JP2012097321A

JP2012097321A - 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品及びその鍛造方法

Info

Publication number: JP2012097321A
Application number: JP2010245752A
Authority: JP
Inventors: Kensuke Mori; 謙介森; Yoshikazu Suzuki; 義和鈴木; Satoshi Wakakuri; 聡史若栗
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2010-11-02
Filing date: 2010-11-02
Publication date: 2012-05-24

Abstract

【課題】高強度アルミニウム合金の耐食性、耐応力腐食割れ性を向上させる。
【解決手段】Ｓｉ：０．８〜２．２ｍａｓｓ％（以下、％と記す。）、Ｃｕ：０．７〜１．５％、Ｍｇ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜１．１％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金をＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎの変数Ｚが２．９×１０^１０≦Ｚ≦６．６×１０^１１であるように製造した鍛造品であり、該鍛造品の断面積の８０％以上をアスペクト比が１０以上の結晶粒からなる繊維状組織が占めることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品。
【選択図】図２

Description

本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品と該鍛造品の製造方法に関するものである。

近年、自動車を始め設備等へ使用される各種部品は環境問題への配慮から、構成する素材のリサイクル性や軽量化が進められている。特に、自動車については、安全装置などの付帯設備による重量増加を軽減する目的もあり、材料の軽量化が重要な課題となっており、ボディーシートや足回り部品にアルミニウム合金が使用され始めている。

自動車などの乗り物は、特に床下重量の軽量化が燃費に効果的であることから、足回り部品にアルミニウム合金が使用されることが多くなっている。足回り部品は、強度、加工性もさることながら、腐食による強度低下が起こらないことが重要である。つまり、それら部品には優れた耐応力腐食割れ性が要求される。

構造部材として使用されるアルミニウム高強度材としては、２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）、７０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系）アルミニウム合金が知られるが、鍛造品として使用される場合、材料強度が強いことから、鍛造回数が多くなる。これに対し、６０００系アルミニウム合金は、加工性に優れるため鍛造などの加工が施される製品向けの材料には有効な合金であるが、前記合金系と比べ、一般的に強度が低下する。６０００系アルミニウム合金の高強度材料としては、６０６６合金が知られるが、この合金は鍛造加工により鍛造後製品の結晶粒が粗大化することがある。結晶粒界に析出物が存在すると粒界腐食を生じることがある。応力腐食試験では、腐食環境下で応力を加えることで粒界での腐食による割れの進行が顕著となる。

再結晶した製品の中で、特にＣｕ添加合金は、析出したＣｕにより、腐食が進行することがあり、製品特性に悪影響を与えることが多々ある。また、腐食環境下で応力を加えることで粒界での腐食による割れの進行が顕著となる。特に、自動車足周り部品のような応力のかかる部位では、応力腐食割れによる不具合発生が懸念される。

高強度６０００系アルミニウム合金について、特許文献１には、強度と靭性、すなわち耐力で３５０ＭＰａ以上の高強度とシャルピー衝撃値２０Ｊ／ｃｍ^２以上の高靭性を得る車両構造部材用として使用される耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造材について記されている。ここでは、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量を特定の関係としＭｎ、Ｚｒを添加すること、鍛造材の製造方法（鍛造条件、鍛造品の熱処理条件）を規定することにより粒界腐食を防止する。

特許文献に２は、強度と靭性、すなわち耐力で４００ＭＰａ以上の高強度とシャルピー衝撃値２５Ｊ／ｃｍ^２以上の高靭性を得る車両構造部材用として使用される耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造材について記されている。ここでも特許文献１と同様にＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量を特定の関係としＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒを添加すること、鍛造材の製造方法（鍛造条件、減面率、鍛造品の熱処理条件）を規定し、鍛造材の断面肉厚中心部の平均結晶粒径と亜結晶粒組織が占める割合を限定することにより粒界腐食を防止する。
特開平１９−１６９６９９特開平１９−１７７３０８

高強度アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金が知られている。しかし、強度、加工性、耐食性を考えるとＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金はこれらの特性のバランスが優れており、鍛造などの加工品には有用な合金である。しかし、強度は決して高いものではなく、より高強度、且つ加工性、耐食製の優れた合金が望まれる。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金にもＪＩＳ６０６６合金のように強度向上を目的にＣｕ添加が行われた合金があるものの、鍛造加工後に結晶粒が粗大化してしまうことが確認されている。また、析出したＣｕの影響で耐食性が低下する。このことは、自動車などの乗り物の足回り構造部材として使用を考えた場合、耐食性、耐応力腐食割れ性の低下が懸念される。このことから、耐腐食性、若しくは耐応力腐食割れ性の向上が必要であった。

以上のように、自動車などの乗り物の足回り部材に使用される鍛造品は、強度を有し、かつ粗大な再結晶組織ではなく、繊維状組織であることが望まれる。しかし、実際の製造では再結晶組織となることが少なくない。そこで、再結晶組織を表層の最小限にとどめ素材内部を繊維状組織とすることで、応力付加時の粒界への伝播をできる限り少なくすることが望まれる。

上記の事情に鑑み、本発明者らは鋭意検討の結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、成分及び製造工程を制御することにより鍛造品内部を繊維状組織とすることで、強度を向上しつつ、耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造品が得られることを見出した。

すなわち、本発明の請求項１に係る発明は、Ｓｉ：０．８〜２．２ｍａｓｓ％（以下、％と記す）、Ｃｕ：０．７〜１．５％、Ｍｇ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜１．１％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金をＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎの変数Ｚが２．９×１０^１０≦Ｚ≦６．６×１０^１１であるように製造した鍛造品であり、該鍛造品の断面積の８０％以上をアスペクト比が１０以上の結晶粒からなる繊維状組織が占めることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金製鍛造品である。

本発明の請求項２に係る発明は、請求項１記載の鍛造品の製造方法において、常法により製造した押出材を４９０〜５１０℃に加熱し、該押出材を１５０〜２００℃に加熱した金型で鍛造加工した鍛造品であり、該鍛造品に５３０〜５５０℃で３〜１０ｈｒの加熱を行った後、水冷または温水冷却し、さらに１７０〜１９０℃で６〜１０ｈｒの時効処理を施したことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた鍛造品の製造方法である。

本発明によれば、高強度かつ耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金製鍛造品を提供することができ、自動車の足回り部品等の軽量化を可能にするものである。

据え込み鍛造時の加工率の説明図である。押出品および鍛造品の再結晶粒厚さ測定方法である。カンチレバー式応力腐食試験である。

以下、本発明の実施形態について説明する。
まず、本発明の各添加元素の役割について説明する。
Ｓｉは、Ｍｇと共にＭｇ_２Ｓｉを形成し、強度に寄与する元素である。Ｓｉが０．８％未満では形成されるＭｇ_２Ｓｉが少なくなり、その効果が小さくなってしまう。２．２％を越えると押出加工時の表面性状、また鍛造加工時の変形抵抗が増大するため加工性が悪化する。したがって、Ｓｉは０．８〜２．２％とする。さらに好ましくは、０．８〜２．０％である。

Ｃｕは、強度向上に寄与する。０．７％未満では強度向上の効果が小さく、１．５％を超えると押出加工性が低下する。また粒界への析出により耐食性が低下し、また、応力が付加された時に粒界に沿った亀裂が進行しやすくなると考えられるしたがって、Ｃｕは０．７〜１．５％とする。さらに好ましくは、０．８〜１．２％である。

Ｍｇは、Ｓｉと共にＭｇ_２Ｓｉを形成し、強度向上に寄与する。０．８％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると押出加工性が低下する。したがって、Ｍｇは０．８〜１．８％とする。さらに好ましくは、０．８〜１．２％である。

Ｍｎ、Ｚｒは結晶粒の微細化に有効であり、強度向上に寄与する。Ｍｎを０．５〜１．１％、Ｚｒを０．０５〜０．３％添加することにより押出加工後においても結晶粒粗大化を防止し、繊維状組織を維持することが出来る。しかし、所定量よりも添加量が多すぎると粗大な化合物を形成し、強度低下や靭性低下を招く。また、添加量が少ないと上記効果が現れない。したがって、Ｍｎ、Ｚｒの成分範囲は、Ｍｎが０．５〜１．１％、Ｚｒが０．０５〜０．３％である。さらに好ましくは、Ｍｎは０．５〜０．７％、Ｚｒは０．１５〜０．２％である。

また、本発明のアルミニウム合金には、その発明の効果を損なわない範囲でＦｅ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｔｉなどを１種または２種以上含んでも良い。具体的には、Ｆｅなら０．５％以下、Ｚｎなら０．２５％以下、Ｃｒなら０．４％以下、Ｔｉなら０．２％以下で添加することが可能である。

さらに、上記元素以外はアルミニウムと不可避的不純物とからなる。個々の不可避的不純物は０．０５％以下であり、かつ総量で０．１５％以下であることが好ましい。

次に、本発明の製造方法について説明する。
押出材は、常法により製造する。常法とは、連続鋳造により製造された前記合金組成を有する鋳塊を４００〜４９０℃で３〜１４ｈｒの均質化処理を行った後、冷却、切断してビレットとする。そして、該ビレットを４５０〜５００℃に加熱し押出し、冷却、切断し、該押出材とするものである。その後、予め１５０〜２００℃に加熱した金型に４９０〜５１０℃に加熱した該押出材をセットした後、鍛造加工を施した鍛造品に、更に５３０〜５５０℃で３〜１０ｈｒの溶体化処理を施した後、水冷または温水冷却し、１７０〜１９０℃で６〜８ｈｒの時効処理をすることが必要である。

前記均質化処理は、鋳造時の偏析などをなくすために必要であり、本条件以外では、その後に行う押出加工時の面圧増加、また最終製品である鍛造品の表面品質の低下などを招く。押出時の加熱および鍛造時の加熱は変形抵抗を低減するために必要である。下限温度未満では加工性が悪化し、上限温度より高い温度では加工性などの特性が変わらなくなるので生産性の点から必要以上に温度を上げる必要はない。

鍛造加工時の金型温度は、下限温度未満ではセットした材料温度が低下してしまい、加工性が低下する。一方、上限温度は材料温度を超えると加工時の材料の加工発熱などと大気放冷とのバランスが崩れ、必要以上に金型温度が高くなる。したがって、所定温度に設定することにより、材料温度、加工発熱、大気放冷などのバランスが取れ、安定した鍛造加工が可能となる。

鍛造品の溶体化処理は、押出、鍛造工程で析出した化合物を固溶させるのに必要であり、下限温度未満あるいは下限時間未満では充分に固溶が進まず、上限温度より高い温度あるいは上限時間より長い時間では固溶の進行は飽和するため、製造コストの点で好ましくない。時効処理工程は、強度を得るために必要であり、前記条件以外の温度あるいは時間では充分な強度が得られない。

本発明合金は、鍛造条件（鍛錬比、鍛造速度、温度など）により性能が変化する。本合金の特性をいかんなく発揮するために、温度補償ひずみ速度因子であるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎの変数Ｚ（Ｚ因子）を２．９×１０^１０≦Ｚ≦６．６×１０^１１となるように、ひずみ速度および温度を制御することが必要である。ここでＺ因子は、ひずみ速度をε、塑性変更の活性化エネルギーをＱ、気体定数をＲ、絶対温度をＴとすると、
Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）
で示される。また、亜結晶粒径ｄｓは、
ｄｓ^−１＝ａ＋ｂｌｏｇＺ（ａ、ｂ：実験定数、Ｚ：Ｚ因子）
で示されるので、ひずみ速度と温度を管理することで、亜結晶粒径をコントロールし、繊維状組織とすることが可能である。ここでは、繊維状組織とは、下記の式で与えられるアスペクト比が１０以上のものとした。
アスペクト比＝（結晶最長長さ〔長手方向〕）／（結晶最短長さ〔長手方向と垂直〕）
アスペクト比が１０未満の結晶粒は、粒界腐食を生ずる。

したがって、繊維状組織を有する鍛造品を得るためには、鍛造加工時の温度とひずみ速度（つまり、鍛造加工速度）を制御し、Ｚ因子を上記範囲に設定する必要がある。Ｚ因子が上記範囲以外では、鍛造後の断面において繊維状組織の割合が減少、つまり、再結晶の割合が増え、結果として耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼす。

次に実施例に基づき本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成の合金を溶解し、直径２２０ｍｍの鋳塊を得、該鋳塊に４９０℃で４ｈｒの均質化処理を施した後、冷却、切断してビレットを作製した。該ビレットを５００℃の押出により直径６０ｍｍの押出丸棒を作製した。該押出丸棒を長さ１５０ｍｍに切断し、４８５〜５１０℃に加熱し、２００℃に加熱した金型で、押出丸棒を横に寝かし３０ｍｍ／ｓおよび２７０ｍｍ／ｓの加工速度で加工率５０％の据え込み鍛造を施した。該鍛造品を更に５３０〜５５０℃で２．５〜１０時間の溶体化処理の後、直ちに５０℃の温水で焼入れをし、さらに１６０〜１８０℃で６〜１０ｈｒの人工時効処理を行い、材質をＴ６とした。

ここで加工率５０％とは、図１において、（ｒ_１−ｒ_２）／ｒ_１×１００において計算された値である。ｒ_１は据え込み鍛造前のアルミニウム合金棒の直径であり、ｒ_２は据え込み鍛造後のアルミニウム合金棒の直径である。

このようにして得られた上記試験合金鍛造品について引張試験および組織観察、耐応力腐食割れ性評価を行った。この結果を表２に示す。

１）引張試験
引張試験片は、鍛造品の中央から押出棒の長手方向が試験片の長さ方向になるように採取し、ＪＩＳ４号試験片を作成し、試験を行った。
ここで、一般合金である６０６６合金Ｔ６の引張強度（ＴＳ＝３９５ＭＰａ）を基準とし、これと同等以上の引張強度を○、強度が該基準に満がたないものを×とした。

２）組織観察
断面観察により、繊維状組織の占める面積の断面積に対する比率を求めた。鍛造加工では、表層部に加工歪が集中することにより、鍛造加工品の断面観察を行うと表層部には再結晶粒が見られる。図２に組織の違いが均一に生じた場合のモデル図を示す。繊維状組織の割合は、鍛造加工品の全断面積Ｓ_０、鍛造加工品の再結晶している部分の断面積Ｓ_ｒを画像解析により測定し、以下の式にて算出した。
繊維状組織の割合：（Ｓ_０−Ｓ_ｒ）／Ｓ_０×１００
繊維状組織の割合が８０％以上であり、かつアスペクト比が１０以上の場合を○、これ以外のものを×とした。ここにアスペクト比は、結晶粒の長辺と短辺の比で表される。アスペクト比の測定は、断面マクロを観察後、繊維状組織部を光学顕微鏡により観察した。繊維状組織部は外周近い（再結晶組織部に近い）部位と中心から切り出し、光学顕微鏡にて倍率２００〜１００で観察し、長辺と短辺長さを測定し、比を求めた。

３）耐応力腐食割れ性
ＪＩＳ８７１１「アルミニウム合金の応力腐食割れ試験方法」にならい試験片を作成し、耐力値の９０％の応力を付与し、交互浸漬試験を実施した。また、併せて約９５℃のクロム酸浸漬試験、カンチレバー式応力腐食割れ試験も実施した。カンチレバー式応力腐食割れ試験とは、図３に示すように片もち状の冶具に試験片をセットし、試験片に電流をかけ、強制的に破断させるものである。本試験では、２５℃の食塩水中で、５ｍＡ／ｃｍ^２の電流をかけて試験を行った。応力腐食割れ試験開始から１００ｈｒ経過後に腐食生成物に覆われ割れが見られなかったものを○、腐食性生物に覆われる前もしくは覆われた部位に微細な割れが見られたものを×とした。

実施例１〜１５は、機械的性質がＡ６０６６−Ｔ６の引張強さ３９５ＭＰａ以上を満たし、また、鍛造後の製品断面の繊維状組織占有率が８０％以上となり、応力腐食割れが発生しなかった。一方、比較例１６〜２５は、成分が本発明の範囲を外れるか、鍛造加工後の溶体化処理または人工時効処理の熱処理条件が規定範囲を外れたため、機械的性質がＡ６０６６合金（Ｔ６）の規格引張強さ３９５ＭＰａ以上を満足されなかった、また比較例１６〜１９、２６〜３０は、組織微細化に寄与するＺｒ添加量が規定範囲を下回る、または、Ｚ値が管理範囲を外れているために鍛造後の製品断面の繊維状組織占有率が８０％以下となり、結果応力腐食割れ試験において、微小なクラックが見られた。

本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、Ｍｇ、Ｓｉの添加量のみならず、Ｃｕ添加により、６０６１合金などの合金と比べ更に高強度で、かつＭｎ、Ｚｒを添加することとＺ因子を制御することにより鍛造品繊維状組織となる。その結果、本発明合金は、高強度かつ耐応力腐食割れ性に優れた特性を有し、自動車の足回り等の部品に活用することで、自動車の軽量化を図ることが可能であり、工業上顕著な効果を奏するものである。

１：アルミニウム合金棒
２：ダイス
３：繊維状組織部
４：再結晶組織部

Claims

Ｓｉ：０．８〜２．２ｍａｓｓ％（以下、％と記す。）、Ｃｕ：０．７〜１．５％、Ｍｇ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜１．１％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金をＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎの変数Ｚが２．９×１０^１０≦Ｚ≦６．６×１０^１１であるように製造した鍛造品であり、該鍛造品の断面積の８０％以上をアスペクト比が１０以上の結晶粒からなる繊維状組織が占めることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品。
請求項１記載の鍛造品の製造方法において、常法により製造した押出材を４９０〜５１０℃に加熱し、該押出材を１５０〜２００℃に加熱した金型で鍛造加工した鍛造品であり、該鍛造品に５３０〜５５０℃で３〜１０ｈｒの加熱を行った後、水冷または温水冷却し、さらに１７０〜１９０℃で６〜１０ｈｒの時効処理を施したことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金鍛造品の製造方法。