JP5908178B2 - 粒間腐食に対して耐性を有するアルミニウム合金 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金と、アルミニウム合金ストリップまたはシートの使用と、アルミニウム合金ストリップまたはシートを製造するための方法とに関する。

船舶、自動車および航空機の建造において５ｘｘｘ系アルミニウム／マグネシウム（ＡｌＭｇ）合金は、シートまたはプレートまたはストリップの形態で溶接または接合構造物の建造に使用される。こうした合金は特に高レベルの強度を特徴とし、ＡｌＭｇ合金の強度レベルは、マグネシウム含有量が増加するにつれて高まる。５ｘｘｘ系アルミニウム合金の典型的な代表例には、たとえば、ＡＡ５０４９系、ＡＡ５４５４系またはＡＡ５９１８系のアルミニウム合金がある。これらの合金は、ＡｌＭｇ２Ｍｎ（５０４９）アルミニウム合金、ＡｌＭｇ３Ｍｎ（５４５４）アルミニウム合金、またはＡｌＭｇ３．５Ｍｎ（５９１８）アルミニウム合金である。絶えず一層の軽量化が要求されており、より強度レベルがより高く、したがって所望の強度レベルを得るためその分マグネシウム（Ｍｇ）含有量のより高いアルミニウム合金が求められている。２．４重量％超のＭｇ含有量を有するＡｌＭｇＭｎアルミニウム合金の問題は、高温に曝される時間が長くなると粒間腐食の傾向が高まることである。２．４重量％超のマグネシウムを有するＡｌＭｇＭｎアルミニウム合金の場合、７０〜２００℃の温度でβ−Ａｌ_５Ｍｇ_３相が粒界に沿って析出することが明らかになっている。粒界がβ粒子に連続的に占有され、かつ腐食媒体が存在すると、そうしたβ相の溶解により粒界に沿って選択的腐食攻撃が起こり得る。その結果、これにより、Ｍｇ含有量が高いアルミニウム合金は、熱負荷がかかる領域に使用できないか、あるいはＭｇ含有量を減らして熱の発生に伴うβ−Ａｌ_５Ｍｇ_３粒子の析出を最小限に抑え、β−Ａｌ_５Ｍｇ_３粒子による粒界の連続的占有を排除するようにしなければならない。この問題に対する解決策は既に従来技術に提示されている。たとえば、特許文献１には、加熱に伴う感受性化後でも特定のアルミニウム合金組成によって粒間腐食の感受性を著しく低下させることが提案されている。このため、同文献では、以下のアルミニウム合金組成：
３．１％ ＜Ｍｇ＜４．５％、
０．４％ ＜Ｍｎ＜０．８５％、
０．４％ ＜Ｚｎ＜０．８％、
０．０６％＜Ｃｕ＜０．３５％、
Ｃｒ＜０．２５％、
Ｆｅ＜０．３５％、
Ｓｉ＜０．２％、
Ｚｒ＜０．２５％、
Ｔｉ＜０．３％、
何れの場合も≦０．０５％、かつ合計で最大０．１５％の不純物、残部アルミニウム、
を提案している。

独国特許出願公開第１０２ ３１ ４３７（Ａ１）号 国際公開第９９／４２６２７号

しかしながら、ＡＳＴＭ Ｇ６７規格に準拠して測定および評価された粒間腐食の感受性に関する結果は、改善が可能であることが明らかになっている。さらに、アルミニウム合金では、アルミニウム合金の再利用にとって決定的に重要と考えられるジルコニウムの含有量を最大０．２５重量％にすることが可能である。さらに特許文献２からは、ジルコニウムを含むアルミニウム合金は、ＡＳＴＭ Ｇ６７試験において非常に良好な結果が得られたものの、必然的に存在するジルコニウム含有量により使用が問題になることも知られている。

これに基づき、本発明の目的は、粒間腐食の傾向が非常にごくわずかであり、すなわち、ＡＳＴＭ Ｇ６７試験において質量減少値が＜１５ｍｇ／ｃｍ^２であり、高レベルの強度および優れた変形能を同時に与え、かつアルミニウム合金の再利用が簡素化されるような標準的な合金成分を含む、アルミニウム合金を提供することである。さらに、アルミニウムの使用とアルミニウム合金の製品を製造するための方法とを提案することを意図している。

本発明の第１の教示によれば、アルミニウム合金に関する上記に提示した問題は、アルミニウム合金が、以下の重量％の組成を有する合金成分を含むことで解決される。
２．９１％≦Ｍｇ≦４．５％、
０．５％ ≦Ｍｎ≦０．８％、
０．０５％≦Ｃｕ≦０．３０％、
０．０５％≦Ｃｒ≦０．３０％、
０．０５％≦Ｚｎ≦０．９％、
Ｆｅ≦０．４０％、
Ｓｉ≦０．２５％、
Ｔｉ≦０．２０％、
残部Ａｌ、および個別に０．０５％未満、合計で最大０．１５％の不純物、ここで合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎに下記：
（２．３＊％Ｚｎ＋１．２５＊％Ｃｒ＋０．６５＊％Ｃｕ＋０．０５＊％Ｍｎ）＋２．４≧％Ｍｇ
が適用される。

「％Ｚｎ」、「％Ｃｒ」、「％Ｃｕ」、「％Ｍｎ」および「％Ｍｇ」は、何れの場合も重量％単位の合金成分の含有量に相当する。本発明による組成は、少なくとも２．９１重量％のマグネシウム含有量で合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎを用いると、τ相の形成を助けるこれらの合金元素の存在よりβ−Ａｌ_５Ｍｇ_３粒子の析出が抑制されるという認識に基づく。これらのＡｌＣｕＭｇＺｎ系のτ相はβ相の形成を相当程度抑制するので、Ｍｇ含有量が比較的高くても、β相またはβ−Ａｌ_５Ｍｇ_３粒子の形成の傾向が粒界に存在するは、ごくわずかである。さらに、合金元素ＣｒおよびＭｎの存在下では、ＡｌＣｒＭｇＭｎ系のε相も形成され、β相の形成をさらに抑制し得る。したがって、対応するアルミニウム合金は粒間腐食にそれ程感受性がない。さらに、個々の合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎの補正効率はレベルが異なることも明らかになっている。たとえば、合金成分の亜鉛は、２．９１重量％のマグネシウム量の２．３倍を補正する働きをするので、得られたアルミニウム合金は粒間腐食の傾向が非常にごくわずかである。粒間腐食またはβ相析出の抑制効率は、合金成分クロム、銅およびマンガンにより低下する。したがって、何れにせよ比較的高いマグネシウム含有量を有し、これに関連して強度レベルがより高度であり、温度の作用後に粒間腐食の傾向が見られないアルミニウム合金を提供することが可能である。耐食性が同等でより高レベルの強度は、少なくとも３．０重量％のＭｇ含有量により達成される。

たとえば、本発明によるアルミニウム合金の第１の実施形態により鋳造および圧延する際、本発明によりアルミニウム合金を経済的に製造することを可能にして、さらに変形能に関する何らかの悪影響、およびアルミニウム合金の物理的性質の何らかの変化またはごくわずかな変化を受けなくてもよくするため、合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎに下記：
（２．３＊％Ｚｎ＋１．２５＊％Ｃｒ＋０．６５＊％Ｃｕ＋０．０５＊％Ｍｎ）＋１．４≦％Ｍｇ
を適用すると有利である。

本発明の一実施形態では、アルミニウム合金の考えられる最も経済的な製造を達成するため、合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎの添加の上限は、上記式により提示される。この上限を超えて添加しても、粒間腐食の耐性に対して新たなプラス効果を示さない。さらに、本発明によるアルミニウム合金のこの実施形態では、合金成分の高い含有量による望ましくない副作用を排除することもできる。

本発明によるアルミニウム合金の別の実施形態によれば、一般に耐食性を高めるようにアルミニウム合金を形成するため、合金成分Ｃｕは好ましくは、重量％で下記の含有量：
０．０５％≦Ｃｕ≦０．２０％
を有する。

本発明によるアルミニウム合金の次の実施形態によれば、変形能は、重量％で下記の含有量を有する合金成分Ｃｒにより最大化することができる。
０．０５％≦Ｃｒ≦０．２０％

本発明によるアルミニウム合金の別の実施形態によれば、合金成分の添加に関して一層最適化され、かつ粒間腐食に対して耐性を有するアルミニウム合金は、重量％で下記の含有量：
２．９１％≦Ｍｇ≦３．６％、
０．０５％≦Ｚｎ≦０．７５％、
を有する合金成分ＭｇおよびＺｎにより製造される。

マグネシウム部分の上限を低くすると、最大亜鉛濃度をさらに低下させることができるため、粒間腐食の耐性が非常に高く、コストを最適化したアルミニウム合金を提供することができる。好ましくは、この実施形態のＭｇ含有量は３．０重量％〜３．６重量％、特に３．４重量％〜３．６重量％である。

別の実施形態では、本発明によるアルミニウム合金は、合金成分Ｍｇの含有量を少なくとも３．６重量％、および最大４．５重量％にすることにより、その強度についてさらに最適化することができる。マグネシウム含有量が増加すると、アルミニウム合金の強度がかなり増加する同時に優れた変形能が得られる。本発明によるアルミニウム合金の特定の組成により、このアルミニウム合金は、高いＭｇ含有量にもかかわらず、質量減少がやはり＜１５ｍｇ／ｃｍ^２とごくわずかであり、したがってＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠した粒間腐食を受けない。Ｍｇ含有量は好ましくは、腐食挙動を改善するため最大４．０重量％に限定される。

上記に既に提示したように、本発明によるアルミニウム合金は、優れたレベルの強度および変形能に加えて、粒間腐食の非常に優れた耐性も有する点で区別される。これに関連して、上記の目的は、車両、航空機または船舶の建造においてフレーム部材および構造部材を製造するための、本発明によるアルミニウム合金のアルミニウム合金ストリップまたはシートの使用により、本発明の別の教示に従い達成される。

車両、自動車または航空機のフレーム部材および構造部材は、多く場合、熱源、たとえば、内燃エンジンの排気ガスまたは他の熱源に曝されるため、熱処理後に粒間腐食の傾向があるアルミニウム合金は、こうした例に使用することができないのが一般的である。しかしながら、フレーム部材および構造部材を製造するために本発明によるアルミニウム合金ストリップまたはシートを使用すると、非常に優れた粒間腐食の耐性により、これらの用途分野でマグネシウム含有量が少なくとも２．９１重量％のより強いアルミニウム／マグネシウム合金を使用することができる。高強度のアルミニウムストリップまたはシートでは、強度レベルの増加により肉厚を薄くすることができる。この点で、高強度のアルミニウムストリップまたはシートは、車両、船舶あるいはさらには航空機の重量の一層の軽量化に寄与する。

好ましくは、本発明によるアルミニウム合金を含むアルミニウム合金ストリップまたはシートは、エンジン、排気ガス系または自動車の他の熱源の領域に配置されるフレーム部材および構造部材の製造に使用される。この典型的な例には、自動車の弾性リンクまたはトランスバースリンクがある。これらの部材の領域は、特にエンジンに近接して配置される場合、半永久的に高熱の導入を受ける。特に自動車建造だけでなく、列車、航空機および船舶の建造においても、本発明によるアルミニウム合金のストリップおよびシートの使用により、高熱の導入を特徴とする新しい用途分野が切り開かれる。

本発明によるアルミニウム合金を含むアルミニウム合金ストリップまたはシートの使用は、フレーム部材または構造部材に少なくとも１つの溶接継ぎ目がある際に特に有利である。溶接継ぎ目は一般に、金属への熱の導入が行われる領域である。こうした熱の導入は、アルミニウム合金が粒間腐食の傾向を有する場合、これを引き起こす恐れがある。しかしながら、本発明によるアルミニウム合金を用いれば、粒間腐食に関わるβ相の析出を可能な限り最大限に抑制することができるので、部材は容易に溶接することができるにもかかわらず、粒間腐食の傾向を有さない。

最後に、本発明によるアルミニウム合金のアルミニウム合金ストリップまたはシートの使用は、アルミニウム合金ストリップまたはシートの肉厚が０．５ｍｍ〜８ｍｍ、任意に１．５〜５ｍｍである際に特に有利である。こうした肉厚は、フレーム部材または構造部材に要求される強度を与えることができるため非常に好適である。

本発明の別の教示によれば、本発明によるアルミニウム合金を含むアルミニウム合金ストリップまたはシートの経済的な製造方法を次に提示することにする。本方法は、
− 圧延インゴットを鋳造する工程、
− 圧延インゴットを５００〜５５０℃で少なくとも２時間均質化する工程、
− 熱延ストリップを形成するため２８０℃〜５００℃の熱間圧延温度で圧延インゴットを熱間圧延する工程、
− 中間焼鈍を行いまたは行わずに熱延ストリップを最終厚さに冷間圧延する工程、および
− 冷延ストリップをバッチ炉にて３００℃〜４００℃で軟化焼鈍する工程、
を含む。

これまでの経験とは異なり、本発明によるアルミニウム合金を用いると、特定の熱処理工程、たとえば、製造プロセスの終了時の溶体化焼鈍工程が必要でなくなった一方、それどころか従来の設備、たとえば、バッチ炉を用いて非常に経済的にアルミニウム合金を製造することができる。圧延インゴットを鋳造する代わりに、ストリップの直接鋳造を準備し、次いでその後これを熱間圧延および／または冷間圧延することも考えられる。

ここで実施形態を参照して本発明をより詳細に説明するものとする。

表１は最初に、標準的な合金ＳＴ５０４９、ＳＴ５４５４およびＳＴ５９１８と本発明によるアルミニウム合金Ｖ１、Ｖ２、Ｖ３およびＶ４との化学分析結果を示す。さらに表１は、合金成分により補正されるマグネシウムの量の値を示し、この量を「Ｍｇ補正」といい、以下の式：
（２．３＊％Ｚｎ＋１．２５＊％Ｃｒ＋０．６５＊％Ｃｕ＋０．０５＊％Ｍｎ）＋２．４
により算出した。

「補正される」Ｍｇ含有量の値は、最小補正として示してあり、少なくとも合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎにより補正されなければならない。したがって表１に示した値は、それぞれのアルミニウム合金のＭｇ含有量に相当する。

Ｍｇ補正値はマグネシウム含有量が少なくとも２．９１重量％のアルミニウム合金のみ関連するため、標準的な合金ＳＴ５０４９の値は、記入していない。残りの標準的な合金ＳＴ５４５４およびＳＴ５９１８は、合金のマグネシウム含有量より小さいＭｇ補正値を有する。周知のように、これらの合金は特定の条件下で粒間腐食の傾向を有する。その理由は、これらのアルミニウム合金のＭｇ含有量が十分に補正されないという点で確認される。この挙動は、Ｍｇ補正値がそれぞれのアルミニウム合金の重量％単位のＭｇ含有量を実質的に上回る、本発明によるアルミニウム合金Ｖ１、Ｖ２、Ｖ３およびＶ４と異なる。

７つのアルミニウム合金すべてから、圧延インゴットを鋳造し、圧延インゴットを５００〜５５０℃の温度で少なくとも２時間均質化した。このように製造された圧延インゴットを熱間圧延して２８０℃〜５００℃の熱間圧延温度で熱延ストリップを形成し、その後最終厚さに冷間圧延し、中間焼鈍作業を行い、続いて冷延ストリップの軟化焼鈍をバッチ炉にて３００〜４００℃の温度で行った。ストリップ厚さは１．５ｍｍであった。

製造されたストリップからシートを採取し、ＤＩＮ ＥＮ １０００２−１に準拠した、圧延方向に垂直の引張試験におけるその機械的特性値を確認した。測定値を表２に示す。測定値からは、本発明による実施形態Ｖ１が、たとえば、標準的な合金ＳＴ５０４９より実質的に高い引張強さおよび降伏強度を有することが示される。本発明による合金ストリップおよび標準的な合金の均一伸びの伸び値Ａ_ｇおよびＡ_５０ｍｍは大きく異ならないため、本発明によるアルミニウム合金は標準的な合金と同一の変形能を有することが想定され得る。

合金変種Ｖ２も、標準的な合金ＳＴ５４５４と比較して引張強さが高く、降伏強度も高い。均一伸びＡ_ｇおよび伸びＡ_５０ｍｍに関し、本発明による変種のＶ２ではやはり標準的な合金ＳＴ５４５４とほぼ同一の値が得られる。従来のアルミニウム合金変種ＳＴ５９１８と比較して、変種のＶ３およびＶ４にも同じことがいえ、引張強さの値および降伏強度が向上している。したがって、本発明によるアルミニウム合金は、非常に優れた機械的特性値を有し、類似の標準的な合金と同一の方法で処理することができる。

次にＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠して、本発明による実施形態および従来の実施形態を腐食試験に供した。これにより、質量減少を測定することでアルミニウム合金の粒間腐食の感受性を評価することができる。この試験では、長さ５０ｍｍおよび幅６０ｍｍの試験用ストリップをシートまたはストリップから切り取り、事前の熱処理を行いまたは行わずに、濃硝酸中にて３０℃で２４時間保管した。硝酸は好ましくは粒界からβ相を遊離させることで、サンプル中の粒界に沿ってβ相の析出が存在する場合、その後の重量測定においてかなりの質量減少を引き起こす。

さらに熱負荷がかかる用途分野における粒間腐食の感受性を確認するため、ＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠した質量減少の測定の前に、サンプルをさらに高温での保管形態の前処理に付した。このため、サンプルを１３０℃で１７時間、１００時間および５００時間保管し、その後質量減少試験に供した。一方、本発明によるアルミニウム合金と従来技術から公知のアルミニウム合金の比較可能性を実現するため、さらに１００℃で１００時間の保管も行った。

表３に、それぞれの保管試験の条件と、ＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠した試験後に測定された質量減少をｍｇ／ｃｍ^２単位で示す。ＡＳＴＭ Ｇ６７によれば、粒間腐食に耐性を有するアルミニウム合金の質量減少は１〜１５ｍｇ／ｃｍ^２となり、一方、非耐性のアルミニウム合金の質量減少は２５〜７５ｍｇ／ｃｍ^２である。

２．０５重量％という比較的に低いマグネシウム含有量を有する標準的な合金ＳＴ５０４９が、粒間腐食に最も耐性を有することが明らかに認められる。１３０℃で５００時間の保管を行っても、このアルミニウム合金は、本試験においてその腐食挙動が変化しない。しかしながら、このアルミニウム合金は、最も低い機械的強度値も有する。

一方、標準的な合金ＳＴ５４５４および標準的な合金ＳＴ５９１８は異なる挙動を示す。１３０℃で予め感受性化したＳＴ５４５４は５００時間で１６．２ｍｇ／ｃｍ^２の質量減少を有する。ＳＴ５９１８の質量減少も、サンプルを１３０℃で１００時間または５００時間保管する場合、濃硝酸中で保管後、最大３０．９ｍｇ／ｃｍ^２まで非常に大きな質量減少を示す。１３０℃で５００時間保管後の本発明によるアルミニウム合金はこれと比較すると、同様に高いマグネシウム含有量にもかかわらず、粒間腐食に対してかなり安定している。

本発明によるアルミニウム合金Ｖ４の最大の質量減少は、１３０℃、５００時間で８．９ｍｇ／ｃｍ^２であり、したがって標準的な合金ＳＴ５９１８より３倍超低かった。ＡＳＴＭ Ｇ６７によれば、本発明によるアルミニウム合金Ｖ４は、その質量減少が１５ｍｇ／ｃｍ^２より低いので、粒間腐食に対して安定と見なされる。標準的な合金ＳＴ５４５４またはＳＴ５９１８それぞれと比較してマグネシウム含有量が高く、強度値も高いにもかかわらず、本発明によるアルミニウム合金は、粒間腐食に対する際立つ耐性を特徴とする。

特に、高含有量のマグネシウムを有するアルミニウム合金の従来技術から知られている結果との比較から、選択したアルミニウム合金分野において、再利用または高い製造コストに関する問題を引き受けることもなく、粒間腐食に対するアルミニウム合金の耐性の大きな増加が達成され得ることが示される。

最後に、高いマグネシウム含有量を有し、かつ粒間腐食に耐性を有するアルミニウム合金および合金製品を提供するため、経済性の高いバッチ炉を使用して軟化焼鈍作業を行えることも示すことができた。これまでは、粒間腐食の耐性を実現するため、連続処理ラインにおける溶体化焼鈍作業が必要とされると考えられていた。

Claims (12)

1. 以下の重量％の組成：
   ２．９１％≦Ｍｇ≦４．５％、
   ０．５％ ≦Ｍｎ≦０．８％、
   ０．０５％≦Ｃｕ≦０．３０％、
   ０．０５％≦Ｃｒ≦０．３０％、
   ０．０５％≦Ｚｎ≦０．９％、
   Ｆｅ≦０．４０％、
   Ｓｉ≦０．２５％、
   Ｔｉ≦０．２０％、
   残部Ａｌ、および個別に０．０５％未満、合計で最大０．１５％の不純物、
   を有する合金成分を含むアルミニウム合金であって、前記合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎに下記式：
   （２．３＊％Ｚｎ＋１．２５＊％Ｃｒ＋０．６５＊％Ｃｕ＋０．０５＊％Ｍｎ）＋２．４≧％Ｍｇ
   が適用されるアルミニウム合金。
2. 前記合金成分Ｚｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｎに下記：
   （２．３＊％Ｚｎ＋１．２５＊％Ｃｒ＋０．６５＊％Ｃｕ＋０．０５＊％Ｍｎ）＋１．４≦％Ｍｇ
   がさらに適用され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。
3. 前記合金成分Ｃｕは重量％で下記：
   ０．０５％≦Ｃｕ≦０．２０％
   の含有量を有することを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
4. 前記合金成分Ｃｒは重量％で下記：
   ０．０５％≦Ｃｒ≦０．２０％
   の含有量を有することを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載のアルミニウム合金。
5. 前記合金成分ＭｇおよびＺｎは重量％で下記：
   ２．９１％≦Ｍｇ≦３．６％、
   ０．０５％≦Ｚｎ≦０．７５％、
   の含有量を有することを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載のアルミニウム合金。
6. 前記合金成分Ｍｇの前記含有量は少なくとも３．６重量％、および最大４．５重量％であることを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載のアルミニウム合金。
7. 車両、航空機または船舶の建造においてフレーム部材および構造部材を製造するための、請求項１〜６の何れか一項に記載のアルミニウム合金のアルミニウム合金ストリップまたはシートの使用。
8. 前記アルミニウム合金ストリップまたはシートは、自動車のエンジン、排気ガス系または他の熱源の領域に配置されるフレーム部材または構造部材を製造するために使用されることを特徴とする請求項７に記載の使用。
9. 前記フレーム部材または構造部材は少なくとも１つの溶接継ぎ目を有することを特徴とする請求項７または８に記載の使用。
10. 前記アルミニウム合金ストリップまたはシートの肉厚は０．５ｍｍ〜８ｍｍであることを特徴とする請求項７〜９の何れか一項に記載の使用。
11. 前記アルミニウム合金ストリップまたはシートの肉厚は１．５〜５ｍｍであることを特徴とする請求項７〜９の何れか一項に記載の使用。
12. 請求項１〜６の何れか一項に記載のアルミニウム合金からアルミニウム合金ストリップまたはシートを製造するための方法であって、
    − 圧延インゴットを鋳造する工程、
    − 前記圧延インゴットを５００〜５５０℃で少なくとも２時間均質化する工程、
    − 熱延ストリップを形成するため２８０℃〜５００℃の熱間圧延温度で前記圧延インゴットを熱間圧延する工程、
    − 中間焼鈍を行いまたは行わずに前記熱延ストリップを最終厚さに冷間圧延する工程、および
    − 冷延ストリップをバッチ炉にて３００℃〜４００℃で軟化焼鈍する工程、
    を含む方法。