JP2009526913A

JP2009526913A - クラッシュ特性が改善されたアルミニウム合金

Info

Publication number: JP2009526913A
Application number: JP2008555185A
Authority: JP
Inventors: フル、トロン; トゥナル、ウルフ; レイセット、ヨスタイン; ライソ、オドヴィン
Original assignee: Norsk Hydro ASA
Current assignee: Norsk Hydro ASA
Priority date: 2006-02-17
Filing date: 2007-02-16
Publication date: 2009-07-23
Also published as: US20090116999A1; WO2007094686A1; EP1987170A1; WO2007094686A8; CN101384741A

Abstract

延性及びクラッシュ特性が改善され、特に車両のクラッシュに曝される領域の構造部材に有用なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金。該合金は、０．２５〜１．２重量％のＭｇ、０．３〜１．４重量％のＳｉ、０．０３〜０．４重量％のＴｉを含有し、Ｔｉは固溶体中に存在し、該合金は以下の合金成分：最大で０．６重量％のＭｎ、最大で０．３重量％のＣｒ、最大で０．２５重量％のＺｒの１つ又は複数、０．５重量％のまでのＦｅ及びＺｎを含む付随的不純物、残部のＡｌをさらに含有する。

Description

本発明は、良好なエネルギー吸収及び温度安定性とともに、改善された延性及びクラッシュ特性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金に関し、このアルミニウム合金は、車両（vehicles）のクラッシュに曝される領域の構造部材に特に有用である。

米国特許第４，５２５，３２６号は、バナジウム（Ｖ）を添加して合金の延性を改善させるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を開示している。この特許は、Ｆｅ含有量の１／４〜２／３となるように定められるＭｎ含有量とすることと組み合わせて０．０５〜０．２０重量％の範囲のＶの添加量とすることが、幅広いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の延性を有意に改善させることを請求している。チタン（Ｔｉ）は、米国特許第４，５２５，３２６号に言及されておらず、その特許に続く同一発明者によるプロセスに特有の特許（米国特許第５，７６６，５４６号、欧州特許第１，１０４，８１５号）においても言及されていない。その特許（米国特許第５，７６６，５４６号、欧州特許第１，１０４，８１５号）では、Ｍｎ及び他の元素と併用してＶを添加することによる延性改善の原理が適用される。

欧州特許第０，９３６，２７８号において延性の改善は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金については、０．１５〜０．４重量％を超えるＭｎの添加と併用して０．０５〜０．２０重量％の範囲のＶを添加することによって請求されている。この欧州特許出願によれば、好ましいＭｎ／Ｆｅ比は、０．４５〜１．０、より好ましくは０．６７〜１．０である。欧州特許第０，９３６，２７８号におけるＴｉの役割は、鋳造又は溶接中の結晶粒微細化剤として明示的に示される。しかしながら、Ｔｉの好ましい範囲は０．１重量％未満である。

Ｔｉをアルミニウム鋳造合金に添加することは、Ａｌ−Ｓｉ系鋳造合金の製造から通常既知である。したがって、C.J. Simensen: Proc. Light Metals 1999, ed. C.E. Eckert, TMS, USA 1999 pp 679-684に記載されているように、結晶粒微細化剤中におけるＴｉの使用で知られているＴｉよりも多いＴｉを添加することによって、結晶粒微細化の改善がこれらの合金に関して達成されることは以前から示されている。過剰なＴｉを添加することの利点は、結晶粒微細化に関し、また鋳造金属中の結晶粒径に関連する特性に関する。しかしながら、過剰なＴｉの添加が結晶粒径に関連するもの以外の特性にも利点を有することは示されていない。

本発明は、Ｍｇ及びＳｉを一次合金元素として含有するアルミニウム合金に関する。本発明による合金は、結晶粒微細化剤として通常添加されるＴｉよりも多いＴｉを含有する。本発明の合金は、結晶粒微細化剤によって導入されるＴｉ含有粒子よりも多いＴｉを含有する。過剰なＴｉは、合金の延性の改善の一因を成す。

この合金は、さらなる強度のためにＣｕを含有してもよい。さらに、この合金は、付随的不純物としてＦｅ及びＺｎを含有していてもよい。さらに、この合金は、合金の延性をさらに改善させるために、限定されるものではないが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶを含む追加の合金元素を含有していてもよい。

この合金は、良好なクラッシュ挙動が要求される押出製品用に開発されている。押出プレスにおける押出形材の急速な焼入れを行うことなく、生産性及び得られる良好な延性について合金を最適なものにする。しかしながら、合金は、延性の改善が要求される場合、圧延シート等の他の製品又は鋳造品（forgings）にも使用されることがある。

本発明は、添付の独立請求項１及び従属請求項２〜８に規定される特徴点を特徴とする。

本発明は、以下に一例として且つ図面を参照してさらに説明される。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉタイプの合金は、ナノメーターサイズの粒子の析出によりそれらの強度を得る。硬化粒子は、およそ１のＳｉ／Ｍｇモル比を有することが一般に知られている（G.A. Edwards et al., Mater. Sci. Forum vol 217-222 (1996) pp713-718）、また、いくつかの研究により、このモル比が正確に１．２であることが示される（S.J. Andersen et al., Acta Mater. vol. 49 (1998) pp65-75, C. Ravi and C. Wolverton, Acta Mater. vol. 52 (2004) pp4213-4227）。１．２のＳｉ／Ｍｇモル比は、およそ１．４のＳｉ／Ｍｇ重量比に等しいため、以下の記載において、全ての示されるＳｉ／Ｍｇ比は重量比を示す。合金の強度を最適なものにするために、Ｍｇ及びＳｉの含有量は、できる限り多くのＭｇ及びＳｉが硬化析出物を生成するのに用いられることを保証するように、即ち、言い換えると、析出硬化後に過剰なＭｇ又はＳｉができる限りわずかしか存在しないことを保証するように選択されなければならない。過剰なＭｇ又はＳｉによって、Ｍｇ又はＳｉが析出物を形成しないことを理解されたい。過剰なＭｇ又はＳｉは、強度にあまり寄与しないが、押出における生産性に明らかに悪影響を及ぼす。押出合金のＭｇ及びＳｉの含有量の選択に対するこのアプローチは先に採用されており（U. Tundal and O. Reiso, US Patent 6.602.364, M.J. Couper et al. in Proc. Eighth International Aluminum Extrusion Technology Seminar, Orlando Florida, USA, May 18-21 2004 Vol. II pp51-56）、且つ当業者にとって既知であると考えられる。

合金の最適なＳｉ／Ｍｇ比を見つけるために、Ｓｉがいくらか、合金の鋳造及び均質化中に形成される含Ｆｅ一次粒子及び他の非硬化粒子中で連結することを考慮する必要がある。このＳｉは、「損失」として、又は時効硬化に影響を与えるものではないと考えられ得る。
Ｓｉ_eff＝Ｓｉ_tot−Ｓｉ_nhp
（式中、Ｓｉ_totは、合金の総Ｓｉ含有量であり、Ｓｉ_nhPは、非硬化粒子中で連結されるＳｉの量である）で規定される「有効Ｓｉ含有量」（Ｓｉ_eff）という用語を導入してもよい。Ｓｉ_nhPは合金の組成及び均質化中の温度履歴の両方に関連するため、Ｓｉ_nhPを算出することは単純ではない。しかしながら、通常、
Ｓｉ_nhp［重量％］／（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）［重量％］
の比は、０．１５〜０．３５の範囲内にあることが見出される。

結論として、合金の強度を最適にするために、Ｓｉ_eff／Ｍｇ比は１．４とすべきである。

＜クラッシュ延性及び温度安定性のためのＭｇ及びＳｉの最適な組成＞
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の押出形材は、自動車のクラッシュに曝される領域（crash-exposed areas）における構造部材として使用される。このような部材は、破壊することなく変形させるようにするために、クラッシュ事象における多量のエネルギーを吸収することを必要とする。押出形材が要求される特性を有することを管理する手段の１つは、軸方向のクラッシュによって押出形材を試験することである。この試験において、所定長さの薄肉押出形材、通常、１つ又は複数のチャンバを有する中空形材である試験片は、長手方向に制御速度で変形され、試験片の長さを、典型的に本来の長さの３０〜８０％まで縮小される。良好な変形挙動は、試験片の壁が規則的に折り曲がること、試験片にほんの少ししか亀裂が入らないか又は全く亀裂が入らないこと、及び変形領域の表面が平滑であることを特徴とする。乏しい変形挙動は、試験片の壁の折曲がりが制限されること、試験片に亀裂が広範囲に入るか又は破壊すること、及び変形領域の表面が粗く平坦でないことを特徴とする。

軸方向のクラッシュ試験における変形挙動は、試験された形材の幾何学的形状に強く左右され、また試験条件にも或る程度左右される。幾何学的形状を考慮すると、形材の断面が特に重要である。１つの一般的な関係は、壁の厚さが増大する場合、またチャンバサイズが減少する場合に、良好な変形挙動が次第に困難になることである。試験された形材の幾何学的形状及び試験条件にかかわらず、クラッシュ試験における変形挙動に影響を与えるいくつかの要因が存在する。これらの要因としては、押出形材の結晶粒構造、強度及び延性が挙げられるが、これらに限定されない。強度は、析出硬化の条件と併せて選択されるＭｇ及びＳｉ（及びＣｕ）の含有量の結果得られるものである。一般的に、Ｍｇ及びＳｉ（及びＣｕ）の含有量が多いほど、したがって強度が高いほど、例えば、図１に示すような引張試験における全伸び値によって見られるように、延性は低くなり、したがって、クラッシュ試験における挙動も乏しくなる。しかしながら、Ｓｉ／Ｍｇ比も、押出形材のクラッシュ挙動に関する或る程度の重要性を有する。これは以下の実施例によって実証される。全ての実施例において、合金は、本出願人の生産施設において用いられるＤＣ鋳造プロセスによってビレットへと鋳造した。ビレットは、５７０〜５８０℃の温度で均質化し、続いて、１時間当たり３００〜４００℃の速度で室温まで冷却させた。ビレットの事前加熱は、押出前に４９０〜５００℃の範囲の温度まで、誘導電気炉を用いて実施した。

〔実施例１〕
Ｓｉ／Ｍｇ比を除いて本質的に等しい以下の表１に明記されるような合金を用いて試験を実施した。図２ａ）に示されるような断面を有する中空形材を、合金から押出した。押出中の圧延率は２４であり、形材の排出速度は１５ｍ／分であった。形材を押出プレスで水焼入れし、最大硬度まで時効（aged）し、１００ｍｍ長の試験片に切断した。試験片を制御した軸方向のクラッシュにおいて４０ｍｍ長さに縮小させ、変形挙動の特性決定を行い、１〜１０の段階で等級を与えた。種々の等級の定義を表２に示す。等級の評価に関し、各合金について３つの試料をクラッシュし、合金の等級はこれらの３つの試料の算術平均とする。図３は、Ｓｉ／Ｍｇ比の関数として個々の合金に与えられる等級を示す。また、種々の合金の降伏強度を図３に示す。

全ての合金がクラッシュ試験における良好な挙動を示すにもかかわらず、最も高いＳｉ／Ｍｇ比を有する合金Ａ１は、他のものよりもわずかに劣る性能を示し、１．４の理想値に非常に近いＳｉ／Ｍｇ比を有する合金Ｂ１は、他のものよりもわずかに良好な性能を示す。合金Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１及びＦ１は全て、この試験で等級９をとった。合金の強度を考慮すると、より低い強度を有する合金が、このような試験ではより高い強度を有する合金よりも良好な性能を示すと考えられる。このため、強度を考慮すると、合金Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１及びＦ１において、Ｓｉ／Ｍｇ比が０．７から１．２に増大するにつれてクラッシュ試験の性能は改善している。結論として、クラッシュ試験の性能に関しても、１．４に近いＳｉ／Ｍｇ比を有する合金を選択する利点が存在する。

クラッシュに曝される領域におけるいくつかの構造部材は、高温にも曝露されることがある。このような曝露は、合金の機械特性に影響を与えることがある。このような用途のために、熱曝露によってあまり影響を受けない合金を選択することが重要である。「熱安定性」という用語は、高温への曝露後に機械特性を維持する合金の能力を示す。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関して、与えられる強度クラスにおいて、熱安定性はおよそ１．４のＳｉ／Ｍｇ比を有する合金で最も高いことが見出される。これは以下の実施例によって実証される。

〔実施例２．１〕
Ｓｉ／Ｍｇ比を除いて本質的に等しい以下の表３に明記されるようなＡｌ−Ｍｇ−Ｓｌ合金を用いて試験を実施した。合金の押出形材を、Ｉ、ＩＩ及びＩＩＩとした３つのわずかに異なる時効処理を用いて時効硬化させた。次に時効硬化した試験片を１５０℃で１０００時間熱に曝露させた。時効処理Ｉ、ＩＩ及びＩＩＩによって達成された降伏強度（ＹＳ）及び最大抗張力（ＵＴＳ）を表３に示し、一方で熱曝露の結果起こる強度変化を図４に示す。

図４に示されるような試験結果から、１．４のＳｉ／Ｍｇ比を有する合金Ｐは、０．９のＳｉ／Ｍｇ比を有する合金Ｏよりも、強度、特に最大抗張力の損失が小さくなることが明らかである。したがって、合金Ｐが、２つの合金のうち最も高い熱安定性を有すると述べることができる。

〔実施例２．２〕
以下の表４に明記されるような合金を用いてさらなる試験を実施した。表４の合金は、Ｓｉ／Ｍｇ比を除いて本質的に等しい。合金の押出形材の試料を、１７５℃及び２００℃で０．５時間〜２００時間の範囲の間人為的に時効した。試験片のビッカーズ硬度を測定し、結果を図５に示す。明確にするために、最大硬度に近い結果のみを示してある。図５の曲線から、表４の合金のうち、合金Ｗ２が、全ての時間にわたって最大値に近い硬度を有することは明らかである。また、過時効と称される、ピーク硬度に達した後の硬度の減少が、合金Ｗ２では他の合金のものよりも遅れることが一貫して見い出される。図５はまた、Ｓｉ／Ｍｇ比が、合金Ｗ３からＷ４へ、そしてＷ５へと向かって１．４の理想値から次第に離れるにつれ、次第に遅れが短縮して過時効が起こることを示している。過時効が起こる前により長い時効時間にかけられ得る合金が、より高い熱安定性を有し、結果として１．４に近いＳｉ／Ｍｇ比を有する合金が、最も高い熱安定性を有すると述べることができる。

〔実施例２．３〕
さらに試験を実施して、再結晶化合金に対する非再結晶化合金の熱安定性への結晶粒構造の影響を観察した。実施例２．３で使用される６００５Ａ合金及び６０８２合金の組成を、以下の表５に挙げる。両方の場合において、形材を１５ｍ／分で押出し、押出後に水焼入れした。合金６００５ＡのＭｎ含有量は、押出中に材料の再結晶化を防止するには低すぎるため、再結晶化結晶粒構造を有していた。一方、６０８２合金は、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量が高いことから多数の分散質粒子を含有しているため、非再結晶化結晶粒構造を有していた。

両方の合金からの材料を、最大潜在強度に近い強度を与えるＴ５条件へと時効させた（図６を参照のこと）。続けて１８０℃において高温曝露させると、６００５Ａ合金材料は、６０８２合金材料よりも極めて安定であると考えられる。この相違の主な理由は、押出材料の結晶粒構造の相違に関連付けられる可能性が最も高い。非再結晶化結晶粒構造は、ずっと多くの転移及び亜結晶粒境界を有し、これらは合金元素のための高速拡散経路として機能する。このため、硬化Ｍｇ−Ｓｉ析出物の結晶粒粗大化は、再結晶化６００５Ａ合金よりも非再結晶化６０８２合金中で速く起こる。

＜クラッシュ試験における挙動に対する押出後の冷却速度の影響＞
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関して、時効硬化後の延性が、先の固溶化熱処理後の冷却速度に左右されることが包括的に見出される。押出Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関して、別個の固溶化熱処理を適用することは一般的ではないため、時効硬化後の延性は、押出プレスにおける形材の冷却速度に左右される。水焼入れで得られるような高い冷却速度は、良好な延性に有利に働くのに対し、空冷で得られるような低い冷却速度は、低い延性を導くきらいがある。

理想的には、形材は押出後に常に水焼入れされるのがよい。しかしながら、水焼入れは、押出セクションの幾何学的形状の歪みをもたらし、形材の複雑性が増すにつれて歪みのリスクを増大させる。概略的な実施は、幾何学的歪みを形材にもたらすことなく可能な限り速く冷却させることである。したがって、押出セクションの大部分を、強制空気によって又は制御された水吹付けによって冷却させる。

押出後の低冷却速度の結果として得られる低い延性は、クラッシュ試験における合金の挙動にも強い影響を与えるであろう。これは以下の実施例３に示される。

〔実施例３〕
表１の合金を検討されたい。実施例１と同様の試験を実施したが、このとき、形材は押出後に強制空気中で冷却させた。５００℃〜２５０℃における冷却時間がおよそ２分となるように測定した。軸方向のクラッシュ試験を実施し、上記の表２に従って等級付けした。図７は、個々の合金の等級及び降伏強度を示す。

同じ合金の水焼入れ試料では、等級は８．５〜９．５の範囲内であった（図３）のに対し、この実施例では、等級が５〜６であった。これにより、合金のクラッシュ挙動に対する押出後の冷却速度の影響が明確に示される。

また、合金Ｄ１、Ｅ１及びＦ１の等級は、これらの合金のより低い強度を鑑みて見るべきである。全体的な評価では、合金Ｃ１が本実施例における最良のクラッシュ性能を有すると考えられる。

実施例３のクラッシュ挙動は実施例１のものよりも極めて劣るが、実施例１のような水焼入れを適用することは、到達可能な形材の幾何学的形状及び幾何公差に対して制限を課す。したがって、本発明者らは、実施例１のクラッシュ挙動アプローチを有するが、押出後に空冷し得る合金を見出すことを求められていた。元素Ｍｎ、Ｃｒ及びＶを少量添加することが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の空冷押出品の延性を改善することは、熟練者の間で既知である。

＜押出Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金における延性を改善する合金元素＞
マンガン（Ｍｎ）及びクロム（Ｃｒ）は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ押出合金中においていくつか既知の用途を有する。両元素とも、鋳造材料の均質化中に、分散質と称される小粒子を形成する。十分な数密度で存在するとき、これらの分散質は、押出材料の再結晶化を防止して、繊維状微細構造もたらし得る。分散質の数密度が低ければ、押出材料は再結晶化するが、分散質の存在が、時効硬化材料の延性に好ましい効果を与える。この効果は一つには、材料の集合組織に関することが判明している。押出後に再結晶化する合金では、通常、押出形材中に高度な立方体集合組織が見られる。分散質の存在は、再結晶化押出形材中により高度な立方体集合組成をもたらす。

〔実施例４〕
Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量を除いて本質的に等しい以下の表６に明記されるような合金を用いて試験を実施した。

合金を平棒形材へと押出した。これは、合金材料中に高度な立方体集合組織を作り出す。いくつかの材料を、さらなる熱機械的処理にかけ、材料が可能な限り集合組織を有しないようにした。得られる集合組織強度を表７に示す。

試料を、溶体化熱処理し、室温まで水焼入れ又は空冷させた。続いて、試料を５つの異なる時効処理にかけ、本実施例中でａ１からａ５まで名前をつけた。引張り試験及びシャルピー試験を時効硬化させた材料で実施し、水焼入れした試料から得た結果を図８に示す。集合組織を有しない材料に全て由来する図８ａ）、図８ｃ）及び図８ｅ）を比較することによって、延性に対するＭｎ及びＣｒの好ましい効果が存在することが見出される。しかしながら、集合組織を有しない材料対立方体集合組織材料（図８ａ）対図８ｂ）、図８ｃ）対８ｄ）、及び図８ｅ）対図８ｆ））を比較すると、立方体集合組織は、シャルピー試験で測定される合金の延性に対して重大な好ましい効果を有することが明らかである。同様の所見が、時効硬化前に空冷された試料についても見出された。添加される１元素重量％当たりに形成される分散質の量は、ＭｎよりもＣｒに関するものの方がかなり多く（O. Lohne and A.L. Dons: Scand. J. Metall. vol. 12, (1983) pp34-36）、これは、特定の数密度の分散質を達成するのにＭｎ添加量よりも少ないＣｒ添加量しか必要ないことを意味する。分散質は、押出プロセスに対して３つの悪影響を及ぼす。第１の悪影響は、材料の耐熱変形性を上げ、生産能を下げることである。第２の悪影響は、分散質密度の増大により、合金の硬化能の損失を回避するように押出後の冷却速度に対する要求が増大することである。これらの理由は、分散質が、非硬化Ｍｇ−Ｓｉ析出物の核形成部位として作用するためである。第３の悪影響は、押出形材の結晶粒径に関連付けられる。分散質の数密度が、再結晶化を防止するには低すぎる場合でも、いくらかの核が再結晶化結晶粒へ成長するのを防止することがある。ほんの少しの結晶粒しか成長することができず、結果として、これは押出形材中で非常に粗い結晶粒構造となり得る。続いて押出形材を形成すると、得られるものは、広範囲にわたって凸凹となることがある。したがって、Ｍｎ及びＣｒの添加量が、改善された延性から利益を得るのに必要な量を超えないことが求められる。Ｍｎ及びＣｒの最適な含有量は、処理条件及び形材の幾何学的形状に強く左右される。多くの条件では、延性を改善するための典型的な添加量は、０．０３〜０．２５重量％Ｍｎ、及び０．０１〜０．１５重量％Ｃｒの範囲である。２つの元素を組み合わせる場合、許容可能なレベルで分散質の総数を維持するために、各元素の量を減らさなければならない。

ジルコニウム（Ｚｒ）も、鋳造材料の均質化中に分散質を形成する合金元素である。Ｚｒは、いくつかのタイプの分散質を形成し得る。最高の数密度で形成され、それゆえ通常好まれるタイプの分散質タイプは、Ａｌ₃Ｚｒの組成及びＬ１₂構造と称される原子配置を有する。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の合金において、Ｌ１₂のＡｌ₃Ｚｒの形成は常に実現可能であるわけではなく、他のタイプの分散質も形成される。他のタイプの分散質は、Ｚｒ及びＡｌに加えてＳｉを含有し得る。押出Ａｌ合金の微細構造へのＺｒ分散質の効果は主に、数密度に且つ分散質タイプに関連するより低い度合いに関する。分散質の数密度が高い場合、押出材料は繊維状微細構造を有するのに対し、分散質の数密度が低い材料は再結晶化する。Ｚｒ系分散質の存在は、上述のようなＭｎ系分散質及びＣｒ系分散質である再結晶化材料の集合組織に対して同様の効果を与えるため、また、時効硬化材料のより高い延性をもたらす。

バナジウム（Ｖ）は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の延性を増大させる確認されている効果を有する。Ｖは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の分散質を形成し得るが、０．１重量％まで、できればそれ以上の添加量で、相当量の分散質を形成することが見出される。

チタン（Ｔｉ）は通常、鋳造中に合金の結晶粒径を微細化する目的で、ボロン（Ｂ）又は炭素（Ｃ）と共にＡｌ合金に添加される。Ｔｉ及びＢ、又はＴｉ及びＣは、溶融物に別々に添加されることはないが、事前調製されたＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金又はＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金として添加されることがある。事前調製されたＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金又はＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金は通常、「結晶粒微細化剤」と称される。Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ結晶粒微細化剤は２種類の粒子を含有することが多く、１つの種類は本質的にＴｉ及びＢから成り、これらの粒子は以下で（Ｔｉ，Ｂ）粒子と示され、また別の種類は本質的にＴｉ及びＡｌから成り、これらの粒子は以下で（Ａｌ，Ｔｉ）粒子と示される。Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ結晶粒微細化剤は、Ｔｉ含有量とＢ含有量との重量比を特徴とし、Ｔｉ／Ｂ比は通常２〜１０の範囲である。Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ結晶粒微細化剤を溶融物に添加する場合、（Ｔｉ，Ｂ）粒子及び（Ａｌ，Ｔｉ）粒子は溶融物中に分散し、鋳造すると、それらは、固体化中にアルミニウム結晶粒の核形成点として作用する。Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ結晶粒微細化剤は、（Ｔｉ，Ｂ）粒子の代わりに（Ｔｉ，Ｃ）粒子を含有することを除けば本質的に同様に機能する。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の大半の合金規格（「鍛錬用アルミニウム及び鍛錬用アルミニウム合金に関する国際合金表示及び化学組成の制限（International Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys）」、The Aluminum Association, Washington DC, USA, April 2004）に、０．１〜０．２重量％の範囲のＴｉの上限が明記されている。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金中で結晶粒微細化するのに必要とされる実際のＴｉ含有量は、非常に小さく、典型的には０．００５〜０．０３重量％の範囲であることが知られている。

本発明者らは、ＴｉがＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の延性への効果を有することも見出している。これは、別の状況で結晶粒微細化に使用される量を超えるＴｉ含有量を必要とし、結晶粒微細化剤からの（Ｔｉ，Ｂ）粒子及び／又は（Ｔｉ，Ｃ）粒子を超えるＴｉを必要とする。必要とされるＴｉの量は、０．０３〜０．２５重量％、好ましくは０．０５〜０．２０重量％の範囲である。Ｖに関して、約０．２５％までのＴｉの添加量ではおそらく、いかなる相当量の分散質も生成しない。このため、延性を改善する機構はおそらくＶ及びＴｉの両方について同様である。

ＴｉをＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に添加することによって得られるクラッシュ性能の改善は、Ｍｎ、Ｃｒ又はＶを合金に添加することによる改善に匹敵する。これは以下の実施例によって実証される。

〔実施例５〕
Ｍｇ及びＳｉの含有量は本質的に等しいが、元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ及びＴｉの量が異なる以下の表８に明記されるようなＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を用いて試験を実施した。

強制空気中における押出品の冷却を伴って、実施例３の試験と同様の試験を実施した。時効硬化した形材である試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけ、表２に従って等級付けした。個々の合金の等級を図９に示す。

合金変種Ｂ２、Ｂ５及びＢ６とＢ０を比較することによって、Ｖ又はＴｉを全く伴わないＭｎ及びＣｒがクラッシュ挙動に好ましい効果を与えることが理解され得る。Ｂ２とＢ５とを比較することによって、Ｂ５と比較してＢ２における多量のＭｎが、クラッシュ試験に好ましい効果を与えることが理解され得る。合金Ｂ２が合金Ｂ６よりも高いＣｒ含有量、それに対応してクラッシュ試験におけるより高い等級を有する、Ｃｒを含む場合も同じである。しかしながら、合金Ｂ２、Ｂ３及びＢ４中に用いられるＭｎ及びＣｒのレベルは、この場合、高すぎて許容可能な結晶粒径を得ることができないことが見出される（図１０を参照）。例えばＭｎを０．１５％しか含まず且つＣｒを含まない合金Ｂ１中の結晶粒径と、合金Ｂ２、Ｂ３及びＢ４の任意のものの形材中の結晶粒径とを比較すると、例えば合金Ｂ３中の結晶粒径が大き過ぎて、続く形成作業において広範囲にわたって凸凹をもたらす可能性があることが見出される。このため、Ｍｎ及びＣｒを単独で添加することによって達成され得るクラッシュ挙動の改善は、与えられる結晶粒径要件で制限される。

合金Ｂ１及び合金Ｂ７を比較することによって、Ｖ及びＴｉの添加が、このクラッシュ試験の挙動におよそ等しく好ましい効果を与えることが見出される。Ｖ含有量のみが異なる合金Ｂ２と合金Ｂ３とを比較することによって、Ｖの好ましい効果が理解され得る。Ｔｉの場合も同じであり、合金Ｂ６と合金Ｂ８とを比較するときに理解される。このため、Ｍｎ及びＣｒの好ましい効果に加えて、Ｖ及びＴｉの好ましい効果が得られる。Ｖ及びＴｉは共にここで添加される量では分散質粒子を形成しない元素であるため、結晶粒径に関する問題は、これらの元素の添加によって予想されるものではない。合金Ｂ９中のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ及びＴｉ等のいくつかの元素を組み合わせて添加するときに、最良の挙動が得られる。

添加され得るＴｉ及びＶの最大量は、合金の処理中に固溶体中に保持され得る量で制限される。考慮すべき別の因子は、これらの元素が結果として得る耐変形性の増大である。高レベルのこれらの元素は合金の押出可能性を低減させるため、クラッシュ挙動の改善は、押出可能性の低減を鑑みて理解されるはずである。最終的に、合金へのＶ及びＴｉの添加は、アルミニウムに比べてＶ及びＴｉがより高価であるため、コストの増加を示す。Ｖ、Ｔｉ及びＡｌの現在価格に関して、０．１０％のＶの添加は、アルミニウム合金１トン当たりおよそ１１０ユーロの増加をもたらす。Ｔｉの同様の添加では、増加額はアルミニウム合金１トン当たり１０ユーロに過ぎない。このため、Ｖと比較してコストの観点からＴｉの添加が好ましい。

延性に対する合金元素の効果のロバスト性
押出圧延率及び押出排出速度は、種々の押出される幾何学的形状の間でかなり様々な値をとり得る。これらの変更は、押出形材の微細構造の効果を有し、これによって、クラッシュ試験における延性に影響を与えることができる。さらに、一般的に強度が高いほうが、軸方向のクラッシュ試験における折曲がり挙動が劣ることが知られている。これにより、実施例５の所見が処理条件の変更について、また強度の変更について妥当であることを実証するために、いくつかの試験を実施した。

〔実施例６〕
表８の全ての合金を、図１ｂ）に示す幾何学的形状Ｐ３へと押出した。幾何学的形状Ｐ３は、４８の押出圧延率を示す。これは、実施例５の押出率の２倍である。２つの押出速度、１５ｍ／分及び３０ｍ／分をＰ３幾何学的形状に使用した。幾何学的形状Ｐ３を有する形材の空冷は、サイズ及び壁厚が小さいことから、幾何学的形状Ｐ１よりもいくぶんか速かった。温度間隔５００℃〜２５０℃における冷却時間は、幾何学的形状Ｐ３を有する押出品ではおよそ１．３分であった。

押出し且つ冷却した形材を時効硬化し、硬度を最大としてから、７０ｍｍの長さを有する試験片へと切断した。試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけることによって、試験片の長さを３２ｍｍとし縮小させた。表２に従って等級付けした。種々の条件下における個々の合金の等級を図１１及び図１２に示す。図１２は試験片の降伏強度も含む。

図１１中の変種Ｂ５及び変種Ｂ６に関する予想外の低値を除いて、これらの結果は、実施例５の所見を立証するものである。また、０．１０％のＶを含む合金Ｂ１、及び０．１０％のＴｉを含むＢ７は、クラッシュ試験後におよそ同じ等級を有しており、これは、Ｖ及びＴｉが延性に対してほぼ同じ効果を有することを示す。図１２において、これらの結果は、合金変種Ｂ５及び合金変種Ｂ６が合金Ｂ０よりも良好なクラッシュ挙動を有するため、予想される通りである。

平均して、クラッシュ試験後の等級は、図１１におけるものよりも図１２において高い。これは或る程度、材料の結晶粒構造に関連する。高押出速度は、これらのタイプの合金の構造を粗粒化しないようにするのに好ましいため、クラッシュ試験における改善性能にも有益である。押出速度を変える場合、Ｔｉ及び／又はＶを含有する合金は平均してクラッシュ性能変化をあまりもたらさない。

〔実施例７〕
以下の表９に明記されるような合金を用いてさらなる試験を実施した。合金Ｇ０及び合金Ｇ５〜合金Ｇ９は、Ｍｇ及びＳｉの含有量を除いて合金Ｂ０及び合金Ｂ５〜合金Ｇ９に本質的に等しい。表９の合金のＭｇ及びＳｉの含有量は、表８の合金のものよりもいくぶんか高く、これは、表９の合金が、表８の対応する合金よりもいくぶんか高い強度を有することを意味する。より高強度の合金は、わずかに低い延性、それゆえまた軸方向のクラッシュ試験におけるわずかに低い性能を有すると予想される。

合金は４つの異なる条件下で押出した。
幾何学的形状Ｐ１、押出排出速度１５ｍ／分、押出後水焼入れ
幾何学的形状Ｐ１、押出排出速度１５ｍ／分、押出後空冷
幾何学的形状Ｐ３、押出排出速度１５ｍ／分、押出後空冷
幾何学的形状Ｐ３、押出排出速度３０ｍ／分、押出後空冷

押出し且つ冷却した形材を時効硬化し、硬度を最大としてから、幾何学的形状Ｐ１については１００ｍｍ、幾何学的形状Ｐ３については７０ｍｍの長さを有する試験片へと切断した。試験片を軸方向のクラッシュ試験にかけることによって、試験片の長さを幾何学的形状Ｐ１について４０ｍｍ、及び幾何学的形状Ｐ３について３２ｍｍと縮小させた。表２に従って等級付けし、種々の条件下における個々の合金の等級を図１３〜図１６に示す。図１３及び図１６は試験片の降伏強度も含む。

図１４における合金Ｇ７、及び図１６におけるＧ６を除いて、これらの結果は、実施例５及び実施例６の所見を立証するものであり、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＴｉの添加量は、延性及び軸方向のクラッシュ試験の性能の改善を与える。

シャルピー試験
シャルピーＶノッチ試験は、破損時にエネルギーを吸収する材料の性能試験である。或る程度類似の合金群では、シャルピー試験において吸収されるエネルギー量と軸方向のクラッシュ試験における挙動との間に高度な相関関係が存在することが見出される。これは図１７において実証され、図１６のクラッシュ試験における等級と、同様の材料のシャルピー試験における吸収エネルギーとの間に相関関係が示される。クラッシュ試験における等級に比べて低過ぎるシャルピーエネルギーを示す合金Ｇ０を除いて、合金に関して、シャルピーエネルギーとクラッシュ試験等級との間にはほぼ直線関係が存在することが見出される。

さらに、合金の強度が増大するにつれてシャルピーエネルギーが減少することは、包括的な傾向である。表８の合金Ｂ０及び合金Ｂ５〜合金Ｂ９、並びに表９の合金Ｇ０及び合金Ｇ５〜Ｇ９を検討されたい。表９の合金は、Ｍｇ及びＳｉのより高い含有量を有するため、表８の対応する合金よりも時効硬化後に高い強度に達する。幾何学的形状Ｐ３へと３０ｍ／分の排出速度で押出し且つ時効前に空冷した全ての合金のシャルピー試験を実施した。表９の合金と表８の対応する合金との間の降伏強度及びシャルピーエネルギーの差を、図１８に示す。この合金群では、強度が増大するにつれて、シャルピーエネルギーがほぼ直線的に減少することが見出される。

これらの相関を考えれば、或る程度類似の一連の合金を比較するために、シャルピー試験は、軸方向のクラッシュ試験におけるそれらの予想される関連挙動に関する良好な指標を示すと述べることができる。このような比較を以下の実施例８に示す。

〔実施例８〕
Ｍｇ及びＳｉの含有量は本質的に等しいが、元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ及びＴｉの量が異なる表１０に明記されるような合金を用いて試験を実施した。合金Ｘ１はベース合金であり、これは、他の合金が、さらなる合金元素と共に合金Ｘ１から成ることを意味する。Ｍｇ含有量及びＳｉ含有量は、表９の合金のものよりもわずかに高く、これは、表１０の合金の時効硬化後の強度が、表９の合金の時効硬化後の強度よりも包括的にわずかに高いことを意味する。

合金の平棒を押出した。２つの異なる押出排出速度、１０ｍ／分及び４０ｍ／分を使用した。試験片を溶体化熱処理し、時効硬化前に水焼入れ又は空冷のいずれかを行った。軸方向引張り試験及びシャルピーＶノッチ試験を時効硬化させた材料で実施した。図１９及び図２０は、時効硬化前にそれぞれ水焼入れ及び空冷した形材のシャルピーエネルギー対降伏強度を示す。２つの押出速度の間の相違は図１９及び図２０に現れなかった。データ表は、表１０に従ってベース合金に添加した合金元素のシャルピーエネルギー対降伏強度を示す。

時効硬化前に水焼入れした形材について、図１９は、試験された合金の組成において、Ｍｎ＋Ｃｒの添加が、シャルピーエネルギーに最も好ましい効果を与えるのと共に、Ｍｎ＋Ｖ及びＭｎ＋Ｔｉの添加が、シャルピーエネルギーに２番目に好ましい効果を与えることを示す。

同じ等級付けは大方、時効硬化前に空冷させた形材に関する図２０にも見られる。同様に、Ｍｎ＋Ｃｒの添加は、シャルピーエネルギーに最も好ましい効果を与え、Ｍｎ＋Ｖの添加は２番目に好ましい効果を与え、Ｍｎ＋Ｔｉの添加は３番目に好ましい効果を与える。しかしながら、降伏強度は、Ｍｎ＋Ｃｒを添加した合金が最も低く、Ｍｎ＋Ｖを添加した合金が２番目に低く、Ｍｎ＋Ｔｉを添加した合金を含む他の合金群が３番目に低い。強度のこれらの相違は特にシャルピーエネルギーにおける相違の主な原因となる（図１８を参照）。上記の３つ全ての合金が同じ降伏強度を有していたら、シャルピーエネルギーの等級付けは変わらないが、それらの間のシャルピーエネルギーの相違はより小さくなると思われる。

実施例及び本文に記載の説明から、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ及びＴｉ等の合金元素の入念に選択される添加量によって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の延性及びクラッシュ特性が有意に改善することは明らかである。特性と加工性との最適な組合せのために、分散質を形成する合金元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）を、固溶体中で優性な合金元素（Ｖ、Ｔｉ）と組み合わせることが特に有用である。これらの原理は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＭｇ含有量及びＳｉ含有量の全範囲にわたって有効である。しかしながら、加工性と、強度及び熱安定性等の特性との最適な組合せのために、初めに述べた１．４に近いＳｉ_eff／Ｍｇ比を有する合金を選択することが有益である。図２１は、１．４のＳｉ／Ｍｇ比を描くＭｇ−Ｓｉ図を示し、また、特許請求の範囲に規定される本発明の実施形態について特に対象となる合金の組成を示す。

最大硬度までの時効硬化後の、種々のＭｇ含有量及びＳｉ含有量を有するアルミニウム合金の押出形材に関する破断伸び（total elongation）を示す図である。本明細書中の実施例におけるクラッシュ試験で使用される押出中空形材の断面幾何学的形状を示す図である。本明細書中の実施例１の試験片のクラッシュ試験における等級及び降伏強度を示す図である。本明細書中の実施例２の合金Ｏ及び合金Ｐである時効硬化された押出形材の１５０℃における１０００時間の熱曝露による、降伏強度（ＹＳ）及び最大抗張力（ＵＴＳ）の低下を示す図である。１７５℃及び２００℃における時効時間の関数として、本明細書中の表４の合金のビッカーズ硬度を示す図である。再結晶化６００５Ａ合金及び非再結晶化６０８２合金の高温曝露後の、Ｔ５条件下における引張降伏強度を示す図である。本明細書中の実施例３の試験片のクラッシュ試験における等級及び降伏強度を示す図である。本明細書中の実施例４による水焼入れされ且つ時効硬化された試料の降伏強度及びシャルピーエネルギーを示す図である。本明細書中の実施例４の試験片のクラッシュ試験における等級を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。左図は、０．１５％のＭｎ及び０．１％のＶを含む合金変種Ｂ１中の結晶粒構造を示し、右図は、実施例４の合金Ｂ１中に存在する元素に加えて０．０６％のＣｒを含む合金変種Ｂ３中の結晶粒構造を示す２つの図である。１５ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ３へと押出された実施例６の試験片のクラッシュ試験における等級を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。図１１と同様の図であるが、排出速度が３０ｍ／分であり、且つ試験片の降伏強度が記載されている。１５ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ１へと押出した後、時効硬化前に水焼入れさせた本明細書中の実施例７の試験片のクラッシュ試験における等級及び降伏強度を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。１５ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ１へと押出した後、時効硬化前に空冷させた本明細書中の実施例７の試験片のクラッシュ試験における等級を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。１５ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ３へと押出した後、時効硬化前に空冷させた本明細書中の実施例７の試験片のクラッシュ試験における等級を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。３０ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ３へと押出した後、時効硬化前に空冷させた本明細書中の実施例７の試験片のクラッシュ試験における等級及び降伏強度を示す図であり、種々の合金のＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＴｉの表示含有量をチャート図中に示す。３０ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ３へと押出し、時効硬化前に空冷させた実施例６の試験片の、シャルピーエネルギーに対するクラッシュ試験における等級を示す図である。表９の合金と表８の対応する合金との間の降伏強度及びシャルピーエネルギーの差を示す図であり、ここで、全ての試験片は、３０ｍ／分の排出速度で幾何学的形状Ｐ３へと押出され、時効硬化前に空冷されている。形材を時効硬化前に水焼入れしたときの、本明細書中の表１０の合金の降伏強度及びシャルピーエネルギーを示す図である。形材を時効硬化前に空冷したときの、表１０の合金の降伏強度及びシャルピーエネルギーを示す図である。１．４のＳｉ／Ｍｇ比を描くＭｇ−Ｓｉ図、及び特許請求の範囲で規定される本発明の実施形態について特に対象となる合金の組成を示す図である。

Claims

車両のクラッシュに曝される領域の構造部材に特に有用であり、良好な延性及び改善されたクラッシュ特性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金であって、該合金が、
０．２５〜１．２重量％のＭｇ
０．３〜１．４重量％のＳｉ
０．１〜０．４重量％のＴｉを含有し、Ｔｉは固溶体中に存在し、該合金は、以下の合金成分：
最大で０．６重量％のＭｎ
最大で０．３重量％のＣｒ
最大で０．２５重量％のＺｒ
の１つ又は複数、０．５重量％までのＦｅ及びＺｎを含む付随的不純物、残部のＡｌをさらに含有することを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金。
以下の合金成分：
最大で０．４重量％、好ましくは最大で０．３重量％のＣｕ
最大で０．２５重量％のＶ
の１つ又は複数をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
０．１〜０．３重量％のＴｉ、好ましくは０．１〜０．２重量％のＴｉを含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の合金。
前記合金の組成が、Ｍｇ−Ｓｉ図の以下の座標点：
ａ１−ａ２−ａ３−ａ４−ａ１（ここで、ａ１＝０．２５重量％のＭｇ，０．５５重量％のＳｉ、ａ２＝０．５０重量％のＭｇ，１．０重量％のＳｉ、ａ３＝０．７５重量％のＭｇ，０．７５重量％のＳｉ、及びａ４＝０．４５重量％のＭｇ，０．４０重量％のＳｉである）
の範囲内に規定されることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の合金。
前記合金が、座標点ｂ１−ｂ２−ｂ３−ｂ４−ｂ１（ここで、ｂ１＝０．３０重量％のＭｇ，０．６０重量％のＳｉ、ｂ２＝０．５０重量％のＭｇ，０．９０重量％のＳｉ、ｂ３＝０．６５重量％のＭｇ，０．７５重量％のＳｉ、及びｂ４＝０．４５重量％のＭｇ，０．５０重量％のＳｉである）の範囲内に規定されることを特徴とする請求項４に記載の合金。
より好ましくは、前記合金が、座標点ｃ１−ｃ２−ｃ３−ｃ４−ｃ１（ここで、ｃ１＝０．３３重量％のＭｇ，０．６０重量％のＳｉ、ｃ２＝０．４７重量％のＭｇ，０．８０重量％のＳｉ、ｃ３＝０．５９重量％のＭｇ，０．７０重量％のＳｉ、及びｃ４＝０．４５重量％のＭｇ，０．５２重量％のＳｉである）の範囲内に規定されることを特徴とする請求項５に記載の合金。
前記合金が、
０．０５〜０．３０重量％のＭｎ
最大で０．０５重量％のＣｒ
最大で０．１５重量％のＺｒ
を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の合金。
前記合金が、ビレットに鋳造された後、均質化されることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の合金。
前記合金が、好ましい温度に再加熱された後、押出されることを特徴とする請求項１〜８のいずれか一項に記載の合金。