JP4977281B2 - 衝撃吸収性及び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及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、車両のバンパーリィンホースメント、クラッシュボックス、ドアビーム部材等の衝撃吸収性構造部材に適用するのに好適なＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度アルミニウム合金押出材及びその製造方法に関する。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、押出加工性に優れた高強度アルミニウム合金として知られている。
しかし、従来から高強度アルミニウム合金押出材として量産化、実用化されているのは０．２％耐力値が３００ＭＰａクラスであり、自動車の軽量化を目的にさらに高強度化を図ろうとすると、押出加工性が悪くなるだけでなく、靱性が低下して衝撃により割れやすくなり、また耐応力腐食割れ性も低下することから車両の衝撃吸収性構造部材に適用できないという技術的課題があった。
また、高強度化を図る手段としてＭｇ成分やＺｎ成分を増加すると押出加工後の焼入れ感受性が強く押出加工後の押出材を溶体化処理し急冷するいわゆるＴ６処理を施さなければならず生産性が悪かった。
これに対して、特開平９−３１０１４１号公報には、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金の押出材に関し、所定の溶融開始温度になるように成分設計したプレス端焼入れによる構造材料用高強度押出材を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金押出材は高強度と押出生産性との両立を図ることに言及しているものの、靭性に対する検討はなされていないため、合金成分と溶融開始温度との関係式は押出材表面欠陥に着目したものであり、高靭性を確保することが難しい。
特開２００２−３２７２２９号公報にはバンパー補強材等に適する圧壊特性に優れるアルミニウム合金押出を開示する。
しかし、同公報によるとプレス焼入れ時の冷却速度が３００℃／ｍｉｎと通常のファン空冷よりも非常に大きい冷却速度である。
このような焼入れ感受性の強いアルミニウム合金ではプレス焼入れ時に均一に冷却焼入れするのが難しく、高速噴射された冷却空気が直接当たる形材の部分とそうでない部分とに冷却差が生じて、押出材にねじれ等の形状ひずみが生じてしまう問題がある。
特に押出材が中空断面である場合には、中空部の空気による断熱作用にて上記ねじれ等の形状ひずみは非常に大きいものになり製品価値が失われる恐れも高い。
しかし、従来から高強度アルミニウム合金押出材として量産化、実用化されているのは０．２％耐力値が３００ＭＰａクラスであり、自動車の軽量化を目的にさらに高強度化を図ろうとすると、押出加工性が悪くなるだけでなく、靱性が低下して衝撃により割れやすくなり、また耐応力腐食割れ性も低下することから車両の衝撃吸収性構造部材に適用できないという技術的課題があった。
また、高強度化を図る手段としてＭｇ成分やＺｎ成分を増加すると押出加工後の焼入れ感受性が強く押出加工後の押出材を溶体化処理し急冷するいわゆるＴ６処理を施さなければならず生産性が悪かった。
これに対して、特開平９−３１０１４１号公報には、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金の押出材に関し、所定の溶融開始温度になるように成分設計したプレス端焼入れによる構造材料用高強度押出材を開示する。
しかし、同公報に開示するアルミニウム合金押出材は高強度と押出生産性との両立を図ることに言及しているものの、靭性に対する検討はなされていないため、合金成分と溶融開始温度との関係式は押出材表面欠陥に着目したものであり、高靭性を確保することが難しい。
特開２００２−３２７２２９号公報にはバンパー補強材等に適する圧壊特性に優れるアルミニウム合金押出を開示する。
しかし、同公報によるとプレス焼入れ時の冷却速度が３００℃／ｍｉｎと通常のファン空冷よりも非常に大きい冷却速度である。
このような焼入れ感受性の強いアルミニウム合金ではプレス焼入れ時に均一に冷却焼入れするのが難しく、高速噴射された冷却空気が直接当たる形材の部分とそうでない部分とに冷却差が生じて、押出材にねじれ等の形状ひずみが生じてしまう問題がある。
特に押出材が中空断面である場合には、中空部の空気による断熱作用にて上記ねじれ等の形状ひずみは非常に大きいものになり製品価値が失われる恐れも高い。
本発明は、上記背景技術に内在する技術的課題に鑑みて、衝撃吸収性、耐応力腐食割れ性及び押出性に優れた生産性の高いアルミニウム合金押出材及びその製造方法の提供を目的とする。
従来の合金設計では、高強度化は材料割れが発生しやすくなり、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金においても耐力と靭性とには強い負の相関があるとされていた。
本発明者らは、アルミニウム合金成分と製造条件について鋭意検討した結果、所定のＺｎ及びＭｇ成分にて高強度化を図りつつ、繊維状組織化成分Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの成分範囲及び均質化（ＨＯＭＯ）条件の制御により高い靭性（衝撃吸収性）を得ることを見い出した。
特に驚くべきことに従来日本工業規格ＪＩＳ７０００系のようなＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金においてはＺｎ成分の融点が比較的低いことからＪＩＳ６０００系合金と異なりビレットの均質化処理温度が５００℃未満でなければならないとされていたのに対して、５００〜５４０℃の範囲にて均質化処理すると、焼入れ感受性が弱く押出加工時における押出後の空冷プレス端焼入れにて高強度が得られるのみならず、優れた高い靭性が得られることを見い出したものである。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％、Ｍｇ成分１．０〜１．６質量％、Ｃｕ成分０．１〜０．４質量％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの群の内から少なくとも一成分以上添加され、個々の成分が０．２５質量％以下で且つ合計が０．１５〜０．２５質量％の範囲であり、Ｆｅ成分０．２０質量％以下、Ｓｉ成分０．１０質量％以下であり、残部が実質的にアルミニウムであるアルミニウム合金からなり、押出材断面が中空形状であるとともに押出材断面積にて再結晶率が２０％以下でかつ０．２％耐力が３７０〜４５０ＭＰａの範囲であることを特徴とする。
本発明の趣旨の範囲内で微量のＴｉ、Ｂ成分などが含まれてもよい。
本発明者らは、アルミニウム合金成分と製造条件について鋭意検討した結果、所定のＺｎ及びＭｇ成分にて高強度化を図りつつ、繊維状組織化成分Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの成分範囲及び均質化（ＨＯＭＯ）条件の制御により高い靭性（衝撃吸収性）を得ることを見い出した。
特に驚くべきことに従来日本工業規格ＪＩＳ７０００系のようなＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金においてはＺｎ成分の融点が比較的低いことからＪＩＳ６０００系合金と異なりビレットの均質化処理温度が５００℃未満でなければならないとされていたのに対して、５００〜５４０℃の範囲にて均質化処理すると、焼入れ感受性が弱く押出加工時における押出後の空冷プレス端焼入れにて高強度が得られるのみならず、優れた高い靭性が得られることを見い出したものである。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％、Ｍｇ成分１．０〜１．６質量％、Ｃｕ成分０．１〜０．４質量％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの群の内から少なくとも一成分以上添加され、個々の成分が０．２５質量％以下で且つ合計が０．１５〜０．２５質量％の範囲であり、Ｆｅ成分０．２０質量％以下、Ｓｉ成分０．１０質量％以下であり、残部が実質的にアルミニウムであるアルミニウム合金からなり、押出材断面が中空形状であるとともに押出材断面積にて再結晶率が２０％以下でかつ０．２％耐力が３７０〜４５０ＭＰａの範囲であることを特徴とする。
本発明の趣旨の範囲内で微量のＴｉ、Ｂ成分などが含まれてもよい。
アルミニウム合金押出材をバンバリインフォースメント等の衝撃吸収性構造部材に適用するには安定した衝撃特性が要求される。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、押出成形後に強度向上を目的にＴ５又はＴ６処理を施すことが一般であり、請求項１記載のアルミニウム合金押出材においては０．２％耐力が３７０〜４５０ＭＰａに入るようにＴ５処理をする。
バンバリインフォースメント等の車両部品は、車両形状等に合わせるべく、押出材に曲げ加工等を施す場合が多く、その場合に、押出成形後にＴ１の状態で曲げ加工等を施し、その後にＴ５処理する工程を採用する。
従って、押出成形後に自然時効によりＴ１耐力値が変化するとＴ５処理後の機械的性質も変化する恐れがあり、それにより靱性が低下する場合も生じる。
本発明においてはＭｇＺｎ２の化学量論組成に対して過剰のＭｇ量をアルミニウム合金全体に対して０．３質量％以下に抑えることで自然時効における正の効果を抑制できることが明らかになった。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、押出成形後に強度向上を目的にＴ５又はＴ６処理を施すことが一般であり、請求項１記載のアルミニウム合金押出材においては０．２％耐力が３７０〜４５０ＭＰａに入るようにＴ５処理をする。
バンバリインフォースメント等の車両部品は、車両形状等に合わせるべく、押出材に曲げ加工等を施す場合が多く、その場合に、押出成形後にＴ１の状態で曲げ加工等を施し、その後にＴ５処理する工程を採用する。
従って、押出成形後に自然時効によりＴ１耐力値が変化するとＴ５処理後の機械的性質も変化する恐れがあり、それにより靱性が低下する場合も生じる。
本発明においてはＭｇＺｎ２の化学量論組成に対して過剰のＭｇ量をアルミニウム合金全体に対して０．３質量％以下に抑えることで自然時効における正の効果を抑制できることが明らかになった。
アルミニウム合金押出材を車両部品に適用する場合に曲げ加工や車体への組付工程が必要なことから、耐応力腐食割れ性も重要な品質特性である。
本発明においては、Ｚｎ／Ｍｇ比を質量比で６．７以下に抑えることであるいは、質量％の値で１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの成分合計］の値を８．０以上にすることで耐応力腐食割れ性が向上することも明らかになった。
本発明においては、Ｚｎ／Ｍｇ比を質量比で６．７以下に抑えることであるいは、質量％の値で１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの成分合計］の値を８．０以上にすることで耐応力腐食割れ性が向上することも明らかになった。
本発明に係るアルミニウム合金押出材に適した製造方法として、Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％、Ｍｇ成分１．０〜１．６質量％、質量比でＺｎ／Ｍｇ比が６．７以下であり、Ｃｕ成分０．１〜０．４質量％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの群の内から少なくとも一成分以上添加され、個々の成分が０．２５質量％以下で且つ合計が０．１５〜０．２５質量％の範囲であり、Ｆｅ成分０．２０質量％以下、Ｓｉ成分０．１０質量％以下であり、残部がアルミニウムと不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いてビレットを鋳造し、鋳造したビレットを５００〜５４０℃の範囲で均質化処理し、押出加工及びその後空冷速度２９〜８０℃／ｍｉｎの範囲にてプレス端焼入れするのが好ましい。
ここでプレス端焼入れとは円柱ビレットを所定の温度に加熱して押出プレスを用いて直接又は間接押出すると押出ダイスから高温の押出材が押出されてくるがこの押出材をファン装置等を用いて空冷することで焼入れ効果を生じさせることをいう。
ここでプレス端焼入れとは円柱ビレットを所定の温度に加熱して押出プレスを用いて直接又は間接押出すると押出ダイスから高温の押出材が押出されてくるがこの押出材をファン装置等を用いて空冷することで焼入れ効果を生じさせることをいう。
次にアルミニウム合金成分について説明する。
Ｚｎ：６．０〜７．２質量％
Ｚｎは、主としてＭｇと結合し、析出強化により耐力を向上させ、６．０質量％未満では、耐力が３７０ＭＰａに到達せず、７．２質量％を超えると耐応力腐食割れ性、耐食性が劣化する。
Ｍｇ：１．０〜１．６質量％
Ｍｇは、Ｚｎと結合し、析出強化により耐力を向上させ、１．０質量％未満では耐力が３７０ＭＰａに到達せず、１．６質量％を超えると押出性及び靱性を悪化させる。
ＺｎとＭｇは上記のように化合物として析出するが化学量論的にはＭｇＺｎ２組成になると推定されるが、このＭｇＺｎ２組成比に対して過剰のＭｇが０．３質量％を超えて存在すると押出成形後の自然時効において正の効果として作用し、時間経過とともに耐力値が上昇し、常温２００時間経過にて５ＭＰａ以上の上昇となる。
Ｔ５処理後の機械的特性のバラツキは安定した衝撃吸収性の維持がしにくくなる。
Ｚｎ／Ｍｇ比は耐応力腐食割れ性に影響を与え、Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％の範囲であってもＺｎ／Ｍｇ比が６．７を超えると、少ない量のＭｇ添加量でも応力腐食割れが発生しやすくなる傾向がある。
これは過剰に多いＺｎが偏析し、粒界と粒内との電位差が大きくなるためと推定される。
なお、Ｚｎ成分が６．０質量％でＭｇ成分が１．６質量％のときにＺｎ／Ｍｇ＝３．７５になる。
好ましいＺｎ／Ｍｇ比は４．７以上〜６．７以下がよく、４．７未満ではＭｇが過剰になり過ぎ、過剰なＭｇが母相の格子を大きく歪ませるために変形抵抗が上昇し、押出性が低下する。
Ｃｕ：０．１〜０．４質量％
Ｃｕは、微量の添加により粒界・粒内の電位差を緩和、耐応力腐食割れ性を改善する。また、耐力の向上にも寄与する。０．１質量％未満では効果が小さく０．４質量％を超えると押出性及び耐食性を悪化させる。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：個々０．２５質量％以下かつ合計０．１５〜０．２５質量％
Ａｌと結合し、微細な化合物を形成することによって、再結晶を抑制し繊維状組織を得ることができる。
ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒにはそれぞれ単独でも繊維化元素として作用するが、複合的に添加する方が効果的で特にＺｒは焼入れ感受性への影響が小さい点で他のＭｎ、Ｃｒ成分よりも多い方がよいがこの３成分は個々において０．２５質量％未満に制御する必要があるとともに合計にて０．１５質量％未満では効果が小さく、０．２５質量％を超えると焼入れ感受性を強くし、空冷で十分な強度を得ることができない。また、化合物サイズも粗大となり、靱性を悪化させる。
上記のようにＣｕ成分を０．１〜０．４質量％添加すると粒界と粒内との電位差を緩和し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ成分は表面再結晶深さを抑制することで耐応力腐食割れ性を向上するがその相乗効果が得られる点で、１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ成分合計］の値が８．０以上、望ましくは８．５以上にするのがよい。
Ｆｅ：０．２０質量％以下
不回避的不純物であり、Ａｌ・Ｓｉと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成する。この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、望ましくは０．１０質量％以下とする。
Ｓｉ：０．１０質量％以下
不回避的不純物であり、Ａｌ・Ｆｅと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成する。この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、望ましくは０．０５質量％以下とする。
ビレットの均質化処理
均質化処理はビレット内のＭｇ、Ｚｎ、Ｃｕ等の主成分の偏析を解消するとともに、靱性を悪化させる原因の一つである鋳造時に晶出したＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｓｉ系の粗大な化合物を分断・微細化するために行う。
均質化処理温度は、アルミ合金の成分（合金系）により異なり、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系合金においては従来、４５０〜５００℃が適正溶体化温度とされていた。
今回、主成分の偏析の解消にはこの温度域で十分であるが、晶出物を分断・微細化するためにはより高温で均質化処理することがよいことを見い出した。
従って、従来６０００系に対する均質化処理温度とされていた５００〜５４０℃の高温による均質化処理により靱性と耐力がともに向上することが明らかになった。
特にＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等偏析しやすい元素は総量を０．２５質量％以下に制御しつつ、押出加工後の安定した繊維状組織を得るには、ビレット段階における均質化処理温度は高温の方がよく５２０℃を超えるのが理想的である。
一方、上限を５４０℃以下としたのは５４０℃を超えて所定の時間保持すると局部溶解を生じる恐れがあるからである。
また、均質化処理温度が５００℃未満では、ビレット鋳造時の晶出物が充分には分断、微細化されずに靱性が低下する。
押出条件
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度アルミニウム合金の押出成形は６０００系合金に比較して押出性に劣り、押出条件も重要な因子の１つである。
ビレットの加熱温度は４９０〜５３０℃の範囲がよく、４９０℃未満では押出抵抗が大きいために押出加工ができなくなり、５３０℃を超えると耐力が低下する傾向にある。
押出金型のダイス温度は４４０〜５００℃の範囲がよく、４４０℃未満では材料の温度が低下して押出ができなくなり、５００℃を超えるとダイスが焼なましにより破損しやすくなる。
また、押出直後の押出材温度は５８０℃以下に抑えるのが好ましく、５８０℃を超えると押出材表面にピックアップが発生し、外観不良となりやすい。
押出材の中空断面形状
アルミニウム合金の押出成形は材料の高強度化に伴って急激に押出性が低下し、従来の０．２％耐力３００ＭＰａ以上の高強度アルミニウム合金は、ソリッド（中実）断面あるいは断面ロ字形状等の比較的単純な中空断面形状の押出材しか実業上の生産ができなかった。
これに対して本発明においては、リブ３本の日字断面形状のみならず、図６に示すようなリブ４本の目字断面形状からなる中空断面押出材も実業上生産可能になる。
図６（ａ）に示した断面形状はａ寸法が４０ｍｍ＜ａ≦７５ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１２０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲で実業生産が可能である。
図６（ｂ）に示した断面形状はａ寸法がａ≦４０ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１４０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲で実業生産が可能である。
なお、図６に示した断面は模式化したもので外周リブから外側に立設リブが存在していてもよい。
Ｚｎ：６．０〜７．２質量％
Ｚｎは、主としてＭｇと結合し、析出強化により耐力を向上させ、６．０質量％未満では、耐力が３７０ＭＰａに到達せず、７．２質量％を超えると耐応力腐食割れ性、耐食性が劣化する。
Ｍｇ：１．０〜１．６質量％
Ｍｇは、Ｚｎと結合し、析出強化により耐力を向上させ、１．０質量％未満では耐力が３７０ＭＰａに到達せず、１．６質量％を超えると押出性及び靱性を悪化させる。
ＺｎとＭｇは上記のように化合物として析出するが化学量論的にはＭｇＺｎ２組成になると推定されるが、このＭｇＺｎ２組成比に対して過剰のＭｇが０．３質量％を超えて存在すると押出成形後の自然時効において正の効果として作用し、時間経過とともに耐力値が上昇し、常温２００時間経過にて５ＭＰａ以上の上昇となる。
Ｔ５処理後の機械的特性のバラツキは安定した衝撃吸収性の維持がしにくくなる。
Ｚｎ／Ｍｇ比は耐応力腐食割れ性に影響を与え、Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％の範囲であってもＺｎ／Ｍｇ比が６．７を超えると、少ない量のＭｇ添加量でも応力腐食割れが発生しやすくなる傾向がある。
これは過剰に多いＺｎが偏析し、粒界と粒内との電位差が大きくなるためと推定される。
なお、Ｚｎ成分が６．０質量％でＭｇ成分が１．６質量％のときにＺｎ／Ｍｇ＝３．７５になる。
好ましいＺｎ／Ｍｇ比は４．７以上〜６．７以下がよく、４．７未満ではＭｇが過剰になり過ぎ、過剰なＭｇが母相の格子を大きく歪ませるために変形抵抗が上昇し、押出性が低下する。
Ｃｕ：０．１〜０．４質量％
Ｃｕは、微量の添加により粒界・粒内の電位差を緩和、耐応力腐食割れ性を改善する。また、耐力の向上にも寄与する。０．１質量％未満では効果が小さく０．４質量％を超えると押出性及び耐食性を悪化させる。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：個々０．２５質量％以下かつ合計０．１５〜０．２５質量％
Ａｌと結合し、微細な化合物を形成することによって、再結晶を抑制し繊維状組織を得ることができる。
ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒにはそれぞれ単独でも繊維化元素として作用するが、複合的に添加する方が効果的で特にＺｒは焼入れ感受性への影響が小さい点で他のＭｎ、Ｃｒ成分よりも多い方がよいがこの３成分は個々において０．２５質量％未満に制御する必要があるとともに合計にて０．１５質量％未満では効果が小さく、０．２５質量％を超えると焼入れ感受性を強くし、空冷で十分な強度を得ることができない。また、化合物サイズも粗大となり、靱性を悪化させる。
上記のようにＣｕ成分を０．１〜０．４質量％添加すると粒界と粒内との電位差を緩和し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ成分は表面再結晶深さを抑制することで耐応力腐食割れ性を向上するがその相乗効果が得られる点で、１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ成分合計］の値が８．０以上、望ましくは８．５以上にするのがよい。
Ｆｅ：０．２０質量％以下
不回避的不純物であり、Ａｌ・Ｓｉと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成する。この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、望ましくは０．１０質量％以下とする。
Ｓｉ：０．１０質量％以下
不回避的不純物であり、Ａｌ・Ｆｅと結合し、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成する。この化合物は破壊の起点となりやすく、靱性を悪化させるため、望ましくは０．０５質量％以下とする。
ビレットの均質化処理
均質化処理はビレット内のＭｇ、Ｚｎ、Ｃｕ等の主成分の偏析を解消するとともに、靱性を悪化させる原因の一つである鋳造時に晶出したＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｓｉ系の粗大な化合物を分断・微細化するために行う。
均質化処理温度は、アルミ合金の成分（合金系）により異なり、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系合金においては従来、４５０〜５００℃が適正溶体化温度とされていた。
今回、主成分の偏析の解消にはこの温度域で十分であるが、晶出物を分断・微細化するためにはより高温で均質化処理することがよいことを見い出した。
従って、従来６０００系に対する均質化処理温度とされていた５００〜５４０℃の高温による均質化処理により靱性と耐力がともに向上することが明らかになった。
特にＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等偏析しやすい元素は総量を０．２５質量％以下に制御しつつ、押出加工後の安定した繊維状組織を得るには、ビレット段階における均質化処理温度は高温の方がよく５２０℃を超えるのが理想的である。
一方、上限を５４０℃以下としたのは５４０℃を超えて所定の時間保持すると局部溶解を生じる恐れがあるからである。
また、均質化処理温度が５００℃未満では、ビレット鋳造時の晶出物が充分には分断、微細化されずに靱性が低下する。
押出条件
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度アルミニウム合金の押出成形は６０００系合金に比較して押出性に劣り、押出条件も重要な因子の１つである。
ビレットの加熱温度は４９０〜５３０℃の範囲がよく、４９０℃未満では押出抵抗が大きいために押出加工ができなくなり、５３０℃を超えると耐力が低下する傾向にある。
押出金型のダイス温度は４４０〜５００℃の範囲がよく、４４０℃未満では材料の温度が低下して押出ができなくなり、５００℃を超えるとダイスが焼なましにより破損しやすくなる。
また、押出直後の押出材温度は５８０℃以下に抑えるのが好ましく、５８０℃を超えると押出材表面にピックアップが発生し、外観不良となりやすい。
押出材の中空断面形状
アルミニウム合金の押出成形は材料の高強度化に伴って急激に押出性が低下し、従来の０．２％耐力３００ＭＰａ以上の高強度アルミニウム合金は、ソリッド（中実）断面あるいは断面ロ字形状等の比較的単純な中空断面形状の押出材しか実業上の生産ができなかった。
これに対して本発明においては、リブ３本の日字断面形状のみならず、図６に示すようなリブ４本の目字断面形状からなる中空断面押出材も実業上生産可能になる。
図６（ａ）に示した断面形状はａ寸法が４０ｍｍ＜ａ≦７５ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１２０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲で実業生産が可能である。
図６（ｂ）に示した断面形状はａ寸法がａ≦４０ｍｍの場合で、ｂ寸法がｂ≦１４０ｍｍ、リブの肉厚が３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３１≦６，１≦ｔ３２≦６の範囲で実業生産が可能である。
なお、図６に示した断面は模式化したもので外周リブから外側に立設リブが存在していてもよい。
本発明においては、Ｚｎ成分を６．０〜７．２％、Ｍｇ成分を１．０〜１．６質量％、Ｃｕ成分を０．１〜０．４質量％に設定し、σが３７０〜４５０ＭＰａ範囲に入るようにＭｇ及びＺｎ成分量を設定することで耐力のみならず優れた靭性及び押出性を確保することができる。
また、Ｚｎ／Ｍｇ比を６．７あるいは、１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）を８．０以上にすることで耐応力腐食割れ性が向上し、ＭｇＺｎ２に対して過剰Ｍｇを０．３質量％以下に抑えることで自然時効を抑制できる。
また、Ｚｎ／Ｍｇ比を６．７あるいは、１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）を８．０以上にすることで耐応力腐食割れ性が向上し、ＭｇＺｎ２に対して過剰Ｍｇを０．３質量％以下に抑えることで自然時効を抑制できる。
特に、繊維化元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの成分量を総量で０．１５〜０．２５質量％に制御するとともに鋳造ビレットの均質化処理温度を５００〜５４０℃の７０００系合金としては高温に設定したことにより少ない添加量で押出材に安定した繊維状組織が発現するとともに焼入れ感受性を弱く抑えることができ、冷却速度２９〜８０℃／ｍｉｎの比較的緩やかな空冷でプレス端焼入れが可能になり、中空断面の押出材であっても形状変形を抑えることができる。
図１の表に示す、各アルミニウム合金の溶湯を調整し、直径２０４ｍｍの円柱ビレットを鋳造し、図２の表中にＨＯＭＯ保持温度と表示したビレットの均質化温度にて約１２時間均質化処理をした。
なお、均質化処理後のビレット冷却速度は１００℃／ｍｉｎ以上であった。
次に３，０００ｔｏｎ油圧押出プレスを用いて、図４に示すようにａ＝１００ｍｍ×ｂ＝５０ｍｍで肉厚ｔ＝２ｍｍの断面形状日の字形の押出材を押出加工した。
押出直後にファン空冷し、空冷後の２４時間以内に９５℃×４時間＋１５０℃×７時間の２段人工時効処理（Ｔ５）したが、後述する実施例１３、比較例１３、１４については比較の為に、ファン空冷後、常温で２００時間放置した後に２段階人工時効（Ｔ５）処理した材料の耐力も評価した。
また、冷却速度は押出材が１００℃以下になるまでの平均速度を示す。
図１〜３の表に示す実施例が本発明に係るアルミニウム合金押出材に相当する。
図１及び２の表中、化学成分は質量％の値を示す。
（ＭｇＺｎ２）の値はＺｎ成分値に対してＭｇＺｎ２とした場合のＭｇ＋Ｚｎの合計を示し、実際の合金におけるＭｇ＋Ｚｎの値から先のＭｇＺｎ２とした場合のＭｇ＋Ｚｎの値を差し引いた値を過剰Ｍｇ量として表示してある。
１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の欄は１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの成分合計］の値を示す。
なお、均質化処理後のビレット冷却速度は１００℃／ｍｉｎ以上であった。
次に３，０００ｔｏｎ油圧押出プレスを用いて、図４に示すようにａ＝１００ｍｍ×ｂ＝５０ｍｍで肉厚ｔ＝２ｍｍの断面形状日の字形の押出材を押出加工した。
押出直後にファン空冷し、空冷後の２４時間以内に９５℃×４時間＋１５０℃×７時間の２段人工時効処理（Ｔ５）したが、後述する実施例１３、比較例１３、１４については比較の為に、ファン空冷後、常温で２００時間放置した後に２段階人工時効（Ｔ５）処理した材料の耐力も評価した。
また、冷却速度は押出材が１００℃以下になるまでの平均速度を示す。
図１〜３の表に示す実施例が本発明に係るアルミニウム合金押出材に相当する。
図１及び２の表中、化学成分は質量％の値を示す。
（ＭｇＺｎ２）の値はＺｎ成分値に対してＭｇＺｎ２とした場合のＭｇ＋Ｚｎの合計を示し、実際の合金におけるＭｇ＋Ｚｎの値から先のＭｇＺｎ２とした場合のＭｇ＋Ｚｎの値を差し引いた値を過剰Ｍｇ量として表示してある。
１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の欄は１１×［Ｃｕ成分量］＋４５×［Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの成分合計］の値を示す。
図３の表には図１の表に示したアルミニウム合金ビレットを用いた押出材の評価結果を示す。
実施例１〜１７は本発明に係る押出材及び製造条件例を示し、比較例１〜１７は下記の場合を示す。
比較例１は、Ｍｇ成分とＺｎ成分及びＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ成分の総量が下限より低い場合である。
比較例２は、Ｍｇ成分及びＺｎ成分が上限を外れ、押出加工ができなかった。
比較例３は、ビレットの均質化温度（ＨＯＭＯ温度）が下限より低い場合である。
比較例４は、ビレットの均質化温度を上限を超える５６０℃で１２時間保持したためにビレットにブリスター不具合が発生した例で、押出加工に供しなかった。
比較例５は、プレス端焼入れ速度が下限よりも遅い場合である。
比較例６は、Ｓｉ、Ｆｅ成分が上限を超えた場合である。
比較例７は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの総量が下限より低い場合である。
比較例８は、押出材を水焼入れによるＴ６処理した場合である。
比較例９は、ビレット温度が４９０℃未満の４８０℃と低く押出ができなかった。
比較例１０は、押出直後の押出形材の表面温度が５８５℃と５８０℃を超えていたので材料表面にピックアップ不良が発生した。
比較例１１は、ビレット温度が５４０℃と５３０℃を超えていたので押出後の押出材の温度が５９０℃と高くなり「ムシレ」外観不良が発生した。
比較例１２は、ダイス温度が４１０℃と４４０℃未満であったので押出ができなかった。
比較例１３は、Ｍｇ成分１．８０で、Ｚｎ成分が７．５０と７．２を超えていたので過剰Ｍｇが０．４１と０．３を超え、その結果、空冷後２４時間以内のＴ５後の耐力が５４２ＭＰａであったのが、押出後２００時間放置したＴ５後の耐力が５５２ＭＰａになり耐力が１０Ｍｐａも上昇した。
空冷後２４時間以内のＴ５後の耐力が５４２ＭＰaと４５０MＰａより高かっために靱性が低下していた。
また、靱性が低下し、押出性も悪くなっている。
比較例１４は、Ｍｇ成分１．８１で、Ｚｎが５．８４とこの場合もＭｇ過剰が０．７２となり、自然時効（常温×２００時間）によるＴ５処理後の耐力上昇１７ＭＰａと高く、空冷後２４時間以内のＴ５処理後耐力が高いため、靱性が低下した。
また、靱性が低下し、押出性も悪くなっている。
比較例１５は、Ｚｎ／Ｍｇ比が７．１２と６．７を超えているのでＳＣＣの値がやや低くなっている。
比較例１６及び１７は１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の値が８．０未満なのでＳＣＣが悪く、再結晶率も高くなっている。
実施例１〜１７は本発明に係る押出材及び製造条件例を示し、比較例１〜１７は下記の場合を示す。
比較例１は、Ｍｇ成分とＺｎ成分及びＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ成分の総量が下限より低い場合である。
比較例２は、Ｍｇ成分及びＺｎ成分が上限を外れ、押出加工ができなかった。
比較例３は、ビレットの均質化温度（ＨＯＭＯ温度）が下限より低い場合である。
比較例４は、ビレットの均質化温度を上限を超える５６０℃で１２時間保持したためにビレットにブリスター不具合が発生した例で、押出加工に供しなかった。
比較例５は、プレス端焼入れ速度が下限よりも遅い場合である。
比較例６は、Ｓｉ、Ｆｅ成分が上限を超えた場合である。
比較例７は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの総量が下限より低い場合である。
比較例８は、押出材を水焼入れによるＴ６処理した場合である。
比較例９は、ビレット温度が４９０℃未満の４８０℃と低く押出ができなかった。
比較例１０は、押出直後の押出形材の表面温度が５８５℃と５８０℃を超えていたので材料表面にピックアップ不良が発生した。
比較例１１は、ビレット温度が５４０℃と５３０℃を超えていたので押出後の押出材の温度が５９０℃と高くなり「ムシレ」外観不良が発生した。
比較例１２は、ダイス温度が４１０℃と４４０℃未満であったので押出ができなかった。
比較例１３は、Ｍｇ成分１．８０で、Ｚｎ成分が７．５０と７．２を超えていたので過剰Ｍｇが０．４１と０．３を超え、その結果、空冷後２４時間以内のＴ５後の耐力が５４２ＭＰａであったのが、押出後２００時間放置したＴ５後の耐力が５５２ＭＰａになり耐力が１０Ｍｐａも上昇した。
空冷後２４時間以内のＴ５後の耐力が５４２ＭＰaと４５０MＰａより高かっために靱性が低下していた。
また、靱性が低下し、押出性も悪くなっている。
比較例１４は、Ｍｇ成分１．８１で、Ｚｎが５．８４とこの場合もＭｇ過剰が０．７２となり、自然時効（常温×２００時間）によるＴ５処理後の耐力上昇１７ＭＰａと高く、空冷後２４時間以内のＴ５処理後耐力が高いため、靱性が低下した。
また、靱性が低下し、押出性も悪くなっている。
比較例１５は、Ｚｎ／Ｍｇ比が７．１２と６．７を超えているのでＳＣＣの値がやや低くなっている。
比較例１６及び１７は１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の値が８．０未満なのでＳＣＣが悪く、再結晶率も高くなっている。
判定方法としては機械的性質の場合に０．２％耐力（σ０．２）３７０ＭＰａ以上を「○」とし、押出性は４ｍ／ｍｉｎ以上を「○」とした。
靭性は図５に模式図を示すように、剛体治具（幅５０ｍｍで長さ１５０ｍｍ以上）と加圧プレートの間に押出材試験片（テストピース）を中リブが座屈方向と平行になるようにして挟み、座屈試験をした場合の荷重Ｆと変位Ｓの値から衝撃吸収量ＥＡに基づいて図５（ｃ）に示す試算式でｆ（Ｅ）値を求めた。
ｆ（Ｅ）の値は押出材に割れが少なく粘りが高いほど高い値になり３８以上の場合を判定「○」とした。
また耐応力腐食割れ性（ＳＣＣ）は、それぞれ耐力相当の応力を負荷した試験片を酸化クロム３６ｇ／Ｌ、ニクロム酸カリウム３０ｇ／Ｌ、塩化ナトリウム３ｇ／Ｌ、５０℃水溶液に浸漬して、割れ発生までの時間を調査し、７２時間以上を判定「○」とした。
再結晶率は押出材の断面を研磨後に再結晶部の面積比率を測定し、２０％以下を「○」とした。
図１２に本発明に係る押出材の断面の写真例を示す。
自然時効の正の効果の抑制は、押出空冷後２４時間以内で人工時効したものの耐力に対して常温２００時間経過後に人工時効したものの耐力の上昇値を評価し上昇５ＭＰａ以下を「○」とした。
過剰Ｍｇは０．３以下を「○」と表示し、１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の値は８．０以上を「○」と表示した。
靭性は図５に模式図を示すように、剛体治具（幅５０ｍｍで長さ１５０ｍｍ以上）と加圧プレートの間に押出材試験片（テストピース）を中リブが座屈方向と平行になるようにして挟み、座屈試験をした場合の荷重Ｆと変位Ｓの値から衝撃吸収量ＥＡに基づいて図５（ｃ）に示す試算式でｆ（Ｅ）値を求めた。
ｆ（Ｅ）の値は押出材に割れが少なく粘りが高いほど高い値になり３８以上の場合を判定「○」とした。
また耐応力腐食割れ性（ＳＣＣ）は、それぞれ耐力相当の応力を負荷した試験片を酸化クロム３６ｇ／Ｌ、ニクロム酸カリウム３０ｇ／Ｌ、塩化ナトリウム３ｇ／Ｌ、５０℃水溶液に浸漬して、割れ発生までの時間を調査し、７２時間以上を判定「○」とした。
再結晶率は押出材の断面を研磨後に再結晶部の面積比率を測定し、２０％以下を「○」とした。
図１２に本発明に係る押出材の断面の写真例を示す。
自然時効の正の効果の抑制は、押出空冷後２４時間以内で人工時効したものの耐力に対して常温２００時間経過後に人工時効したものの耐力の上昇値を評価し上昇５ＭＰａ以下を「○」とした。
過剰Ｍｇは０．３以下を「○」と表示し、１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の値は８．０以上を「○」と表示した。
図１〜３に示した表の結果から、均質化温度を５００〜５４０℃の高温にすることで空冷によるプレス端焼入れ及びその２段人工時効にて耐力、靭性及び耐応力腐食割れ性に優れていることが明らかになった。
図７に光学顕微鏡によるビレットの組織写真（上段１００倍、下段４００倍）を示し、ＨＯＭＯ温度４８０℃ではチル層（表面から厚さが１〜２ｍｍ程度）を中心に偏析物が多く、５４０℃では析出物が微細化している。
以下、より具体的に考察する。
比較例８に示した押出材は押出後に溶体化及び水焼入れしたＴ６処理材である。
Ｔ６処理すると耐力値は高くｆ（Ｅ）値も比較的高いが耐応力腐食割れ性（ＳＣＣ）は２４時間と悪くなっている。
これは焼入れ速度の速いＴ６処理では無析出帯（ＰＦＺ）が狭くなる為に耐力及び靭性は比較的高くなるものの、ＰＦＺ部に応力が集中し、ＳＣＣ値が悪くなったと推定される。
また、実施例１〜５を比較すると、ビレットの均質化処理温（ＨＯＭＯ温度）が高い方がｆ（Ｅ）の値も高くなる傾向を示している。
これは再結晶率がほぼ同じであっても均質化処理温度が低いと鋳造時に発生したＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＡｌ等との金属間化合物の晶出物が充分に分断されなかったためと推定される。
よって耐力、靭性及び耐応力腐食割れといった従来、相互に負の相関が強いとされていた物性値を共に改善するにはビレットの均質化処理温度を７０００系合金としては従来想定されなかった５００〜５４０℃の高温に設定し、かつ、押出後に冷却速度２９〜８０℃／ｍｉｎの比較的緩やかな空冷によるプレス端焼入れするのが効果であることが明らかになった。
実施例１０〜１７と比較例１５とからＺｎ／Ｍｇ比６．７以下でＳＣＣが良いことが明らかになった。
なお、Ｚｎ、Ｍｇ成分とＺｎ／Ｍｇ比の関係を図８に示す。
また、実施例１０〜１７と比較例１６、１７とから１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）＝８．０以上でＳＣＣが良いことも明らかになり、これを検証すべく単回帰分析した結果を図１１のグラフに示す（実施例１〜１７、比較例１、７、１６、１７）。
これは、Ｃｕ成分を添加することで結晶粒界と粒内の電位差が緩和され、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ成分で表面再結晶深さを抑制することで、ＳＣＣ性が向上するためである。
図７に光学顕微鏡によるビレットの組織写真（上段１００倍、下段４００倍）を示し、ＨＯＭＯ温度４８０℃ではチル層（表面から厚さが１〜２ｍｍ程度）を中心に偏析物が多く、５４０℃では析出物が微細化している。
以下、より具体的に考察する。
比較例８に示した押出材は押出後に溶体化及び水焼入れしたＴ６処理材である。
Ｔ６処理すると耐力値は高くｆ（Ｅ）値も比較的高いが耐応力腐食割れ性（ＳＣＣ）は２４時間と悪くなっている。
これは焼入れ速度の速いＴ６処理では無析出帯（ＰＦＺ）が狭くなる為に耐力及び靭性は比較的高くなるものの、ＰＦＺ部に応力が集中し、ＳＣＣ値が悪くなったと推定される。
また、実施例１〜５を比較すると、ビレットの均質化処理温（ＨＯＭＯ温度）が高い方がｆ（Ｅ）の値も高くなる傾向を示している。
これは再結晶率がほぼ同じであっても均質化処理温度が低いと鋳造時に発生したＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＡｌ等との金属間化合物の晶出物が充分に分断されなかったためと推定される。
よって耐力、靭性及び耐応力腐食割れといった従来、相互に負の相関が強いとされていた物性値を共に改善するにはビレットの均質化処理温度を７０００系合金としては従来想定されなかった５００〜５４０℃の高温に設定し、かつ、押出後に冷却速度２９〜８０℃／ｍｉｎの比較的緩やかな空冷によるプレス端焼入れするのが効果であることが明らかになった。
実施例１０〜１７と比較例１５とからＺｎ／Ｍｇ比６．７以下でＳＣＣが良いことが明らかになった。
なお、Ｚｎ、Ｍｇ成分とＺｎ／Ｍｇ比の関係を図８に示す。
また、実施例１０〜１７と比較例１６、１７とから１１×Ｃｕ＋４５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）＝８．０以上でＳＣＣが良いことも明らかになり、これを検証すべく単回帰分析した結果を図１１のグラフに示す（実施例１〜１７、比較例１、７、１６、１７）。
これは、Ｃｕ成分を添加することで結晶粒界と粒内の電位差が緩和され、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ成分で表面再結晶深さを抑制することで、ＳＣＣ性が向上するためである。
過剰Ｍｇ量と自然時効による耐力上昇の関係を統計的に検証した結果を図９、図１０に基づいて説明する。
図９に示すｎ１〜ｎ４の化学成分からなるアルミニウム合金を製作し、押出後のファン空冷後２４時間以内に人工時効したものに対する自然時効２００時間経過後の人工時効による耐力上昇値を測定し、単回帰分析した結果を図１０のグラフに示す。
この結果から過剰Ｍｇ量と耐力上昇に強い正の相関があることが明らかになった。
実施例１３、比較例１３、１４、図１０の結果から過剰Ｍｇ量は０．３質量％以下がよい。
図９に示すｎ１〜ｎ４の化学成分からなるアルミニウム合金を製作し、押出後のファン空冷後２４時間以内に人工時効したものに対する自然時効２００時間経過後の人工時効による耐力上昇値を測定し、単回帰分析した結果を図１０のグラフに示す。
この結果から過剰Ｍｇ量と耐力上昇に強い正の相関があることが明らかになった。
実施例１３、比較例１３、１４、図１０の結果から過剰Ｍｇ量は０．３質量％以下がよい。
図６に例を示した目字断面形状の押出材についても評価した結果、機械的性質、ＳＣＣ、押出性については日字断面形状と同様であり、靱性については、日字断面よりも高い値を示した。
Claims (1)
- Ｚｎ成分６．０〜７．２質量％、Ｍｇ成分１．０〜１．６質量％、質量比でＺｎ／Ｍｇ比が６．７以下であり、Ｃｕ成分０．１〜０．４質量％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの群の内から少なくとも一成分以上添加され、個々の成分が０．２５質量％以下で且つ合計が０．１５〜０．２５質量％の範囲であり、Ｆｅ成分０．２０質量％以下、Ｓｉ成分０．１０質量％以下であり、残部がアルミニウムと不可避的不純物であるアルミニウム合金を用いてビレットを鋳造し、鋳造したビレットを５００〜５４０℃の範囲で均質化処理し、押出加工及びその後空冷速度２９〜８０℃／ｍｉｎの範囲にてプレス端焼入れすることを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。
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