JP7093611B2 - 押出材用アルミニウム合金及びそれを用いた押出材並びに押出材の製造方法 - Google Patents
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Description
例えば特許文献1には、自動車用衝撃吸収部材用の高強度アルミニウム押出材として、Zn:5.0~7.0wt%,Mg:1.0~1.5wt%,Cu:0.1~0.3wt%,Zr:0.05~0.2wt%,Ti:0.001~0.05wt%,Cr:0.03~0.2wt%,Mn:0.3wt%以下残部がAl及び不可避的不純物からなる組成を有し、表面再結晶層の厚さが肉厚の7%以下、表面結晶の平均粒径が150μm以下であるものを開示する。
同公報に開示する押出材の特徴は、結晶粒の微細化を目的にCr成分を0.03~0.2wt%含有することが必須となっている。
しかし、本発明者らの検討によれば、Cr成分は押出加工直後の冷却にて焼入れ感受性が強すぎることが明らかになった。
また、同公報に開示するアルミニウム合金は60×45mm,t=2mmの角パイプにて押出スピード3m/minと記載してあるように押出性がよくない。
また、例えば、肉厚2mmの日字型中空断面にて6m/min以上の押出スピードで押出加工が可能である。
この際に鋳造速度により、鋳造後のビレットにおける結晶粒の大きさが変化する。
本発明者らの検討によると8インチビレットにて鋳造速度を65mm/min以上にすると、平均結晶粒径が250μm以下になることが明らかになった。
<Zn,Mg成分>
Zn及びMgは、これらの金属間化合物形成による人工時効硬化性を有し、強度に大きく寄与する成分である。
本発明は以下、全て質量%にて、Zn成分6.0~7.0%,Mg成分1.0~1.6%の範囲に選定した。
Zn:6.0%未満,Mg:1.0%未満になると強度が目標以下になり、Zn:7.0%を超えると、特にMg:1.6%を超えると押出性が低下する。
<Zr成分>
Zr成分は結晶粒を微細化し、押出材の表面再結晶深さを抑制する。
本発明は、Zr:0.15~0.23%の範囲に選定し、特にCr成分を0.02%以下に抑える。
<Mn成分>
Mn成分は0.5%以下にする。
Mn成分も結晶粒の微細化効果があり、本発明は耐力380N/mm2以上を目標としたが、さらに例えば、耐力480N/mm2レベルを得るにはMn:0.15~0.5%添加する。
この場合にはZr+Mn=0.30~0.73%となる。
<Ti成分>
Ti成分はビレット鋳造時に組織の微細化効果があり、Ti成分は0.001~0.05%の範囲にて微量添加される。
<Cu成分>
本発明において、Cu成分は必須成分ではないが、微量の添加により粒界、粒内の電位差を緩和し、耐応力腐食割れ性を改善するので0.5%以下の範囲にて添加してもよく、好ましくは0.1~0.4%である。
<Fe,Si成分>
Fe及びSi成分は、アルミニウム合金ビレットの製造過程にて不純物として混入する恐れが高い成分であるが、靭性を悪化させる原因となるのでFe:0.20%以下,Si:0.10%以下に抑える。
JIS7000系合金(Al-Zn-Mg系合金)において、日本工業規格ではビレットの鋳造後の均質化処理温度(HOMO温度)は、Zn成分の融点を考慮して500℃未満が好ましいとされている。
これに対して本発明は、空冷によるダイス端焼入れにて高強度が得られ、高い靭性を得るには均質化処理温度を500~560℃の範囲がよい。
また、ビレットを400~470℃にて予熱し、押出加工直後の形材温度が500~585℃になるように条件設定する。
押出加工直後は、50~500℃/minの冷却速度にて空冷(ダイス端焼入れ)を行う。
なお、ここで冷却速度は形材温度が100℃以下になるまでの平均冷却速度である。
次に、85~110℃×2~6時間+110~160℃×2~12時間の2段人工時効処理を行うことで、本発明が目標とする機械的特性及び品質特性を得ることができる。
用途としては、車両の衝撃吸収部材に適し、バンパーリィンホースメント,クラッシュボックス,ドアビーム等が具体例として挙げられる。
ビレットの鋳造速度は鋳造鋳型の水冷量にて調整した。
図4に実施例No.8と比較例No.10とのビレットの組織写真を示す。
本発明は、平均結晶粒径250μm以下を目標とした。
実施例No.8は平均結晶粒径180μm,比較例No.10は平均結晶粒径475μmであった。
なお、平均結晶粒径は試験片表面を鏡面研磨した後に、0.5%フッ化水素試薬でエッチングし、光学顕微鏡にて測定した。
図2の表中、HOMO保持温度はビレットの均質化処理条件を示す。
断面形状日字型(100mm×50mm,中リブ及び周囲の肉厚2mm)を表2の押出条件にて押出速度6~7m/minにて押出加工をした。
冷却条件は押出直後のファン冷却による。
次に95℃×4時間+150℃×7時間の2段人工時効処理をした。
評価結果を図3の表に示す。
表中に評価項目及び本発明に係る目標値を示す。
各評価項目の評価方法は次のとおりである。
靭性は、日本工業規格JIS Z 2242に基づいて試験片を作製し、JISに準じたシャルピー試験機にて行った。
機械的性質は、日本工業規格JIS Z 2241に準じて測定し、耐力は0.2%耐力値を示す。
耐応力腐食割れ性は、耐力80%相当の応力を試験片に負荷した状態で、次の条件を1サイクルとし、割れが発生するまでのサイクル数(cyc)とした。
なお、目標は720cyc以上である。
<1サイクル>
3.5%NaCl水溶液中に25℃,10min浸漬し、次に25℃,湿度40%中に50min放置し、その後に自然乾燥する。
その中でも実施例No.7,8は、Zr:0.15~0.23%,Mn:0.15~0.5%の範囲になるようにしたもので、具体的にはZr:0.19%,Mn:0.25%である。
これにビレット組織平均結晶粒250μm以下としたことにより、耐力値がそれぞれNo.8:483N/mm2,No.9:482n/mm2と耐力480N/mm2レベルの値が得られた。
比較例No.11,12は耐力が高いものの靭性が悪い。
これはMg成分が多いためと推定される。
比較例No.13~No.20が靭性を目標クリアーできなかったのは、Mg,Mnの一方又は両方の値が上限を超えていたためと推定される。
比較例No.22は押出後の冷却が悪く、耐力が目標をクリアーできず、比較例No.23は水冷によるダイス端焼入れをしたものであり、耐応力腐食割れ性が悪かった。
比較例No.24,25は、押出形材が高温になり過ぎ押出材の表面に欠陥が生じた。
比較例No.26は、靭性、耐応力腐食割れ性が悪い。
これは、Mg,Znが上限を超えていたためと推定される。
比較例No.27は、Zr成分が少なかったために耐応力腐食割れ性が悪化した。
Claims (3)
- 以下質量%にて、Zn成分6.0~7.0%,Mg成分1.0~1.6%,Zr成分0.15~0.23%,Ti成分0.001~0.05%,Cu成分0.5%以下,Mn成分0.5%以下,Cr成分0.02%以下,Fe成分0.20%以下,Si成分0.10%以下で残部がAl及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたビレットであって、
前記ビレット断面の微細組織が光学顕微鏡測定にて平均結晶粒径250μm以下の鋳造組織であることを特徴とする押出材用アルミニウム合金ビレット。 - 請求項1記載の押出材用アルミニウム合金ビレットを用いて、前記ビレットを500~560℃にて均質化処理するステップと、
押出加工直後の形材温度が500~585℃になるように押出加工するステップと、
押出直後に冷却速度50~500℃/minにて空冷するステップと、85~110℃×2~6時間+110~160℃×2~12時間の2段人工時効処理を行うステップと、を有することを特徴とする高強度で靭性及び耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法。 - 耐力380N/mm2以上の高強度で、シャルピー衝撃値10J/cm2以上の靱性を有することを特徴とする請求項2記載の高強度で靱性及び耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法。
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