耐衝撃割れ性に優れたアルミニウム合金押出材
【課題】Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、強度が高く、靭性にも優れ、押出生産性がよい押出材の提供を目的とし、特に軸圧壊特性の改善に効果的である。
【解決手段】Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする。
【解決手段】Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる押出材に関し、特に動的荷重や静的荷重等の衝撃に対して靭性に優れたアルミニウム合金押出材に係る。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は高い衝撃エネルギー吸収性が要求される車両部品等に適用するのに好適である。
【背景技術】
【０００２】
車両の分野においては、乗員保護の観点から衝突安全性及び燃費向上の観点から軽量化が強く要求されている。
衝突安全性の向上を図る手段としては、車両を構成するフレーム部材等が軽衝突時にはフレーム剛性を確保しつつ、所定以上の衝撃が加わると変形して衝撃エネルギーを吸収する方法が公知である。
衝撃エネルギーを吸収するためにフレーム部材等が変形するパターンにはフレーム部材が横方向に変形する横圧壊と縦方向に変形する軸圧壊とがあるが、いずれの場合にも圧壊変形時に割れが発生しにくい靭性の高い材料が要求される。
【０００３】
特許第３７７２９６２号公報にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材であって、繊維状組織を有し、過時効処理したことで横圧壊特性を向上させたバンパー補強材を開示する。
しかし、車両部材であっては、軽衝突時には剛性を確保して車両の軽量化にも寄与しなければならないのに過時効処理を行うと、材料強度、特に耐力値がその材料が本来有している最大強度よりも低下してしまう技術的課題がある。
また、同公報の記載によると押出軸方向に圧縮荷重を受けて蛇腹状に収縮変形する場合と、横方向に圧縮荷重を受けて変形する場合とでは変形形態が異なり、同公報に記載の発明に係るアルミニウム合金押出材は横圧壊特性を改善したものと特定されている。
さらには、同公報にはアルミニウム合金押出材を繊維状組織にするために質量％で、Ｍｎ：０．２〜０．７％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうち１種又は２種以上を添加する必要があると記載されているが、Ｍｎ及びＣｒは焼入れ感受性を高める要因となり、また晶出物を形成して靭性を悪化させたり強度低下や押出性の低下を招きやすい問題があった。
【０００４】
【特許文献１】特許第３７７２９６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、強度が高く、靭性にも優れ、押出生産性がよい押出材の提供を目的とし、特に軸圧壊特性の改善に効果的である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金は高強度が得られるアルミニウム合金として各種検討されている。
従来から開発されている合金は、一般的にはＭｇの成分量が０．８〜１．６％レベルであり、比較的高い耐力値が得られやすい反面、靭性及び押出性が悪い問題があった。
そこで本願発明者は、Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％（以下単に％と表示する）と相対的に低く抑えつつ、高強度、優れた靭性及び高い生産性を得ることを目的に誠意検討して本発明に至ったものである。
【０００７】
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする。
【０００８】
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度を高めるのに主要な成分であるがＭｇ成分量が高いと圧壊変形時に割れやすくなり、押出性も低下する。
そこで本発明においては耐力を維持するためにＭｇ成分を０．５０％以上に設定し、割れを抑え、押出性の低下を防ぐべく上限を０．７５％以下に設定したものである。
【０００９】
Ｚｎは、Ｍｇの存在の下に時効性を有し、耐力を確保すべくＺｎ成分を４．５％以上に設定した。
また、Ｚｎ成分が６．５％を超えると耐食性が悪くなる。
【００１０】
Ｃｕは、微量添加により一般耐食性が向上するとともに、結晶粒内外の電位差を緩和し、耐応力腐食割れ性が向上する。
従って、Ｃｕ成分を０．１０％以上とした。
Ｃｕ成分が０．２０％を超えると極部電位により耐食性が悪化する。
なお、Ｃｕ成分０．１０〜０．２０％の範囲では耐力向上にも寄与する。
【００１１】
Ｔｉは、アルミニウム合金鋳塊中の結晶粒を微細化するので０．００５％以上添加するのがよく、０．０５％でその効果が飽和する。
【００１２】
遷移元素であるＭｎ、Ｃｒ、ＺｒはＡｌと結合して微細な化合物を形成することによって再結晶を抑制し、金属組織を繊維状にすることは公知である。
しかし、Ｍｎ及びＣｒはプレス端焼入れ時の焼入れ感受性に大きな影響を与え、プレス端焼入れを強制空冷にて実施し、その後の人工時効処理にて安定した高強度を得るにはＭｎ及びＣｒは極力少ない方がよい。
これに対してＺｒはＭｎ、Ｃｒと比較して焼入れ感受性への影響が少ないのでＺｒのみで金属組織を繊維状にできないか検討した結果、Ｚｒ成分量を０．１７％〜０．２３％，好ましくは０．１９％〜０．２３％の範囲に制御すればよいことが明らかになった。
この場合にＭｎ成分は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、理想的には０．０１％以下である。
また、Ｃｒ成分は０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下である。
【００１３】
Ｆｅ及びＳｉはアルミニウム地金に不純物として含まれやすい成分であるが、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｃｒ−Ｆｅ系晶出物を形成しやすく、これらの晶出物は靭性を悪化するのでＦｅ成分は０．２０％以下に抑えるのがよく、Ｓｉ成分は０．１０％以下に抑えるのがよい。
【００１４】
上記のようにアルミニウム合金の成分を調整すると、押出直後に強制空冷するプレス端焼入れにて靭性に優れたアルミニウム合金押出材が得られ、押出直後に、３０℃／分以上の冷却速度にて材料表面温度が１００℃以下になるまで強制空冷し、その後に人工時効処理したものであることを特徴とする。
【００１５】
この場合に耐力値において、その押出材が有している最大強度の０．９倍以上の概ねピーク強度になるように人工時効処理することで最大強度にしても優れた靭性を有し、特に中空断面形状の押出材を用いた軸圧壊では蛇腹状に圧壊するがそのような軸方向の変形パターンにおいても割れの少ない高いエネルギー吸収性を示す。
【００１６】
軸圧壊性を向上するにはＰＦＺ（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）の影響もあり、ＰＦＺが１００ｎｍ以下になるように制御するのがよい。
アルミニウム合金の金属組織においては、結晶粒内に析出物、晶出物が多数生成しているが、結晶粒界の両側には、析出物や晶出物の生成が極めて少ない無析出物帯ＰＦＺが存在する。
このＰＦＺの幅（結晶粒界を横切る方向の幅）は電子顕微鏡で撮影した組織写真において析出物、晶出物等の存在頻度が極めて少ない領域と析出物や晶出物等が存在している領域との境界をつなぐ仮想線により区画して判定することができる。
このＰＦＺの幅を１００ｎｍ以下、望ましくは６０ｎｍ以下に設定すると、軸圧壊変形時に割れが発生しにくくなる。
【００１７】
圧壊特性を向上させるには、押出用のビレットを鋳造した際に晶出した粗大な化合物を分断、微細化することも寄与する。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系合金において、従来は、鋳造ビレットの均質化処理温度は４５０℃〜４８０℃レベルであったが、この温度では鋳造時に晶出した粗大な化合物の分断、微細化が不充分であることも明らかになった。
晶出物を充分に分断、微細化するには、ビレットの均質化処理温度を４８０℃〜５５０度に設定するのがよく、好ましくは５２０℃〜５５０℃の範囲である。
４８０℃未満では、晶出物の分断、微細化が不充分であり、５５０℃を超えて所定時間保持すると局部溶解が生じる恐れがある。
【発明の効果】
【００１８】
本発明においては、Ｍｇ成分及びＺｎ成分の適正化により高い耐力を維持しつつ、Ｍｎ及びＣｒの添加量を少なく制御し、理想的にはＭｎ、Ｃｒを不可避的不純物レベルまで少なくし、且つＺｒの成分を０．１７〜０．２３％の範囲に制御したことで、圧壊時に割れが少ない押出材を得ることができる。
特に軸圧壊に対して効果的であり、車両のサイドメンバー前に取り付けられる衝撃吸収用クラッシュ部材に適用できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明に係るアルミニウム合金押出材について、比較例と比較しながら以下説明する。
図１の表に示したような化学成分量に調整した直径２０４ｍｍの円柱ビレットを鋳造し、５２０℃×１２時間均質化処理した。
なお、図１の表に示した化学成分量は質量％であり、分析値を示す。
このようにして得られたビレットを用いて、図７に示したトリプルホロー断面の押出材を押出加工した。
図７に示した押出材は車両サイドメンバー前に取り付けるクラッシュ部材の例であり、ａ＝１５０ｍｍ、ｂ＝８０ｍｍ、肉厚ｔ＝２ｍｍである。
【００２０】
図２の表に押出直後の強制空冷による形材冷却速度、その後の人工時効（Ｔ５）条件及び押出材の評価結果を示す。
実施例１〜６が本発明に係る押出材である。
実施例１については人工時効が靭性に与える影響を見るため、時効条件を２水準振ってＰＦＺを調査し、各特性を比較した。また比較例１は供試合金の成分は実施例１と同じで、押出後のプレス焼入の冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以下の１５℃／ｍｉｎまで遅くし、この焼入速度がＰＦＺ及び靭性に与える影響を調査した。
図２の表中、形材冷却速度は、押出プレス端から押し出されてくる形材を強制空冷にて冷却し、プレス端焼入れする冷却速度を意味する。
Ｔ５条件は、プレス端焼入れ後の人工時効条件を意味し、低温長時間（９０℃×４時間＋１４５℃×９時間）と高温短時間（１００℃×４時間＋１６０℃×４時間）とを比較評価した。
ここで人工時効条件が低温長時間であるとは８５〜９５℃×４〜８時間＋１３０〜１５０℃×６〜１５時間の二段時効をいい、高温短時間は９５〜１０５℃×３〜６時間＋１５０〜１７０℃×３〜７時間の二段時効をいう。
機械的性質はＪＩＳＺ２２４１に基づいて評価し、耐力値は０．２％耐力値を示す。
靭性はシャルピー衝撃試験機（ＪＴトーシ社製）を用いてＪＩＳＢ７７２２に基づいて評価した。
エネルギー吸収量及び割れの良否は、図８に示すように、押出方向の軸圧縮荷重を負荷し、図９に示すようにＬ＝１７０ｍｍの押出形材を１２０ｍｍ圧縮変形させ変位ストロークと荷重ＫＮとのグラフから面積計算にて求めた（図９のグラフは実施例１−１に対応する）。
そのときの押出形材の外観を図１０に示す。
実施例のものは図１０（ｂ）のように割れが生じなかったが、図２の表中「×」と評価したものは図１０（ａ）に示すように割れが生じた。
図１１にＰＦＺの評価例を示し、図１１（ａ）は実施例１−１、（ｂ）は実施例１−２、（ｃ）は比較例１の押出材である。
次に表中の「○」「×」の判定基準を説明する。
機械的性質は、この分野で一般的に要求される２００ＭＰａ以上を○、２００ＭＰａ未満を×とした。
同じ理由で、シャルピー衝撃値も３７Ｊ／ｃｍ２以上を○、３７Ｊ／ｃｍ２未満を×とした。
形材表面からの再結晶厚さは、再結晶するとこの再結晶層で割れが伝播しやすく、また著しい割れが発生しなくても、この再結晶層で微小割れが発生しやすいので、１００μｍ以下を○、１００μｍ超を×とした。
エネルギー吸収量は自動車のクラッシュ部材の場合、一般的な車両で約１１０００Ｊ要求されているので１１０００Ｊ以上を○、１１０００Ｊ未満を×とした。
【００２１】
実施例の押出材と比較例の押出材とを比較すると、比較例ＡはＺｒ成分量が０．１３％と０．１７％以下であるために、形材の表面再結晶厚さが実施例と比較して厚く、Ｓｉ成分量が０．１５％と０．１０％以上あり、Ｆｅ成分量が０．２８％と０．２０％以上なので靭性も悪い。
比較例Ｂは、Ｍｇ成分量が０．４５％と０．５０％以下であり、Ｚｎ成分量が４．４２％と４．５％以下であるために耐力が１８８ＭＰａと低い。
また、比較例ＢはＺｒ成分量が０．１４％と０．１７％より低いので表面再結晶厚さも大きい。
比較例Ｃは、Ｍｇ成分量が０．８３％と０．７５％よりも多く、Ｚｎ成分量が６．６１％と６．５％よりも多いので耐力が３３９ＭＰａと比較的高くても靭性が悪い。
なお、実施例の範囲では耐力は２００〜３１０ＭＰａの範囲にある。
比較例Ｄは、Ｍｎ成分量が０．４１％と０．０５％よりも多く、Ｃｒ成分量が０．２５％と０．０５％よりも多いのでＺｒ成分量が０．１８％であっても軸圧壊試験にて表面の再結晶部分に割れが生じたために図２の表では「△」と評価した。
比較例ＥはＪＩＳ７００３合金の代表的な成分組成例であり、靭性が悪く、軸圧壊試験にて割れが発生した。
図２の表に示した結果に基づいて図３は、機械的性質（耐力）と靭性（シャルピー衝撃値）とをプロットしたもので耐力と靭性は耐力１８０〜３５０ＭＰａの大きな範囲では負の相関があることが確認できた。
【００２２】
図４のグラフは耐力２３０〜２８０ＭＰａ付近の値をプロットしたものであり、実施例１−１（低温時効、高速焼入）に対し、高温時効を行った実施例１−２はシャルピー値が４０．１Ｊ／ｃｍ２から３９．１Ｊ／ｃｍ２に低下（▲２．５％）した。
また、比較例１（低温時効、低速焼入）はシャルピー値が４０．１Ｊ／ｃｍ２から３６．９Ｊ／ｃｍ２に低下（▲８．０％）した。
また、この３種についてＰＦＺを調査した結果、「図１１（ａ）実施例１−１、（ｂ）実施例１−２、（ｃ）比較例１」ＰＦＺもシャルピー値の低下と付随するように、５１ｎｍ→８８ｎｍ→１０９ｎｍと広くなり、靭性に影響していることがわかる。
つまり、耐力２３０〜２８０ＭＰａの範囲にて靭性を向上させるには低温長時間の時効と冷却速度３０℃／ｍｉｎ以上の高速焼入が良いということが分かる。
【００２３】
図５は耐力とエネルギー吸収量の関係をプロットしたものであり、ほぼ正の相関があり、耐力が強くなるとエネルギー吸収量も増加する。
しかし、吸収量は十分でも製品に割れが発生すると、特に製品に偏荷重（例：斜めに荷重が入る）が加わると、その割れが起点となり製品がくの字に座屈しやすくなる。
従って単にエネルギー吸収量が大きければ良いというものではなく、割れの有無は重要な評価項目であり、図２の表に示すように比較例はほとんど割れが発生している。
比較例ＤはＭｎ，Ｃｒ以外実施例１とほぼ同一成分であるが、Ｍｎ，Ｃｒがリッチに添加されているためＡｌ−Ｍｎ（Ｃｒ）−Ｆｅ系の晶出物が生成された影響で微細割れが発生した。
このことから、Ｍｎ，Ｃｒを添加すると金属組織を微細化する効果はあるものの、不要な晶出物ができるため、添加しないことが望まれる。
【００２４】
図６は、Ｚｒ添加量と形材の表面再結晶厚さの関係を示すものであり、図６において再結晶厚さは平均値を示す。
Ｚｒを添加すると再結晶は抑制されることが分かる。
図６から分かるようにＺｒ０．１７％以上で再結晶厚さが１００μｍ以下になり残りの部位は繊維状組織であるが、この繊維状組織は結晶粒径が小さいため、衝撃伝播に対し割れを防止する効果がある。
また、再結晶層が薄いため応力腐食割れに対しても、発生しにくくなる付随効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】実験評価に用いたアルミニウム合金の化学的組成を示す。
【図２】アルミニウム合金押出材の評価結果を示し、合金１−１，１−２は合金１においてＴ５条件のみが異なる。
【図３】耐力とシャルピー衝撃値との関係を示す。
【図４】耐力が近い合金でのＴ５条件及び冷却速度による差を示す。
【図５】耐力とエネルギー吸収量との関係を示す。
【図６】Ｚｒの成分量と再結晶厚さの関係を示す。
【図７】評価に用いた押出材の断面形状例を示す。
【図８】軸圧縮荷重評価方法を模式的に示す。
【図９】軸圧壊変形ストロークに対する荷重曲線を示す。
【図１０】軸圧壊変形時の割れの有無の写真を示す。
【図１１】ＰＦＺの測定例を示す。
【技術分野】
【０００１】
本発明はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる押出材に関し、特に動的荷重や静的荷重等の衝撃に対して靭性に優れたアルミニウム合金押出材に係る。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は高い衝撃エネルギー吸収性が要求される車両部品等に適用するのに好適である。
【背景技術】
【０００２】
車両の分野においては、乗員保護の観点から衝突安全性及び燃費向上の観点から軽量化が強く要求されている。
衝突安全性の向上を図る手段としては、車両を構成するフレーム部材等が軽衝突時にはフレーム剛性を確保しつつ、所定以上の衝撃が加わると変形して衝撃エネルギーを吸収する方法が公知である。
衝撃エネルギーを吸収するためにフレーム部材等が変形するパターンにはフレーム部材が横方向に変形する横圧壊と縦方向に変形する軸圧壊とがあるが、いずれの場合にも圧壊変形時に割れが発生しにくい靭性の高い材料が要求される。
【０００３】
特許第３７７２９６２号公報にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材であって、繊維状組織を有し、過時効処理したことで横圧壊特性を向上させたバンパー補強材を開示する。
しかし、車両部材であっては、軽衝突時には剛性を確保して車両の軽量化にも寄与しなければならないのに過時効処理を行うと、材料強度、特に耐力値がその材料が本来有している最大強度よりも低下してしまう技術的課題がある。
また、同公報の記載によると押出軸方向に圧縮荷重を受けて蛇腹状に収縮変形する場合と、横方向に圧縮荷重を受けて変形する場合とでは変形形態が異なり、同公報に記載の発明に係るアルミニウム合金押出材は横圧壊特性を改善したものと特定されている。
さらには、同公報にはアルミニウム合金押出材を繊維状組織にするために質量％で、Ｍｎ：０．２〜０．７％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうち１種又は２種以上を添加する必要があると記載されているが、Ｍｎ及びＣｒは焼入れ感受性を高める要因となり、また晶出物を形成して靭性を悪化させたり強度低下や押出性の低下を招きやすい問題があった。
【０００４】
【特許文献１】特許第３７７２９６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、強度が高く、靭性にも優れ、押出生産性がよい押出材の提供を目的とし、特に軸圧壊特性の改善に効果的である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金は高強度が得られるアルミニウム合金として各種検討されている。
従来から開発されている合金は、一般的にはＭｇの成分量が０．８〜１．６％レベルであり、比較的高い耐力値が得られやすい反面、靭性及び押出性が悪い問題があった。
そこで本願発明者は、Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％（以下単に％と表示する）と相対的に低く抑えつつ、高強度、優れた靭性及び高い生産性を得ることを目的に誠意検討して本発明に至ったものである。
【０００７】
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする。
【０００８】
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度を高めるのに主要な成分であるがＭｇ成分量が高いと圧壊変形時に割れやすくなり、押出性も低下する。
そこで本発明においては耐力を維持するためにＭｇ成分を０．５０％以上に設定し、割れを抑え、押出性の低下を防ぐべく上限を０．７５％以下に設定したものである。
【０００９】
Ｚｎは、Ｍｇの存在の下に時効性を有し、耐力を確保すべくＺｎ成分を４．５％以上に設定した。
また、Ｚｎ成分が６．５％を超えると耐食性が悪くなる。
【００１０】
Ｃｕは、微量添加により一般耐食性が向上するとともに、結晶粒内外の電位差を緩和し、耐応力腐食割れ性が向上する。
従って、Ｃｕ成分を０．１０％以上とした。
Ｃｕ成分が０．２０％を超えると極部電位により耐食性が悪化する。
なお、Ｃｕ成分０．１０〜０．２０％の範囲では耐力向上にも寄与する。
【００１１】
Ｔｉは、アルミニウム合金鋳塊中の結晶粒を微細化するので０．００５％以上添加するのがよく、０．０５％でその効果が飽和する。
【００１２】
遷移元素であるＭｎ、Ｃｒ、ＺｒはＡｌと結合して微細な化合物を形成することによって再結晶を抑制し、金属組織を繊維状にすることは公知である。
しかし、Ｍｎ及びＣｒはプレス端焼入れ時の焼入れ感受性に大きな影響を与え、プレス端焼入れを強制空冷にて実施し、その後の人工時効処理にて安定した高強度を得るにはＭｎ及びＣｒは極力少ない方がよい。
これに対してＺｒはＭｎ、Ｃｒと比較して焼入れ感受性への影響が少ないのでＺｒのみで金属組織を繊維状にできないか検討した結果、Ｚｒ成分量を０．１７％〜０．２３％，好ましくは０．１９％〜０．２３％の範囲に制御すればよいことが明らかになった。
この場合にＭｎ成分は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、理想的には０．０１％以下である。
また、Ｃｒ成分は０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下である。
【００１３】
Ｆｅ及びＳｉはアルミニウム地金に不純物として含まれやすい成分であるが、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｃｒ−Ｆｅ系晶出物を形成しやすく、これらの晶出物は靭性を悪化するのでＦｅ成分は０．２０％以下に抑えるのがよく、Ｓｉ成分は０．１０％以下に抑えるのがよい。
【００１４】
上記のようにアルミニウム合金の成分を調整すると、押出直後に強制空冷するプレス端焼入れにて靭性に優れたアルミニウム合金押出材が得られ、押出直後に、３０℃／分以上の冷却速度にて材料表面温度が１００℃以下になるまで強制空冷し、その後に人工時効処理したものであることを特徴とする。
【００１５】
この場合に耐力値において、その押出材が有している最大強度の０．９倍以上の概ねピーク強度になるように人工時効処理することで最大強度にしても優れた靭性を有し、特に中空断面形状の押出材を用いた軸圧壊では蛇腹状に圧壊するがそのような軸方向の変形パターンにおいても割れの少ない高いエネルギー吸収性を示す。
【００１６】
軸圧壊性を向上するにはＰＦＺ（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）の影響もあり、ＰＦＺが１００ｎｍ以下になるように制御するのがよい。
アルミニウム合金の金属組織においては、結晶粒内に析出物、晶出物が多数生成しているが、結晶粒界の両側には、析出物や晶出物の生成が極めて少ない無析出物帯ＰＦＺが存在する。
このＰＦＺの幅（結晶粒界を横切る方向の幅）は電子顕微鏡で撮影した組織写真において析出物、晶出物等の存在頻度が極めて少ない領域と析出物や晶出物等が存在している領域との境界をつなぐ仮想線により区画して判定することができる。
このＰＦＺの幅を１００ｎｍ以下、望ましくは６０ｎｍ以下に設定すると、軸圧壊変形時に割れが発生しにくくなる。
【００１７】
圧壊特性を向上させるには、押出用のビレットを鋳造した際に晶出した粗大な化合物を分断、微細化することも寄与する。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系合金において、従来は、鋳造ビレットの均質化処理温度は４５０℃〜４８０℃レベルであったが、この温度では鋳造時に晶出した粗大な化合物の分断、微細化が不充分であることも明らかになった。
晶出物を充分に分断、微細化するには、ビレットの均質化処理温度を４８０℃〜５５０度に設定するのがよく、好ましくは５２０℃〜５５０℃の範囲である。
４８０℃未満では、晶出物の分断、微細化が不充分であり、５５０℃を超えて所定時間保持すると局部溶解が生じる恐れがある。
【発明の効果】
【００１８】
本発明においては、Ｍｇ成分及びＺｎ成分の適正化により高い耐力を維持しつつ、Ｍｎ及びＣｒの添加量を少なく制御し、理想的にはＭｎ、Ｃｒを不可避的不純物レベルまで少なくし、且つＺｒの成分を０．１７〜０．２３％の範囲に制御したことで、圧壊時に割れが少ない押出材を得ることができる。
特に軸圧壊に対して効果的であり、車両のサイドメンバー前に取り付けられる衝撃吸収用クラッシュ部材に適用できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明に係るアルミニウム合金押出材について、比較例と比較しながら以下説明する。
図１の表に示したような化学成分量に調整した直径２０４ｍｍの円柱ビレットを鋳造し、５２０℃×１２時間均質化処理した。
なお、図１の表に示した化学成分量は質量％であり、分析値を示す。
このようにして得られたビレットを用いて、図７に示したトリプルホロー断面の押出材を押出加工した。
図７に示した押出材は車両サイドメンバー前に取り付けるクラッシュ部材の例であり、ａ＝１５０ｍｍ、ｂ＝８０ｍｍ、肉厚ｔ＝２ｍｍである。
【００２０】
図２の表に押出直後の強制空冷による形材冷却速度、その後の人工時効（Ｔ５）条件及び押出材の評価結果を示す。
実施例１〜６が本発明に係る押出材である。
実施例１については人工時効が靭性に与える影響を見るため、時効条件を２水準振ってＰＦＺを調査し、各特性を比較した。また比較例１は供試合金の成分は実施例１と同じで、押出後のプレス焼入の冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以下の１５℃／ｍｉｎまで遅くし、この焼入速度がＰＦＺ及び靭性に与える影響を調査した。
図２の表中、形材冷却速度は、押出プレス端から押し出されてくる形材を強制空冷にて冷却し、プレス端焼入れする冷却速度を意味する。
Ｔ５条件は、プレス端焼入れ後の人工時効条件を意味し、低温長時間（９０℃×４時間＋１４５℃×９時間）と高温短時間（１００℃×４時間＋１６０℃×４時間）とを比較評価した。
ここで人工時効条件が低温長時間であるとは８５〜９５℃×４〜８時間＋１３０〜１５０℃×６〜１５時間の二段時効をいい、高温短時間は９５〜１０５℃×３〜６時間＋１５０〜１７０℃×３〜７時間の二段時効をいう。
機械的性質はＪＩＳＺ２２４１に基づいて評価し、耐力値は０．２％耐力値を示す。
靭性はシャルピー衝撃試験機（ＪＴトーシ社製）を用いてＪＩＳＢ７７２２に基づいて評価した。
エネルギー吸収量及び割れの良否は、図８に示すように、押出方向の軸圧縮荷重を負荷し、図９に示すようにＬ＝１７０ｍｍの押出形材を１２０ｍｍ圧縮変形させ変位ストロークと荷重ＫＮとのグラフから面積計算にて求めた（図９のグラフは実施例１−１に対応する）。
そのときの押出形材の外観を図１０に示す。
実施例のものは図１０（ｂ）のように割れが生じなかったが、図２の表中「×」と評価したものは図１０（ａ）に示すように割れが生じた。
図１１にＰＦＺの評価例を示し、図１１（ａ）は実施例１−１、（ｂ）は実施例１−２、（ｃ）は比較例１の押出材である。
次に表中の「○」「×」の判定基準を説明する。
機械的性質は、この分野で一般的に要求される２００ＭＰａ以上を○、２００ＭＰａ未満を×とした。
同じ理由で、シャルピー衝撃値も３７Ｊ／ｃｍ２以上を○、３７Ｊ／ｃｍ２未満を×とした。
形材表面からの再結晶厚さは、再結晶するとこの再結晶層で割れが伝播しやすく、また著しい割れが発生しなくても、この再結晶層で微小割れが発生しやすいので、１００μｍ以下を○、１００μｍ超を×とした。
エネルギー吸収量は自動車のクラッシュ部材の場合、一般的な車両で約１１０００Ｊ要求されているので１１０００Ｊ以上を○、１１０００Ｊ未満を×とした。
【００２１】
実施例の押出材と比較例の押出材とを比較すると、比較例ＡはＺｒ成分量が０．１３％と０．１７％以下であるために、形材の表面再結晶厚さが実施例と比較して厚く、Ｓｉ成分量が０．１５％と０．１０％以上あり、Ｆｅ成分量が０．２８％と０．２０％以上なので靭性も悪い。
比較例Ｂは、Ｍｇ成分量が０．４５％と０．５０％以下であり、Ｚｎ成分量が４．４２％と４．５％以下であるために耐力が１８８ＭＰａと低い。
また、比較例ＢはＺｒ成分量が０．１４％と０．１７％より低いので表面再結晶厚さも大きい。
比較例Ｃは、Ｍｇ成分量が０．８３％と０．７５％よりも多く、Ｚｎ成分量が６．６１％と６．５％よりも多いので耐力が３３９ＭＰａと比較的高くても靭性が悪い。
なお、実施例の範囲では耐力は２００〜３１０ＭＰａの範囲にある。
比較例Ｄは、Ｍｎ成分量が０．４１％と０．０５％よりも多く、Ｃｒ成分量が０．２５％と０．０５％よりも多いのでＺｒ成分量が０．１８％であっても軸圧壊試験にて表面の再結晶部分に割れが生じたために図２の表では「△」と評価した。
比較例ＥはＪＩＳ７００３合金の代表的な成分組成例であり、靭性が悪く、軸圧壊試験にて割れが発生した。
図２の表に示した結果に基づいて図３は、機械的性質（耐力）と靭性（シャルピー衝撃値）とをプロットしたもので耐力と靭性は耐力１８０〜３５０ＭＰａの大きな範囲では負の相関があることが確認できた。
【００２２】
図４のグラフは耐力２３０〜２８０ＭＰａ付近の値をプロットしたものであり、実施例１−１（低温時効、高速焼入）に対し、高温時効を行った実施例１−２はシャルピー値が４０．１Ｊ／ｃｍ２から３９．１Ｊ／ｃｍ２に低下（▲２．５％）した。
また、比較例１（低温時効、低速焼入）はシャルピー値が４０．１Ｊ／ｃｍ２から３６．９Ｊ／ｃｍ２に低下（▲８．０％）した。
また、この３種についてＰＦＺを調査した結果、「図１１（ａ）実施例１−１、（ｂ）実施例１−２、（ｃ）比較例１」ＰＦＺもシャルピー値の低下と付随するように、５１ｎｍ→８８ｎｍ→１０９ｎｍと広くなり、靭性に影響していることがわかる。
つまり、耐力２３０〜２８０ＭＰａの範囲にて靭性を向上させるには低温長時間の時効と冷却速度３０℃／ｍｉｎ以上の高速焼入が良いということが分かる。
【００２３】
図５は耐力とエネルギー吸収量の関係をプロットしたものであり、ほぼ正の相関があり、耐力が強くなるとエネルギー吸収量も増加する。
しかし、吸収量は十分でも製品に割れが発生すると、特に製品に偏荷重（例：斜めに荷重が入る）が加わると、その割れが起点となり製品がくの字に座屈しやすくなる。
従って単にエネルギー吸収量が大きければ良いというものではなく、割れの有無は重要な評価項目であり、図２の表に示すように比較例はほとんど割れが発生している。
比較例ＤはＭｎ，Ｃｒ以外実施例１とほぼ同一成分であるが、Ｍｎ，Ｃｒがリッチに添加されているためＡｌ−Ｍｎ（Ｃｒ）−Ｆｅ系の晶出物が生成された影響で微細割れが発生した。
このことから、Ｍｎ，Ｃｒを添加すると金属組織を微細化する効果はあるものの、不要な晶出物ができるため、添加しないことが望まれる。
【００２４】
図６は、Ｚｒ添加量と形材の表面再結晶厚さの関係を示すものであり、図６において再結晶厚さは平均値を示す。
Ｚｒを添加すると再結晶は抑制されることが分かる。
図６から分かるようにＺｒ０．１７％以上で再結晶厚さが１００μｍ以下になり残りの部位は繊維状組織であるが、この繊維状組織は結晶粒径が小さいため、衝撃伝播に対し割れを防止する効果がある。
また、再結晶層が薄いため応力腐食割れに対しても、発生しにくくなる付随効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】実験評価に用いたアルミニウム合金の化学的組成を示す。
【図２】アルミニウム合金押出材の評価結果を示し、合金１−１，１−２は合金１においてＴ５条件のみが異なる。
【図３】耐力とシャルピー衝撃値との関係を示す。
【図４】耐力が近い合金でのＴ５条件及び冷却速度による差を示す。
【図５】耐力とエネルギー吸収量との関係を示す。
【図６】Ｚｒの成分量と再結晶厚さの関係を示す。
【図７】評価に用いた押出材の断面形状例を示す。
【図８】軸圧縮荷重評価方法を模式的に示す。
【図９】軸圧壊変形ストロークに対する荷重曲線を示す。
【図１０】軸圧壊変形時の割れの有無の写真を示す。
【図１１】ＰＦＺの測定例を示す。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とするアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
Ｍｎ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以下に制御したことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項３】
押出直後に、３０℃／分以上の冷却速度にて材料表面温度が１００℃以下になるまで強制空冷し、その後に人工時効処理したものであることを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項４】
耐力値において、その押出材が有している最大強度の０．９倍以上の概ねピーク強度になるように人工時効処理したものであることを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項５】
ＰＦＺ（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）が１００ｎｍ以下になるように制御したものであることを特徴とする請求項４記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項６】
中空断面形状からなり、押出方向に沿った軸圧壊において、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項１】
Ｍｇ：０．５０〜０．７５質量％、Ｚｎ：４．５〜６．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｚｒ：０．１７〜０．２３質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．０３質量％以下、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いたものであって、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とするアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
Ｍｎ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以下に制御したことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項３】
押出直後に、３０℃／分以上の冷却速度にて材料表面温度が１００℃以下になるまで強制空冷し、その後に人工時効処理したものであることを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項４】
耐力値において、その押出材が有している最大強度の０．９倍以上の概ねピーク強度になるように人工時効処理したものであることを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項５】
ＰＦＺ（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）が１００ｎｍ以下になるように制御したものであることを特徴とする請求項４記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項６】
中空断面形状からなり、押出方向に沿った軸圧壊において、耐衝撃割れ性に優れていることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２０１１−１５６３（Ｐ２０１１−１５６３Ａ）
【公開日】平成２３年１月６日（２０１１．１．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−２３２１０２（Ｐ２００７−２３２１０２）
【出願日】平成１９年９月６日（２００７．９．６）
【出願人】（０００１００７９１）アイシン軽金属株式会社 (137)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１月６日（２０１１．１．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年９月６日（２００７．９．６）
【出願人】（０００１００７９１）アイシン軽金属株式会社 (137)
【Ｆターム（参考）】
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