(57)【要約】【課題】冷間加工性及び加工硬化特性に優れ、冷間加工後高い強度が得られ、かつ冷間加工後のＳＣＣ感受性が低い、Ａｌ−Ｍｇ系冷間加工用アルミニウム合金押出材を提供する。【解決手段】Ｍｇ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、必要に応じてさらにＣｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２％のうち１種類以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、材料中のＭｎ系分散粒子の平均粒径が０．２〜２．０μｍ、その平均粒子間距離が１μｍ以下とされたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材。加工硬化指数ｎ≧０．１８が得られる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２．５〜４．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、材料中のＭｎ系分散粒子の平均粒径が０．２〜２．０μｍで、その平均粒子間距離が１μｍ以下であることを特徴とする加工硬化特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系冷間成形用アルミニウム合金押出材。
【請求項２】
Ｍｇ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、さらにＣｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２％のうち１種類以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、材料中のＭｎ系分散粒子の平均粒径が０．２〜２．０μｍで、その平均粒子間距離が１μｍ以下であることを特徴とする加工硬化特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系冷間成形用アルミニウム合金押出材。
【請求項３】
公称歪５〜１０％の範囲での加工硬化指数ｎが０．１８以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載された加工硬化特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系冷間加工用アルミニウム合金押出材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載されたＡｌ−Ｍｇ系冷間成形用アルミニウム合金押出材を用いた冷間成形製品。
【請求項５】
アキュムレータの容器であることを特徴とする請求項４に記載された冷間成形製品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工硬化特性に優れ、冷間加工後に高い強度が得られるＡｌ−Ｍｇ系冷間加工用アルミニウム合金押出材に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化及びオゾン層破壊などの環境問題の観点から、大気中の二酸化炭素などの増加を抑制するために、自動車の軽量化が進められている。この軽量化の一環として、素材の置換、すなわち従来自動車構造材に主として使用されてきた鋼材の代わりにアルミニウム合金の仕様が増えている。
従来から自動車部品等に用いられているＡｌ−Ｍｇ系合金は、非熱処理型であるため、強度が必要とされる製品に対しては、冷間加工を行い加工硬化により強度を増加させている（特許文献１）。しかし、Ｍｇを２．５〜４．０％程度含有するＡｌ−Ｍｇ系合金は、比強度が不十分なため部材の肉厚が増加していた。一方、Ｍｇ含有量が多いＡＡ５０５６合金（Ｓｉ：０．３０％、Ｆｅ：０．４０％、Ｃｕ：０．１０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２０％、Ｍｇ：４．５〜５．６％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、残部Ａｌ）等は、加工硬化により高強度となり薄肉化が達成できるが、ＳＣＣ感受性（応力腐食割れ性）が高くなるという問題があった。 
【０００３】
【特許文献１】特開２０００−１６９９２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
そのため、本発明では、冷間加工性及び加工硬化特性に優れ、冷間加工後高い強度が得られ、かつ冷間加工後のＳＣＣ感受性が低い、Ａｌ−Ｍｇ系冷間加工用アルミニウム合金押出材を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、加工硬化特性に優れるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を開発すべく、種々の実験研究を行う過程で、Ａｌ−Ｍｇ系合金にＭｎを添加することにより、冷間加工（塑性加工）の際に導入された転位が材料内のＭｎ系分散粒子に集積し、良好な加工硬化特性を得られることを見出し、その知見をもとに本発明を得ることができた。図１は本発明に係る押出材において、Ｍｎ系分散粒子１に転位２が集積している状態を示す。
【０００６】
本発明に係る冷間成形用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、Ｍｇ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、必要に応じてさらにＣｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２％のうち１種類以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、材料中のＭｎ系分散粒子の平均粒径が０．２〜２．０μｍで、前記分散粒子の平均粒子間距離が１μｍ以下であることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００７】
前記所定組成のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材において、材料中のＭｎ系分散粒子の平均粒径を０．２〜２．０μｍ、分散粒子の平均粒子間距離を１μｍ以下とすることにより、優れた加工硬化特性（加工硬化指数ｎ≧０．１８）が得られる。これにより冷間加工後高い強度が得られ、製品の薄肉化が達成できる。また、このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は冷間加工性に優れ、かつ冷間加工後のＳＣＣ感受性が低い。
このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、アキュムレータの容器をはじめ、自動車部品、耐圧部品やボンベ又は容器等の冷間成形用材料として好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金において、Ｍｎ系分散粒子の平均粒径が０．２〜２．０μｍで、分散粒子の平均粒子間隔が１μｍ以下と規定したのは、これにより優れた加工硬化特性が得られるからである。すなわち、分散粒子が微細であり、粒子間隔が小さく、密に分散していることにより、冷間加工の際に導入された転位が分散粒子に集積しやすくなることを意味する。
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、添加元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｔｉを含み、必要に応じてＺｒ、Ｃｒの１種又は２種以上を含み、不可避不純物としてＦｅ、Ｓｉ、その他の元素を含むことができる。以下、本発明に係るアルミニウム合金押出材における各成分の添加理由、及びＭｎ系分散粒子の分布形態について詳細に説明する。
【０００９】
Ｍｇ
Ｍｇはアルミニウムのマトリックス中に固溶し、合金強度を向上させ、自動車部品等の製品を軽量化させる。自動車部品等に必要な強度（冷間成形後：引張強さＴＳ≧３００ＭＰａ）を得るには、Ｍｇは２．５％以上の添加が必要である。さらに２．５％未満では溶接性が劣る。しかし、４．０％を越えて添加すると耐応力腐食割れ性が低下し、かつ固溶量が過剰となって変形抵抗が上昇し、優れた冷間加工性が得られない。従って、Ｍｇ含有量は２．５〜４．０％とする。さらに望ましい範囲は３．２〜３．８％である。
【００１０】
Ｔｉ
Ｔｉは鋳造時における結晶粒を微細化することにより合金強度を向上させる。この効果を発揮させるには、Ｔｉ添加量は０．００５％以上とすることが必要である。また、０．００５％より少ないと、結晶粒が粗大化して伸びが低下し、優れた冷間加工性が得られない。一方、Ｔｉ添加量が０．２％を越えると前記効果が飽和し、さらに、粗大な金属間化合物が晶出して所定の合金強度及び伸びが得られなくなる。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２％とし、より望ましくは０．０１〜０．１％とする。
【００１１】
Ｍｎ
Ｍｎは冷間加工（塑性加工）の際に導入された転位が材料内のＭｎ系分散粒子に集積することで、加工硬化特性の向上に寄与する。添加量が０．２％未満では分散粒子の平均粒径が小さくなり過ぎてその効果が小さく、０．８％を超えると分散粒子の平均粒径が大きくなり過ぎて前記効果が飽和し、かつ粗大な金属間化合物が晶出することで伸びが低下し、冷間加工性を劣化させる。従って、Ｍｎの含有量は０．２〜０．８％とする。
なお、Ｍｎ系分散粒子はＭｎを含む金属間化合物からなり、主にＡｌ１２（ＭｎＦｅ）３Ｓｉ、ＭｎＦｅＡｌ６、Ａｌ６Ｍｎである。Ｍｎ系分散粒子はほとんど析出物として存在し、ごくわずかに晶出物が存在することもある。
【００１２】
Ｍｎ系分散粒子の分布形態
Ｍｎ系分散粒子の平均粒径が０．２μｍ未満では転位の集積効果が小さく、加工硬化特性の向上に寄与しない。２μｍ超では伸びが低下し、冷間加工性を劣化させ、また加工硬化特性も向上しない。平均粒子間隔が１μｍを超えると転位の集積効果が小さく加工硬化特性の向上に寄与しない。従って、Ｍｎ系分散粒子の平均粒径は０．２〜２．０μｍ、平均間隔は１μｍ以下が望ましく、この範囲で優れた加工硬化特性（加工硬化指数ｎ≧０．１８）が得られる。なお、平均粒子間隔が小さくなることにより加工硬化特性が阻害されることはなく、その意味で下限値は特に存在しないが、本発明の組成において一般に０．４μｍ以上の平均粒子間隔が得られる。また、高い加工硬化特性を得るうえで加工硬化指数ｎは高い方が望ましく、その意味で上限値は特に存在しないが、本発明の組成及びＭｎ系分散粒子の分布形態において一般に０．３４以下の加工硬化指数が得られる。
本発明の組成においてＭｎ系分散粒子の上記分布形態は、鋳塊の均質化処理を所定の条件（加熱温度×時間）で行うことにより得ることができる。Ｍｎ系分散粒子が析出するには好適な温度域があり、４００℃より低い温度では析出せず、５００℃より高い温度では粗大化しやすい。その温度域で低温短時間では分散粒子の（析出物）の粒径は極めて小さく、析出量も少ないため平均粒子間距離が広くなる（分布が疎になる）。また、高温長時間では析出物が大きくなる傾向がある。望ましい条件は４５０〜４９０℃×２〜６時間、さらに望ましい条件は４６０〜４８０℃×３〜５時間、最も望ましい条件は４７０℃×４時間である。４７０℃においてＭｎ系の金属間化合物が最も多く析出し、４時間はその析出物が最も良好な分布状態に達するために必要な時間である。均質化処理後、押出及び冷間加工が行われるが、均質化処理後の製造工程は、Ｍｎ系分散粒子の分布形態にほとんど影響を与えない。
【００１３】
Ｚｒ、Ｃｒ
これらの元素は製造工程における組織制御、すなわちアルミニウムマトリックス中に固溶して再結晶を抑制し、耐応力腐食割れ性を改善するために、必要に応じて１種以上が添加される。それぞれ、０．０５％、０．０５％以下ではその効果がなく、０．２％、０．３％を越えると前記効果が飽和するとともに、粗大な金属間化合物が晶出して伸びが低下し、冷間加工性を劣化させる。
【００１４】
不可避不純物
不可避不純物のうちでＦｅはアルミニウム地金に最も多く含まれる不純物であり、０．７％を越えて合金中に存在すると鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的性質を損なう。従って、Ｆｅの含有量は０．７％以下、望ましくは０．５％以下に規制する。また、アルミニウム合金を鋳造する際には地金、添加元素の中間合金、化合物等様々な経路より不純物が混入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の不純物のうちＳｉは０．５％以下、望ましくは０．４％以下、Ｃｕは０．３％以下、望ましくは０．２％以下、Ｚｎは０．３％以下、望ましくは０．２％以下、その他の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以下であれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従って、これらの不純物は上記の数値以下とする。なお、不純物のうちＢについてはＴｉの添加に伴い合金中にＴｉ含有量の１／５程度の量で混入するが、より望ましい範囲は０．０２％以下、さらに０．０１％以下が望ましい。
【００１５】
本発明に係るアルミニウム合金押出形材は、例えば、蒸気圧縮冷凍方式の冷凍サイクル中の蒸発器と圧縮器の間に設けられ、蒸発器から導入された冷媒を気液分離し、分離されたガス状冷媒を圧縮機に導出するアキュムレータの容器の製造に好適に用いることができる。アキュムレータの容器は、例えば、所定長さに切断したアルミニウム合金押出材（棒材）に据込み加工を施したうえ、容器状に押出加工し、外形の全長を切削した後、口部に対しスウェージング加工（口部を金型に押し込むことにより口部の径を収縮させる加工方法で、口部には心金を挿入する）を施して縮径し、このスウェージング加工を繰り返して口部を所定径に絞り、さらに必要に応じて胴部にしごき加工を施すという工程で製造される。スウェージング加工において一般に口部に割れが発生しやすいが、本発明に係るアルミニウム合金押出材はそれが防止される。このようにして製造したアキュムレータの容器を図４に示す。
【実施例】
【００１６】
次に、本発明の実施例について説明する。先ず、下記表１に示す組成のアルミニウム合金鋳塊を通常の方法により溶製し、Ｎｏ．１〜１７、２０〜２５の鋳塊に対しては、４７０℃×４ｈの均質化処理を施し、押出温度が４００℃、押出速度が４ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工を行い、Ｎｏ．１８〜１９の鋳塊に対しては５４０℃×４ｈの均質化処理を施し、押出温度が４００℃、押出速度４ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工を行い、Ｎｏ．２６，２８の鋳塊に対しては５４０℃×５０ｈの均質化処理を施し、押出温度が４００℃、押出速度４ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工を行い、Ｎｏ．２７の鋳塊に対しては４２０℃×４ｈの均質化処理を施し、押出温度が４００℃、押出速度４ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工を行い、いずれも押出直後に材料をファン空冷（冷却速度約１００℃／ｍｉｎ）で冷却し、外径が４２ｍｍの丸棒を得た。
これを供試材（Ｎｏ．１〜２８）とし、下記要領にて、材料内のＭｎ系分散粒子の平均粒径と、平均粒子間距離を測定し、引張特性の試験を実施した。また、供試材の中心部より押出方向に平行に厚さ１０ｍｍの板材を切り出し、加工率７０％まで冷間圧延した材料について、引張特性及び溶接性、通電法によるＳＣＣ性の試験を実施した。その結果を表２に示す。
【００１７】
【表１】
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【００１８】
Ｍｎ系分散粒子の平均粒径と平均粒子間距離；
押出材の各供試材の中心部付近から試験片を採取し、押出方向に平行な断面を透過型電子顕微鏡にて２万倍で観察し、Ｍｎ系分散粒子１０個について各々の粒径（粒子の最大長さを粒径とした）を求め、その平均値を平均粒径とした。この倍率であれば粒径０．０１μｍ程度以上の分散粒子が観察可能である。
同じ観察面において分散粒子間の距離（２つの粒子間の隙間の大きさ）１０箇所を求め、その平均値を平均粒子間距離とした。
引張試験；
押出材の各供試材の中心部付近から，図２に示すように厚さ３ｍｍの板を押出方向に平行に切り出し、この板からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳ、耐力ＹＳ及び伸びＥＬを求めた。さらに引張試験で得られた真応力−真歪み線図の公称歪み５％、１０％相当の２点を結ぶ直線の勾配から加工硬化指数を求めた。加工硬化指数ｎは０．１８以上を良好と評価した。
また、各冷間圧延材から圧延方向に平行にＪＩＳ５号試験片を採取し、同様の引張試験を実施した。引張強さＴＳ≧３００ＭＰａ、伸びＥＬ≧８．５％をそれぞれ冷間加工後の強度、冷間加工性が良好と評価した。  
【００１９】
継手効率；
冷間圧延材を圧延方向に突合せてＴＩＧ溶接し、溶接部が引張試験片のゲージ部の中心になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を実施し継手効率を求めた。溶接棒には直径２．４ｍｍのＡＡ５３５６合金を用いた。溶接性は、溶接後の引張強さＴＳが２５０ＭＰａを越えるものを○とし、２００〜２４９ＭＰａとなるものを△、２００ＭＰａ未満を×として全３段階で評価した。
ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）；
冷間圧延材の圧延方向に垂直方向から幅１０ｍｍ×長さ５０ｍｍの材料を採取し、また、粒界へのＭｇの析出を目的として１７０℃×１２ｈの鋭敏化処理を施し、Ｕ字曲げ試験片を作成した。図３は通電法によるＳＣＣ試験方法を示す模式図であり、３は試験片、４はＰｂ電極、５は電流計、６は整流器である。試験液には３．５％ＮａＣｌ水溶液を用い、負加電流密度は６．２ｍＡ／ｃｍ２とし、試験時間１０００分経過後、ＳＣＣが発生したものを×、発生しなかったものを○と評価した。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
表２に示されるように、成分組成およびＭｎ系分散粒子の平均粒径、平均粒子間距離が本発明の規定を満たすＮｏ．１〜１９は加工硬化指数（ｎ値）が高く、冷間圧延材の引張強さＴＳも自動車部品等に必要な強度を満たす。特に、ｎ値の高いＮｏ．３〜４及びＮｏ．６〜１３は圧延後の強度が高く、溶接性にも優れている。なお、Ｎｏ．１８，１９は均質化処理温度が高いため、Ｍｎ系分散粒子の平均粒径又は平均粒子間距離が比較的大きくなっている。
【００２２】
一方、Ｍｎ量の少ないＮｏ．２０は、加工硬化指数（ｎ値）が低く、Ｍｎ量の多いＮｏ．２１では圧延後の伸びが低い。Ｍｇ量の少ないＮｏ．２２は素材の強度が低く溶接性に劣り、Ｍｇ量の多いＮｏ．２３は圧延後の伸びが低く耐ＳＣＣ性に劣る。Ｚｒ量又はＣｒ量の多いＮｏ．２４，２５は素材及び圧延後の伸びが低い。Ｍｎ系分散粒子の間隔が広いＮｏ．２６は加工硬化指数（ｎ値）が低い。Ｍｎ系分散粒子の平均粒径が小さく間隔が大きいＮｏ．２７は加工硬化指数（ｎ値）が低く、Ｍｎ系分散粒子の平均粒径が大きいＮｏ．２８は加工硬化指数（ｎ値）が低い。なお、Ｎｏ．２６はＭｎ量が少なくかつ均質化処理温度が高く時間が長いため、Ｍｎ系分散粒子の間隔が大きくなり、Ｎｏ．２７は均質化処理温度が低い割に時間が短いため、Ｍｎ系分散粒子の析出量が少なく、Ｎｏ．２８は均質化処理温度が高く時間が長いため、Ｍｎ系分散粒子の平均粒径が大きくなった。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】Ｍｎ系分散粒子に転位が集積している状態を説明する透過電顕組織写真である。
【図２】押出材からの引張試験片採取方法を示す模式図である。
【図３】通電法によるＳＣＣ試験方法を示す模式図である。
【図４】アキュムレータの容器の断面図である。
【符号の説明】
【００２４】
１  Ｍｎ系分散粒子
２  転位
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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