(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：３．０〜４．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％及びＺｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、仕上げ焼鈍後にサブグレイン組織が占める体積割合が５０〜９０体積％であることを特徴とするホイールリム用高強度アルミニウム合金材。
【請求項２】
Ｍｇ：３．０〜４．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％及びＺｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、更にＣｕ：０．０１〜０．５質量％及びＣｒ：０．０５〜０．５質量％のいずれか１種又は２種を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、仕上げ焼鈍後にサブグレイン組織が占める体積割合が５０〜９０体積％であることを特徴とするホイールリム用高強度アルミニウム合金材。
【請求項３】
Ｍｇ：３．０〜４．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％及びＺｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる合金鋳塊を４３０〜４８０℃の温度範囲で均質化熱処理し、熱間圧延をその終了温度が１５０〜２５０℃となるように制御して行った後、仕上焼鈍することを特徴とするホイールリム用高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項４】
熱間圧延後、仕上焼鈍前に、更に圧延率２０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とする請求項３に記載のホイールリム用高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項５】
Ｍｇ：３．０〜４．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％及びＺｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、更にＣｕ：０．０１〜０．５質量％及びＣｒ：０．０５〜０．５質量％のいずれか１種又は２種を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる合金鋳塊を４３０〜４８０℃の温度範囲で均質化熱処理し、熱間圧延をその終了温度が１５０〜２５０℃となるように制御して行った後、仕上焼鈍することを特徴とするホイールリム用高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項６】
熱間圧延後、仕上焼鈍前に、更に圧延率２０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とする請求項５に記載のホイールリム用高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は自動車のホイールリム用アルミニウム合金材に関し、更に詳述すれば、強度と成形性が優れたホイールリムを製造するための高強度アルミニウム合金材に関する。
背景技術
自動車用アルミホイールには鋳造又は鍛造によるシームレスタイプのものと、鋳造又は鍛造によるディスク部と板成形によるリム部を組み合わせるシームタイプのものに大別される。このうち、シームタイプのホイールリムは第１図に示すようにアルミニウム合金板を円筒形に丸めて端部を突き合わせ溶接し、その後ロール成形により所定のリム形状に成形される。このシームタイプのホイール用材料としては従来、強度、溶接性、成形性及び耐食性の面から５４５４合金が最も多く使用されている。
しかし、最近のアルミホイールでは高性能化及びファッション性指向のために大径・広幅化される傾向にあり、これに伴って薄肉化の要求が高まっている。このため、より高強度のホイール用材料が求められており、特にホイールにおいては、走行中繰り返し受ける荷重による疲労割れの発生が大きな問題となることから、疲労強度の高い材料が要望されている。これに対し、従来のホイール材として最も多く用いられている５４５４−Ｏ材では疲労強度が不十分であった。
この従来のホイール材である５４５４−Ｏ材よりも高強度のＡｌ−Ｍｇ系板材としては、５０８６材又は５０８３材から挙げられ、また、加工硬度によっても高い強度が得られるが、Ｍｇ含有量の高い５０８６材又は５０８３材では強度は十分であるが、ホイールリムとして使用した場合に、粒界にβ相が析出して応力腐食割れが生じる懸念がある。また、５４５４のＨ調質材ではホイールリム形状に成形するために必要な成形性が得られない。
これらの合金については、圧延加工後、Ｈ３調質とＯ調質との中間程度の温度で熱処理を行うことによって高い強度が得られることが知られている。しかしながら、これらの製造条件では成形性が不十分であり、且つ適度な強度が得られる温度域の幅が極めて狭く、熱処理時の炉中の温度分布等によって強度のばらつきが生じるため、工業的に安定な強度を得ることは困難であった。
一方、特開昭５７−２１０９４４号公報には、耐応力腐食割れ性が良好な突合せ抵抗溶接用アルミニウム合金が開示されている。このアルミニウム合金の組成は、Ｍｇ：３〜５％、Ｃｕ：０．０５〜１％を含み、更にＭｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．２〜０．３％、Ｂｉ：０．０６〜０．９％、Ｔｉ：０．００５〜０．２５％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂｅ：０．０００１〜０．０５％のうち、１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＡｌからなるものである。
しかしながら、このように成分調整により耐応力腐食割れ性を改善しようとしても、十分にその目的を達成することはできなかった。即ち、この従来技術では、耐応力腐食割れ性は勿論のこと、十分な強度の向上を得ることはできなかった。
このように、従来の合金では、疲労強度、成形性及び耐食性の点でいずれもホイールリムの薄肉化の要求に応えられないことから、疲労強度が高く、且つ成形性及び耐食性が優れたアルミニウム合金の開発が望まれていた。
発明の開示
本発明の目的は、疲労強度が高く、成形性及び耐食性が優れたホイールリム用高強度アルミニウム合金材及びその製造方法を提供することにある。
本発明に係るホイールリム用高強度アルミニウム合金材は、Ｍｇ：３．０〜４．０重量％、Ｍｎ：０．５〜１．０重量％及びＺｒ：０．０５〜０．３重量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、仕上げ焼鈍後にサブグレイン組織が占める体積割合が５０〜９０体積％であることを特徴とする。この場合に、更にＣｕ：０．０１〜０．５重量％及びＣｒ：０．０５〜０．５重量％のいずれか１種又は２種を含有することができる。
本発明に係るホイールリム用高強度アルミニウム合金材の製造方法は、前記組成を有する合金鋳塊を４３０〜４８０℃の温度範囲で均質化熱処理し、熱間圧延をその終了温度が１５０〜２５０℃となるように制御して行った後、仕上焼鈍することを特徴とする。この場合に、前記熱間圧延後、仕上焼鈍前に、更に圧延率２０％以上の冷間圧延を行うこともできる。
【図面の簡単な説明】
図１はホイールの製造工程を示す模式図、図２は成形性試験（穴広げ試験）方法の説明図である。
発明を実施するための最良の形態
本願発明者等は、種々の合金及び製造工程について検討を重ねた結果、サブグレイン組織を安定化させる添加元素としてＺｒが最も有効であり、サブグレイン組織を最適な範囲とすることにより、前記目的を達成できることを見いだした。更に、サブグレイン組織を最適な体積割合で残留させるためには、均質化熱処理及び熱間圧延温度を特定の条件に制御して行うことによりＡｌ−Ｚｒ化合物を微細に析出させ、完全な再結晶を抑制することが必要であることを見いだし、本発明を完成するに至ったものである。
以下、本発明の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。
Ｍｇ（マグネシウム）
Ｍｇはホイールリム用材料として必要な強度を付与する最も重要な元素であり、且つその含有量は耐応力腐食割れ性に大きく影響する。Ｍｇ含有量が３．０重量％未満では十分な強度が得られず、また、４．０重量％を超えて含有されると成形性が劣化し、且つ応力腐食割れが起こりやすくなる。よって、Ｍｇ含有量は３．０〜４．０重量％とする。
Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは強度向上に寄与すると共に再結晶組織を微細化し、応力腐食割れを防止する効果がある。この効果は含有量が０．５重量％未満では不十分であり、また、１．０重量％を超えて含有されると巨大晶出物が発生し、成形性が著しく劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜１．０重量％とする。
Ｚｒ（ジルコニウム）
Ｚｒは強度を向上させると共に、仕上げ焼鈍時の再結晶を妨げ、サブグレイン組織を残留させることによっても強度向上に寄与する。この効果は含有量が０．０５重量％未満では不十分であり、また、０．３重量％を超えて含有されると効果が飽和するとともに巨大晶出物が発生し、成形性が低下する。よって、Ｚｒ含有量は０．０５〜０．３重量％とする。
Ｃｕ（銅）及びＣｒ（クロム）
Ｃｕ及びＣｒは強度を向上させるために有効な元素であり、この効果はＣｕの含有量が０．０１重量％未満，Ｃｒの含有量が０．０５重量％未満では効果が不充分であり、また、Ｃｕ含有量が０．５重量％を超え、Ｃｒ含有量が０．５重量％を超えると、強度、特に耐力が高くなり過ぎて成形性が低下する。よって、Ｃｕ及びＣｒを添加する場合は、その含有量はＣｕ：０．０１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％とする。
Ｔｉ（チタン）及びB（ボロン）
なお、鋳塊組織の微細安定化による製造上の効率化のために、Ｔｉ及びＢのいずれか１種又は２種を添加することが有効である。しかし、Ｔｉ≦０．００５重量％、Ｂ≦０．０００５重量％では微細安定化の効果が充分でなく、また、Ｔｉ：０．２重量％、Ｂ：０．０５重量％を超えて含有されると、効果が飽和すると共に巨大晶出物が発生する可能性があるため、含有量はＴｉ：０．００５〜０．２重量％、Ｂ：０．０００５〜０．０５重量％とする。
なお、本発明に係る合金の不可避的不純物としては、Ｆｅ，Ｖ，Ｎｉ，Ｐｂ，Ｓｉ，Ｚｎ，Ｂｉ，Ｂｅがあり、これらの不純物は総計で０．３重量％以下であれば許容されるものである。
サブグレイン組織
サブグレイン組織は、適正な範囲で残留させることにより、成形性を低下させることなく、強度を向上させることができる。
また、サブグレイン組織を残留させることにより、サブグレインの粒界がβ層の析出サイトとなり、サブグレインを囲む結晶粒界のβ層の連続的な析出を阻止するため、耐ＳＣＣ性の向上を図ることもできる。
なお、サブグレインの体積割合が５０％より小さいと、強度が不十分であり、逆に９０％を超えると、成形性が悪くなる。このため、サブグレインの体積割合を５０〜９０％とすることが必要である。
次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する。均質化熱処理において、サブグレインを最適な体積割合で残留させ、高い疲労強度を得るためにはＡｌ−Ｚｒ化合物及びＡｌ−Ｍｎ化合物を微細に析出させる必要がある。均熱温度が４８０℃を超えると、析出粒子が粗大化して、サブレイン化の効果が小さくなり、また４３０℃未満では均質化が不十分で高い密度で晶出物が残留し、且つ局部偏析が残留して成形性が著しく劣化する。従って、均熱温度は４３０〜４８０℃とする。
次に、熱間圧延を加えるが、ここで熱間圧延の終了温度が２５０℃を超えるとサブグレイン化が十分でなく、またこの温度を１５０℃未満とすると通常の熱間圧延設備では過大な負荷がかかるため、熱間圧延の終了温度は１５０〜２５０℃とする。
通常の工業的な熱間圧延率であれば、この熱間圧延工程のみで歪みは十分に蓄積される。このため、それ以上に冷間圧延することは必ずしも必要ではないが、再結晶粒を微細化し、更に高強度とするためには、熱間圧延後に圧延率２０％以上の冷間圧延を加えることが望ましい。熱間圧延又は冷間圧延によって所定の板厚とした後、仕上げ焼鈍を行うが、この温度はサブグレインを安定して残留させ、品質のばらつきを少なくするためには３２０〜３５０℃の範囲で行うことが望ましい。
次に、本発明の実施例に係るホイールリム用アルミニウム合金を製造し、その特性を比較例と比較した結果について説明する。
下記表１に示す化学組成を有する鋳塊を溶製し、表２に示す均質化及び熱間圧延を加えて８ｍｍ厚とし、更に冷間圧延にて厚さ５ｍｍとした後、仕上げ焼鈍として３４０℃×４時間の熱処理を施した。得られた供試材について透過型電子顕微鏡を用いて５００倍の倍率で観察し、視野中に占めるサブグレインの面積率よりサブグレイン組織の体積割合を換算した。
また、各供試材について引張特性、疲労特性、及び成形性について調査した。その結果を表３に示す。なお、疲労特性についてはシェンク式平面曲げ疲労試験にて、また成形性は図２に示す穴広げ試験にて測定した。耐応力腐食割れ性については、１２０℃に７日間保持する鋭敏処理を加えたＵ字曲げ試験片を３．５％ＮａＣｌ水溶液中に連続浸漬して０．０６２ｍＡ／ｍｍ2通電する促進試驗にて行い、１０００分経過後、割れが認められなかった場合を○、１０００分未満で割れが発生した場合を×で表した。
0003697501.tif 000002
0003697501.tif 000003
0003697501.tif 000004
但し、疲労強度はシェンク式平面曲げ疲労試験（両振り、１５００ｓｐｍ）にて測定した。穴広がり率は、図２に示す試験方法により測定した。また、耐ＳＣＣ性は、３０％冷間圧延後、１２０℃に７日間保持し、鋭敏化処理した後、Ｕ字曲げ加工し、その後、ＮａＣｌ溶液中で通電した。そして、１０００分後に割れが発生しなかった場合を○、５００分以上１０００未満経過後に割れが発生した場合を△、５００分未満で割れが発生した場合を×で表した。
この表３に示すように、本発明の実施例はいずれも高い引張強度及び疲労強度が得られると共に、ほぼ５４５４合金材と同等の成形性が得られていることが分かる。一方、比較例では強度及び成形性がいずれかも不十分である。
産業上の利用可能性
本発明によれば、特定組成のアルミニウム合金に特定条件の熱処理を施すので、従来の合金に比較し、疲労強度が優れ、且つ成形性の劣化が小さい合金を得ることができ、本発明により薄肉のホイールリムを製造することが可能であり、自動車のホイールリム用アルミニウム合金材として最適である。
【図１】
0003697501.tif 000005
【図２】
0003697501.tif 000006