(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．４〜０．８％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．３〜０．９％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計量を０．０９５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる時効処理したアルミニウム合金の押出材であって、押出方向に３μｍ以上の長さを有するＭｇ2 Ｓｉ晶出物が５０個／ｍｍ2 以上存在することを特徴とする軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．３〜０．９％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計量を０．０９５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金のビレットを、５００℃未満の温度で２０時間以下の時間均質化処理したのち４００〜４９０℃の温度で熱間押出を行い、または均質化処理することなく４００〜４９０℃の温度で熱間押出を行い、押出直後に水冷または空冷するプレス焼入れを行うことを特徴とする軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出材からなり、押出方向に圧縮の衝撃荷重を受けたとき、その衝撃荷重を吸収する作用をそなえた軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化の一手法として、フレーム構造におけるサイドメンバやバンパーステイなどのエネルギー吸収部材へのアルミニウム合金押出材の適用が検討されているが、近年、自動車が衝突した際、乗員の安全確保が従来以上に重要視されるようになっており、部材が押出方向に荷重を受けたとき、圧壊割れを生じることなく蛇腹状の変形して衝撃荷重を吸収し得る特性が強く要求されている。
【０００３】
このような要求に対して、Ｍｇ：０．３５〜１．１％、Ｓｉ：０．５〜１．３％、Ｃｕ：０．１５〜０．７％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：０．０６〜０．２％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％のいずれか１種または２種を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出材を、溶体化処理またはプレス焼入れ後、過時効処理し、時効処理して得られる耐力の最高値をσmax としたとき、過時効処理により（０．９〜０．５）×σmax の耐力をもつようにされたエネルギー吸収部材が提案されている（特開平１１−１０６８７９号公報、特開平１１−３４３５３４号公報）が、強度向上と必要な伸びを得る目的で、いずれもＣｕが添加されているため、とくに、厳しい腐食環境に曝された場合には耐食性に問題がある。
【０００４】
耐食性の低下を防止するために、Ｃｕ量を抑えたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材からなるエネルギー吸収材も提案されている（特許第３０７７９７４号公報、特開２００１−３１２８号公報）が、これらの押出材は、いずれも結晶組織として繊維状組織を有することを特徴とするものであり、押出材表面の再結晶層における結晶粒の粗大化を防ぐために、押出温度、押出後の溶体化処理温度などを厳密に制御することが必要で製造が難しいという問題がある。再結晶層の結晶粒が粗大化するとエネルギー吸収部材としての特性が損なわれる。
【０００５】
一方、従来の６０６３合金、６Ｎ０１合金は、Ｃｕをを積極的に添加しない合金で、通常の方法で製造された場合には再結晶組織を有し、耐食性にも優れているが、軸圧壊特性に問題があり、高エネルギー吸収を得ることができないという難点がある。
【０００６】
発明者らは、耐食性を低下させるＣｕを添加せず、マトリックスの組織が製造上の困難性を与える繊維組織を有しない再結晶組織からなり、且つ高エネルギーを吸収し得る軸圧壊特性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材を得るために、合金組成、組織性状、製造条件と軸圧壊特性など、エネルギー吸収部材として必要な性能との関連について多角的な試験、検討を行った結果、マトリックス中に晶出するＭｇ2 Ｓｉの分布性状が軸圧壊特性に影響すること、押出後に溶体化処理、焼入れを行った場合には、結晶粒界の傾角が大きくなり軸圧壊時に割れが発生し易いことを見出した。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の知見をベースとして、さらに試験、検討を加えた結果としてなされたものであり、その目的は、軸圧壊特性、耐食性に優れ、再結晶組織を有し、エネルギー吸収部材として好適なアルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するため、本発明の請求項１による軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材は、Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．３〜０．９％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計量を０．０９５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる時効処理したアルミニウム合金の押出材であって、押出方向に３μｍ以上の長さを有するＭｇ2 Ｓｉ晶出物が５０個／ｍｍ2 以上存在することを特徴とする。
【０００９】
本発明の請求項２による軸圧壊特性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法は、Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．３〜０．９％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計量を０．０９５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金のビレットを、５００℃未満の温度で２０時間以下の時間均質化処理したのち４００〜４９０℃の温度で熱間押出を行い、または均質化処理することなく４００〜４９０℃の温度で熱間押出を行い、押出直後に水冷または空冷するプレス焼入れを行うことを特徴とする。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明における（１）合金成分の意義およびその限定理由、（２）Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物の意義およびその限定理由、および（３）製造工程の意義およびその限定理由について説明する。
（１）合金成分の意義およびその限定理由
Ｍｇは、Ｓｉと共存して金属間化合物Ｍｇ2 Ｓｉを形成する。微細なＭｇ2 Ｓｉは合金の強度を高め、マトリックスに非整合な粗大なＭｇ2 Ｓｉは軸圧壊の際の蛇腹状変形時の割れ発生を抑制する。Ｍｇの好ましい含有量は０．４〜０．８％の範囲であり、０．４％未満では十分な強度が得られず、０．８％を越えると軸圧壊特性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．５〜０．７％である。
【００１１】
Ｓｉは、Ｍｇと共存して金属間化合物Ｍｇ2 Ｓｉを形成する。微細なＭｇ2 Ｓｉは合金の強度を高め、マトリックスに非整合な粗大なＭｇ2 Ｓｉは軸圧壊の際の蛇腹状変形時の割れ発生を抑制する。Ｓｉの好ましい含有量は０．３〜０．９％の範囲であり、０．３％未満では十分な強度が得られず、０．９％を越えると、過剰Ｓｉにより軸圧壊特性が低下する。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．４〜０．７％である。
【００１２】
Ｃｕは、耐食性とくに耐粒界腐食性を低下させるよう作用するので、０．０５％以下に規制するのが好ましい。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は０．０３％以下である。
【００１３】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、結晶粒の微細化に有効であるが、これらの元素は合金の焼入れ性を低下させ、プレス焼入れ、とくに空冷によるプレス焼入れの場合、十分な強度が得難くなり、また強度のばらつきも大きくなり易いから合計含有量を０．０９５％以下に規制するのが好ましい。さらに好ましくは、合計含有量を０．０６％以下に制限する。なお、本発明において、０．５％以下のＦｅ、０．１％以下のＺｎ、０．２％以下のＴｉ、０．０１％以下のＢなどが含有されていても本発明の効果に影響することはない。
【００１４】
（２）Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物の意義およびその限定理由
Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物は、押出方向に測定して３μｍ以上の長さを有するＭｇ2 Ｓｉ晶出物（以下、単にＭｇ2 Ｓｉ晶出物という）が５０個／ｍｍ2 以上存在する場合、軸方向（押出材の押出方向）に圧縮衝撃荷重を受けたときの蛇腹変形能を向上させるよう機能する。
【００１５】
（３）製造工程の意義およびその限定理由
本発明のアルミニウム合金押出材は、上記組成のアルミニウム合金のビレットを、均質化処理を施したのち熱間押出を行い、または均質化処理を施すことなく熱間押出を行い、押出直後に水冷または空冷するプレス焼入れを行い、時効処理することにより製造される。従来合金のように押出後、溶体化処理−焼入れする工程が省略でき、且つこの従来工程により結晶粒界の傾角が大きくなることが抑制され、軸圧壊時の割れ発生が低減される。
【００１６】
均質化処理は、５００℃未満の温度で２０時間以下の時間行うのが好ましく、４００〜４９０℃の温度で１〜２０時間行うのがさらに好ましい。均質化処理温度が５００℃以上になると、最終押出製品において、Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物の分布量が減少して軸圧壊特性が低下する。均質化処理時間が２０時間を越えると、その効果が飽和し、工業生産の観点から生産能率が低下し製造コストを上昇させる。また、本発明においては、均質化処理を省略しても軸圧壊特性に悪影響を与えることはない。
【００１７】
熱間押出は４００〜４９０℃の温度で行う。押出温度が４００℃未満では、マトリックス中のＭｇおよびＳｉの固溶量が少なく、プレス焼入れ−時効処理で十分な強度が得られない。押出温度は４９０℃を越えるとＭｇ2 Ｓｉ晶出物の分布量が減少し、軸圧壊特性が低下する。
【００１８】
押出されたアルミニウム合金材については、押出直後に水冷または空冷によるプレス焼入れを行い、その後、人工時効処理を行う。
【００１９】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明がこれに限定されるものではない。
実施例１
ＤＣ鋳造により表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｄ）のビレットを造塊し、このビレットを表２に示す条件で処理して、図１に示す断面形状の中空押出材を得た。なお、押出速度は１０ｍ／分とした。
【００２０】
得られた押出材を試験材として、以下に示す方法で、耐力の測定、軸圧壊特性、耐粒界腐食性の評価、Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物分布の評価を行った。結果を表３に示す。
【００２１】
耐力の測定：押出方向に平行にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠する引張試験（室温）を行い、耐力（σ0.2)を測定する。
軸圧壊特性の評価：押出方向に長さ２００ｍｍの試験片を採取し、この試験片にアムスラー試験機で押出方向に圧縮荷重を加え、長さ８０ｍｍまで圧縮して、蛇腹状に変形した際の割れ発生の有無により評価する。評価方法は、割れ無しで蛇腹状に変形したものは合格（○）、割れが発生したものは不合格（×）とし、また、変形時の荷重・変位曲線より変形に要した平均荷重を算出し、平均荷重が１０ｋＮ以上のものを合格とする。
【００２２】
耐食性の評価：ＩＳＯ／ＤＩＳ  １１８４６のＭｅｔｈｏｄ  Ｂに準拠した粒界腐食試験を行い、試験後の断面ミクロ組織を観察して浸食深さを測定し、浸食深さが１０μｍ以下を合格（○）、１０μｍを越えたものを不合格（×）とする。  Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物分布の評価：高解像度画像解析装置を用いて、押出方向に平行な断面を調査した。ＥＰＭＡによるＭｇとＳｉの面分析結果と対応させると、本発明の組成範囲の合金では、４００倍のミクロ観察を行った場合、黒色（Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物）と灰色（ＡｌＦｅＳｉ系晶出物）の晶出物が観察されるので、４００倍の倍率で、高解像度画像解析装置により押出方向に長さ３μｍ以上の黒色の晶出物の個数を測定し、Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物の単位面積（ｍｍ2 ）当たりの個数を求める。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
【表２】
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《表注》プレス焼入れの冷却速度：水冷10000 ℃/ 分、空冷100 ℃/ 分
【００２５】
【表３】
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【００２６】
表３にみられるように、本発明に従う試験材はいずれも、２２０ＭＰａを越える耐力をそなえ、組織は再結晶組織であり、軸圧壊特性、耐食性に優れたものであった。
【００２７】
比較例１
ＤＣ鋳造により表４に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ｅ〜Ｊ）のビレットを造塊し、このビレットを表５に示す条件で処理して、図１に示す断面形状の中空押出材を得た。なお、押出速度は１０ｍ／分とした。
【００２８】
得られた押出材を試験材として、実施例１と同一の方法で、耐力の測定、軸圧壊特性、耐粒界腐食性の評価、Ｍｇ2 Ｓｉ晶出物分布の評価を行った。結果を表６に示す。
【００２９】
【表４】
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【００３０】
【表５】
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【００３１】
【表６】
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【００３２】
表６に示すように、試験材Ｎｏ．１１はＭｇ量が少ないため、試験材Ｎｏ．１２はＳｉ量が少ないため、いずれも耐力が低く、軸圧壊時の平均荷重も１０ｋＮに満たなかった。試験材Ｎｏ．１３はＭｇ量が多いため、試験材Ｎｏ．１４はＳｉ量が多いため、いずれも軸圧壊時に割れが生じた。
【００３３】
試験材Ｎｏ．１５はＣｕ量が多いため耐食性が劣り、試験材Ｎｏ．１６はＭｎ、ＣｒおよびＺｒの合計含有量が多いため、空冷によるプレス焼入れが十分に行われず、耐力および軸圧壊時の平均荷重が低くなっている。
【００３４】
試験材Ｎｏ．１７は均質化処理温度が高いため軸圧壊時に割れが発生した。試験材Ｎｏ．１８は均質化処理時間が長過ぎるため生産性に劣り、実用的でない。
試験材Ｎｏ．１９は押出温度が低いため、耐力および軸圧壊時の平均荷重が低くなっている。試験材Ｎｏ．２０は押出温度が高いため軸圧壊時に割れが生じた。
試験材Ｎｏ．２１は押出後に溶体化処理−焼入れを行ったもので、軸圧壊特性が低下している。
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、軸圧壊特性、耐食性に優れ、エネルギー吸収部材として好適なアルミニウム合金押出材およびその製造方法が提供される。当該エネルギー吸収部材は、自動車のフレーム構造のサイドメンバやバンパーステイなどに適用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例、比較例の試験材の押出材断面である。
【図１】
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