(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇの質量％を［Ｍｇ］、Ｚｎの質量％を［Ｚｎ］としたとき、［Ｍｇ］と［Ｚｎ］が下記３式を満たし、
５．４３≦［Ｚｎ］≦６．３
［Ｚｎ］／５．３８＋０．１５≦［Ｍｇ］≦［Ｚｎ］／５．３８＋０．３４
１１．６８≦［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］≦１４（ただし、［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］≦１２を除く）
さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６質量％，Ａｇ：０．０１〜０．１５質量％の１種又は２種と、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％と、Ｍｎ：０．１〜０．３質量％，Ｃｒ：０．０５〜０．２質量％，Ｚｒ：０．０５〜０．２質量％の１種又は２種以上を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、ダイクエンチ空冷及び時効処理を行ったことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたバンパーレインフォース用高強度アルミニウム合金押出材。
【請求項２】
請求項１に記載されたアルミニウム合金押出材からなるバンパーレインフォース。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材に関し、特にバンパーレインフォースとして好適に使用されるアルミニウム合金押出材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化のため、バンパーレインフォース、ドアガードバーなどのエネルギー吸収部材として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度アルミニウム合金押出材（特許文献１，２参照）が用いられている。しかし、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、応力腐食割れ（以下、ＳＣＣ）を起こす危険があり、これを防止するため、やむを得ず過時効処理を行って、耐力３００Ｎ／ｍｍ２程度で使用されており、高強度合金としての特徴が薄れている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００２−３２７２２９号公報
【特許文献２】特開平１１−２６４０４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
自動車の更なる軽量化のため、バンパーレインフォース等の自動車構造材に用いられるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の高強度化が求められている。しかし、本系合金の高強度化を達成するためにＺｎ及びＭｇを高濃度化すると、粒界析出物のＭｇＺｎ２が高密度に分布するため耐ＳＣＣ性が低下し、自動車用構造材として適用できなくなる。同時に、押出性が低下して薄肉成形が困難となり、結果として軽量化効果を発揮できなくなる。
本発明は、このような従来技術の問題点に鑑みてなされたもので、高強度で耐ＳＣＣ性に優れ、押出性にも優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｚｎ及びＭｇからなる析出物ＭｇＺｎ２を高密度に分布させることで高強度を達成する合金である。本発明では、ＭｇＺｎ２を過不足なく形成するＺｎ及びＭｇ量（ＭｇＺｎ２の化学量論比）より過剰に添加されたＭｇが、高強度化に寄与することを利用した。ＭｇをＭｇＺｎ２の化学量論比より過剰に添加することにより、ＭｇＺｎ２量を抑えて高強度化することができ、これにより、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を、耐ＳＣＣ性を低下させることなく、高強度化することができる。その一方で、過剰Ｍｇ量が多すぎると押出性が悪化して押出速度が遅くなり、ダイクエンチ空冷（押出直後の押出材をオンラインで空冷すること、プレス焼き入れともいう）ができなくなる。さらに過剰Ｍｇが増加するに伴って粒界析出物が微細かつ連続的になり、結局は耐ＳＣＣ性を低下させる。従って、本発明では、押出性及び耐ＳＣＣ性を低下させずに高強度化できる過剰Ｍｇの限界量を見極めた。
【０００６】
本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、Ｍｇの質量％を［Ｍｇ］、Ｚｎの質量％を［Ｚｎ］としたとき、［Ｍｇ］と［Ｚｎ］が下記（１）〜（３）式を満たし、
５．４３≦［Ｚｎ］≦６．３・・・（１）
［Ｚｎ］／５．３８＋０．１５≦［Ｍｇ］≦［Ｚｎ］／５．３８＋０．３４・・・（２）
１１．６８≦［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］≦１４・・・（３）
さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６質量％，Ａｇ：０．０１〜０．１５質量％の１種又は２種と、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％と、Ｍｎ：０．１〜０．３質量％，Ｃｒ：０．０５〜０．２質量％，Ｚｒ：０．０５〜０．２質量％の１種又は２種以上を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる。
ＭｇＺｎ２の化学量論比（質量比）は、［Ｍｇ］：［Ｚｎ］が１：５．３８であるから、上記（２）式は、［Ｍｇ］がＭｇＺｎ２の化学量論比より０．１５質量％以上過剰で、かつ過剰［Ｍｇ］が０．３４質量％以下であることを意味する。
【発明の効果】
【０００７】
本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、高強度で耐ＳＣＣ性に優れている。そして、押出性に優れるため、ダイクエンチ空冷でＴ６材（溶体化処理後時効処理）にほぼ匹敵する高強度が得られ、また薄肉成形が可能である。本発明の高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を適用することにより、バンパーリインフォースやドアガードバーなどの自動車構造部材のさらなる軽量化が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金のＺｎ及びＭｇ量の範囲を示す図である。
【図２】実施例の押出材の断面形状を示す図である。
【図３】実施例の押出材の断面組織の顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
以下、本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の組成等について詳細に説明する。
Ｚｎ；
Ｚｎ含有量が５．０質量％未満では強度が不足し、７．０質量％を超えると粒界析出物ＭｇＺｎ２が増えてＳＣＣ感受性が鋭くなる。従って、Ｚｎ含有量は５．０〜７．０質量％とする。耐ＳＣＣ性が特に重要視される場合、Ｚｎ含有量が比較的少ない領域、具体的には５．０〜６．３質量％が望ましく、さらに６．０質量％未満、さらに５．８質量％以下がより望ましい。一方、Ｚｎ含有量が６．３質量％を超えるときは、ＳＣＣ感受性が鋭くなるのを抑えるため、後述するＣｕ及びＡｇの両方を添加することが望ましい。
【００１０】
Ｍｇ；
ＭｇはＺｎとともにＭｇＺｎ２を形成してＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の強度を向上させる。その含有量は、Ｚｎ含有量との関係で、前記（２），（３）式のとおりに制限される。
Ｍｇ含有量がＭｇＺｎ２の化学量論比（［Ｚｎ］／５．３８）以下の領域ではＭｇＺｎ２量が減少して強度が不足する。Ｍｇ含有量が前記（２）式の下限値以上の領域（ＭｇＺｎ２の化学量論比＋０．１５質量％以上の過剰Ｍｇ領域）になると、過剰Ｍｇが高強度化に寄与するため、ＭｇＺｎ２量を抑えたうえで高強度化が可能となる。しかし、過剰Ｍｇ量が０．７質量％を超えると押出性が低下し、ダイクエンチ空冷では高強度（対Ｔ６材比）が出ない。また、生産性が低下し、薄肉成形も困難になる。望ましくは過剰Ｍｇ量は０．６質量％以下である。
また、Ｚｎ及びＭｇ含有量が前記（３）式の規定を超えると、粒界析出物が微細かつ連続的に形成され、耐ＳＣＣ性が低下する。
【００１１】
図１は、本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金のＺｎ及びＭｇ量の範囲を図示したものである。図中のプロット○は後述する表１のＮｏ．１〜１２、プロット●は同じく表１のＮｏ．１３〜１８である。［Ｚｎ］＝５．４３、［Ｚｎ］＝６．３、［Ｍｇ］＝［Ｚｎ］／５．３８＋０．１５、［Ｍｇ］＝［Ｚｎ］／５．３８＋０．３４、及び［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］＝１１．６８で囲まれた五角形の領域が、本発明の実質的な規定範囲である。耐ＳＣＣ性を重要視する観点から、［Ｚｎ］≦６．３の低Ｚｎ領域が望ましく、［Ｚｎ］＞６．３の高Ｚｎ領域では、Ｃｕ及びＡｇの両方を添加して耐ＳＣＣ性を改善することが望ましい。
【００１２】
Ｃｕ，Ａｇ；
Ｃｕ及びＡｇはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の耐ＳＣＣ性を向上させる作用があり、いずれか一方又は両方が添加される。
Ｃｕ含有量が０．１質量％未満、及びＡｇ含有量が０．０１質量％未満では、耐ＳＣＣ性向上効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が０．６質量％を超えると押出性及び溶接性を低下させる。また、焼入れ感受性が鋭くなるため、空冷で焼入れができなくなる。Ａｇ含有量は０．１５％を超えて添加してもその効果が飽和する。従って、Ｃｕ含有量は０．１〜０．６質量％、Ａｇ含有量は０．０１〜０．１５質量％とする。
Ｚｎ含有量が６．３質量％未満の場合は、ＣｕとＡｇはいずれか一方の添加でもよいが、Ｚｎ含有量が６．３質量％を超える場合、耐ＳＣＣ性の低下を抑えるためＣｕとＡｇの両方の添加が望ましい。
【００１３】
Ｔｉ；
Ｔｉは、溶湯中にＡｌ３Ｔｉを形成させ、鋳塊の結晶粒を微細化する効果がある。Ｔｉ含有量が０．００５質量％未満では結晶粒微細化効果が小さい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５質量％を超えると鋳塊中に粗大晶出物を形成させ、伸びを低下させる。従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０５質量％とする。
【００１４】
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ；
Ｍｎ，Ｃｒ及びＺｒは均質化処理によってアルミニウム中に微細分散粒子として析出し、再結晶を抑制する効果があり、また再結晶を抑制することで耐ＳＣＣ性を向上させることができるため、いずれか１種又は２種以上が添加される。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒがいずれも０．１質量％、０．０５質量％、０．０５質量％より不足すると押出中に表面再結晶が厚く発生し、耐ＳＣＣ性が低下する。一方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒがそれぞれ０．３質量％、０．２質量％、０．２質量％を超えると焼入れ感受性が鋭くなり、さらに粗大晶出物を形成するため伸びが低下する。従って、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量はそれぞれ０．１〜０．３質量％，０．０５〜０．２質量％，０．０５〜０．２質量％とする。なお、Ｚｒは焼き入れ感受性を鋭くする作用が比較的小さいため、Ｚｒ単独か、ＺｒとＭｎ又はＣｒの一方又は両方を添加することが望ましい。
【００１５】
製造方法；
本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、溶解してビレットを鋳造し、均質化処理した後、押出加工し、押出直後の押出材を空冷ダイクエンチし、続いて時効処理を行うことで、製造することができる。なお、空冷ダイクエンチにより焼き入れするには、押出速度が十分速い（押出性に優れている）ことが必要である。焼き入れするには高温状態（例えば４５０℃以上）から急冷することが必要であるが、押出速度が遅いと、オンラインで空冷されるまでに押出材の温度が低下して、十分焼きが入らない。このため時効処理しても高強度が出ず、Ｔ６材に比べて強度が大きく劣ることとなる。
一方、本発明に係るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、ダイクエンチに代えて、溶体化処理及び時効処理（Ｔ６材）することもできる。いずれの場合も、加工熱処理の各工程は通常の条件で行えばよい。なお、時効条件は６５〜９５℃で２〜６時間及び１２５〜１６５℃で７〜１３時間の範囲（過時効領域を含む）から選択するとよい。
【実施例】
【００１６】
表１に示す化学成分のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を常法により溶解し、それぞれ直径１５５ｍｍのビレットを鋳造した。このビレットを４７０℃×６ｈで均質化処理した後ファン空冷し、再び４５０℃に加熱して図１に示す中空断面形状にポートホール押し出しした。押出材の断面の肉厚は１．５ｍｍである。押出加工時の高温状態（４５０℃以上）からファン空冷によりダイクエンチし、２００℃までの平均冷却速度は約１６０℃／ｍｉｎであった。
続いて各押出材から２本ずつの短尺材を切断採取し、一方の短尺材に対し９０℃×３時間及び１４０℃×８時間の二段時効処理を施し、供試材（Ｔ５材）を得た。また、押出性評価のため、他方の短尺材を溶体化処理（４５０℃×１時間加熱後、水冷）した後、９０℃×３時間及び１４０℃×８時間の二段時効処理を施して押出性評価の基準となるＴ６材を得た。
【００１７】
【表１】
0005631379.tif 000002
【００１８】
上記供試材及びＴ６材を用いて以下の試験を行った。その結果を表２に示す。
引張試験；
前記供試材（Ｔ５材）及びＴ６材からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１の引張試験法に従って、引張強さ、耐力及び伸びを測定した。表２に示す機械的性質は供試材（Ｔ５材）のものである。供試材（Ｔ５材）の引張強さ及び耐力が、Ｔ６材の９０％以上を押出性○、８０％以上９０％未満を押出性△、８０％未満を押出性×と評価し、耐力３８０Ｎ／ｍｍ２以上かつ押出性△以上を合格とした。また、伸びについては１２％以上を合格とした。
【００１９】
ＳＣＣ試験；
クロム酸促進法による耐応力腐食割れ試験を行った。各供試材から溶着部を避けて押出方向に平行に板状試験片を採取し、ＪＩＳ−Ｈ８７１１に準じて押出方向に耐力比９５％に相当する引張応力を負荷した状態で、９０℃の試験溶液に最大１０時間まで浸漬し、ＳＣＣを目視で観察した。なお、応力負荷はジグのボルト・ナットを締めることにより試験片の外表面に引張応力を発生させ、応力値はこの外表面に接着した歪みゲージによって測定した。また、試験溶液は蒸留水に酸化クロム３６ｇ、２クロム酸カリウム３０ｇ及び塩化ナトリウム３ｇ（１リットル当たり）を加えて作製した。０．５時間毎にＳＣＣ発生の有無を観察し、１０時間ＳＣＣが発生しなかったものを○、６時間以上１０時間未満でＳＣＣが発生したものを△、６時間までにＳＣＣが発生したものを×と評価し、△以上を合格とした。
【００２０】
ミクロ組織；
ＳＣＣ試験で△又は×と評価された供試材について、押出方向に平行に長さ２０ｍｍの試験材を採取し、非溶着部の押出平行断面をケラー液でエッチングした後、外側表面（中空材の外側表面に相当する部位）のミクロ組織を観察した。表面再結晶層の厚さが２０μｍ以上の供試材は、表面再結晶層が厚いために耐ＳＣＣ性が低下したと判断し、表２のミクロ組織の欄に×を付した。表面再結晶層厚さが２０μｍ未満のものは、ミクロ組織自体には問題なしと判断し、表２のミクロ組織の欄に○を付した。なお、図３はＮｏ．２１の供試材のミクロ組織（顕微鏡写真）であり、表面再結晶層の厚みが両矢印で示され，粗大化した表面再結晶粒が観察される。
【００２１】
【表２】
0005631379.tif 000003
【００２２】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１２(このうち本発明の規定範囲内の組成を有するものはＮｏ．２，７，８）は、耐力及び伸びが大きく、同時に押出性と耐ＳＣＣ性にも優れている。Ｎｏ．３はＺｎ量が６．３質量％を超えているが、ＣｕとＡｇの両方が添加されたことにより耐ＳＣＣ性が優れる。Ｎｏ．１０はＺｎ量が６．３質量％を超え、Ａｇの添加がないことにより、他の実施例に比べて耐ＳＣＣ性がやや劣る。Ｎｏ．１１は Ｃｕの添加がない（０．０１％以下）が、Ａｇが添加されているため、耐ＳＣＣ性が優れる。
【００２３】
これに対し、Ｎｏ．１３はＺｎ量が下限未満であるためＭｇＺｎ２量が少なく、強度が低い。Ｎｏ．１４はＺｎ量が７．０％を超えているため、ＣｕとＡｇの両方が添加されているが、耐ＳＣＣ性が低い。Ｎｏ．１５は過剰Ｚｎ側（Ｍｇ含有量が前記（２）式の下限以下）であるためＭｇＺｎ２量が少なく、強度が低い。Ｎｏ．１６は過剰Ｍｇ量が多すぎる（Ｍｇ含有量が前記（２）式の上限超え）ため押出性が低く、さらにＺｎ＋４．７Ｍｇが前記（３）式の上限を超えているため耐ＳＣＣ性が低い。Ｎｏ．１７は過剰Ｍｇ量が多すぎる（Ｍｇ含有量が前記（２）式の上限超え）ため押出性が低い。Ｎｏ．１８はＺｎ＋４．７Ｍｇが前記（３）式の上限を超えているため耐ＳＣＣ性が低い。
【００２４】
Ｎｏ．１９はＣｕ量及びＡｇ量が下限未満であるため耐ＳＣＣ性が低い。Ｎｏ．２０はＣｕ量が上限を超えているため押出性が低く、さらに焼入れ感受性が鋭く、空冷では焼き入れできず強度が低い。Ｎｏ．２１はＭｎ、Ｃｒ及びＺｒがいずれも下限未満であるため表面再結晶粒が粗大化し（図３参照）、耐ＳＣＣ性が低い。Ｎｏ．１９はＺｒが上限を超えているため粗大晶出物が形成し、伸びが低い。
【図１】
0005631379.tif 000004
【図２】
0005631379.tif 000005
【図３】
0005631379.tif 000006