となるため、靱性や疲労特性が低下し易い。
そして、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特に水素による影響が大きい。したがって、水素は0.25ml/100gAl以下のできるだけ少ない含有量とすることが好ましい。
次に、本発明に係るAl合金鍛造材の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、前記記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、溶解工程と、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、鍛造工程と、調質工程とを含むものである。また、必要に応じて表面処理工程、脱ガス工程を含んでもよい。
溶解工程は、前記化学成分組成のAl合金を溶解して溶湯とする工程である。
鋳造工程は、前記化学成分組成に溶解調整された溶湯を鋳造して鋳塊とする工程である。そして、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法(DC鋳造法)、ホットトップ鋳造法等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。なお、鋳塊の形状は、丸棒などのインゴットやスラブ形状などがあり、特に制限されるものではない。
均質化熱処理工程は、前記鋳塊に均質化熱処理を施す工程である。均質化熱処理工程では、保持温度400〜560℃で鋳塊に均質化熱処理を施すことが好ましい。
鍛造工程は、均質化熱処理された前記鋳塊を鍛造素材とし、前記鍛造素材を加熱して熱間鍛造を施す工程である。
鍛造工程では、メカニカルプレスや油圧プレスなどにより鋳塊または押出棒等の鍛造素材を熱間鍛造する。この際、鍛造素材の熱間鍛造の開始温度は、500℃以上とすることが好ましい。開始温度が500℃以上であれば、鍛造組織における亜結晶粒組織の割合が増加し、鍛造組織の粒界が増加するため、Mg2Siの析出が促進される。その結果、Al合金鍛造材の強度、靭性、耐食性が向上する。したがって、開始温度は500℃以上とすることが好ましい。開始温度は、再結晶抑制の観点から、より好ましくは520℃以上である。
そして、鍛造素材の熱間鍛造の鍛造終了温度を好ましくは400℃以上、より好ましくは420℃以上にするためには、熱間鍛造の前に再加熱を実施したり、高温に保持できる金型を使用する等の工夫が必要である。
調質工程は、Al合金鍛造材の必要な強度、靱性および耐食性を得るために、鍛造工程の後に、溶体化処理と、焼入処理と、乾燥処理と、過時効処理とを行う工程である。一般的に、調質工程は、具体的には、T6(溶体化処理および焼入処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理)、T7(溶体化処理および焼入処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理条件を超えて過時効処理)、T8(溶体化処理および焼入処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬化処理)等がある。
本発明においては、調質工程は、前記鍛造工程の後に、溶体化処理と、20〜70℃で30分以内の焼入処理と、1hr以内の乾燥処理と、180〜220℃で2〜24hrの過時効処理とをこの順に施す。
なお、溶体化処理における保持時間、昇温速度は、0.2%耐力を保証するために、保持時間20分〜20時間、昇温速度100℃/hr以上とすることが好ましい。ここで、Al合金鍛造材の昇温速度は、溶体化処理の投入時温度から保持温度到達までの平均昇温速度とする。
また、焼入処理の時間は、30分以内とする。焼入処理の時間が30分を超えると、焼入中に析出が始まり、十分な0.2%耐力を得ることができなくなる。また、焼入処理の時間は、Q相に影響を及ぼす。したがって、焼入処理の時間は、30分以内とする。なお、焼入処理の時間の下限については、Al合金鍛造材のサイズや質量によって変わるものであり、焼入処理の効果を得るのに必要な時間とすればよい。
焼入処理は、水中、温湯中へ浸漬する、あるいは、水や温湯をシャワーする冷却により行い、冷却速度は、靭性、疲労特性の低下を防止するため、40℃/sec以上で行うことが好ましい。また、溶体化処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが適宜用いられる。
図5は、焼入処理後の乾燥時間が長い場合の組織について説明するための模式図である。図6は、焼入処理後の乾燥時間が短い場合の組織について説明するための模式図である。図7は、乾燥時間が長い場合と、乾燥時間が短い場合における、時効処理の時間とアルミニウム合金鍛造材の強度の関係を示すグラフである。
そして、時効処理の初期には、クラスターI21は再固溶により徐々に消滅していく。一方、クラスターII22は、析出物となり、Q相30およびβ相31の前駆体であるG.P.ゾーン25を経て、Q相30となる(β相31となる場合もある)。また、新たなG.P.ゾーン25も生成される。このG.P.ゾーン25は、時効処理中に生成される新たなクラスターII22が変化したものである。
そして、時効処理の完了時には、G.P.ゾーン25はQ相30あるいはβ相31となる。クラスターI21は再固溶により消滅する。
乾燥時間が長いと、クラスターI21が多数生成されることにより、再固溶する時間の分、強度のピークが遅れる。そのため、クラスターII22より生成したQ相30やβ相31は過時効になりすぎ、図7に示すように、乾燥時間が長い場合(符号L)では、乾燥時間が短い場合(符号S)に比べて、Al合金鍛造材のピーク強度が低下する。
そして、時効処理の初期には、クラスターI21は再固溶により徐々に消滅していく。一方、G.P.ゾーン25が生成される。このG.P.ゾーン25は、時効処理中に生成される新たなクラスターII22が変化したものである。
なお、乾燥時間が短い場合は、乾燥時間が長い場合に比べて乾燥処理中に生成されるクラスターI21が少ないため、時効処理中に生成される新たなクラスターII22が増える。そのため、時効処理の初期に生成されるG.P.ゾーン25は、乾燥時間が長い場合に比べて多くなる。
そして、時効処理の完了時には、G.P.ゾーン25はQ相30あるいはβ相31となる。一方、クラスターI21は再固溶により消滅する。
さらに、乾燥時間が短いと、強度に寄与しないクラスターI21の生成がわずかなため、強度に寄与するクラスターII22に凝集するSi、Mg、Cu量が増える。そのため、図7に示すように、乾燥時間が短い場合(符号S)では、乾燥時間が長い場合(符号L)に比べて、Al合金鍛造材の強度が向上する。
Al合金鍛造材の耐食性、耐応力腐食割れ性は、粒界析出物と大きな関係がある。時効硬化処理が亜時効あるいはピーク時効では、微細な粒界析出物が高密度で析出するため、粒界析出物を起点とした腐食が連続して生じやすくなる。ここで、過時効処理とすることで粒界析出物は粗大化する。過時効処理とすることで粒界析出物の間隔が広がるため、一定量の腐食が進んだ後の腐食は進みにくくなる。結果として、過時効処理を行うことで腐食し難くすることができる。
なお、過時効処理には、空気炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。
表面処理工程は、前記調質工程の後のAl合金鍛造材に、表面処理を行う工程である。
表面処理の方法としては、例えば、カチオン電着、表面塗装(例えばジオメット(登録商標)や、粉体塗装)による表面処理が挙げられる。カチオン電着や、表面塗装の方法は特に規定されるものではなく、従来公知の方法で行えばよい。
表面処理を施すことで、Al合金鍛造材の耐食性がさらに向上する。
ショットブラスト処理の方法は特に規定されるものではなく、従来公知の方法で行えばよい。
ショットブラスト処理を行うことで、アルミニウム合金鍛造材の表面に圧縮の残留応力が負荷され、応力腐食割れの原因である引張応力を低減することができる。
(脱ガス工程)
脱ガス工程は、溶解工程で溶解された溶湯から水素ガスを除去(脱ガス処理)し、アルミニウム合金100g中の水素ガス濃度を0.25ml以下に制御する工程である。そして、水素ガスの除去は、溶湯の成分調整、介在物の除去のための保持炉において行い、溶湯をフラクシング、塩素精錬、または、インライン精錬することによって行われるが、脱水素ガス装置にスニフまたはポーラスプラグ(特開2002−146447号公報参照)を用いて、溶湯にアルゴン等の不活性ガスを吹き込むことによって水素ガスを除去することが好ましい。
[第1実施例]
表1に示す化学成分組成のAl合金鋳塊(φ68mm径×580mm長さの丸棒)を、ホットトップ鋳造法により、20℃/secの冷却速度により鋳造した。そして、この鋳塊を、昇温速度5℃/minとして、550℃×4hrで均質化熱処理した。
リブおよびウエブの前記各観察部位(断面組織)試料を0.05〜0.1mm機械研磨した後、塩化第II銅にてエッチングした。規定部位をデジタルカメラで撮影後、画像処理して、観察視野面積に対する再結晶面積の割合を算出した。
表3に示す条件にて、図3、4に示す自動車足回り部材形状のAl合金鍛造材を製造した。この鍛造材は最薄肉部の厚みが6mmであった。なお、各サンプルにおいて、均質化熱処理は、保持温度が550〜570℃の範囲で、保持時間が4時間の条件で行ない、鍛造開始温度は500〜520℃の範囲、鍛造終了温度は380〜420℃の範囲の条件で行った。また、溶体化処理温度は550〜580℃の温度範囲で行った。その他の調質工程の条件は表3に示すとおりである。なお、その他の製造条件は第1実施例と同様である。
表4に示す条件でAl合金鍛造材に表面処理を行い、耐応力腐食割れ性について評価した。評価方法は第1実施例と同様である。
2a、2b アーム部
3a、3b、3c リブ
4a、4b ウエブ
5a、5b、5c ジョイント部
6a、6b 最大応力発生部位(断面方向)
7、8、9 試料採取部位
10 結晶粒
21 クラスターI
22 クラスターII
25 G.P.ゾーン
30 Q相
31 β相
Claims (5)
- Mg:0.70〜1.50質量%、Si:0.80〜1.30質量%、Cu:0.30〜0.90質量%、Fe:0.10〜0.40質量%、Ti:0.005〜0.15質量%を含み、更に、Mn:0.10〜0.60質量%、Cr:0.10〜0.45質量%、Zr:0.05〜0.30質量%のうち一種または二種以上を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造材であって、
最大応力が発生する部位でのQ相の長軸が50〜500nmであることを特徴とするアルミニウム合金鍛造材。 - 最大応力が発生する部位での平均結晶粒径が短軸で50.0μm以下、最大応力が発生する部位を含む幅方向断面における再結晶粒の占める面積率が30.0%以下であることを特徴とする請求項1に記載のアルミニウム合金鍛造材。
- Mg:0.70〜1.50質量%、Si:0.80〜1.30質量%、Cu:0.30〜0.90質量%、Fe:0.10〜0.40質量%、Ti:0.005〜0.15質量%を含み、更に、Mn:0.10〜0.60質量%、Cr:0.10〜0.45質量%、Zr:0.05〜0.30質量%のうち一種または二種以上を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金から構成され、かつ最大応力が発生する部位でのQ相の長軸が50〜500nmであるアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
前記アルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、
前記溶湯を鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、
前記鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、
均質化熱処理された前記鋳塊を鍛造素材とし、前記鍛造素材を加熱して熱間鍛造を施す鍛造工程と、
前記鍛造工程の後に、鍛造材に溶体化処理と、20〜70℃で30分以内の焼入処理と、鍛造材表面を十分乾燥させる1hr以内の乾燥処理と、180〜220℃で2〜24hrの過時効処理とをこの順に施す調質工程と、を含むことを特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。 - 前記調質工程の後に、前記アルミニウム合金鍛造材に表面処理を行う表面処理工程をさらに含むことを特徴とする請求項3に記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法。
- 前記表面処理工程が、前記アルミニウム合金鍛造材にショットブラスト処理を行うものである請求項4に記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法。
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