JP2021123798A

JP2021123798A - 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法

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Publication number: JP2021123798A
Application number: JP2021007375A
Authority: JP
Inventors: 貴人川村; Takahito Kawamura; 朋夫吉田; Tomoo Yoshida; 果林柴田; Karin Shibata
Original assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd
Current assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd
Priority date: 2020-02-04
Filing date: 2021-01-20
Publication date: 2021-08-30
Also published as: JPWO2021157356A1; WO2021157356A1; US20220364213A1; CN115053008A

Abstract

【課題】耐食性及び成形性に優れ、良好な焼入れ性を有するとともに生産性の高い高強度アルミニウム合金押出材の製造方法の提供を目的とする。
【解決手段】以下質量％にて、Ｚｎ：６．０〜７．０％，Ｍｇ：１．５〜２．０％，Ｃｕ：０．２０〜１．５０％，Ｚｒ：０．１０〜０．２５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５％，Ｍｎ：０．１５〜０．３５％，Ｓｒ：０．２５％以下，且つ［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］：０．１０〜０．５０％，残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳造ビレットを用いて押出加工し、前記押出加工直後に冷却速度５０〜７５０℃／分の範囲にて１００℃以下になるまで冷却し、その後に一段又は二段の時効処理と、前記時効処理よりも高温で短時間の加熱処理を行うことを特徴とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、アルミニウム合金を用いた押出材の製造方法に関し、特に高強度でありながら成形性及び耐食性に優れ、生産性の高いアルミニウム合金押出材の製造方法に係る。

自動車や各種産業機械等の分野においては、さらなる軽量化や小型化が要求されており、その達成手段の１つとして構造部材を高強度のアルミニウム合金部材で製作することが検討されている。
高強度アルミニウム合金には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）合金と、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（７０００系）合金とが知られている。
６０００系合金は、Ｍｇ_２Ｓｉの析出硬化による高強化をねらいとするが、Ｍｇ，Ｓｉの添加量が多くなると、押出性が著しく低下する技術的課題がある。
７０００系合金は、自然時効型合金であり、Ｚｎの添加はＭｇ，Ｓｉよりも押出性に対する影響が少ない点が特徴となるが、人工時効処理にて高強度を得るには熱処理時間が長くなる技術的課題がある。

特許文献１には、塗装時の焼付温度を利用した高強度アルミニウム合金押出材の製造方法を開示するが、６０００系合金であり、充分な高強度が得られていない。

特開２００２−２３５１５８号公報

本発明は、耐食性及び成形性に優れ、良好な焼入れ性を有するとともに生産性の高い高強度アルミニウム合金押出材の製造方法の提供を目的とする。

本発明に係る高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、以下質量％にて、Ｚｎ：６．０〜７．０％，Ｍｇ：１．５〜２．０％，Ｃｕ：０．２０〜１．５０％，Ｚｒ：０．１０〜０．２５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５％，Ｍｎ：０．１５〜０．３５％，Ｓｒ：０．２５％以下，且つ［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］：０．１０〜０．５０％，残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳造ビレットを用いて押出加工し、前記押出加工直後に冷却速度５０〜７５０℃／分の範囲にて１００℃以下になるまで冷却し、その後に一段又は二段の時効処理と、前記時効処理よりも高温で短時間の加熱処理を行うことを特徴とする。

本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の合金において、押出加工直後に空冷することで押出材表面の再結晶深さを抑制でき、良好な焼入れを有するとともに高強度が得られる。
そのアルミニウム合金組成を設定した理由を以下、説明する。

＜Ｚｎ成分＞
Ｚｎは比較的多く添加しても押出性の低下を少なく抑えつつ、高強度が得られやすいものの、過度に添加すると耐応力腐食割れ性が低下するので、以下全て質量％にてＺｎ：６．０〜７．０％の範囲にするのが好ましい。
＜Ｍｇ成分＞
押出材の高強度化に最も有効な成分であるが、押出性が低下しやすく、曲げ成形等の塑性加工時に押出材に割れが発生しやすくなる。
そこで、Ｍｇ成分は１．５〜２．０％の範囲に設定した。
Ｍｇ成分が、この範囲であれば押出性の低下を抑え、高強度が得られる。
＜Ｃｕ成分＞
Ｃｕ成分は金属組織中の固溶効果により高強度化を図ることができるが、添加量が多くなると押出性、成形性低下の原因になりやすく一般耐食性が低下する。
そこで、Ｃｕ成分は０．２０〜１．５０％、好ましくは０．２０〜０．３０％の範囲に設定した。
＜Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分＞
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分は、いずれも遷移元素であり、押出加工時に押出材の表面に発生しやすい再結晶を抑制し、表面の再結晶層の深さが小さくなる方向に作用する。
しかし、これらの成分は多くなると押出加工直後の冷却（プレス端焼入れ）において、焼入れ感受性が鋭くなる。
その中でも特にＣｒ成分はその影響が大きいため、Ｃｒ成分を含有しないようにするか、含有させる場合には０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下に抑える。
Ｍｎ成分は、Ｃｒ成分ほどには焼入れ感受性が強くなく、プレス端焼入れにファン空冷を採用するのには、０．１５〜０．３５％の範囲がよい。
本発明においては、この再結晶層の深さを抑えるのにＺｒ成分を添加した。
Ｚｒはアルミ溶湯中に溶解できる限界があることから、Ｚｒ：０．１０〜０．２５％の範囲とした。
＜Ｓｒ，Ｔｉ成分＞
Ｓｒ成分はビレット鋳造組織中の結晶粒の粗大化を抑制でき、その結果として、押出加工時に発生しやすい押出材表面の再結晶層の深さを抑える作用がある。
一方、Ｓｒ成分の添加量が多いと、Ｓｒを核とする粗大な晶出物が発生しやすくなる。
そこでＳｒを添加する場合には、Ｓｒ：０．２５％以下に抑えるのが好ましく、強度と再結晶層の抑制を両立させるのには［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］の合計量は０．１０〜０．５０％の範囲にするのが好ましい。
また、Ｃｒを含有する場合には、［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ＋Ｃｒ］合計量を０．１０〜０．５０％の範囲にする。
Ｔｉ成分はビレットを鋳造する際に、結晶粒の微細化に有効であり、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の範囲で添加する。
＜その他の成分＞
アルミニウム合金のビレット鋳造において、混入しやすい不純物としては、Ｆｅ，Ｓｉ等が挙げられる。
これらの成分は多くなると、強度の低下や曲げ成形性の低下につながるので、Ｆｅは０．２％以下、Ｓｉは０．１％以下に抑えるのが好ましい。

本発明においては、上記のようなアルミニウム合金のビレットを鋳造し、押出加工する際に押出加工直後にプレス端焼入れとして、冷却速度５０〜７５０℃／分、好ましくは冷却速度５０〜５００℃／分の範囲にてファン空冷を行う。
冷却速度を７５０℃／分超にすると、押出材の部位による冷却差が生じ、ひずみが発生しやすい。
また、水冷では冷却装置が大型になる。
押出材が１００℃以下の常温近くになるまで冷却する。
また、本発明で用いられる鋳造ビレットは、鋳造し、次に４８０〜５２０℃にて均質化処理後、冷却速度５０℃／時間以上にて冷却することで平均結晶粒径が２５０μｍ以下になるようにするのが好ましい。

本発明に係る高強度アルミニウム合金押出材は、その合金の化学組成にも特徴があるが、最も特徴的なのは短時間の熱処理にて高強度が得られる点にある。
上記のように、押出直後にファン空冷を行った後に、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に優れ、且つ高強度を得るのに熱処理を行う。
これまでは一般的に、初晶を発生させるための相対的に低温の一段目の時効処理と、その後に初晶を成長させる相対的に高温の二段目の時効処理を行っていたが、これでは合計の熱処理時間が長く、生産性が低下する原因となっていた。

そこで本発明は、一段目又は二段目の時効処理の後に、この時効処理温度よりも高温で短時間の加熱処理を行うことで、熱処理の合計時間を従来よりも短くすることができる。
例えば、一段目の温度を９０〜１８０℃、好ましくは１１０〜１５０℃に設定し、二段目は一段目よりも高い温度に設定する。
本発明は、その後の加熱処理温度はそれらよりも高い温度に設定する。
例えば、一段目又は二段目よりも高い温度であって、かつ１４０〜２５０℃の範囲で短時間０．１〜６時間の加熱処理を行う。
このような熱処理工程により、引張強さ４６０ＭＰａ以上、耐力４３０ＭＰａ以上の高強度が得られる。
本発明においては、二段目の時効処理を省略してもよく、その場合には一段目の時効処理後に上記加熱処理を行う。

本発明に係る高強度アルミニウム合金の押出材は、プレス成形、ベンダー曲げ等にて押出材に曲げ成形等の塑性加工を行った後に、人工時効処理等を行ってもよい。

本発明に用いるアルミニウム合金の鋳造ビレットは、アルミニウム合金の溶湯における化学組成を上記の範囲に調整し、円柱状のビレットに連続鋳造されるが、その鋳造速度を５０ｍｍ／分以上にするとともに、前述のように均質化処理後に５０℃／時間以上の速度で冷却することで、ビレット組織中の平均結晶粒径が２５０μｍ以下になり、押出加工時の表面再結晶層の深さを小さく抑えることができる。

本発明に係る高強度アルミニウム合金押出材の製造方法にて製造された押出材は、割れが発生しにくくなるいわゆる「ねばり」が生じ、耐応力腐食割れ性が向上する。
また、プレス端焼入れもファン空冷等の空冷手段でよく、押出材にひずみや変形が発生しにくく、その後の人工時効処理等の熱処理時間を短くすることができ、生産性が向上する。

評価に用いたアルミニウム合金の組成例（実施例）を示す。評価に用いたアルミニウム合金の組成例（比較例）を示す。評価に用いた鋳造ビレット及び押出材の製造条件（実施例）を示す。評価に用いた鋳造ビレット及び押出材の製造条件（比較例）を示す。押出材品質の評価結果（実施例）を示す。押出材品質の評価結果（比較例）を示す。

図１及び図２の表に示した組成のアルミニウム合金溶湯を調整し、円柱ビレットを鋳造した。
図３及び図４の表にその鋳造速度を示し、ＨＯＭＯ温度（℃）にて均質化処理をした。
ＨＯＭＯ温度は、４８０〜５２０℃の範囲が好ましい。
均質化処理後は、表中に示した冷却速度にて冷却した。
表中、ビレット結晶粒径とは、鋳造されたビレットの組織中の平均結晶粒径を示す。
ビレット結晶粒径は、平均粒径で２５０μｍ以下が好ましい。
表中に示したＢＬＴ温度に予熱したビレットを押出機のコンテナに装填し、押出加工した。
押出加工直後に表中、冷却速度（℃／分）にて押出材が少なくとも１００℃以下になるまでファン空冷した。
冷却速度は５０〜７５０℃／分の範囲が好ましい。
必要に応じて例えば、車部品で示すとバンパーリインフォースメント，ドアビーム等の製品形状を想定して、弓形形状に曲げ成形を行う。
例えば、曲率５００〜３０００ｍｍの曲げ成形である。
その後に表中に示した熱処理条件にて熱処理を行った。
表中の熱処理条件で、一段目とは１段目の熱処理温度及び時間、二段目とは２段目の熱処理温度及び時間を示し、ＢＨ温度及びＢＨ時間は高温加熱条件（加熱処理）を示す。

図５及び図６の表に評価結果を示す。
Ｔ５の値は人工時効処理後の引張り強さ（ＭＰａ），０．２％耐力（ＭＰａ）伸び（％）を示す。
表中に本発明に係る目標値を示す。
これらの機械的性質は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に基づいて、ＪＩＳ−５号片を押出材から製作し、ＪＩＳ規格に準拠した引張り試験機にて計測した。
ビレットの結晶粒径、押出材の表面再結晶深さは、断面を鏡面仕上げ後にそれぞれ所定のエッチング処理を行い、光学顕微鏡観察による画像処理にて計測した。
表中、ＳＣＣ性は耐応力腐食割れ試験結果を示す。
試験片に耐力の８０％の応力を負荷した状態で次の条件を１サイクルとし、７２０サイクルにて割れが発生しなかったものを目標達成とした。
＜１サイクル＞
３．５％ＮａＣｌ水溶液，２５℃，１０分浸漬し、その後に２５℃，湿度４０％，５０分放置し、その後に自然乾燥する。

＜評価結果の考察＞
実施例１〜４５は、全ての品質目標をクリアーしている。
特に、実施例１９，２２，２５及び実施例３４〜３８においては、トータルの熱処理時間（全体時間）を１０時間以内に抑えても引張強度４６０Ｍｐａ以上，耐力４３０ＭＰａ以上をクリアーしつつ、伸びや耐ＳＣＣ性にも優れる。
これに対して比較例８〜１１は、Ｍｎ及びＭｇの添加量が少なく、引張強度，耐力が未達であった。
比較例１２はＭｇが多く、Ｃｕも多いので、耐ＳＣＣ性が目標未達であった。
なお比較例１〜４は、１段目の熱処理時間を従来のように長く設定したものであるが、引張強度が実施例１〜３レベルまでになっていない。

Claims

以下質量％にて、Ｚｎ：６．０〜７．０％，Ｍｇ：１．５〜２．０％，Ｃｕ：０．２０〜１．５０％，Ｚｒ：０．１０〜０．２５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５％，Ｍｎ：０．１５〜０．３５％，Ｓｒ：０．２５％以下，且つ［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］：０．１０〜０．５０％，残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳造ビレットを用いて押出加工し、
前記押出加工直後に冷却速度５０〜７５０℃／分の範囲にて１００℃以下になるまで冷却し、その後に一段又は二段の時効処理と、前記時効処理よりも高温で短時間の加熱処理を行うことを特徴とする高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
前記鋳造ビレットは鋳造し、次に４８０〜５２０℃にて均質化処理後冷却速度５０℃／時間以上にて冷却することで平均結晶粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
引張強度４６０ＭＰａ以上、耐力４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項２記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。