(57)【要約】  押出成形後の常温放置による正の効果を抑制することで耐力値等の自然時効を抑えた耐衝撃特性に優れた７０００系アルミニウム合金押出材の提供を目的とする。  押出成形後の常温放置による正の効果を抑制することで耐力値等の自然時効を抑えるとの課題を解決するために、７０００系アルミニウム合金からなる押出材において、Ｍｇ及びＺｎ成分量を、ＭｇＺｎ２で表される化学量論組成に対して過剰Ｍｇ成分量が０．５質量％未満又は過剰Ｚｎ成分量が０．５質量％未満とした。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
７０００系アルミニウム合金からなる押出材であって、
Ｍｇ及びＺｎ成分量は、ＭｇＺｎ２で表される化学量論組成に対して過剰Ｍｇ成分量が０．５質量％未満又は過剰Ｚｎ成分量が０．５質量％未満であることを特徴とするアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
Ｍｇ成分量が０．９５〜１．９５質量％の範囲でＺｎ成分量が５．１０〜７．９０質量％の範囲であることを特徴とする請求の範囲１記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項３】
質量％でＭｇ成分量とＺｎ成分量との関係式Ａ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇで表されるＡの値が−２．６４以上、０．５０以下の範囲にあることを特徴とする請求の範囲２記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項４】
押出成形後に５０℃以下で１週間保持した自然時効後に人工時効処理した耐力値と、押出成形直後に前記人工時効処理した耐力値とを比較した場合に、自然時効による耐力値上昇効果が１５ＭＰａ以下であることを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項５】
押出成形後に５０℃以下で１週間保持した自然時効後に人工時効処理した硬度の値と、押出成形直後に前記人工処理した硬度の値を比較した場合に自然時効による硬度の上昇効果がＨＶ＝７以下であることを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項６】
請求の範囲１〜５のいずれかに記載の７０００系アルミニウム合金を用いて鋳造したビレットを４５０〜５５０℃で均質化処理し、その後に４８０〜５４０℃に予熱して押出成形し、押出成形後の冷却速度が２９℃／ｍｉｎ以上となる条件にてプレス端焼入れをすることを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金を用いて押出成形後に常温に放置したのちに人工時効処理しても押出成形直後に人工時効処理する場合に対して正の効果の抑制に優れた７０００系アルミニウム合金押出材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
７０００系アルミニウム合金を用いた押出材は、押出成形後に人工時効処理し、所定の機械的特性を得るのが一般的である。
この種の押出材を用いて、車両用の構造部材を製造する場合にあっては、人工時効処理する前の耐力が低い状態にて曲げ加工等の二次加工を施し、その後に人工時効処理をする場合が多い。
しかし、車両用の構造部材にあっては、衝撃時のエネルギー吸収量を所定の範囲に設定しなければならない場合がある。
例えば自動車のバンパー補強部材等においては、強度が高くても横圧壊時にエネルギー吸収量が低いと、車両の変形が増大し、修理費が高くなったり、場合によっては安全性に問題が出たりする恐れがある。
ところが従来の７０００系アルミニウム合金押出材にあっては、押出成形後の常温放置により人工時効処理後の耐力上昇に正の効果が現れ、耐力値が高くても、横圧壊時に割れが生じやすくなり、耐衝撃特性（靭性）が低下する問題があった。
これでは押出成形後に直に、曲げ加工等の二次加工を完了させなければならず製造工程の管理が大変であった。【０００３】
特許文献１には７０００系アルミニウム合金の自動車用バンパー補強部材を開示するが、内部組織を繊維状組織にするために、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移元素を添加し、且つ、過時効処理を施しているために、焼入れ感受性に配慮する必要があり、押出材の断面形状によっては耐力が上昇しない場合もあり、製造方法が煩雑になり製造コスト高の要因となっていた。【０００４】
【特許文献１】特許第３７７２９６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、押出成形後の常温放置による正の効果を抑制することで耐力値等の自然時効効果を抑えた７０００系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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、日本工業規格ＪＩＳによる７０００系アルミニウム合金からなる押出材であって、Ｍｇ及びＺｎ成分量は、ＭｇＺｎ２で表される化学量論組成に対して過剰Ｍｇ成分量が０．５質量％未満又は過剰Ｚｎ成分量が０．５質量％未満であることを特徴とする。
なお、ＭｇＺｎ２で表される化学量論組成とは添加した成分比率がＭｇＺｎ２であることを意味し、析出物が必ずしもＭｇＺｎ２であることを意味するのではない。
本発明にては、Ｍｇ成分量が０．９５〜１．９５質量％の範囲でＺｎ成分量が５．１０〜７．９０質量％の範囲が好ましい。
さらには、Ｍｇ及びＺｎの成分範囲が上記にあり、且つ、質量％でＡ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇの値が−２．６４以上で０．５０以下の範囲に入るように合金設計するのがよい。
本発明は、ベースメタルをアルミニウムにしたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金であれば他の成分を必要に応じて添加してよい。【０００７】
ここで押出材は押出成形後に５０℃以下で１週間保持した自然時効後に人工時効処理した耐力値と、押出成形直後に前記人工時効処理した耐力値とを比較した場合に、自然時効による耐力値上昇効果が１５ＭＰａ以下であるとよい。【０００８】
また、本発明に係る押出材は、押出成形後に５０℃以下で１週間保持した自然時効後に人工時効処理した硬度の値と、押出成形直後に前記人工処理した硬度の値を比較した場合に自然時効による硬度の上昇効果がＨＶ＝７以下であるとよい。
ここで、ＨＶはビッカース硬度の値を示す。【０００９】
本発明に係る押出材に適した製造方法は、前記に示した７０００系アルミニウム合金を用いて鋳造したビレットを４５０〜５５０℃で均質化処理し、その後にビレットを４８０〜５４０℃に予熱して押出成形し、押出成形後の冷却速度が２９℃／ｍｉｎ以上となる条件にてプレス端焼入れをすることを特徴とする。
ここでプレス端焼入れとは円柱ビレットを所定の温度に加熱して押出プレスを用いて直接又は間接押出すると押出ダイスから高温の押出材が押出されてくるがこの押出材をファン装置等を用いて冷却することで焼入れ効果を生じさせることをいう。
よって、焼入れ効果を充分に出現させるには、ビレットの予熱温度を４８０℃以上にして、押出後の冷却速度を２９℃／ｍｉｎ以上の速さにするとよい。
次に、アルミニウム合金の各成分について説明する。【００１０】
（Ｚｎ，Ｍｇ成分）
ＺｎとＭｇ成分とは結合して、その析出強化により耐力が向上する。
従って、Ｚｎ及びＭｇ成分は要求される耐力によって成分設計されるが、本発明において特徴的なのは化学量論的ＭｇＺｎ２組成に対して過剰のＺｎ成分量又は過剰のＭｇ成分量が０．５質量％未満になるように合金設計した点にある。
上記のようにＭｇ及びＺｎの成分量を設計する場合に特に効果的に作用するのは、Ｍｇ成分量が０．９５〜１．９５質量％の範囲、Ｚｎ成分量が５．１０〜７．９０質量％の範囲である。
この範囲にて、Ｍｇ及びＺｎの原子量を考慮するとＡ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇの値が−２．６４以上で０．５０以下の範囲が好ましい。【００１１】
（Ｃｕ成分）
Ｃｕは、微量の添加により粒界・粒内の電位差を緩和、耐応力腐食割れ性を改善する。また、耐力の向上にも寄与する。
しかし、０．４質量％を超えると押出性及び耐食性を悪化させる。
従って、耐食性を考慮すると０．３０質量％以下がよい。【００１２】
（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分）
Ａｌと結合し、微細な化合物を形成することによって、再結晶を抑制し繊維状組織を得ることができる。
ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒにはそれぞれ単独でも繊維化元素として作用するが、複合的に添加する方が効果的で特にＺｒは再結晶を抑制する点で他のＭｎ、Ｃｒ成分よりも多い方がよいがこの３成分は個々において０．２５質量％未満に制御する必要があるとともに合計にて０．２５質量％を超えると焼入れ感受性を強くし、空冷で十分な強度を得ることができない。
また、化合物サイズも粗大となり、靱性を悪化させる。【００１３】
（Ｆｅ成分）
不可避的不純物であり、Ａｌ・Ｓｉと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成したり、Ａｌと結合しＡｌ−Ｆｅ化合物を形成したりする。
この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、０．３５質量％以下、望ましくは０．２０質量％以下とする。【００１４】
（Ｓｉ成分）
不可避的不純物であり、Ａｌ・Ｆｅと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成する。
この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、０．１質量％以下、望ましくは０．０５質量％以下とする。【００１５】
（ビレットの均質化処理）
均質化処理はビレット内のＭｇ、Ｚｎ、Ｃｕ等の主成分の偏析を解消するとともに、靱性を悪化させる原因の一つである鋳造時に晶出したＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｓｉ系の粗大な化合物を分断・微細化するために行う。
均質化処理温度は、アルミ合金の成分（合金系）により異なり、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系合金においては４５０〜５５０℃が適正溶体化温度である。
特にＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等偏析しやすい元素は総量を０．２５質量％以下に制御しつつ、ビレット段階における均質化処理温度は高温の方がよく好ましくは４８０℃以上、理想的には５２０℃以上である。
一方、上限を５５０℃以下としたのは５５０℃を超えて所定の時間保持すると局部溶解を生じる恐れがあるからである。
また、均質化処理温度が４５０℃未満では、ビレット鋳造時の晶出物が充分には分断、微細化されずに靱性が低下する。【００１６】
（押出条件）
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度アルミニウム合金の押出成形は６０００系合金に比較して押出性に劣り、押出条件も重要な因子の１つである。
ビレットの加熱温度は４８０〜５４０℃の範囲がよく、４８０℃未満では押出抵抗が大きいために押出加工ができなくなり、５４０℃を超えると耐力が低下する傾向にある。
押出金型のダイス温度は４４０〜５００℃の範囲がよく、４４０℃未満では材料の温度が低下して押出ができなくなり、５００℃を超えるとダイスが焼なましにより破損しやすくなる。
また、押出直後の押出材温度は５８０℃以下に抑えるのが好ましく、５８０℃を超えると押出材表面にピックアップが発生し、外観不良となりやすい。【００１７】
（押出材の中空断面形状）
試験評価用に用いた断面例を図３、図４に示す。
図３に示した日字断面形状のａ寸法は７０ｍｍ以上１５０ｍｍ以下、ｂ寸法は５０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、肉厚ｔ＝１〜６ｍｍである。
図４（ａ）に示した断面形状は目字断面形状で、ａ寸法が４０ｍｍ＜ａ≦７５ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１２０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲である。
図４（ｂ）に示した断面形状はａ寸法がａ≦４０ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１４０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲である。
なお、図４に示した断面は模式化したもので外周リブから外側に立設リブが存在していてもよい。
図３及び図４に示した断面例は車両の前後に取り付けられているバンパーの補強部材の例である。
断面形状を日字型、あるいは目字型にすることで車両衝突時の横圧壊エネルギー吸収が高い。
また、横圧壊時に割れが発生しにくく、高い靭性を有するのが好ましい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明においては、７０００系アルミニウム合金の主成分であるＭｇとＺｎの成分量をＭｇＺｎ２で表される化学量論組成に対して、過剰のＭｇ成分量を０．５質量％未満に抑えるか、あるいは過剰のＺｎ成分量を０．５質量％未満にしたので、常温放置による正の効果を抑制でき、横圧壊時のエネルギー吸収量の低下を抑えることができる。
また、押出成形から二次加工までの時間管理が容易になる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】アルミニウム合金の成分組成を示す。
【図２】アルミニウム合金押出材の評価結果を示す。
【図３】本発明に係るアルミニウム合金押出材の日字断面形状例を示す。
【図４】本発明に係るアルミニウム合金押出材の目字断面形状例を示す。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
図１の表に示す、各成分組成に溶湯を調整し、直径２０４ｍｍの円柱ビレットを鋳造し、４８０℃〜５２０℃で１２時間以上均質化処理をした。
なお、図１に示した各成分の値は分析値及び分析値から求めた有効数字を示す。
次に図３に示した日字断面形状及び図４に示した目字断面形状の押出材を押出直後はファン空冷し、プレス端焼入れを施し、次に９０℃×４時間＋１４０℃×１４時間の二段人工時効処理した試験片と、５０℃以下である４０℃の雰囲気中に１週間（７日間）放置した自然時効後に９０℃×４時間＋１４０℃×１４時間の人工時効処理した試験片の０．２％耐力値（有効数字）及び５ｋｇ荷重ビッカース硬度ＨＶの値（有効数字）を図２の表に示す。
０．２％耐力値は日本工業規格ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  金属材料引張試験片に基づいて試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１  金属材料引張試験方法に準拠し評価した。
硬度ＨＶはＪＩＳ  Ｚ  ２２４４  ビッカース硬さ試験−試験方法に準拠して評価した。【００２１】
実施例１〜７は本発明に係るアルミニウム合金押出材であり、本発明に係るアルミニウム合金押出材の特徴を明らかにするために比較例１〜１１を示した。
表中、Ｍｇ成分量は０．９５〜１．９５の範囲を判定「○」と表示し、Ｚｎ成分量は５．１０〜７．９０の範囲を判定「○」と表示した。
同様にＡ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇは−２．６４≦Ａ≦０．５０の範囲を「○」、０．２％耐力上昇１５ＭＰａ以下、ＨＶ（５Ｋｇ荷重）による硬度上昇ＨＶ＝７以下を「○」と表示した。
ＭｇＺｎ２組成としての添加量は実施例１：６．３８％、実施例２：７．９５％、実施例３：８．９０％であり、ＭｇＺｎ２の添加量の増加により順次耐力値も高くなっている。
このような傾向は比較例においても同様であるが実施例１，比較例１，２，３，４，８とを比較すると実施例１は過剰Ｚｎ量（＋ｅｘＺｎ）が０．０２％であると自然時効の有無により耐力の上昇効果が９ＭＰａと１５ＭＰａ以下なのに対して、上記比較例は自然時効による上昇効果が１５ＭＰａを超える値となっている。
同様に硬度ＨＶの値を比較すると、実施例１は自然時効の有無による上昇差が７以下の４にとどまっているのに対して上記比較例は１０以上の上昇値を示した。【００２２】
実施例２はＺｎとＭｇのバランス組成であり、実施例３は過剰Ｍｇ（＋ｅｘＭｇ）の値が０．４１％であるが自然時効による耐力上昇効果は１５ＭＰａ以下で、硬度ＨＶ上昇効果は７以下であった。
これに対して比較例５，６，７はＺｎの成分量を５．４０％レベルにしてＭｇの成分量を抑えて過剰Ｚｎにしたものであるが耐力値の自然時効の有無による上昇幅は１５ＭＰａを超えた。
実施例４〜７は、Ｍｇ成分量を０．９５〜１．９５，Ｚｎ成分量を５．１０〜７．９０の範囲にて、それぞれ成分量を振って、化学量論組成ＭｇＺｎ２に対して過剰Ｍｇ又は過剰Ｚｎの成分量を０．５％未満にしつつ、Ａ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇの値と自然時効による正の効果の関係を調査したものである。
その結果、Ａの値が−２．６４以上で０．５０以下の範囲であればいずれも４０℃×７日間放置後に人工時効したものの正の効果は１５ＭＰａ以下であり、ＨＶ＝７以下であった。
これに対して、比較例８はＭｇ及びＺｎの量が設計範囲内であっても過剰Ｍｇが０．７２と０．５以上となり、Ａ＝−３．８６と−２．６４以下なので耐力の上昇１６ＭＰａ、硬度の上昇ＨＶ＝１１と低い方の値ではあるが本発明の目標値をオーバーすることが分かる。
比較例９，１０，１１を見ると、過剰Ｍｇ，Ｚｎの値を０．５未満にしてもＺｎが５．１０％以下、あるいはＭｇが０．９５％以下である場合には耐力上昇及び硬度上昇の値が本発明の目標値をオーバーしているから、好ましくは、Ｍｇ及びＺｎの成分量を前記所定の範囲に設定し、ＭｇＺｎ２の値が５．４以上、好ましくは６．０以上がよいことも明らかになった。
本実施例においては、４０℃×１週間の自然時効の有無による差を耐力値と硬度で評価したが自然時効による正の効果が抑制されることが明らかになったので、人工時効による靭性も安定し、耐衝撃性に優れることも推定できる。
【産業上の利用分野】
【００２３】
本発明に係るアルミニウム合金押出材は押出成形後の人工時効の正の効果を抑えることができるので、押出形材を押出成形後に常温にて長期間放置しても二次加工後の人工時効効果が安定するので車両に取り付けるバンパー補強部材等製品に要求される品質特性の上限及び下限の範囲が厳しく制限される分野の７０００系アルミニウム合金押出材に広く展開できる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【手続補正書】
【提出日】平成21年10月29日(2009.10.29)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ成分量が０．９５〜１．９５質量％の範囲、Ｚｎ成分量が５．１０〜７．９０質量％の範囲である７０００系アルミニウム合金からなる押出材であって、
ＭｇＺｎ２で表される化学量論組成に対して過剰Ｍｇ成分量が０．５質量％未満又は過剰Ｚｎ成分量が０．５質量％未満であり、
質量％でＭｇ成分量とＺｎ成分量との関係式Ａ＝Ｚｎ−５．３６×Ｍｇで表されるＡの値が−２．６４以上、０．５０以下の範囲にあり、
押出成形後に５０℃以下で１週間保持した自然時効後に人工時効処理した耐力値と、押出成形直後に前記人工時効処理した耐力値とを比較した場合に、自然時効による耐力値上昇効果が１５ＭＰａ以下で、且つ、自然時効による硬度の上昇効果がＨＶ＝７以下であることを特徴とするアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
７０００系アルミニウム合金を用いて鋳造したビレットを５２０〜５５０℃で均質化処理し、その後に４８０〜５４０℃に予熱して押出成形し、押出成形後の冷却速度が２９℃／ｍｉｎ以上となる条件にてプレス端焼入れをすることを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。
【国際調査報告】
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