衝撃吸収特性に優れた発泡Ｚｎ−Ａｌ合金製衝撃吸収材及びその製造方法
【課題】歪み速度に比例して変形応力が大きくなる歪み速度感受性を示し、エネルギー吸収能に優れた衝撃吸収材を提供する。
【解決手段】多孔質のセル構造を有するZn-Al合金製発泡体であり、結晶粒径：10μｍ以下のα相，β相の二相組織でセル壁が形成されている。Zn-Al合金は、Zn，Al以外に、Cu，Mg，Si，Ag等を含むこともできる。合金粉末を発泡剤と混練して所定形状に加圧成形した圧粉体を加熱・発泡させ、溶体化後に焼き入れすることにより製造される。
【解決手段】多孔質のセル構造を有するZn-Al合金製発泡体であり、結晶粒径：10μｍ以下のα相，β相の二相組織でセル壁が形成されている。Zn-Al合金は、Zn，Al以外に、Cu，Mg，Si，Ag等を含むこともできる。合金粉末を発泡剤と混練して所定形状に加圧成形した圧粉体を加熱・発泡させ、溶体化後に焼き入れすることにより製造される。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、衝撃吸収特性に優れ、特に動的変形時に大きなエネルギー吸収能を呈する発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製の衝撃吸収材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
強風，地震，車両衝突等の際に受ける振動や衝撃を緩和するため、防振ゴム，オイルダンパー，Ｐｂダンパー等が使用されている。しかし、防振ゴムは経時劣化があり長期間の耐久性が要求される用途には適しておらず、オイルダンパーは定期的メンテナンスを要することが欠点であり、ＰｂダンパーはＰｂの毒性ゆえに使用が制限される傾向にある。
【０００３】
最近では、発泡によりセル構造を付与した発泡体が衝撃吸収材として注目されている。この種の発泡体は、粉末合金，発泡剤の混合物を所定形状に成形した圧粉体を加熱し、発泡反応により多孔質化したものであり、アルミニウムをベースとする合金発泡体が知られている(特許文献１)。緻密な金属材料よりも格段に大きなエネルギー吸収能を示し、高分子発泡体に比較して高強度でリサイクル性に優れていることから、種々の分野で免振・制振材，衝撃吸収材としての展開が期待されている。
【特許文献１】特表2004-520483号公報〔0049〕
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
衝撃吸収部材の要求特性のうち、静的な変形よりも動的変形時のエネルギー吸収能が重要である。これは、同じ質量の物体が衝突する場合、高速で衝突するほど衝突エネルギー(運動エネルギー)が大きくなるためである。ところが、アルミニウムベースの発泡体では、変形応力の歪み速度依存性(以下、"歪み速度感受性"という)がほとんどゼロか極めて小さく、変形の遅速に拘わらずエネルギー吸収量に変化がみられない。
【０００５】
変形速度の増加に比例してエネルギー吸収量が大きくなる特性を金属発泡体に付与できれば、動的変形時に大きなエネルギー吸収能を呈する衝撃吸収部材が得られる。本発明者等は、かかる観点から歪み速度感受性のある金属材料を種々調査・検討した結果、Ｚｎ-Ａｌ系合金が好適であることを見出した。
本発明は、かかる知見をベースとし、微細な結晶粒が均一分散し超塑性特性を呈する二相組織のＺｎ-Ａｌ系合金を発泡体とすることにより、極めて大きな衝撃吸収能を有する衝撃吸収材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材は、Ａｌ：７〜５０質量％，残部が不純物を除きＺｎの組成、及び結晶粒径：１０μｍ以下のα相とβ相との二相組織を有するＺｎ-Ａｌ合金でセル壁が形成され、多孔質のセル構造を有する発泡体である。
Ｚｎ-Ａｌ合金は、Ｚｎ，Ａｌ以外の第三成分としてＣｕ：３.０質量％以下，Ｍｇ：０.０５質量％以下，Ｓｉ：７.０質量％以下，Ａｇ：６.１５質量％以下の何れか一種又は二種以上を含むことができる。
なお、α相はＡｌを主成分とし面心立方格子の結晶構造を有する相，β相は稠密六方格子の結晶構造を有する主成分Ｚｎの相である。
【０００７】
この衝撃吸収材は、所定組成のＺｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤粉末と混合し、所定形状に成形した後、Ｚｎ-Ａｌ合金が軟化溶融する温度に加熱して発泡させ、凝固したＺｎ-Ａｌ合金でセル壁を形成することにより製造される。Ｚｎ-Ａｌ合金粉末はガスアトマイズ法やメカニカルアロイング法で用意でき、バルク状Ｚｎ-Ａｌ合金鋳塊の切削で得られる切削粉も出発材料のＺｎ-Ａｌ合金粉末として使用できる。
【０００８】
加熱発泡後の凝固過程でセル構造が形成されるが、凝固したままの発泡体ではセル壁の結晶粒径が大きすぎ優れた超塑性特性を発現し難い。そこで、セル壁組織の結晶粒微細化によりα粒子，β粒子間でいわゆる粘性変形しやすい状態に調質し、超塑性特性を改善する。
【０００９】
結晶粒微細化には溶体化→焼入れの熱処理が好適であり、３００〜４００℃に発泡体を加熱してセル壁の組織を均質化した後、１００℃以下の冷媒に焼き入れる。更に、焼入れ後に室温〜２５０℃で焼き戻すと、α相，β相が互いに結晶成長を抑制しながら析出するので、平均結晶粒径：１０μｍ以下の微細結晶粒が均一分散した等軸晶組織が得られる。
【発明の効果】
【００１０】
金属発泡体製の衝撃吸収材に歪み速度感受性を付与するためには、歪み速度に応じて変形応力が増大する材料でセル壁を構成する必要がある。歪み速度感受性が大きな材料として、微細結晶粒組織を有する超塑性材料が知られている。しかし、未発泡状態の圧粉体段階で微細結晶粒組織であっても、融点近くまで加熱して発泡させると結晶粒が粗大化し、超塑性特性が失われてしまう。
【００１１】
結晶粒の微細化には、圧延，鍛造等の加工後に再結晶焼鈍する方法や共析反応を利用して微細な二相組織とする方法が知られている。加工-再結晶焼鈍による結晶粒微細化は、アルミニウム系やマグネシウム系の超塑性合金に適用されているが、セル構造を有する材料を更に加工するとセル構造が崩れてしまうので発泡体には適用できない。他方、Ｆｅ-Ｃ系やＺｎ-Ａｌ系の合金では、α相，β相が析出する際に結晶成長を互いに抑制する作用を呈するため、α相，β相の微細結晶粒が混じり合った二相組織となる。
【００１２】
共析反応を利用した結晶粒微細化は、発泡体の製造にも適用できる。しかし、超塑性特性を有するセル壁が共析反応で形成されたとしても、超塑性発現温度域でのみ超塑性特性が発現する。因みに、Ｆｅ-Ｃ系の超塑性合金は、７００〜８００℃の高温域で超塑性特性が発現するため、使用温度に起因する制約が大きい。Ｆｅの密度が約７.８ｇ／ｃｍ3と大きいことも、軽量化が要求される衝撃吸収材として不利である。
【００１３】
これに対し、Ｚｎ-Ａｌ合金は、室温から２５０℃までの比較的低い温度域で超塑性特性を発現し、密度も約５.３ｇ／ｃｍ3とＦｅに比較して大幅に小さいので軽量な衝撃吸収材が得られる。４００〜５００℃の低温発泡が可能なことも、５５０℃以上の発泡温度が必要なアルミニウムに比較して容易に製造できる要因である。しかも、Ｚｎ-Ａｌ合金の組成，発泡後の熱処理条件で結晶粒径を調節することにより微細結晶粒組織を制御でき、超塑性特性も調整できる。その結果、動的変形に対しても大きなエネルギー吸収能をもつ軽量衝撃吸収材として好適な金属発泡体となる。
【実施の形態】
【００１４】
衝撃吸収材の素材となるＺｎ-Ａｌ合金は、Ａｌ：７〜５０質量％を含むＺｎ-Ａｌ二元系を基本とし、必要に応じＣｕ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ａｇの一種又は二種以上が添加されている。Ｚｎ-Ａｌの二元状態図(図２)にみられるように、共析点(Ａｌ：２２質量％)でα相，β相が共析する。Ｚｎに対するＡｌの固溶度は１質量％以下であるので、７０質量％以下のＡｌ含有量であればα相，β相の二層が共存した組織が得られる。しかし、微細で等軸の結晶粒組織を得るためにα相，β相の体積がほぼ等しい必要があるので、２０〜２４質量％の範囲にＡｌ含有量を定めることが好ましい。
【００１５】
Ｚｎ-Ａｌ合金には、強化元素としてＣｕ：３.０質量％以下(好ましくは、０.０５〜３.０質量％)，Ｍｇ：０.０５質量％以下(好ましくは、０.００５〜０.０５質量％)，Ｓｉ：７.０質量％以下(好ましくは、０.５〜７.０質量％)，Ａｇ：６.１５質量％以下(好ましくは、１.０〜６.１５質量％)の一種又は二種以上を添加しても良い。複数の元素を添加する場合、Ｚｎ-Ａｌ系の共析反応に悪影響を与えないように合計含有量が定められる。
【００１６】
等軸で微細な結晶粒組織の生成には、α相，β相の結晶成長が相互に抑制される共析反応を利用することが効果的である。そのためには、共析温度(２７７℃)以上の加熱で均質化処理した後、常温まで冷却する必要がある。このとき、冷却速度が遅いと層状組織が形成され、等軸で微細な結晶粒組織が得られないので、均質化処理後、１００℃以下の油，温水，冷水等の冷媒に浸漬する焼入れが結晶粒の微細化に有効である。特に５０℃以下の冷媒を使用すると、微細結晶粒組織が生成しやすくなる。微細結晶粒組織の生成は、焼入れ後のＺｎ-Ａｌ合金に室温〜２５０℃×１時間以上の焼きなまし処理を施すことによっても促進される。
【００１７】
所定組成に調整されたＺｎ-Ａｌ合金の粉砕で得られた合金粉末，或いは溶融Ｚｎ-Ａｌ合金のガスアトマイズで得られた合金粉末を発泡剤粉末と混合する。セル構造をもつ発泡体の形成にはＺｎ-Ａｌ合金粉末が必要であり、Ｚｎ粉末，Ａｌ粉末を所定比率で混合した粉末混合物ではセル構造を有する発泡体が形成されない。
Ｚｎ-Ａｌ合金粉末と混合される発泡剤には、水素化チタン，水素化マグネシウム，炭酸塩，水和物等のガス発生物質が使用される。発泡剤の増量に応じて発生ガス量も多くなるが、セル構造形成中に大半のガスが抜けてしまうので、Ｚｎ-Ａｌ合金粉末に対する比率で０.５〜５.０質量％の発泡剤添加で十分である。
【００１８】
Ｚｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤と十分混練した後、所定形状のプリカーサに圧粉成形する。目標のセル構造を有する発泡体を得る上では、プリカーサが十分に緻密(具体的には、充填率：９９％以上)であること、発泡剤粉末が均一に分散していることが望まれる。充填率が低いと発泡反応で生成した大半のガスが散逸して気孔率の増加に寄与しないので、押出加工や１００〜２５０℃での圧粉成形によりプリカーサの充填率を高めることが好ましい。また、発泡剤が十分に均一分散していないと、発泡後の気孔サイズが不揃いになり発泡体の品質安定性が低下する。
【００１９】
４００℃以上の温度にプリカーサを加熱保持することにより、発泡剤の熱分解で発生したガスにより発泡が起こる。ここで、容器に収容したプリカーサを発泡させると、容器内部に発泡体が充満したサンドイッチ構造体が作製される。発泡温度が高いほど短い保持時間で気孔率が増加するが、高すぎる発泡温度では発泡してもセル壁がすぐに潰れてしまう虞があるので、発泡温度の上限を６５０℃とすることが好ましい。
発泡後、常温まで冷却し、再び加熱し溶体化，焼入れ，焼きなまし処理を施すと、発泡体のセル壁は等軸の微細結晶粒組織になる。その結果、発泡体の歪み速度感受性が向上するのでエネルギー吸収能も増加する。
【実施例】
【００２０】
Ｚｎ-Ａｌ合金の鋳塊を粉砕し、粒径：３００μｍ以下の合金粉末を得た。合金粉末に粒径：４５μｍ以下の水素化チタン粉末を１質量％添加し、十分混練した。２５０℃に加熱されたダイスに混合粉末を封入し、荷重：８００ＭＰａを加えて直径：２５ｍｍ，高さ：２５ｍｍの円柱状圧粉体(プリカーサ)を作製した。プリカーサの充填率は、９９％以上であった。
プリカーサから一辺１０ｍｍの立方体試験片を切り出し、発泡試験に供した。発泡試験では、大気雰囲気に置かれた試験片を種々の温度，時間で加熱し、加熱条件が発泡反応に及ぼす影響を調査した。
【００２１】
図２は、保持温度ＴF：６００℃の電気炉に装入された試験片の保持時間ｔFと気孔率pとの関係を示す。保持時間が長くなるに従い気孔率が増加し、約２０分で最大気孔率となった。しかし、２０分を超える長時間保持すると、却って気孔率が低下しておりセル構造の崩壊が窺われ、１５〜２０分の範囲で選定した保持時間が効果的であった。
目標気孔率pを得る上では、保持温度ＴFにも好適範囲がある。すなわち、保持時間ｔF：２０分(一定)で保持温度ＴFが気孔率pに及ぼす影響を示す図３にみられるように、保持温度：５７０℃で最大気孔率が得られた。それ以上保持温度を高くしても気孔率が低下しており、この場合にもセル構造の崩壊が窺われる。
【００２２】
次の試験片(Ａ)，(Ｂ)についてセル壁の反射電子像をSEM観察した。SEM像では、軽元素のＡｌを含むα相が黒い部分，重元素のＺｎを含むβ相が白い部分として観察される。
(Ａ)発泡後に空冷したままの試験片
(Ｂ)発泡後、４００℃の電気炉中で３０分保持する溶体化処理を施して水焼入れし、
室温に放置した試験片
【００２３】
空冷した試験片(Ａ)では、β相がデンドライト状に析出しており、α相のサイズが約５４μｍであった(図４)。他方、溶体化後に焼き入れた試験片(Ｂ)では、平均粒径が１μｍ程度で等軸のα相，β相二相微細結晶粒組織が観察された。
【００２４】
発泡体から１０×１０×１５ｍｍの直方体状試験片を切り出し、１ｍｍ／分の圧縮速度で圧縮試験した。図６，７から、気孔率pが小さいほど圧縮強度が増加することを理解できる。また、空冷したままの試験片(Ａ)では歪みの増加に伴い、変形応力が不規則に増減する応力-歪み曲線(図６)を呈するのに対し、溶体化後に焼き入れた試験片(Ｂ)では変形応力がほぼ一定で歪みが増加するプラトー領域が応力-歪み曲線(図７)に検出された。プラトー領域は、気孔率pが大きいほど顕著であった。
【００２５】
応力-歪み曲線の相違は、セル壁の延性が試験片(Ａ)で低く、試験片(Ｂ)で高いことに原因がある。すなわち、セル壁の延性が低い試験片(Ａ)では局所的な破壊が生じるが、試験片(Ｂ)ではセル壁の延性が高いため十分に塑性変形するものと推察される。延性の相違は、溶体化・焼入れを施した発泡体のセル壁が超塑性的に変形していることを示唆している。
【００２６】
溶体化・焼入れを施した発泡体を圧縮試験に供し、種々の圧縮速度で圧潰し、歪み速度がエネルギー吸収量に及ぼす影響を調査した。歪み速度を横軸，応力-歪み曲線の下側の面積から５５％までの歪みについて計算したエネルギー吸収量を縦軸にとったグラフ(図８)で、エネルギー吸収能の歪み速度感受性を表した。比較のため、市販の発泡アルミニウムALPORASについて同じ試験で得られたエネルギー吸収能の歪み速度感受性を併せ示す。
【００２７】
本発明の発泡体は、歪み速度が小さな領域ではエネルギー吸収量がALPORASとほぼ同程度であったが、歪み速度の上昇に応じてエネルギー吸収量が増加していた。歪み速度の上昇に応じたエネルギー吸収量の増加は、セル壁の超塑性特性に起因する。他方、ALPORASでは歪み速度が上昇してもエネルギー吸収量がほとんど変化せず、動的変形に対する衝撃吸収材として劣ることが判る。
【産業上の利用可能性】
【００２８】
以上に説明したように、超塑性特性を呈するＺｎ-Ａｌ合金を素材とし、多数の気孔があるセル構造を有する発泡体とすることにより、動的変形に対して大きなエネルギー吸収能をもつ衝撃吸収材となる。高エネルギー吸収能は、セル壁の等軸で微細な結晶粒組織に起因するものであり、従来の発泡アルミニウム等に比べ格段に優れた衝撃吸収材として広汎な分野で使用される。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】Ｚｎ-Ａｌ二元状態図
【図２】保持時間が発泡体の気孔率に及ぼす影響を表したグラフ
【図３】保持温度が発泡体の気孔率に及ぼす影響を表したグラフ
【図４】発泡後、空冷した発泡体試験片のSEM象
【図５】発泡後、溶体化・焼入れした発泡体試験片のSEM象
【図６】発泡後、空冷した発泡体試験片の応力-歪み線図を表すグラフ
【図７】発泡後、溶体化・焼入れした発泡体試験片の応力-歪み線図を表すグラフ
【図８】発泡アルミニウム(従来品)と対比してＺｎ-Ａｌ合金発泡体が歪み速度感受性を示すことを表したグラフ
【技術分野】
【０００１】
本発明は、衝撃吸収特性に優れ、特に動的変形時に大きなエネルギー吸収能を呈する発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製の衝撃吸収材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
強風，地震，車両衝突等の際に受ける振動や衝撃を緩和するため、防振ゴム，オイルダンパー，Ｐｂダンパー等が使用されている。しかし、防振ゴムは経時劣化があり長期間の耐久性が要求される用途には適しておらず、オイルダンパーは定期的メンテナンスを要することが欠点であり、ＰｂダンパーはＰｂの毒性ゆえに使用が制限される傾向にある。
【０００３】
最近では、発泡によりセル構造を付与した発泡体が衝撃吸収材として注目されている。この種の発泡体は、粉末合金，発泡剤の混合物を所定形状に成形した圧粉体を加熱し、発泡反応により多孔質化したものであり、アルミニウムをベースとする合金発泡体が知られている(特許文献１)。緻密な金属材料よりも格段に大きなエネルギー吸収能を示し、高分子発泡体に比較して高強度でリサイクル性に優れていることから、種々の分野で免振・制振材，衝撃吸収材としての展開が期待されている。
【特許文献１】特表2004-520483号公報〔0049〕
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
衝撃吸収部材の要求特性のうち、静的な変形よりも動的変形時のエネルギー吸収能が重要である。これは、同じ質量の物体が衝突する場合、高速で衝突するほど衝突エネルギー(運動エネルギー)が大きくなるためである。ところが、アルミニウムベースの発泡体では、変形応力の歪み速度依存性(以下、"歪み速度感受性"という)がほとんどゼロか極めて小さく、変形の遅速に拘わらずエネルギー吸収量に変化がみられない。
【０００５】
変形速度の増加に比例してエネルギー吸収量が大きくなる特性を金属発泡体に付与できれば、動的変形時に大きなエネルギー吸収能を呈する衝撃吸収部材が得られる。本発明者等は、かかる観点から歪み速度感受性のある金属材料を種々調査・検討した結果、Ｚｎ-Ａｌ系合金が好適であることを見出した。
本発明は、かかる知見をベースとし、微細な結晶粒が均一分散し超塑性特性を呈する二相組織のＺｎ-Ａｌ系合金を発泡体とすることにより、極めて大きな衝撃吸収能を有する衝撃吸収材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材は、Ａｌ：７〜５０質量％，残部が不純物を除きＺｎの組成、及び結晶粒径：１０μｍ以下のα相とβ相との二相組織を有するＺｎ-Ａｌ合金でセル壁が形成され、多孔質のセル構造を有する発泡体である。
Ｚｎ-Ａｌ合金は、Ｚｎ，Ａｌ以外の第三成分としてＣｕ：３.０質量％以下，Ｍｇ：０.０５質量％以下，Ｓｉ：７.０質量％以下，Ａｇ：６.１５質量％以下の何れか一種又は二種以上を含むことができる。
なお、α相はＡｌを主成分とし面心立方格子の結晶構造を有する相，β相は稠密六方格子の結晶構造を有する主成分Ｚｎの相である。
【０００７】
この衝撃吸収材は、所定組成のＺｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤粉末と混合し、所定形状に成形した後、Ｚｎ-Ａｌ合金が軟化溶融する温度に加熱して発泡させ、凝固したＺｎ-Ａｌ合金でセル壁を形成することにより製造される。Ｚｎ-Ａｌ合金粉末はガスアトマイズ法やメカニカルアロイング法で用意でき、バルク状Ｚｎ-Ａｌ合金鋳塊の切削で得られる切削粉も出発材料のＺｎ-Ａｌ合金粉末として使用できる。
【０００８】
加熱発泡後の凝固過程でセル構造が形成されるが、凝固したままの発泡体ではセル壁の結晶粒径が大きすぎ優れた超塑性特性を発現し難い。そこで、セル壁組織の結晶粒微細化によりα粒子，β粒子間でいわゆる粘性変形しやすい状態に調質し、超塑性特性を改善する。
【０００９】
結晶粒微細化には溶体化→焼入れの熱処理が好適であり、３００〜４００℃に発泡体を加熱してセル壁の組織を均質化した後、１００℃以下の冷媒に焼き入れる。更に、焼入れ後に室温〜２５０℃で焼き戻すと、α相，β相が互いに結晶成長を抑制しながら析出するので、平均結晶粒径：１０μｍ以下の微細結晶粒が均一分散した等軸晶組織が得られる。
【発明の効果】
【００１０】
金属発泡体製の衝撃吸収材に歪み速度感受性を付与するためには、歪み速度に応じて変形応力が増大する材料でセル壁を構成する必要がある。歪み速度感受性が大きな材料として、微細結晶粒組織を有する超塑性材料が知られている。しかし、未発泡状態の圧粉体段階で微細結晶粒組織であっても、融点近くまで加熱して発泡させると結晶粒が粗大化し、超塑性特性が失われてしまう。
【００１１】
結晶粒の微細化には、圧延，鍛造等の加工後に再結晶焼鈍する方法や共析反応を利用して微細な二相組織とする方法が知られている。加工-再結晶焼鈍による結晶粒微細化は、アルミニウム系やマグネシウム系の超塑性合金に適用されているが、セル構造を有する材料を更に加工するとセル構造が崩れてしまうので発泡体には適用できない。他方、Ｆｅ-Ｃ系やＺｎ-Ａｌ系の合金では、α相，β相が析出する際に結晶成長を互いに抑制する作用を呈するため、α相，β相の微細結晶粒が混じり合った二相組織となる。
【００１２】
共析反応を利用した結晶粒微細化は、発泡体の製造にも適用できる。しかし、超塑性特性を有するセル壁が共析反応で形成されたとしても、超塑性発現温度域でのみ超塑性特性が発現する。因みに、Ｆｅ-Ｃ系の超塑性合金は、７００〜８００℃の高温域で超塑性特性が発現するため、使用温度に起因する制約が大きい。Ｆｅの密度が約７.８ｇ／ｃｍ3と大きいことも、軽量化が要求される衝撃吸収材として不利である。
【００１３】
これに対し、Ｚｎ-Ａｌ合金は、室温から２５０℃までの比較的低い温度域で超塑性特性を発現し、密度も約５.３ｇ／ｃｍ3とＦｅに比較して大幅に小さいので軽量な衝撃吸収材が得られる。４００〜５００℃の低温発泡が可能なことも、５５０℃以上の発泡温度が必要なアルミニウムに比較して容易に製造できる要因である。しかも、Ｚｎ-Ａｌ合金の組成，発泡後の熱処理条件で結晶粒径を調節することにより微細結晶粒組織を制御でき、超塑性特性も調整できる。その結果、動的変形に対しても大きなエネルギー吸収能をもつ軽量衝撃吸収材として好適な金属発泡体となる。
【実施の形態】
【００１４】
衝撃吸収材の素材となるＺｎ-Ａｌ合金は、Ａｌ：７〜５０質量％を含むＺｎ-Ａｌ二元系を基本とし、必要に応じＣｕ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ａｇの一種又は二種以上が添加されている。Ｚｎ-Ａｌの二元状態図(図２)にみられるように、共析点(Ａｌ：２２質量％)でα相，β相が共析する。Ｚｎに対するＡｌの固溶度は１質量％以下であるので、７０質量％以下のＡｌ含有量であればα相，β相の二層が共存した組織が得られる。しかし、微細で等軸の結晶粒組織を得るためにα相，β相の体積がほぼ等しい必要があるので、２０〜２４質量％の範囲にＡｌ含有量を定めることが好ましい。
【００１５】
Ｚｎ-Ａｌ合金には、強化元素としてＣｕ：３.０質量％以下(好ましくは、０.０５〜３.０質量％)，Ｍｇ：０.０５質量％以下(好ましくは、０.００５〜０.０５質量％)，Ｓｉ：７.０質量％以下(好ましくは、０.５〜７.０質量％)，Ａｇ：６.１５質量％以下(好ましくは、１.０〜６.１５質量％)の一種又は二種以上を添加しても良い。複数の元素を添加する場合、Ｚｎ-Ａｌ系の共析反応に悪影響を与えないように合計含有量が定められる。
【００１６】
等軸で微細な結晶粒組織の生成には、α相，β相の結晶成長が相互に抑制される共析反応を利用することが効果的である。そのためには、共析温度(２７７℃)以上の加熱で均質化処理した後、常温まで冷却する必要がある。このとき、冷却速度が遅いと層状組織が形成され、等軸で微細な結晶粒組織が得られないので、均質化処理後、１００℃以下の油，温水，冷水等の冷媒に浸漬する焼入れが結晶粒の微細化に有効である。特に５０℃以下の冷媒を使用すると、微細結晶粒組織が生成しやすくなる。微細結晶粒組織の生成は、焼入れ後のＺｎ-Ａｌ合金に室温〜２５０℃×１時間以上の焼きなまし処理を施すことによっても促進される。
【００１７】
所定組成に調整されたＺｎ-Ａｌ合金の粉砕で得られた合金粉末，或いは溶融Ｚｎ-Ａｌ合金のガスアトマイズで得られた合金粉末を発泡剤粉末と混合する。セル構造をもつ発泡体の形成にはＺｎ-Ａｌ合金粉末が必要であり、Ｚｎ粉末，Ａｌ粉末を所定比率で混合した粉末混合物ではセル構造を有する発泡体が形成されない。
Ｚｎ-Ａｌ合金粉末と混合される発泡剤には、水素化チタン，水素化マグネシウム，炭酸塩，水和物等のガス発生物質が使用される。発泡剤の増量に応じて発生ガス量も多くなるが、セル構造形成中に大半のガスが抜けてしまうので、Ｚｎ-Ａｌ合金粉末に対する比率で０.５〜５.０質量％の発泡剤添加で十分である。
【００１８】
Ｚｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤と十分混練した後、所定形状のプリカーサに圧粉成形する。目標のセル構造を有する発泡体を得る上では、プリカーサが十分に緻密(具体的には、充填率：９９％以上)であること、発泡剤粉末が均一に分散していることが望まれる。充填率が低いと発泡反応で生成した大半のガスが散逸して気孔率の増加に寄与しないので、押出加工や１００〜２５０℃での圧粉成形によりプリカーサの充填率を高めることが好ましい。また、発泡剤が十分に均一分散していないと、発泡後の気孔サイズが不揃いになり発泡体の品質安定性が低下する。
【００１９】
４００℃以上の温度にプリカーサを加熱保持することにより、発泡剤の熱分解で発生したガスにより発泡が起こる。ここで、容器に収容したプリカーサを発泡させると、容器内部に発泡体が充満したサンドイッチ構造体が作製される。発泡温度が高いほど短い保持時間で気孔率が増加するが、高すぎる発泡温度では発泡してもセル壁がすぐに潰れてしまう虞があるので、発泡温度の上限を６５０℃とすることが好ましい。
発泡後、常温まで冷却し、再び加熱し溶体化，焼入れ，焼きなまし処理を施すと、発泡体のセル壁は等軸の微細結晶粒組織になる。その結果、発泡体の歪み速度感受性が向上するのでエネルギー吸収能も増加する。
【実施例】
【００２０】
Ｚｎ-Ａｌ合金の鋳塊を粉砕し、粒径：３００μｍ以下の合金粉末を得た。合金粉末に粒径：４５μｍ以下の水素化チタン粉末を１質量％添加し、十分混練した。２５０℃に加熱されたダイスに混合粉末を封入し、荷重：８００ＭＰａを加えて直径：２５ｍｍ，高さ：２５ｍｍの円柱状圧粉体(プリカーサ)を作製した。プリカーサの充填率は、９９％以上であった。
プリカーサから一辺１０ｍｍの立方体試験片を切り出し、発泡試験に供した。発泡試験では、大気雰囲気に置かれた試験片を種々の温度，時間で加熱し、加熱条件が発泡反応に及ぼす影響を調査した。
【００２１】
図２は、保持温度ＴF：６００℃の電気炉に装入された試験片の保持時間ｔFと気孔率pとの関係を示す。保持時間が長くなるに従い気孔率が増加し、約２０分で最大気孔率となった。しかし、２０分を超える長時間保持すると、却って気孔率が低下しておりセル構造の崩壊が窺われ、１５〜２０分の範囲で選定した保持時間が効果的であった。
目標気孔率pを得る上では、保持温度ＴFにも好適範囲がある。すなわち、保持時間ｔF：２０分(一定)で保持温度ＴFが気孔率pに及ぼす影響を示す図３にみられるように、保持温度：５７０℃で最大気孔率が得られた。それ以上保持温度を高くしても気孔率が低下しており、この場合にもセル構造の崩壊が窺われる。
【００２２】
次の試験片(Ａ)，(Ｂ)についてセル壁の反射電子像をSEM観察した。SEM像では、軽元素のＡｌを含むα相が黒い部分，重元素のＺｎを含むβ相が白い部分として観察される。
(Ａ)発泡後に空冷したままの試験片
(Ｂ)発泡後、４００℃の電気炉中で３０分保持する溶体化処理を施して水焼入れし、
室温に放置した試験片
【００２３】
空冷した試験片(Ａ)では、β相がデンドライト状に析出しており、α相のサイズが約５４μｍであった(図４)。他方、溶体化後に焼き入れた試験片(Ｂ)では、平均粒径が１μｍ程度で等軸のα相，β相二相微細結晶粒組織が観察された。
【００２４】
発泡体から１０×１０×１５ｍｍの直方体状試験片を切り出し、１ｍｍ／分の圧縮速度で圧縮試験した。図６，７から、気孔率pが小さいほど圧縮強度が増加することを理解できる。また、空冷したままの試験片(Ａ)では歪みの増加に伴い、変形応力が不規則に増減する応力-歪み曲線(図６)を呈するのに対し、溶体化後に焼き入れた試験片(Ｂ)では変形応力がほぼ一定で歪みが増加するプラトー領域が応力-歪み曲線(図７)に検出された。プラトー領域は、気孔率pが大きいほど顕著であった。
【００２５】
応力-歪み曲線の相違は、セル壁の延性が試験片(Ａ)で低く、試験片(Ｂ)で高いことに原因がある。すなわち、セル壁の延性が低い試験片(Ａ)では局所的な破壊が生じるが、試験片(Ｂ)ではセル壁の延性が高いため十分に塑性変形するものと推察される。延性の相違は、溶体化・焼入れを施した発泡体のセル壁が超塑性的に変形していることを示唆している。
【００２６】
溶体化・焼入れを施した発泡体を圧縮試験に供し、種々の圧縮速度で圧潰し、歪み速度がエネルギー吸収量に及ぼす影響を調査した。歪み速度を横軸，応力-歪み曲線の下側の面積から５５％までの歪みについて計算したエネルギー吸収量を縦軸にとったグラフ(図８)で、エネルギー吸収能の歪み速度感受性を表した。比較のため、市販の発泡アルミニウムALPORASについて同じ試験で得られたエネルギー吸収能の歪み速度感受性を併せ示す。
【００２７】
本発明の発泡体は、歪み速度が小さな領域ではエネルギー吸収量がALPORASとほぼ同程度であったが、歪み速度の上昇に応じてエネルギー吸収量が増加していた。歪み速度の上昇に応じたエネルギー吸収量の増加は、セル壁の超塑性特性に起因する。他方、ALPORASでは歪み速度が上昇してもエネルギー吸収量がほとんど変化せず、動的変形に対する衝撃吸収材として劣ることが判る。
【産業上の利用可能性】
【００２８】
以上に説明したように、超塑性特性を呈するＺｎ-Ａｌ合金を素材とし、多数の気孔があるセル構造を有する発泡体とすることにより、動的変形に対して大きなエネルギー吸収能をもつ衝撃吸収材となる。高エネルギー吸収能は、セル壁の等軸で微細な結晶粒組織に起因するものであり、従来の発泡アルミニウム等に比べ格段に優れた衝撃吸収材として広汎な分野で使用される。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】Ｚｎ-Ａｌ二元状態図
【図２】保持時間が発泡体の気孔率に及ぼす影響を表したグラフ
【図３】保持温度が発泡体の気孔率に及ぼす影響を表したグラフ
【図４】発泡後、空冷した発泡体試験片のSEM象
【図５】発泡後、溶体化・焼入れした発泡体試験片のSEM象
【図６】発泡後、空冷した発泡体試験片の応力-歪み線図を表すグラフ
【図７】発泡後、溶体化・焼入れした発泡体試験片の応力-歪み線図を表すグラフ
【図８】発泡アルミニウム(従来品)と対比してＺｎ-Ａｌ合金発泡体が歪み速度感受性を示すことを表したグラフ
【特許請求の範囲】
【請求項１】
多孔質のセル構造をもつ発泡体であり、Ａｌ：７〜５０質量％，残部が不純物を除きＺｎの組成、及び結晶粒径：１０μｍ以下のα相とβ相の二相組織を有するＺｎ-Ａｌ合金でセル壁が形成されていることを特徴とする衝撃吸収特性に優れた発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材。
【請求項２】
請求項１の組成を有するＺｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤粉末と混合し、所定形状に成形した後、Ｚｎ-Ａｌ合金が軟化溶融する温度に加熱して発泡させ、得られた発泡体を３００〜４００℃に加熱してセル壁の組織を均質化した後、１００℃以下の冷媒に浸漬する焼入れを施すことを特徴とする発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材の製造方法。
【請求項１】
多孔質のセル構造をもつ発泡体であり、Ａｌ：７〜５０質量％，残部が不純物を除きＺｎの組成、及び結晶粒径：１０μｍ以下のα相とβ相の二相組織を有するＺｎ-Ａｌ合金でセル壁が形成されていることを特徴とする衝撃吸収特性に優れた発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材。
【請求項２】
請求項１の組成を有するＺｎ-Ａｌ合金粉末を発泡剤粉末と混合し、所定形状に成形した後、Ｚｎ-Ａｌ合金が軟化溶融する温度に加熱して発泡させ、得られた発泡体を３００〜４００℃に加熱してセル壁の組織を均質化した後、１００℃以下の冷媒に浸漬する焼入れを施すことを特徴とする発泡Ｚｎ-Ａｌ合金製衝撃吸収材の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２００７−２１７７１５（Ｐ２００７−２１７７１５Ａ）
【公開日】平成１９年８月３０日（２００７．８．３０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−３６１８４（Ｐ２００６−３６１８４）
【出願日】平成１８年２月１４日（２００６．２．１４）
【出願人】（３０５０２７４０１）公立大学法人首都大学東京 (385)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年８月３０日（２００７．８．３０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年２月１４日（２００６．２．１４）
【出願人】（３０５０２７４０１）公立大学法人首都大学東京 (385)
【Ｆターム（参考）】
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