JP6000988B2 - 耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 - Google Patents
耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6000988B2 JP6000988B2 JP2013556434A JP2013556434A JP6000988B2 JP 6000988 B2 JP6000988 B2 JP 6000988B2 JP 2013556434 A JP2013556434 A JP 2013556434A JP 2013556434 A JP2013556434 A JP 2013556434A JP 6000988 B2 JP6000988 B2 JP 6000988B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- extruded material
- aluminum alloy
- ductility
- corrosion resistance
- hardenability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
- C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
Description
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金を用いた押出材に関する。
近年、地球環境保護の観点から自動車の分野においても軽量化による走行性能の向上、燃費改善が要求されている。
自動車の燃費向上の一手段として車体の軽量化が要求されている中で、自動車構造材にアルミニウム合金押出形材の適用が検討されている。
自動車用構造材としては、高強度、曲げ加工性、耐食性が要求され、ＪＩＳ７０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）及びＪＩＳ６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）が注目されているが、７０００系アルミニウム合金は自然時効型合金であり、押出成形から曲げ加工までに工程が長いとその間に硬くなり加工がしにくくなる欠点があり、また、７０００系アルミニウム合金は応力環境下での耐食性が低下する。
そこで、自然時効がなく耐食性に優れる熱処理型合金として６０００系アルミニウム合金が有望視されている。
しかし、従来の高強度の６０００系アルミニウム合金からなる押出材は、引張り強さは高いが伸び特性が充分でなく、曲げ加工時に割れが発生しやすい欠点がある。
また、高い強度を得るために押出加工直後に水冷するプレス端焼入れを行う。
水冷によるプレス端焼入れは押出後再加熱する溶体化・焼入れ処理とほぼ同等の物性が得られる利点があるが、押出材の断面形状や肉厚の差等に基づいて断面の各部位で冷却速度に差が生じ、冷却中に押出材の温度分布が不均一となって歪みが発生し寸法精度が悪く且つ断面形状の薄肉化が難しくなり、またそのような歪みの発生を防止しようとすれば断面形状の自由度が小さくなるという問題がある。
さらに空冷に比べ高コストであるという問題がある。
一方、空冷による焼入れは水冷によるプレス端焼入れに比べ低コストであるという利点があるが、冷却速度に限りがあるため合金組成によっては高い強度が得られず、高い強度が得られた場合でも延性が劣る問題があった。
自動車の燃費向上の一手段として車体の軽量化が要求されている中で、自動車構造材にアルミニウム合金押出形材の適用が検討されている。
自動車用構造材としては、高強度、曲げ加工性、耐食性が要求され、ＪＩＳ７０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）及びＪＩＳ６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）が注目されているが、７０００系アルミニウム合金は自然時効型合金であり、押出成形から曲げ加工までに工程が長いとその間に硬くなり加工がしにくくなる欠点があり、また、７０００系アルミニウム合金は応力環境下での耐食性が低下する。
そこで、自然時効がなく耐食性に優れる熱処理型合金として６０００系アルミニウム合金が有望視されている。
しかし、従来の高強度の６０００系アルミニウム合金からなる押出材は、引張り強さは高いが伸び特性が充分でなく、曲げ加工時に割れが発生しやすい欠点がある。
また、高い強度を得るために押出加工直後に水冷するプレス端焼入れを行う。
水冷によるプレス端焼入れは押出後再加熱する溶体化・焼入れ処理とほぼ同等の物性が得られる利点があるが、押出材の断面形状や肉厚の差等に基づいて断面の各部位で冷却速度に差が生じ、冷却中に押出材の温度分布が不均一となって歪みが発生し寸法精度が悪く且つ断面形状の薄肉化が難しくなり、またそのような歪みの発生を防止しようとすれば断面形状の自由度が小さくなるという問題がある。
さらに空冷に比べ高コストであるという問題がある。
一方、空冷による焼入れは水冷によるプレス端焼入れに比べ低コストであるという利点があるが、冷却速度に限りがあるため合金組成によっては高い強度が得られず、高い強度が得られた場合でも延性が劣る問題があった。
特許文献１に、Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．３〜０．９％、Ｃｕ≦０．０５％、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ≦０．０９５％、押出方向長さ３μｍ以上のＭｇ２Ｓｉ量≧５０個／ｍｍ２である、軸圧壊特性、耐食性に優れるアルミニウム合金押出材を開示するが、このような合金組成では耐食性に優れていても耐力値が２２０ＭＰａ程度と低く、製品の軽量化には十分に貢献できないと考えられ、実施しているプレス端焼入れも水冷を用いているものが多いので押出生産性も低いと予想される。
Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ添加も不純物扱いで制限されているので延性向上効果もないと予想できる。
また、特許文献２は、Ｍｇ：０．４５〜０．７５％、Ｓｉ：０．４５〜０．８０％、過剰Ｓｉ量０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｃｒ：０〜０．１％、Ｍｎ，Ｃｒ系化合物を微細分散した焼入れ性、軸圧壊持性に優れるアルミニウム合金押出材を開示するが、プレス端焼入れ手段として空冷を用いている点では生産性が良いもの、耐力値が２２０ＭＰａ程度と低い。
焼入れ感受性を鋭くさせるＣｒの添加も必要であり、空冷による冷却手段では耐力値の向上が難しい。
Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ添加も不純物扱いで制限されているので延性向上効果もないと予想できる。
また、特許文献２は、Ｍｇ：０．４５〜０．７５％、Ｓｉ：０．４５〜０．８０％、過剰Ｓｉ量０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｃｒ：０〜０．１％、Ｍｎ，Ｃｒ系化合物を微細分散した焼入れ性、軸圧壊持性に優れるアルミニウム合金押出材を開示するが、プレス端焼入れ手段として空冷を用いている点では生産性が良いもの、耐力値が２２０ＭＰａ程度と低い。
焼入れ感受性を鋭くさせるＣｒの添加も必要であり、空冷による冷却手段では耐力値の向上が難しい。
本発明は、耐食性、延性に優れるとともに、押出加工時に良好な焼入れ性を有することから生産性が高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法の提供を目的とする。
本発明に係る耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材は、質量％にて、Ｍｇ：０．６５〜０．９０％，Ｓｉ：０．６０〜０．９０％，化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉとして１．０〜１．３％且つ、当該化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉに対する過剰Ｓｉ量が合金組成中０．１０〜０．３０％であり、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％，Ｆｅ：０．２０〜０．４０％，Ｍｎ：０．１０〜０．２０％且つ、Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％であり、Ｔｉ：０．００５〜０．１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であることを特徴とする。
また、このような押出材は上記成分組成のアルミニウム合金を用いて、押出加工及び当該押出加工の直後に冷却平均速度が１００℃／ｍｉｎ以下の条件で冷却し、その後に人工時効処理することで得られる。
冷却速度１００℃／ｍｉｎ以下であれば水冷する必要はなく、押出加工直後にファン空冷でき、空冷によるプレス端焼入れが可能である。
例えば、押出プレスにて押出された押出材をファンで冷却すれば５０〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度が得られる。
また、このような押出材は上記成分組成のアルミニウム合金を用いて、押出加工及び当該押出加工の直後に冷却平均速度が１００℃／ｍｉｎ以下の条件で冷却し、その後に人工時効処理することで得られる。
冷却速度１００℃／ｍｉｎ以下であれば水冷する必要はなく、押出加工直後にファン空冷でき、空冷によるプレス端焼入れが可能である。
例えば、押出プレスにて押出された押出材をファンで冷却すれば５０〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度が得られる。
このようにして生産された押出材は、アスペクト比で４．０以上有する結晶粒の平均粒径が８０μｍ以下になっていて、σ＝０．２％の耐力が２８０ＭＰａ以上有する。
ここで、アスペクト比とは、押出方向に伸長した再結晶組織の結晶粒の押出方向の長さＬ１とそれに直交する方向の長さＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の値をいう。
平均粒径とは、結晶粒の外接円の平均的な直径をいう。
また、本発明に係る押出形材は、シャルピー衝撃試験による耐衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上を有する。
ここで、アスペクト比とは、押出方向に伸長した再結晶組織の結晶粒の押出方向の長さＬ１とそれに直交する方向の長さＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の値をいう。
平均粒径とは、結晶粒の外接円の平均的な直径をいう。
また、本発明に係る押出形材は、シャルピー衝撃試験による耐衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上を有する。
次に成分範囲を選定した理由を説明する。
＜Ｍｇ，Ｓｉ＞
Ｍｇ及びＳｉはＭｇ２Ｓｉの析出により、押出材の強度に寄与する。
いずれも添加量が多くなり過ぎると押出性が低下するため、Ｍｇの上限は０．９０％，Ｓｉの上限は０．９０％に設定した。
押出性を考慮しつつ、０．２％耐力値で２８０ＭＰａ以上を得るのにＭｇ２Ｓｉの量として１．０〜１．３％に設定した。
ここで、化学量論Ｍｇ２Ｓｉに対する過剰シリコンの量は、押出性を比較的阻害することなく０．２％耐力値を向上させることができる。
但し、過剰シリコンの量が多過ぎると延性が低下することから、過剰Ｓｉの量は０．１０〜０．３０％とした。
延性を確保しやすい点からは、過剰Ｓｉの量を０．１０〜０．２０％の範囲に制御するのが好ましい。
＜Ｃｕ＞
Ｃｕ成分は固溶硬化に寄与し、所定の量であれば伸びも確保できる。
しかし、添加量が多くなると耐食性が低下し押出性も悪化するので、Ｃｕ成分は０．２〜０．４％の範囲とした。
＜Ｆｅ＞
本発明は、Ｆｅ成分を０．２０〜０．４０％の範囲に制御した点に特徴がある。
Ｆｅ成分は、押出加工後の金属組織において結晶粒を微細化し、延性が向上する。
また、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の従来から公知の微細化添加成分は、押出加工直後のファン空冷にても焼入れ感受性が強くなるが、このＦｅ成分は焼入れ感受性を強くすることなく、冷却速度１００℃／ｍｉｎ以下で充分に焼入れが可能である。
＜Ｍｎ＞
Ｍｎは、上記に説明したとおり押出加工直後のファン空冷における焼入れ感受性に影響を与えることが一般に知られているものの、本発明者が精意検討した結果、０．２０％以下であればファン空冷によるプレス端焼入れにおいて焼入れ感受性に大きな影響を与えることなく、Ｍｎ成分０．１０〜０．２０％の範囲であれば球状の再結晶組織に比較して割れ伝播性が抑制された押出方向に伸長した再結晶組織になり、その平均結晶粒径も小さい金属組織になることが明らかになった。
そこで、ＦｅとＭｎとの合計，Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％に設定した。
＜Ｔｉ＞
Ｔｉは、押出に用いるビレットの鋳造時における結晶粒の微細化に効果があり、０．００５〜０．１０％添加されているのが好ましい。
Ｔｉが０．１０％を越えると粗大な金属間化合物が発生しやすくなり、押出加工時に消滅しにくくなり、押出材の強度が低下する。
＜その他の成分＞
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等の上記以外の成分は、単独で０．０５％以下，合計で０．１５％以下であれば不可避的不純物として許容される。
＜Ｍｇ，Ｓｉ＞
Ｍｇ及びＳｉはＭｇ２Ｓｉの析出により、押出材の強度に寄与する。
いずれも添加量が多くなり過ぎると押出性が低下するため、Ｍｇの上限は０．９０％，Ｓｉの上限は０．９０％に設定した。
押出性を考慮しつつ、０．２％耐力値で２８０ＭＰａ以上を得るのにＭｇ２Ｓｉの量として１．０〜１．３％に設定した。
ここで、化学量論Ｍｇ２Ｓｉに対する過剰シリコンの量は、押出性を比較的阻害することなく０．２％耐力値を向上させることができる。
但し、過剰シリコンの量が多過ぎると延性が低下することから、過剰Ｓｉの量は０．１０〜０．３０％とした。
延性を確保しやすい点からは、過剰Ｓｉの量を０．１０〜０．２０％の範囲に制御するのが好ましい。
＜Ｃｕ＞
Ｃｕ成分は固溶硬化に寄与し、所定の量であれば伸びも確保できる。
しかし、添加量が多くなると耐食性が低下し押出性も悪化するので、Ｃｕ成分は０．２〜０．４％の範囲とした。
＜Ｆｅ＞
本発明は、Ｆｅ成分を０．２０〜０．４０％の範囲に制御した点に特徴がある。
Ｆｅ成分は、押出加工後の金属組織において結晶粒を微細化し、延性が向上する。
また、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の従来から公知の微細化添加成分は、押出加工直後のファン空冷にても焼入れ感受性が強くなるが、このＦｅ成分は焼入れ感受性を強くすることなく、冷却速度１００℃／ｍｉｎ以下で充分に焼入れが可能である。
＜Ｍｎ＞
Ｍｎは、上記に説明したとおり押出加工直後のファン空冷における焼入れ感受性に影響を与えることが一般に知られているものの、本発明者が精意検討した結果、０．２０％以下であればファン空冷によるプレス端焼入れにおいて焼入れ感受性に大きな影響を与えることなく、Ｍｎ成分０．１０〜０．２０％の範囲であれば球状の再結晶組織に比較して割れ伝播性が抑制された押出方向に伸長した再結晶組織になり、その平均結晶粒径も小さい金属組織になることが明らかになった。
そこで、ＦｅとＭｎとの合計，Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％に設定した。
＜Ｔｉ＞
Ｔｉは、押出に用いるビレットの鋳造時における結晶粒の微細化に効果があり、０．００５〜０．１０％添加されているのが好ましい。
Ｔｉが０．１０％を越えると粗大な金属間化合物が発生しやすくなり、押出加工時に消滅しにくくなり、押出材の強度が低下する。
＜その他の成分＞
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等の上記以外の成分は、単独で０．０５％以下，合計で０．１５％以下であれば不可避的不純物として許容される。
本発明は、化学量論的Ｍｇ２Ｓｉ成分が１．００〜１．３０％であり、過剰Ｓｉ量を０．１０〜０．３０％の範囲に設定したことにより、押出性を確保しつつ、耐力値の向上を図ることができ、Ｆｅ：０．２０〜０．４０％，Ｍｎ：０．１０〜０．２０％，Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％に設定したことにより空冷によるプレス端焼入れにて高強度と延性とを両立させることができる。
また、耐衝撃値も向上する。
また、耐衝撃値も向上する。
次に各種化学組成のビレットを鋳造し、押出評価した結果を説明する。
図１の表に示した合金成分の溶湯を調整し、直径８インチの円柱ビレットを鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎ以上の速度で鋳造した。
図２の表にその後の製造条件を示す。
鋳造したビレットはＨＯＭＯ条件５６５〜５９５℃の温度にて２〜６ｈｒ均質化処理した。
ビレットを４８０〜５２０℃に予熱した後に、大きさが、Ｗ＝５０ｍｍ，Ｈ＝４０ｍｍ，肉厚が、ｔ＝３ｍｍ，ロ字形状の中空断面形状からなる押出材を押し出した。
この際の押出速度及び冷却速度を図２の表に示す。
本発明は、ファン空冷によるプレス端焼入れを目的に冷却速度５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲に設定したが、比較例５だけは２００℃／ｍｉｎであった。
常温まで冷却された押出材はその後に熱処理条件１８５〜２００℃×３〜３．５ｈｒにて人工時効処理した。
図１の表に示した合金成分の溶湯を調整し、直径８インチの円柱ビレットを鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎ以上の速度で鋳造した。
図２の表にその後の製造条件を示す。
鋳造したビレットはＨＯＭＯ条件５６５〜５９５℃の温度にて２〜６ｈｒ均質化処理した。
ビレットを４８０〜５２０℃に予熱した後に、大きさが、Ｗ＝５０ｍｍ，Ｈ＝４０ｍｍ，肉厚が、ｔ＝３ｍｍ，ロ字形状の中空断面形状からなる押出材を押し出した。
この際の押出速度及び冷却速度を図２の表に示す。
本発明は、ファン空冷によるプレス端焼入れを目的に冷却速度５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲に設定したが、比較例５だけは２００℃／ｍｉｎであった。
常温まで冷却された押出材はその後に熱処理条件１８５〜２００℃×３〜３．５ｈｒにて人工時効処理した。
このようにして製造した押出材の特性を評価した結果を図３の表に示す。
＜評価項目及び評価方法＞
（１）引張強さ，０．２％耐力及び伸びについては、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて押出材からＪＩＳ−４号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機にて測定した。
（２）ミクロ組織については、試験片を切り出し、表面を鏡面研磨仕上げをした後に３％ＮａＯＨ水溶液，４０℃×３ｍｉｎのエッチング処理した表面を光学顕微観察した。
図４に示した従来合金は、比較例１の金属組織写真であり、開発合金は実施例１の金属組織の例を示す。
アスペクト比は結晶粒の押出方向の長さＬ１，それと直交する方向の長さＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均値（ｎ＝５〜１０）を求めた。
また、結晶粒径は外接円の直径として平均値（ｎ＝５〜１０）を求めた。
（３）耐食性については、耐応力腐食性割れ性（耐ＳＣＣ性）を評価した。
ＪＩＳ Ｈ８７１１に基づいて１号試験片を作製し、０．２％耐応力の１００％の応力を負荷した状態で次のサイクル試験を実施した。
１サイクル：３．５％ＮａＣｌ水溶液，２５℃，１０ｍｉｎ→２５℃，湿度４０％，５０ｍｉｎの自然乾燥、このサイクルを７２０サイクル実施し割れが発生しないものを合格とした。
（４）耐衝撃値は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて押出形材よりＪＩＳ Ｖノッチ４号引張試験片を作成し、ＪＩＳ規格に準拠したシャルピー衝撃試験機を用いて耐衝撃値を測定した。
耐衝撃値として２０Ｊ／ｃｍ２以上を目標とした。
＜評価項目及び評価方法＞
（１）引張強さ，０．２％耐力及び伸びについては、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて押出材からＪＩＳ−４号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機にて測定した。
（２）ミクロ組織については、試験片を切り出し、表面を鏡面研磨仕上げをした後に３％ＮａＯＨ水溶液，４０℃×３ｍｉｎのエッチング処理した表面を光学顕微観察した。
図４に示した従来合金は、比較例１の金属組織写真であり、開発合金は実施例１の金属組織の例を示す。
アスペクト比は結晶粒の押出方向の長さＬ１，それと直交する方向の長さＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均値（ｎ＝５〜１０）を求めた。
また、結晶粒径は外接円の直径として平均値（ｎ＝５〜１０）を求めた。
（３）耐食性については、耐応力腐食性割れ性（耐ＳＣＣ性）を評価した。
ＪＩＳ Ｈ８７１１に基づいて１号試験片を作製し、０．２％耐応力の１００％の応力を負荷した状態で次のサイクル試験を実施した。
１サイクル：３．５％ＮａＣｌ水溶液，２５℃，１０ｍｉｎ→２５℃，湿度４０％，５０ｍｉｎの自然乾燥、このサイクルを７２０サイクル実施し割れが発生しないものを合格とした。
（４）耐衝撃値は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて押出形材よりＪＩＳ Ｖノッチ４号引張試験片を作成し、ＪＩＳ規格に準拠したシャルピー衝撃試験機を用いて耐衝撃値を測定した。
耐衝撃値として２０Ｊ／ｃｍ２以上を目標とした。
＜評価結果＞
本発明に係る実施例１〜１０は、比較例１〜１５と比較すると、まず第１に実施例１〜１０の押出材の金属組織（ミクロ組織）が扁平状の再結晶で且つ、アスペクト比４．０以上の結晶の平均結晶粒径が８０μｍ以下であった。
また、機械的特性においても実施例１〜１０はいずれも耐力が２８０ＭＰａ以上の高強度でありながら延性としての伸びを８％以上有している。
また、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であった。
これに対して、比較例１〜５は伸びが高いものの耐力が低い。
これは、比較例１〜３はＣｕ成分が少なく、過剰Ｓｉが少ないからである。
また、比較例４はＭｇ２Ｓｉの量が少なく、比較例５は過剰ＳｉもＭｎ＋Ｆｅの値も小さいからである。
比較例６〜８は耐力も伸びも悪い。
これは、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｍｇの成分が少ないからである。
比較例９〜１３は、耐力が目標を達成しているものの延びが悪く、耐衝撃値の値も低い。
これは、Ｆｅ＋Ｍｎの量が少ないからである。
比較例１４は、過剰Ｓｉ，Ｆｅ＋Ｍｎの値が少ないために、耐力，伸び，耐衝撃値が低い。
比較例１５は、ＳｉとＭｇの添加量が多い方であるが、過剰Ｓｉが少ないので耐力が低い。
本発明に係る実施例１〜１０は、比較例１〜１５と比較すると、まず第１に実施例１〜１０の押出材の金属組織（ミクロ組織）が扁平状の再結晶で且つ、アスペクト比４．０以上の結晶の平均結晶粒径が８０μｍ以下であった。
また、機械的特性においても実施例１〜１０はいずれも耐力が２８０ＭＰａ以上の高強度でありながら延性としての伸びを８％以上有している。
また、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であった。
これに対して、比較例１〜５は伸びが高いものの耐力が低い。
これは、比較例１〜３はＣｕ成分が少なく、過剰Ｓｉが少ないからである。
また、比較例４はＭｇ２Ｓｉの量が少なく、比較例５は過剰ＳｉもＭｎ＋Ｆｅの値も小さいからである。
比較例６〜８は耐力も伸びも悪い。
これは、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｍｇの成分が少ないからである。
比較例９〜１３は、耐力が目標を達成しているものの延びが悪く、耐衝撃値の値も低い。
これは、Ｆｅ＋Ｍｎの量が少ないからである。
比較例１４は、過剰Ｓｉ，Ｆｅ＋Ｍｎの値が少ないために、耐力，伸び，耐衝撃値が低い。
比較例１５は、ＳｉとＭｇの添加量が多い方であるが、過剰Ｓｉが少ないので耐力が低い。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、耐食性，延性及び焼入れ性に優れるので、車両，機械等の構造材に広く適用できる。
Claims (5)
- 質量％にて、Ｍｇ：０．６５〜０．９０％，Ｓｉ：０．６０〜０．９０％，化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉとして１．０〜１．３％且つ、当該化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉに対する過剰Ｓｉ量が合金組成中０．１０〜０．３０％であり、
Ｃｕ：０．２０〜０．４０％，Ｆｅ：０．２０〜０．４０％，Ｍｎ：０．１０〜０．２０％且つ、Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％であり、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であることを特徴とする耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。 - 押出材におけるアスペクト比で４．０以上有する結晶粒の平均粒径が８０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
- 耐力値が２８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
- シャルピー衝撃試験による耐衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
- 質量％にて、Ｍｇ：０．６５〜０．９０％，Ｓｉ：０．６０〜０．９０％，化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉとして１．０〜１．３％且つ、当該化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉに対する過剰Ｓｉ量が合金組成中０．１０〜０．３０％であり、
Ｃｕ：０．２０〜０．４０％，Ｆｅ：０．２０〜０．４０％，Ｍｎ：０．１０〜０．２０％且つ、Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．３５％であり、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いて、
押出加工及び当該押出加工の直後に冷却平均速度が１００℃／ｍｉｎ以下の条件で冷却し、その後に人工時効処理することを特徴とする耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012018486 | 2012-01-31 | ||
| JP2012018486 | 2012-01-31 | ||
| PCT/JP2013/052002 WO2013115227A1 (ja) | 2012-01-31 | 2013-01-30 | 耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2013115227A1 JPWO2013115227A1 (ja) | 2015-05-11 |
| JP6000988B2 true JP6000988B2 (ja) | 2016-10-05 |
Family
ID=48905260
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013556434A Active JP6000988B2 (ja) | 2012-01-31 | 2013-01-30 | 耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20140166165A1 (ja) |
| EP (1) | EP2811043B1 (ja) |
| JP (1) | JP6000988B2 (ja) |
| CN (1) | CN103781927B (ja) |
| WO (1) | WO2013115227A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6644376B2 (ja) * | 2014-02-28 | 2020-02-12 | アイシン軽金属株式会社 | 成形性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法 |
| JP6612029B2 (ja) * | 2015-01-28 | 2019-11-27 | アイシン軽金属株式会社 | 耐衝撃性に優れる高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
| JP2016222958A (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
| CN105238970B (zh) * | 2015-11-18 | 2016-12-28 | 全椒县志宏机电设备设计有限公司 | 一种高强度高延展性的铝合金 |
| EP3704279A4 (en) * | 2017-10-31 | 2021-03-10 | Howmet Aerospace Inc. | IMPROVED ALUMINUM ALLOYS AND THEIR PRODUCTION PROCESSES |
| CN111770840B (zh) * | 2018-01-12 | 2023-04-07 | 阿库莱德公司 | 铝轮和制造方法 |
| CN109778030B (zh) * | 2019-03-19 | 2022-03-04 | 苏州铭恒金属科技有限公司 | 一种新的铝合金材料及其制备 |
| CN113597478A (zh) * | 2021-03-31 | 2021-11-02 | 三菱铝株式会社 | 表面品质优异的高强度铝合金挤压材料 |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB8524077D0 (en) * | 1985-09-30 | 1985-11-06 | Alcan Int Ltd | Al-mg-si extrusion alloy |
| JPH0860285A (ja) | 1994-06-16 | 1996-03-05 | Furukawa Electric Co Ltd:The | アルミニウム合金製バンパー補強材およびその製造方法 |
| JPH09202933A (ja) * | 1996-01-25 | 1997-08-05 | Nippon Steel Corp | 焼入性に優れた高強度アルミニウム合金 |
| JP3253244B2 (ja) * | 1996-03-15 | 2002-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 軸圧壊性能に優れる衝撃吸収部材用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材。 |
| JPH10219381A (ja) * | 1997-02-03 | 1998-08-18 | Nippon Steel Corp | 耐粒界腐食性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法 |
| CA2279308C (en) | 1997-03-21 | 2009-06-02 | Alcan International Limited | Al-mg-si alloy with good extrusion properties |
| JP2000001730A (ja) * | 1998-06-17 | 2000-01-07 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2001207233A (ja) | 2000-01-26 | 2001-07-31 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた自動車フレーム用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材 |
| JP5288671B2 (ja) * | 2001-03-05 | 2013-09-11 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材 |
| JP4587588B2 (ja) | 2001-03-28 | 2010-11-24 | 住友軽金属工業株式会社 | 軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
| JP2001316750A (ja) | 2001-05-11 | 2001-11-16 | Kobe Steel Ltd | 圧壊性能に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材 |
| JP2003155535A (ja) | 2001-11-16 | 2003-05-30 | Nippon Light Metal Co Ltd | 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
| JP4052641B2 (ja) * | 2003-01-24 | 2008-02-27 | Ｙｋｋ Ａｐ株式会社 | 衝撃吸収特性に優れ、かつ良好な焼き入れ性と押出性を有するアルミニウム合金及びその製造方法 |
| KR100732195B1 (ko) * | 2005-02-15 | 2007-06-27 | 주식회사동양강철 | 성형성이 우수한 압출용 고강도 알루미늄 합금 |
| JP5410845B2 (ja) * | 2008-08-21 | 2014-02-05 | アイシン軽金属株式会社 | 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 |
| JP2009013503A (ja) * | 2008-09-29 | 2009-01-22 | Showa Denko Kk | 切削加工用アルミニウム合金押出材、アルミニウム合金製切削加工品及び自動車部品用バルブ材 |
| JP5473718B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2014-04-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材 |
-
2013
- 2013-01-30 WO PCT/JP2013/052002 patent/WO2013115227A1/ja active Application Filing
- 2013-01-30 EP EP13742883.5A patent/EP2811043B1/en active Active
- 2013-01-30 JP JP2013556434A patent/JP6000988B2/ja active Active
- 2013-01-30 CN CN201380002929.1A patent/CN103781927B/zh active Active
- 2013-01-30 US US14/232,720 patent/US20140166165A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP2811043B1 (en) | 2016-07-27 |
| EP2811043A4 (en) | 2015-11-18 |
| CN103781927B (zh) | 2017-02-08 |
| EP2811043A1 (en) | 2014-12-10 |
| JPWO2013115227A1 (ja) | 2015-05-11 |
| US20140166165A1 (en) | 2014-06-19 |
| WO2013115227A1 (ja) | 2013-08-08 |
| CN103781927A (zh) | 2014-05-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6000988B2 (ja) | 耐食性、延性及び焼入れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 | |
| JP6955483B2 (ja) | 耐食性に優れ、良好な焼入れ性を有する高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 | |
| US10087508B2 (en) | Aluminum alloy and method of manufacturing extrusion using same | |
| JP6376665B2 (ja) | アルミニウム合金 | |
| JP5410845B2 (ja) | 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 | |
| AU2017367371B2 (en) | Aluminum alloy for extruded material, extruded material using the same, and method for producing extruded material | |
| US20210010121A1 (en) | High-Strength Aluminum Alloy Extruded Material That Exhibits Excellent Formability And Method For Producing The Same | |
| JPWO2019059147A1 (ja) | ダイカスト鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた機能性部品 | |
| JP6612029B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法 | |
| JP6329430B2 (ja) | 曲げ性に優れた高耐力Ａｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金製押出材 | |
| JP6096488B2 (ja) | ７０００系アルミニウム合金の押出成形用ビレット及び押出形材の製造方法 | |
| JP5725492B2 (ja) | 高強度７０００系アルミニウム合金押出材 | |
| JP2016108653A (ja) | 押出形材用アルミニウム合金及びそれを用いた押出形材 | |
| JP6587533B2 (ja) | 疲労強度特性に優れた切削加工用アルミニウム合金押出材及びその製造方法 | |
| JP6015536B2 (ja) | 冷間塑性加工用熱処理型アルミニウム合金及びその製造方法 | |
| JP2001342532A (ja) | アルミニウム合金配管材およびその製造方法 | |
| JP2004068076A (ja) | 耐食性に優れた構造用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| KR101797131B1 (ko) | 주조용 마그네슘 합금 및 이의 제조방법 | |
| WO2023233713A1 (ja) | 耐ｓｃｃ性に優れる高強度アルミニウム合金押出材の製造方法 | |
| JP2009221531A (ja) | 冷間加工用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材及びその製造方法 | |
| JP2006265723A (ja) | ブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2001115225A (ja) | 強度と耐食性に優れるアルミニウム合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150915 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160817 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160831 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6000988 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |