JP6644376B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、押出加工時の焼入れ性に優れ、プレス成形等における成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金からなる押出材及びその製造方法に関する。
近年、地球環境保護の観点から自動車の軽量化による走行性能の向上、燃費改善により自動車部品のアルミ化が検討され、実用化されたものもある。
自動車の構造材としては、高強度，プレス加工性，曲げ加工性，耐食性が要求され、７０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）及び６０００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、素材の押出からプレス加工や曲げ加工までに工程が長いと硬くなり、加工がしにくくなる欠点があり、応力環境下での耐食性が低下する問題もある。
そこで、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、引張強さは高いが伸び特性が充分でなく、プレス加工や曲げ加工時に割れが発生しやすい欠点がある。
高い強度を得るために従来は水冷によるプレス端焼入れを行うが、水冷によるプレス端焼入れは、押出材の断面形状や肉厚の差等に基づいて断面で冷却速度に差が生じ、冷却中に温度分布が不均一となって歪みが発生し、寸法精度が悪くか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、水冷方式は空冷に比べ高コストであるという問題がある。
また、プレス成形には従来から圧延板材が用いられるが、圧延板材は製造時に熱間圧延，冷間圧延と多くの工程が必要とされるので、高価であるという問題がある。
一方、空冷によるプレス端焼入れは、水冷によるプレス端焼入れに比べ装置が簡単なため、低コストであるという利点があるものの、従来の合金では強度が低かったり延性が劣り、成形性に問題があった。
成形性を改善したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、特許文献１〜３に開示するものがあるが、いずれも圧延材である。
また、曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材を特許文献４に開示するが、化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉに近いバランス組成を前提とし、かつキューブ方位の平均面積率１５％以上を確保するために強制冷却が必要となっている。
自動車の構造材としては、高強度，プレス加工性，曲げ加工性，耐食性が要求され、７０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）及び６０００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、素材の押出からプレス加工や曲げ加工までに工程が長いと硬くなり、加工がしにくくなる欠点があり、応力環境下での耐食性が低下する問題もある。
そこで、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、引張強さは高いが伸び特性が充分でなく、プレス加工や曲げ加工時に割れが発生しやすい欠点がある。
高い強度を得るために従来は水冷によるプレス端焼入れを行うが、水冷によるプレス端焼入れは、押出材の断面形状や肉厚の差等に基づいて断面で冷却速度に差が生じ、冷却中に温度分布が不均一となって歪みが発生し、寸法精度が悪くか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、水冷方式は空冷に比べ高コストであるという問題がある。
また、プレス成形には従来から圧延板材が用いられるが、圧延板材は製造時に熱間圧延，冷間圧延と多くの工程が必要とされるので、高価であるという問題がある。
一方、空冷によるプレス端焼入れは、水冷によるプレス端焼入れに比べ装置が簡単なため、低コストであるという利点があるものの、従来の合金では強度が低かったり延性が劣り、成形性に問題があった。
成形性を改善したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、特許文献１〜３に開示するものがあるが、いずれも圧延材である。
また、曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材を特許文献４に開示するが、化学量論組成Ｍｇ２Ｓｉに近いバランス組成を前提とし、かつキューブ方位の平均面積率１５％以上を確保するために強制冷却が必要となっている。
本発明は、押出加工直後の空冷及びその人工時効により強度が得られる焼入れ性に優れるとともに、プレス加工等の成形性に優れたアルミニウム合金押出材の提供を目的とする。
本発明に係る成形性に優れた高強度アルミニウム合金押出材用のアルミニウム合金は、以下全て質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．００，Ｓｉ：０．６〜１．４０含有するとともに化学量論組成としてのＭｇ２Ｓｉの値が０．６０〜１．３０であり、かつ過剰Ｓｉ量の値が０．３０〜１．００であり、Ｆｅ；０．１０〜０．４０，Ｃｕ：０．１０〜０．４０，Ｔｉ：０．００５〜０．１，Ｍｎ：０．３以下であって、残部がアルミニウムと不可避不純物であることを特徴とする。
また、以下全て質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．００，Ｓｉ：０．６〜１．４０含有するとともに化学量論組成としてのＭｇ２Ｓｉの値が０．６０〜１．３０であり、かつ過剰Ｓｉ量の値が０．３０〜１．００であり、Ｆｅ；０．１０〜０．４０，Ｃｕ：０．１０〜０．４０，Ｔｉ：０．００５〜０．１，Ｍｎ：０．３以下，Ｚｎ：０．０１〜２．０，Ｚｒ：０．１０以下であって、残部がアルミニウムと不可避不純物であることを特徴とする。
また、以下全て質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．００，Ｓｉ：０．６〜１．４０含有するとともに化学量論組成としてのＭｇ２Ｓｉの値が０．６０〜１．３０であり、かつ過剰Ｓｉ量の値が０．３０〜１．００であり、Ｆｅ；０．１０〜０．４０，Ｃｕ：０．１０〜０．４０，Ｔｉ：０．００５〜０．１，Ｍｎ：０．３以下，Ｚｎ：０．０１〜２．０，Ｚｒ：０．１０以下であって、残部がアルミニウムと不可避不純物であることを特徴とする。
上記のアルミニウム合金組成のビレットを鋳造し、押出加工し、その直後に平均速度５０〜１５０℃／ｍｉｎの空冷を行い、その後に人工時効処理を施すことで、アスペクト比が４．０以上である結晶粒の平均粒径が１００μｍ以下である成形性に優れた高強度アルミニウム合金押出材が得られる。
次に合金の組成を選定した理由を説明する。
＜Ｍｇ，Ｓｉ＞
ＭｇとＳｉは、熱処理によりＭｇ２Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する。
しかし、成分量が多いと押出性が悪くなる。
Ｍｇ：０．３０〜１．００％，Ｓｉ：０．６０〜１．４０％の範囲がよい。
高強度と成形性、押出性を両立できる範囲である。
本発明では、材料の高強度を確保しつつ、プレス加工や曲げ加工性を向上させるのに過剰Ｓｉを０．３０〜０．９０％の範囲に設定した。
過剰Ｓｉ型の組成にすることで成形性，押出性を低下させずに引張強さを増大できるが、過剰Ｓｉ量が多すぎると延性が低下するので過剰Ｓｉ量の上限を１．００％としたが、好ましくは過剰Ｓｉ量を０．３０〜０．８０％の範囲にするのがよい。
＜Ｃｕ＞
Ｃｕ：０．１０〜０．４０％の範囲が好ましい。
Ｃｕ成分は強度及び延性向上に寄与するが、多く添加すると耐食性が低下し成形性，押出性を阻害する。
＜Ｆｅ＞
Ｆｅ：０．１０〜０．４０％の範囲が好ましい。
再結晶を抑制し、押出軸方向に伸長した再結晶組織を形成することで、球状の再結晶組織に比べて割れ伝播が抑制され、延性がよくなり成形性が向上する。
ただし、０．４０％を超えると鋳造時に金属間化合物を多く晶出し、成形性が低下する。
＜Ｍｎ，Ｚｒ＞
Ｍｎ：０．３％以下，Ｚｒ：０．１％以下が好ましい。
押出後の金属組織において結晶粒を微細化させ、成形性，延性を向上させる効果があるが、本発明では必須成分ではない。
遷移元素Ｃｒに比べて焼入れ感受性を強くすることなく、押出直後のファン空冷により、充分に焼入れすることができる。
本発明では、Ｃｒを不可避不純物として取り扱う。
ただし、Ｍｎ，Ｚｒが多すぎると焼入れ感受性が強くなり、強度，成形性が低下する。
そこで、好ましくはＭｎ：０．０１〜０．３％，Ｚｒ：０．０１〜０．１０％である。
＜Ｚｎ＞
Ｚｎ成分は成形性や押出性を阻害させずに強度と延性を増加させるが、多く添加すると耐食性が低下する。
本発明でＺｎ成分は必須ではないが、添加する場合には０．０１〜２．０％の範囲、好ましくは０．０２〜１．５０％の範囲である。
＜Ｔｉ＞
Ｔｉ：０．００５〜０．１％の範囲が好ましい。
鋳造時の結晶粒微細化に効果があるが、多く添加すると粗大金属間化合物が多くなり強度が低下する。
本発明において、不可避不純物として取り扱う成分は単成分で０．０５％以下、合計で０．１５％以下であれば材質に大きな影響を与えない。
なお、好ましくは単成分で０．０１％以下、合計で０．１０％以下がよい。
＜Ｍｇ，Ｓｉ＞
ＭｇとＳｉは、熱処理によりＭｇ２Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する。
しかし、成分量が多いと押出性が悪くなる。
Ｍｇ：０．３０〜１．００％，Ｓｉ：０．６０〜１．４０％の範囲がよい。
高強度と成形性、押出性を両立できる範囲である。
本発明では、材料の高強度を確保しつつ、プレス加工や曲げ加工性を向上させるのに過剰Ｓｉを０．３０〜０．９０％の範囲に設定した。
過剰Ｓｉ型の組成にすることで成形性，押出性を低下させずに引張強さを増大できるが、過剰Ｓｉ量が多すぎると延性が低下するので過剰Ｓｉ量の上限を１．００％としたが、好ましくは過剰Ｓｉ量を０．３０〜０．８０％の範囲にするのがよい。
＜Ｃｕ＞
Ｃｕ：０．１０〜０．４０％の範囲が好ましい。
Ｃｕ成分は強度及び延性向上に寄与するが、多く添加すると耐食性が低下し成形性，押出性を阻害する。
＜Ｆｅ＞
Ｆｅ：０．１０〜０．４０％の範囲が好ましい。
再結晶を抑制し、押出軸方向に伸長した再結晶組織を形成することで、球状の再結晶組織に比べて割れ伝播が抑制され、延性がよくなり成形性が向上する。
ただし、０．４０％を超えると鋳造時に金属間化合物を多く晶出し、成形性が低下する。
＜Ｍｎ，Ｚｒ＞
Ｍｎ：０．３％以下，Ｚｒ：０．１％以下が好ましい。
押出後の金属組織において結晶粒を微細化させ、成形性，延性を向上させる効果があるが、本発明では必須成分ではない。
遷移元素Ｃｒに比べて焼入れ感受性を強くすることなく、押出直後のファン空冷により、充分に焼入れすることができる。
本発明では、Ｃｒを不可避不純物として取り扱う。
ただし、Ｍｎ，Ｚｒが多すぎると焼入れ感受性が強くなり、強度，成形性が低下する。
そこで、好ましくはＭｎ：０．０１〜０．３％，Ｚｒ：０．０１〜０．１０％である。
＜Ｚｎ＞
Ｚｎ成分は成形性や押出性を阻害させずに強度と延性を増加させるが、多く添加すると耐食性が低下する。
本発明でＺｎ成分は必須ではないが、添加する場合には０．０１〜２．０％の範囲、好ましくは０．０２〜１．５０％の範囲である。
＜Ｔｉ＞
Ｔｉ：０．００５〜０．１％の範囲が好ましい。
鋳造時の結晶粒微細化に効果があるが、多く添加すると粗大金属間化合物が多くなり強度が低下する。
本発明において、不可避不純物として取り扱う成分は単成分で０．０５％以下、合計で０．１５％以下であれば材質に大きな影響を与えない。
なお、好ましくは単成分で０．０１％以下、合計で０．１０％以下がよい。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、押出加工直後に空冷するプレス端焼入れを行うことにより冷間加工においても優れた成形性を有し、その後の人工時効処理により引張強さ２４５ＭＰａ以上の高強度が得られる。
図１の表に示す組成のアルミニウム合金の溶湯を調整し、円柱ビレットを鋳造した。
その時の鋳造速度を図２の表の鋳造速度として記載した。
鋳造したビレットは、図２の表に示したＨＯＭＯ条件にて均質化処理をした。
なお、比較例１５は圧延材である。
次に図２の表に示すＢＬＴ温度にビレットを予熱し、同表２の押出速度にて押出加工し、その直後に同表に示す冷却速度にてプレス端空冷をした。
次に同表に示す熱処理条件にて人工時効処理した。
このようにして得られた押出材の評価結果を図３の表に示す。
評価に用いた押出材は、肉厚２．０ｍｍの板材である。
その時の鋳造速度を図２の表の鋳造速度として記載した。
鋳造したビレットは、図２の表に示したＨＯＭＯ条件にて均質化処理をした。
なお、比較例１５は圧延材である。
次に図２の表に示すＢＬＴ温度にビレットを予熱し、同表２の押出速度にて押出加工し、その直後に同表に示す冷却速度にてプレス端空冷をした。
次に同表に示す熱処理条件にて人工時効処理した。
このようにして得られた押出材の評価結果を図３の表に示す。
評価に用いた押出材は、肉厚２．０ｍｍの板材である。
各項目の評価方法は次のとおりである。
＜引張特性＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。
＜耐衝撃性＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４２に基づいて押出材よりＪＩＳ−Ｖノッチ４号試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠したシャルピー衝撃試験機でシャルピー衝撃試験を実施した。
この試験用には４号試験片を作成できる肉厚の押出材を用いた。
＜結晶粒径＞
供試材に鏡面研磨仕上げを行い、その後エッチング（３％ＮａＯＨ ４０℃×３ｍｉｎ）を実施し、１００倍光学顕微鏡観察により金属組織を観察した。
押出軸方向に伸長した再結晶組織であり、結晶粒の押出方向の長さＬ１と厚さ方向の長さＬ２とのアスペクト比Ｌ１／Ｌ２を測定した。
＜エリクセン値＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４７に基づいて、押出材より９０×９０×ｔ２板材を作成し、人工時効処理前にエレクセン試験を実施した。
具体的には、板材に直径２０ｍｍの鋼球を押し込み、裏面に達する割れが生じた時のパンチのストロークをエリクセン値とする。
エレクセン値が高いほど、成形性に優れる。
＜ｎ値（加工硬化指数）＞
荷重−伸び曲線から求まる真応力−真歪み曲線を近似的にσ＝Ｆεｎと表したときの指数ｎをいう。
ｎ値は、真応力−真歪み値を両対数グラフにした時の傾きである。
（ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。）
＜ｒ値（ランクフォード値）＞
引張試験における試験片の板厚方向の真歪みに対する幅方向の真歪みの比で表される。
ｒ＝（ｌｎｗ０／ｗ１）／（ｌｎｔ０／ｔ１）
ｗ０，ｗ１は試験前後の試験片の幅、ｔ０，ｔ１は試験前後の板厚である。
（ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。）
＜引張特性＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。
＜耐衝撃性＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４２に基づいて押出材よりＪＩＳ−Ｖノッチ４号試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠したシャルピー衝撃試験機でシャルピー衝撃試験を実施した。
この試験用には４号試験片を作成できる肉厚の押出材を用いた。
＜結晶粒径＞
供試材に鏡面研磨仕上げを行い、その後エッチング（３％ＮａＯＨ ４０℃×３ｍｉｎ）を実施し、１００倍光学顕微鏡観察により金属組織を観察した。
押出軸方向に伸長した再結晶組織であり、結晶粒の押出方向の長さＬ１と厚さ方向の長さＬ２とのアスペクト比Ｌ１／Ｌ２を測定した。
＜エリクセン値＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４７に基づいて、押出材より９０×９０×ｔ２板材を作成し、人工時効処理前にエレクセン試験を実施した。
具体的には、板材に直径２０ｍｍの鋼球を押し込み、裏面に達する割れが生じた時のパンチのストロークをエリクセン値とする。
エレクセン値が高いほど、成形性に優れる。
＜ｎ値（加工硬化指数）＞
荷重−伸び曲線から求まる真応力−真歪み曲線を近似的にσ＝Ｆεｎと表したときの指数ｎをいう。
ｎ値は、真応力−真歪み値を両対数グラフにした時の傾きである。
（ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。）
＜ｒ値（ランクフォード値）＞
引張試験における試験片の板厚方向の真歪みに対する幅方向の真歪みの比で表される。
ｒ＝（ｌｎｗ０／ｗ１）／（ｌｎｔ０／ｔ１）
ｗ０，ｗ１は試験前後の試験片の幅、ｔ０，ｔ１は試験前後の板厚である。
（ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて押出材よりＪＩＳ−４号引張試験片を作製、ＪＩＳ規格に準拠した引張試験機で引張試験を実施する。）
図３の表に示すように実施例１〜５は、Ｔ１引張強さ２００ＭＰａ以上，Ｔ１耐力８０ＭＰａ以上，Ｔ５引張強さ２４５ＭＰａ以上，Ｔ５耐力２０５ＭＰａ以上を有する高強度でありながら、成形性の評価であるエリクセン値が１１．０以上である。
また、ｎ値０．３０以上，ｒ値０．４０以上であった。
伸びの値もＴ１材で２４％以上，Ｔ５材で８％以上であった。
また、高強度でありながらシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であった。
実施例１〜５は、ミクロ組織が扁平再結晶組織であり、アスペクト比４．０以上で且つ平均結晶粒径１００μｍ以下であった。
これに対して比較例１１は、Ｓｉ量が０．５７％であり、過剰Ｓｉ（ｅｘＳｉ）が０．２９％と０．３０％以下であったので、Ｔ５処理前のエリクセン値が低く、強度もＴ５引張強さ２００ＭＰａと２４５ＭＰａ以下であった。
比較例１２〜１４は、さらに過剰Ｓｉ量が少なく強度が目標以上であってもエリクセン値が低かった。
また、ｎ値０．３０以上，ｒ値０．４０以上であった。
伸びの値もＴ１材で２４％以上，Ｔ５材で８％以上であった。
また、高強度でありながらシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であった。
実施例１〜５は、ミクロ組織が扁平再結晶組織であり、アスペクト比４．０以上で且つ平均結晶粒径１００μｍ以下であった。
これに対して比較例１１は、Ｓｉ量が０．５７％であり、過剰Ｓｉ（ｅｘＳｉ）が０．２９％と０．３０％以下であったので、Ｔ５処理前のエリクセン値が低く、強度もＴ５引張強さ２００ＭＰａと２４５ＭＰａ以下であった。
比較例１２〜１４は、さらに過剰Ｓｉ量が少なく強度が目標以上であってもエリクセン値が低かった。
本発明に係るアルミニウム合金を用いた押出材は、成形性等に優れるので各種プレス成形品や曲げ加工製品等に利用できる。
Claims (2)
- 以下全て質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．００，Ｓｉ：０．６〜１．４０含有するとともに化学量論組成としてのＭｇ２Ｓｉの値が０．６０〜１．３０であり、かつ過剰Ｓｉ量の値が０．３０〜０．９０であり、Ｆｅ；０．１０〜０．４０，Ｃｕ：０．１０〜０．４０，Ｔｉ：０．００５〜０．１，Ｍｎ：０．３以下，Ｚｎ：０．０１〜２．０，Ｚｒ：０．１０以下であって、残部がアルミニウムと不可避不純物であるアルミニウム合金を用いて、
押出加工し、その直後に平均速度５０〜１５０℃／ｍｉｎの空冷を行い、その後に人工時効処理を施すことを特徴とする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。 - アスペクト比が４．０以上である結晶粒の平均粒径が１００μｍ以下であり、エリクセン値が１１．０以上であることを特徴とする請求項１記載の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。
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