CN101545063A - 弯曲压坏性和耐蚀性优异的铝合金挤压材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铝合金挤压材，其可以增大含有Mg、Si、Fe、Mn、Cu、Zn、Ti等特定组成的Al－Mg－Si系铝合金挤压材组织中的具有1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔，并且，作为贯穿挤压材的整个厚度区域存在大量立方取向的等轴再结晶晶粒组织，使弯曲压坏性和耐蚀性两方面都得到提高。只要是这种铝合金挤压材，即使汽车的碰撞条件严酷，也能够满足作为汽车车身增强材的要求，弯曲压坏性和耐蚀性两方面都优异。

Description

弯曲压坏性和耐蚀性优异的铝合金挤压材及其制造方法

技术领域

本发明涉及弯曲压坏性和耐蚀性优异的Al-Mg-Si系铝合金挤压材及其制造方法(以下，也把铝仅称为Al)。另外，本发明中所说的铝合金挤压材是热挤压后的挤压材，但也包括作为后述的汽车车身增强材(能量吸收构件)组装之后的构件。以下，也将Al-Mg-Si系称为6000系。

背景技术

为了将6000系铝合金挤压材用作增强材，目前已提案有关作为增强材的横向抗压性(截面的压坏变形性)的提高、及用于改善增强材的弯曲加工性的挤压材组织。

例如提案有：对6063等6000系铝合金坯料进行均匀化处理，且对其进行挤压加工，冷却后实施时效处理而制造铝合金挤压材时，以其机械特性达到0.2％屈服强度为120～140MPa、延伸率为12％以上的方式设定时效处理条件。该方法要得到具有弯曲加工最适合的0.2％屈服强度及延伸率，且弯曲加工精度及屈服强度值的偏差小，即使在挤压等弯曲加工中也不会产生纵弯曲的铝挤压材(参照日本特开2001-316788号)。

另外，在日本特开2002-241880号中也提出了通过将6000系铝合金挤压材的组织设定为等轴晶粒组织来提高弯曲加工性的方案。在同一文献中，为了形成等轴晶粒组织，Mg和Si的含量为化学计量的当量，在实施例水平下，将促进纤维状组织的Mn、Cr、Zr等过渡元素的以总量计限制为0.1％以下，在500℃以上的挤压温度下进行挤压，并在挤压之后立即进行水淬(强制冷却)而制造。由此，形成平均晶粒直径为100μm以下，且晶粒的长宽比(晶粒的挤压方向的长度和厚度方向的长度之比)为2以下的等轴晶粒组织。

另一方面，相反地，在日本特开平5-171328号中也已提出将其组织不是形成上述等轴晶粒组织，而是形成沿挤压方向伸长的纤维状晶粒组织(纤维状组织)，从而提高中空挤压型材的弯曲加工性的方案。在此，该纤维状组织是在实施例水平下，含有以总量计为0.45～0.53％的较大量的Mn、Cr、Zr等过渡元素，在500℃以上的挤压温度下进行挤压，挤压之后立即进行浸渍于水淬槽的水淬(强制冷却)而制造。

与此相对，公知的还有，作为车架纵梁或后保险杠托架等要求挤压材的轴(纵向)方向的抗压特性(纵压坏)的能量吸收构件，为了制成可防止欧拉纵弯曲(く字状弯曲)、且作为蛇腹状的变形形态优异的能量吸收构件，将其组织设定为上述纤维状组织(参照日本特开平9-256096号、日本特开2003-183757号)。在日本特开平9-256096号中，将化学计量平衡的Mg和Si构成的6000系铝合金挤压材的组织设定为上述纤维状组织。由于Mg和Si在化学计量上是平衡的，因此，在同文献中，作为纤维组织是在实施例水平下，含有以总量计为0.5％的较大量的Mn、Cr、Zr等过渡元素，并在500℃以上的挤压温度下进行挤压，在挤压之后立即进行水淬而制造。

在日本特开2003-183757号中，将挤压材的组成设定为过剩Si型，且设定为在实施例水平下含有以总量计为0.25～0.48％的较大量的Mn、Cr、Zr等过渡元素的6000系铝合金组成。而且，在同一文献中，是在500℃的挤压温度下进行挤压，形成限制了表面的再结晶层(GG层)的厚度和晶粒直径的纤维状组织。而且，制成的挤压材不仅纵向抗压性优异，而且横向抗压性也优异。

在日本特开2005-105317号中提案有，为了兼备6000系铝合金挤压材作为增强材的弯曲加工性和耐抗压破裂性，设定为纤维状组织，并且，还设定为具有延伸各向异性的组织。在同一文献中，将挤压材的组成设定为过剩Si型，且设定为在实施例水平下含有较大量的以总量计为0.15％～0.30的Mn、Cr、Zr等过渡元素的6000系铝合金组成。而且，挤压也是在不足500℃的比较低的挤压温度下以挤压比为10以上的高加工率进行，形成由在长宽比超出5的挤压方向伸长的晶粒构成的纤维状组织。而且，将挤压材形成相对于挤压方向为45度方向的延伸率δ1比其它的平行方向和垂直方向的延伸率δ2、δ3大、具有延伸各向异性的组织。

在特开平6-25783号中提案有，为了作为车架纵梁或保险杠增强材的、兼备6000系铝合金挤压材的弯曲加工性和冲击吸收性，因此不是形成纤维状组织，而是形成晶粒的长宽比(晶粒的长轴和短轴的比)为3以下的微细等轴晶粒组织。在同一文献中，通过形成这种微细等轴晶粒组织，能够提高延伸和弯曲加工性。另外，控制晶界析出物的量和大小，来抑制以冲击时的晶界析出物为起点的细裂纹。

实际上，在6000系铝合金挤压材作为保险杠增强材及保护杆等车辆增强材使用的情况下，大多为来自大致水平方向的冲击载荷更局部性地附加在增强材的冲击部的冲击方式。在这种冲突方式中，例如，即使是日本特开平5-171328号、日本特开平9-256096号、日本特开2003-183757号、日本特开2005-105317号所述的纤维状组织及各向异性组织，另外，即使是日本特开2002-241880号、日本特开平6-25783号所述的等轴晶粒组织，6000系铝合金挤压材依然存在用于提高横向抗压性的重要的弯曲压坏性(抗弯曲强度)容易不足的问题。

作为这种冲击形态的典型，示例有与柱状物碰撞、侧偏碰撞等。在为这种碰撞形态的情况下，尤其是由于来自大致水平方向的碰撞载荷集中于增强材的局部，因此，保险杠增强材等车体增强材较碰撞部(冲突载荷荷重部)更向长度方向弯曲，容易产生对车身造成损伤那样的事态。

对于这种汽车的碰撞条件严酷的情况，有必要进一步提高6000系铝合金挤压材的弯曲压坏性。但是，即使是所述的强度比较高的纤维状组织，在能够与此对应的弯曲压坏性提高方面也有较大限制。这是因为不仅是纤维状组织，而且即使是所述两个先行技术那样的等轴晶粒组织也完全一样。

发明内容

本发明是着眼于这种事情而开发的，其目的在于提供弯曲压坏性和耐蚀性两方面都优异的6000系铝合金挤压材及其制造方法，作为汽车车身增强材，即使汽车的碰撞条件严酷也能够达到要求。

为实现该目的，本发明的铝合金挤压材，以质量百分比计分别含有：Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.35％、Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％，余量由Al及不可避免的杂质构成，用5000倍的TEM观察所述铝合金挤压材的和挤压方向成直角的方向的截面的组织看到具有相当直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔为3μm以上的等轴再结晶晶粒组织，并且，在该挤压材的和挤压方向成直角的方向的截面的含有最表面的晶粒长大层的整个厚度区域范围中的立方取向的平均面积率为15％以上。

在此，将Mg、Si的含量(质量％)分别设为Mg(％)、Si(％)时，优选Mg(％)≥1.73×Si(％)—0.4。另外，优选所述铝合金挤压材的等轴再结晶晶粒组织的所述立方取向的平均面积率为20％以上。另外，所述铝合金挤压材选择性地含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的至少一种，且它们的总量也可以为0.30％以下。另外，优选所述铝合金挤压材的所述弯曲压坏性为在通过JIS Z2248中规定的弯曲试验方法进行的板状试块的弯曲线为挤压方向的180°弯曲试验中，不发生裂纹的极限弯曲率R为3.0mm以下的性能，所述铝合金挤压材的所述耐蚀性为在通过ISO/DIS11846B法中规定的交互浸渍法进行的腐蚀试验中不发生晶界腐蚀的性能。

所述铝合金挤压材，适合应用于因承受和其挤压方向成直角的方向的荷重而压坏的能量吸收构件。

另外，为实现上述目的，本发明的铝合金挤压材的制造方法，是将以质量百分比计分别含有：Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.35％、Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％且余量由Al及不可避免的杂质构成的铝合金铸造坯料在500～590℃温度下进行均质化热处理后，以100℃/hr以上的平均冷却速度强制冷却到400℃以下的温度，再将所述铸造坯料进行再加热并进行热挤压，使挤压出口侧的挤压材温度成为500℃以上的溶体化温度区域，自挤压加工之后立即以100℃/分钟以上的平均冷却速度对该挤压出口侧的挤压材进行强制冷却，之后，对挤压材进一步进行时效处理，将该挤压材的0.2％屈服强度设定为240MPa以上，同时形成通过5000倍的TEM观察该挤压材的和挤压方向成直角的方向的截面的组织可看到具有当量圆直径为1μm以上尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔为3μm以上的等轴再结晶晶粒组织，并且在该挤压材的和挤压方向成直角的方向的截面的含有最表面的晶粒长大层的整个厚度区域范围中的立方取向的平均面积率为15％以上。

在此，在所述Al-Mg-Si系铝合金铸造坯料中，也可以还选择性地含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的至少一种，且它们的总量为0.30％以下。

本发明者等着眼于迄今不太被关注的6000系铝合金挤压材的集合组织，对给予其弯曲压坏性和耐蚀性的集合组织的影响重新进行了研究。其结果发现，在集合组织中，由立方取向构成的等轴再结晶晶粒组织使弯曲压坏性和耐蚀性提高的效果很明显。

对于该6000系铝合金的集合组织而言，在轧制板领域，目前对汽车面板的冲压成形性及弯曲加工性(镶边加工性，尤其是平板缝边)的影响进行了大量研究，也存在非常多的先行技术。其中，公知的具有代表性的例如有，对6000系铝合金轧制板的集合组织来说，具有立方体(Cube)方位的晶粒的比例越多，越能够改善可平面折边加工性。即，如通常所公知的，立方取向为6000系铝合金(轧制)板的集合组织的主方位，且在Al-Mg-Si系合金中也是主要的结晶方位之一。

但是，这些6000系铝合金轧制板和挤压材(增强材)不同，由于是用作汽车车身面板，为了轻量化而制成1mm以下程度的极薄的板厚的板。而且，在对这种薄板实施的冲压成形或弯曲加工等加工中，薄板上负载的弯曲载荷和所述的挤压材(增强材)所负载的碰撞载荷不同，而是用模具或冲头在贯穿板的广泛的面积内大致均匀地负载的载荷。此外，考虑到对汽车车身面板的成形性，就这些轧制板在被成形时的强度而言，即使是T4材料，也是0.2％屈服强度为150MPa以下的比较低的强度。

与此相反，作为本发明对象的挤压材是壁厚为2mm以上的壁厚比较厚的、具有矩形中空截面的挤压材(增强材)。另外，该挤压材的强度是0.2％屈服强度为240MPa以上的高强度。因此，所述轧制板的场合的折边加工(折边加工性)和局部地集中并附加在作为本发明对象的挤压材(增强材)上的、与柱状物碰撞、侧偏碰撞等车身碰撞发生的弯曲载荷，其变形机械论和变形形态根本不同。其结果是，根据6000系铝合金轧制薄板的集合组织的立方取向和平面折边加工性的关系等，难以预测作为本发明对象的6000系铝合金挤压材的集合组织、尤其是立方取向和弯曲压坏性及耐蚀性的关系。

而且，如所述特开平5-171328号所记载，原来，在6000系铝合金挤压材领域，为了形成挤压中空型材的轴(长度)方向的抗压特性(纵压坏)及挤压中空型材的截面方向的抗压特性(横压坏)优异的材料，主流方向是将其组织形成挤压方向伸长的纤维状组织。在这种纤维状组织中，作为集合组织，其立方取向不发达，相反，立方取向(挤压立方取向的晶粒)的比例被抑制且显著减少。因此，根据这种6000系铝合金挤压材领域的常识，同样难以预测本发明的6000系铝合金挤压材的集合组织尤其是立方取向和弯曲压坏性及耐蚀性的关系。如上所述，对于6000系铝合金挤压材的组织而言，这一点也是尽管存在形成纤维状组织或形成等轴粒组织的文献，但是对于挤压材的集合组织至今还不太引人注目的理由。

在本发明中，对于6000系铝合金挤压材的集合组织而言，作为增加立方取向的等轴再结晶晶粒组织，能够提高弯曲压坏性和耐蚀性。由此，可以使6000系铝合金挤压材和强度更高的7000系铝合金挤压材同等，且耐蚀性更优异，从而可以用于承受保险杠增强材及门保护杠等横方向载荷而压坏的能量吸收构件。

具体实施方式

下面，对本发明6000系铝合金挤压材的实施方式进行具体说明。

(集合组织)

如上所述，对于6000系铝合金挤压材的集合组织而言，具有立方体(Cube)方位的晶粒的比例越多作为增强材的弯曲压坏性越提高。另外，与盐水等腐蚀环境对应的晶界腐蚀性等耐蚀性也是具有立方体(Cube)方位的晶粒的比例越多越提高。

因此，在本发明中，为了提高作为增强材的弯曲压坏性及耐蚀性，首先，作为前提，形成用5000倍的TEM观察该挤压材的厚度方向的截面的组织可看到的、具有重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔为3μm以上的等轴再结晶晶粒组织，且其特征在于，将贯穿该挤压材的厚度方向的截面上的包含最表面的晶粒长大层的整个厚度区域的立方取向的平均面积率设定为15％以上，大多优选设定为20％以上。

在本发明中，不管任何Goss方位等其它方位的存在量(面积率)，都可增大该立方取向的面积率。该立方取向的面积率过少时，具有立方取向的晶粒过少，不能提高弯曲压坏性及耐蚀性，不能满足作为汽车用增强材的要求特性(标准)。

(立方取向和弯曲压坏性、耐蚀性的关系)

具有立方取向等一个方位的晶粒的比例越大(多)，晶粒的晶界的方位差越小。因此，能够缓和负载弯曲载荷时(负载碰撞载荷时)向晶界的应力集中。其结果是，尤其是在保险杠增强材及门保护杠等能量吸收构件中，在和构成保险杠增强材及门保护杠等的铝合金挤压材的挤压方向成直角的方向，承受来自碰撞载荷等外部载荷(弯曲载荷)而压坏(也称为横压坏)时的弯曲压坏性提高。

另外，具有立方取向的晶粒具有在挤压方向(纵向方向)或宽度方向(和挤压成直角的方向)承受上述载荷引起的抗拉、弯曲等变形时，结晶难以旋转的特性。因此，立方取向发达时，具有立方取向的晶粒的比例增大，且晶粒的晶界的方位差减小时，即使承受了上述载荷引起的抗拉、弯曲等大的变形后，也能够维持该小的结晶方位差。根据这种立方取向特有的效果，能够缓和向负载有弯曲载荷时(负载碰撞载荷时)的晶界的应力集中，从而提高弯曲压坏性。

另一方面，立方取向不发达时，例如，具有代表性的是即使Goss方位等其它的方位发达，尤其是在挤压方向(纵向方向)和宽度方向(和挤压成直角的方向)的变形中，没有(不能发挥)所述的立方取向特有的特性。因此，在负载弯曲载荷而变形的情况下，弯曲压坏性降低。这种在负载弯曲载荷时向晶界的应力集中增强、弯曲压坏性降低的现象，即使是上述的强度比较高的纤维状组织也同样。之所以对现有的纤维状组织的弯曲压坏性有大的限制，也是由于这种理由。

另外，立方取向发达、且晶粒晶界的方位差越小，耐晶界腐蚀性等耐蚀性也越提高。另一方面，立方取向不发达、晶粒晶界的方位差变大时，晶界腐蚀性等耐蚀性容易降低。

(挤压材截面的厚度方向全域规定的意义)

在本发明中，将立方取向规定成贯穿该挤压材的厚度方向的截面(挤压方向和直角的方向的截面、直角截面)的包含最表面的晶粒长大层的整个厚度区域的平均面积率。在挤压材的厚度方向的截面内，通常，在两万的最表面，这些最表面和挤压冲膜接触，由此必然产生数百μm厚度的晶粒长大层(GG层、粗大再结晶粒组织层)。在这种最表面的GG层中，容易形成随机的方位，立方取向不发达，几乎没有立方取向的晶粒。因而，这种最表面的GG层的厚度越厚，挤压材的厚度方向内侧的立方取向发达的等轴再结晶晶粒组织的厚度越变薄，弯曲压坏性提高效果越小。换言之，贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的立方取向的发达程度或具有立方取向的晶粒的比例，决定挤压材作为增强材的弯曲压坏性。因此，在本发明中，尤其是为了提高作为增强材的弯曲抗压性，按照贯穿该挤压材的厚度方向的截面的、特意含有最表面的晶粒长大层的挤压材的整个厚度区域的平均面积率来规定立方取向。

另外，根据后述的结晶方位解析法(SEM/EBSP法)，能够贯穿包含最表面的晶粒长大层的整个厚度区域，例如贯穿挤压材的厚度为2mm以上的广泛区域，测定立方取向，从而能够求出其面积率的平均。与此相反，用于测定集合组织的通用的X线衍射(X线衍射强度等)，与应用该SEM/EBSP的结晶方位解析法相比，可以测定每个晶粒的比较微小的(微小的)区域的组织(集合组织)。因此，贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域即上述2mm以上的区域，测定数庞大，因此，实际言上不能测定本发明规定的挤压材的整个厚度区域的立方取向的平均面积率。

(等轴再结晶晶粒组织)

在本发明中，之所以将挤压材的组织设定为等轴晶粒组织，是因为在特开平5-171328号、特开平9-256096号、特开2003-183757号、特开2005-105317号所述的晶粒的长宽比超过5的、晶粒沿挤压方向伸长的纤维状组织中，立方取向不发达，贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的立方取向的平均面积率不能达到15％以上。在此，作为前提，即使本发明所说的等轴再结晶晶粒组织的晶粒的平均长宽比为3以下、并沿挤压方向伸长，其也是平均长宽比不足5的等轴晶粒组织。另外，所谓该晶粒的长宽比是长轴和短轴之比，通常，长轴为晶粒的挤压方向的长度，短轴为厚度方向的长度。

在此，在上述的日本特开2002-241880号、日本特开平6-25783号中，将6000系铝合金挤压材的组织设定为等轴再结晶晶粒组织。但是，这些先行技术也为等轴再结晶晶粒组织，但是，立方取向不发达，贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的立方取向的平均面积率不能达到15％以上。在日本特开2002-241880号中，为了形成等轴晶粒组织，将Mg和Si的含量为化学计量的当量、且促进纤维状组织的Mn、Cr、Zr等过渡元素，在实施例水平下以总量计限制为0.1％以下，在500℃以上的挤压温度下挤压，挤压之后立即进行水淬(强制冷却)而制造。由此，制成平均晶粒直径为100μm以下、且晶粒的长宽比(晶粒的挤压方向的长度和厚度方向的长度比)为2以下的等轴晶粒组织。另外，在日本特开平6-25783号的实施例中，将挤压材的组成设定为过剩Si型，且设定为选择性地含有以总量计为0.34％的较大量的Mn、Cr、Zr等过渡元素的6000系铝合金组成。而且，在500℃下挤压后不进行离线的水冷等强制冷却，而是经过另外的离线进行溶体化及淬火处理。

与此相反，如本发明所述，为了使立方取向发达，以使贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的立方取向的平均面积率为15％以上，如后述，尤其需要通过控制均热处理后的强制冷却等制造条件，积极地增大立方取向的面积率。另外，不将日本特开平6-25783号所记载的挤压材组成设定为极端地过剩Si型，而是减少Mn、Cr、Zr等过渡元素的量，如后述，这是用于使立方取向发达的前提必要条件。因此，在不进行这种积极的控制，而是经过均热处理等通常的方法制造的日本特开2002-241880号、日本特开平6-25783号记载的挤压材中，例如即使其它的挤压条件相同，立方取向也不发达。换言之，在这些先行技术的挤压材中，各结晶方位为随机的集合组织，必然地，其立方取向的平均面积率比本发明更低。即，在通常的挤压材的制造方法中，如本发明所述，即使能够形成等轴晶粒组织，也不能成为使立方取向发达的等轴晶粒组织。

(立方取向的测定)

含有立方取向的、各晶粒方位(各结晶方位成分)的面积率(存在率)，是通过使用扫描型电子显微镜SEM(Scanning Electron Microscope)的电子背散射衍射像EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattem)的结晶方位解析方法(SEM/EBSP法)，测定挤压材例如凸缘(前面壁)的所述的截面。

使用上述EBSP的结晶方位解析方法对固定于SEM内的镜筒内的试样表面照射电子线并将EBSP投影到屏幕上。用高感度照相机拍摄该投影，作为图像存入计算机。在计算机中解析该图像，通过与采用已知的结晶系的模拟试验得到的图像进行比较，由此能够确定结晶的方位。

采用上述EBSP的结晶方位解析方法，不是测定每个晶粒，而是以任意的一定间隔扫描指定的试样区域进行测定，且上述工序对于所有测定点都是自动地进行，所以在测定结束时能够得到数万～数十万点的结晶方位数据。因此，具有的优点为：观察视野广阔，在数时间以内能够得到对于多个晶粒的平均晶粒直径、平均晶粒直径的标准偏差、或方位解析的信息。因此，如本发明所述，最适合贯穿含有所述最表面的GG层的挤压材截面的厚度方向整个区域，例如贯穿型材厚度为2mm以上的广泛区域，测定集合组织的场合。

采用上述EBSP的结晶方位解析方法是将组织观察用的挤压材的截面试验片(含有所述最表面的GG层的挤压材截面的厚度方向整个区域)的表面进行机械研磨及抛光研磨后，通过电解研磨进行调整。对这样得到的试验片，采用例如日本电子社制SEM(JEOLJSM5410)、例如TSL社制的EBSP测定·解析系统：OIM(Orientation Imaging Macrograph、解析软件名“OIMAnalysis”)的SEM装置，判定各晶粒的作为对象的方位(距理想方位15°以内)是否合适，求出测定视野的方位密度。测定步幅间隔例如设定为3μm以下，在挤压材的适当截面多个位置的进行测定并将其平均化。

这时，通常，将被测定材料的测定区域划分成六角形等区域，对于划分的各区域，从到入射试样表面的电子束的反射电子得到菊池图形。这时，只要使电子束在试样表面进行二维扫描，且以规定节距测定每个结晶方位，就能够测定试样表面的方位分布。接着，解析得到的上述菊池图形，了解电子束入射位置的结晶方位。即，将得到的菊池图形和已知的结晶构造进行比较，求出其测定点的结晶方位。

(集合组织)

另外，对于挤压材的含有立方取向的集合组织而言，如上所述，将挤压材的测定部位看成板，以轧制板的集合组织的规定及测定要领为准。

该点、各方位表示如下。另外，关于这些各方位的表现，长岛晋一编著“集合组织”(丸善株式会社刊)及轻金属学会“轻金属”解说vol.43(1993)p.285～293等中有记载。

立方取向(Cube方位)：{001}<100>

Goss方位：{011}<100>

CR方位：{001}<520>

RW方位：{001}<110>[Cube方位在(100)面旋转的方位]

Brass方位：{011}<211>

S方位：{123}<634>

Cu方位：{112}<111>

(或D方位：{4411}<11118>)

SB方位：{681}<112>

(晶界析出物)

在本发明中，对于6000系铝合金挤压材的组织而言，为了提高和上述集合组织共同作为增强材的弯曲压坏性及耐蚀性，将通过5000倍的TEM观察的具有重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔增大为3μm以上。该晶界析出物彼此的平均间隔优选5μm以上，更优选10μm以上，且更优选大的。

本发明中所说的晶界析出物(在晶界上存在的析出物)，是指由6000系铝合金组成，主要成分为MgSi等化合物及单体Si。在6000系铝合金挤压材中，使MgSi作为β`相等在晶粒内析出，付与作为增强材的高强度(高屈服强度)。但是，这些析出物在晶界粗大或密集(多)地析出时，成为破坏的起点，助长破坏在晶界传播，即使控制了上述集合组织，也会降低作为汽车用增强材的弯曲压坏性及耐蚀性。因此，还认为在本发明中的该晶界析出物的间隔规定是用于发挥6000系铝合金挤压材的所述立方取向发达的集合组织的弯曲压坏性及耐蚀性提高效果的前提条件。

在通过5000倍的TEM观察的具有重心直径1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔不足3μm时，晶界析出物彼此的间隔过小，上述析出物成为在晶界粗大或密集(多)地析出的状态。因此，这些晶界析出物成为负载弯曲载荷时的(负载碰撞载荷时)晶界破坏的起点及晶界腐蚀的起点，助长破坏及腐蚀的晶界传播。因此，即使控制了上述集合组织，也会降低作为汽车用增强材的弯曲压坏性及耐蚀性。另外，重心直径不足1μm的小的晶界析出物几乎不影响抗弯曲压性及耐蚀性，将这些因素合起来考虑时，反而使得本发明的晶界析出物的间隔规定和所述特性的关系模糊不清，因此，未必规定。

(晶界析出物彼此的平均间隔和尺寸的测定)

晶界析出物彼此的平均间隔和尺寸的测定和上述集合组织观察不同，是对上述的挤压材的截面，除上述最表面的GG层以外，还将挤压材的厚度方向内侧的例如厚度中心部的立方取向发达的等轴再结晶晶粒组织部分作为测定对象。将该等轴再结晶晶粒组织的试验片进行薄膜加工，加工成TEM观察用的试片，对这样得到的试验片，通过5000倍的TEM进行组织观察后而测定。

该TEM的观察与使用上述SEM/EBSP的结晶方位解析方法相比，可测定非常微观的(微小的)区域组织。因此，在贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的测定数庞大，因此，对于厚度中心部的一个部位以观察视野的总面积为4μm²以上的方式进行，将在挤压材的长度方向隔开适当距离的10个部位对其进行观察的结果平均化。在此，晶界析出物的重心直径为换算成每一个晶界析出物的晶界析出物的等价圆径时的大小、尺寸(圆径：当量圆直径)。而且，对于视野内的各晶界析出物，测定该当量圆直径(重心直径)，只选择具有重心直径为1μm以上尺寸的晶界析出物，包罗性地测定这些视野内相邻的各晶界析出物彼此的平均间隔，并将其平均化而求出。

(化学成分组成)

对作为本发明对象的6000系铝合金的化学成分组成进行说明。本作为发明对象的6000系铝合金，用作上述的汽车车身增强材的挤压材，要求优异的抗弯曲压性及耐蚀性等各种特性。

为满足这种要求，作为本发明对象的6000系铝合金挤压材(或其原材料即铸造坯料)的组成是以质量％计分别含有：Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.35％、Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％，余量由Al及不可避免的杂质构成Al-Mg-Si系铝合金。另外，在该组成中还可以选择性地含有总量为0.30％以下的Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的一种或两种。另外，各元素的含量的％表示全部质量％的意思。

除此以外的其它元素基本上是杂质，设定为依据AA至JIS规格等的各杂质水平的含量(允许量)。但是，从再生的观点考虑，作为溶解材料，不仅是高纯度的Al基材，在大量使用6000系合金及其它铝合金废料、低纯度Al基材作为溶解材料的情况下，杂质元素混入的可能性较大。而且，将这些杂质元素降低至例如检测界限以下会造成自身成本增高，必需允许含有一定程度的杂质。因此，容许在依照各个AA或JIS规格等的容许量范围内含有其它元素。

下面，对上述6000系铝合金的各元素优选的含有范围和意义或容许量进行说明。

Si：

以满足以上和Mg的量的关系为前提，Si含量设定为0.30～0.95％范围。为了制成上述的平衡合金，Si更优选的含量范围为0.30～0.50％。Si和Mg都是必需的元素，用于在固溶强化和低温的人工时效处理时，在晶粒内形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能，得到作为增强材必要的200MPa以上的必要强度(屈服强度)。Si含量过少时，在人工时效处理时不能形成上述化合物相，不能满足上述时效硬化能量和必要强度。另一方面，Si含量过多时，不能制成上述的平衡合金，不能形成本发明的集合组织。另外，弯曲加工性等也降低，此外也损害焊接性。

Mg：

以满足上述和Si的量的关系为前提，Mg含量设定为0.60～1.20％范围。为了制成上述的平衡合金，Mg更优选的含量范围为0.60～1.00％。Mg是必需的元素，用于在固溶强化和上述人工时效处理时，和Si同时在晶粒内形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能，得到作为增强材必要的200MPa以上的必要强度(屈服强度)。Mg含量过少时，在人工时效处理时不能形成上述化合物相，不能满足上述时效硬化能和必要的强度。不能发挥时效硬化能。另一方面，Mg含量过多时，不能制成上述的平衡合金。另外，弯曲加工性也降低。

Mg和Si的含量：

在此，为了将6000系铝合金挤压材作为含有立方取向的平均面积率为15％以上的等轴再结晶晶粒组织，另外，将具有重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔设定为3μm以上，因此Mg和Si的含量优选满足Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.4的关系，更优选满足Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.2的关系。该关系规定是用于将本发明合金制成即使在6000系铝合金中，Mg和Si的含量相互为化学计量当量那样的平衡合金，或在过剩Si型组成中Si的含量比较少的合金。

在Si的含量较多且超过Mg≥1.73Si的过剩Si型组成中，进而在Si的含量过剩的6000系铝合金中，通过比较低温的人工时效处理时效硬化来提高屈服强度，能够确保必要的强度的时效硬化能(BH性)优异。因此，在对上述的汽车面板的冲压成形及弯曲加工、并要求成形性和成形后的高强度的6000系铝合金板的领域中被广泛应用。

但是，将本发明的6000系铝合金挤压材设定为这种过剩Si型时，Si在挤压中溶化而残留，成为各种结晶方位的核，从而成为随机方位的集合组织，相反地，立方取向被抑制而不发达，立方取向的比例有可能显著减少。另外，其组织也容易成为沿上述的挤压方向伸长的纤维状组织。

因此，Si含量过多的过剩Si型6000系铝合金挤压材中，不用说，在挤压条件等的制造方法中也有用，但是都有产生不能形成在贯穿含有最表面的晶粒长大层的挤压材截面的厚度方向整个区域的含有平均面积率为15％以上的立方取向的等轴再结晶晶粒的组织的可能性。另外，Si含量过多时，起因于Si的晶界析出物粗大化，另外，其数量也增多，用于和上述集合组织一起使作为增强材的弯曲压坏性及耐蚀性提高的、具有重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔不能达到3μm以上的可能性增大。因此，Si的含量增多为Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.2，更严格地说，其超过Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.4的关系时，在挤压条件等的制造方法中也有用，但是也产生不能提高作为增强材的挤压材的抗弯曲压及耐蚀性的可能性。

Fe：

Fe和Mn、Cr、Zr等发挥同样的作用，生成分散粒子(分散相)，妨碍再结晶后的晶界移动，防止晶粒的粗大化，并且，有使晶粒微细化的效果。另外，Fe是必然的容易从作为溶解原料的坯料等混入一定量(实质量)的元素。因此，Fe的含量设定为0.01～0.40％的范围。Fe的含量过少时，没有这些效果。另一方面，Fe的含量过多时，容易生成Al-Fe-Si结晶物等粗大的结晶物，这些结晶物使破坏韧性及疲劳特性等劣化。

Mn：

Mn和Cr、Zr同样是过渡元素，为防止晶粒的粗大化是必要的。它们在均质化热处理及之后的热挤压加工时，生成由和其它的合金元素选择性键合的Al-Mn系等金属间化合物构成的分散粒子(分散相)。这些分散粒子在制造条件中也有用，但是，微细、高密度、均匀地分散，且有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，因此，防止晶粒粗大化的同时使晶粒微细化的效果好。Mn的含量过少时，不能期待这些效果，因制造条件不同，有晶粒粗大化且降低挤压材的强度及韧性的可能性。另外也发现Mn向母材固溶的强度增大。

但是，过多地含有Mn时，挤压材的组织容易成为沿挤压方向上伸长的纤维状组织。因此，不能得到使立方取向遍及挤压材截面的厚度方向的整个区域的平均面积率为15％以上的等轴再结晶晶粒组织。另外，过多地含有Mn，在溶解、铸造时容易生成粗大的金属间化合物及结晶物并成为破坏的起点，相反倒成为降低作为增强材的所述弯曲压坏性及耐蚀性等要求特性、挤压材的弯曲加工性等的原因。因此，Mn的含量设定为0.001～0.35％范围内，优选其含量极少。

Cu、Zn：

Cu、Zn除经过固溶强化有助于强度提高之外，具有在时效处理时显著促进最终制品的时效硬化的效果。因此，含有Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％。Cu、Zn的含量过少时，没有这些效果。另一方面，Cu、Zn的含量过多时，显著提高挤压材组织的应力腐蚀裂纹及晶界腐蚀的感受性，使耐蚀性及耐久性降低。因此，含有Cu、Zn的含量设定为上述范围。

Ti：

Ti有使铸坯的晶粒微细化、使挤压材组织成为微细的晶粒的效果。因此，Ti含量在0.001～0.10％范围内。另外，在含有含Ti时容易混入的B的情况下，设定为B：1～300ppm范围内。Ti的含量过少时不能发挥该效果。但是，Ti的含量过多时，形成粗大的结晶析出物，成为降低作为增强材的所述弯曲压坏性及耐蚀性等要求特性、挤压材的弯曲加工性等的原因。因此，Ti的含量设定为上述范围。

Cr和Zr的至少一种：

过渡元素Cr、Zr和Mn同样，生成由Al-Cr系、Al-Zr系等金属间化合物构成的分散粒子(分散相)，有利于防止晶粒的粗大化。但是，过多含有这些元素时，和Mn同样，挤压材的组织容易成为沿挤压方向伸长的纤维状组织。因此，在需要这些效果的情况下，选择性地含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的至少一方，以总量为0.30％以下的方式含有极少量。

(挤压材截面形状)

6000系铝合金挤压材的截面形状为适当地选择能够提高作为增强材的抗弯曲压的截面形状。为了兼备轻量化和作为增强材的弯曲压坏性，截面形状优选中空形状。该中空截面形状的代表性的(基本的)形状为，截面形状为大致口形的矩形中空截面，由构成口形的两凸缘(前壁、厚壁)和两垂直壁(连结两凸缘的上下侧壁)构成。对于该口形中空截面的基本形状，为提高弯曲压坏性，也可以征程再设置中肋进行增强的矩形中空截面。例如，可以考虑将和上下侧壁平行的一根中肋设置于截面内的中央部的形状、将和上下侧壁平行的两根中肋设置于截面内并隔开间隔的形状、将十字的中肋设置于截面内的形状等。

另外，也可以为使上述凸缘两端的长度比垂直壁间的宽度更长、且向左右方向(或上下方向)伸出的形状，或将各个凸缘和垂直壁制成除了直线状之外，向外方膨起的、或向内方凹入的圆弧状。另外，跨越挤压材(增强材)的长度方向的截面形状不一定相同，从增强材的设计方面也可以自由选择截面形状部分或按顺序变化的中空形状。另外，本发明的后保险杠增强材的中空截面也可以不是如以上说明的完全封闭截面的中空形状，也可以是任一部分壁或边开口的中空状截面，但在强度方面比上位封闭截面中空形状劣化，因此在轻量化及弯抗曲性方面不利。

(挤压材的壁厚)

在挤压材的壁厚和上述的截面形状的关系方面，可以适当地选择能够提高作为增强材的弯曲压坏性的壁厚。但是，作为本发明对象的是吸收对车身的碰撞能量的增强材，为提高作为增强材的弯曲压坏性，不能薄到由上述的轧制薄板构成的车身面板那样，需要将厚度加厚。为提高弯曲压坏性，优选壁厚较厚的一方，但太厚时重量增加，不能实现轻量化。从这一点考虑，壁厚优选从2～7mm范围内选择。另外，在上述的各截面形状中，不需要将两凸缘、两垂直板、中肋等的壁厚设定为完全相同，可以设法增厚凸缘等碰撞(承受载荷)侧的壁厚，减薄其它的壁厚等。

(制造方法)

下面，对本发明6000系铝合金挤压材的制造方法进行说明。

本发明的挤压材说的是热挤压后实施了淬火处理或人工时效硬化处理等适当的调质的挤压材，除后述的集合组织的控制条件等以外，制造工序本身用通常的方法或公知的方法进行。但是，为了控制本发明范围内的Cube方位的集合组织，需要控制下述均热处理时的冷却速度条件。

本发明挤压材的制造工序是首先将上述6000系成分组成的铝合金铸块铸造成坯料。接着，对坯料进行均质化热处理后，暂时冷却到下述室温附近的温度。然后，再加热到溶体化处理温度并进行热挤压，自挤压之后通过水冷的离线处理强制冷却到室温附近温度，制成上述规定的截面形状的挤压材。该挤压材还通过这一系列的热挤压工序进行溶体化及淬火处理。之后，在切断、矫正处理后，根据需要对挤压材实施人工时效硬化处理等适当的调质。另外，该人工时效硬化处理也可以不在挤压材的阶段预先进行，而在作为汽车增强材安装于汽车车身之后，通过汽车车身涂装后的涂料的烧结硬化处理进行。

溶解、铸造：

在溶解、铸造工序中，用适当选择的连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的溶解铸造法对上述6000系成分组成范围内的溶解调整的铝合金溶液进行铸造。

均质化热处理：

接着，对上述铸造而成的铝合金铸块(坯料)实施均质化热处理。均质化热处理的温度本身可以如通常的方法，可以为融点未达到500℃以上的均质化温度范围，最适当的是从500～590℃的温度范围内选择。该均质化热处理(均热处理)目的在于组织的均质化，即，没有铸块组织中的晶粒内的偏析，使合金元素及粗大化合物充分固溶。该均质化温度低时不能充分消除晶粒内的偏析，并且偏析会作为破坏起点发挥作用，因此，弯曲压坏性及机械性质、弯曲加工性等降低。

在该均热处理后，将铸造坯料以100℃/hr以上的平均冷却速度强制冷却到包括室温的400℃以下的温度。优选该强制冷却的冷却速度大(快)的一方，通过风扇或水冷的强制冷却进行。只要均热处理后进行强制冷却直到400℃以下的温度，之后就可以自由选择在该温度下停止强制冷却、或在该温度下停止强制冷却后放冷到室温、或连续强制冷却到室温。

与此相对，例如，在通常的使铸块(坯料)在均热炉外放冷(自然冷却)的情况下，虽然坯料的大小不同，但是为通常的大小时，均质化热处理后的冷却速度即使快也是40℃/hr左右，不能快到上述100℃/hr以上。因此，在高温均质化热处理中暂且固溶的MgSi化合物和因融点高而溶解残留的FeAl化合物在冷却中合为一体，形成新的复合化合物(析出物)。这种复合化合物(析出物)一旦生成后，即使在挤压工序中溶解残留，也会和上述的过剩的Si同样，成为各种结晶方位的核，使组织成为随机方位的集合组织。因此，立方取向不发达而被抑制，立方取向的比例显著减少。

热挤压：

接着，对所述铸造坯料再加热并进行热挤压，使挤压出口侧的挤压材温度达到500℃以上的溶体化温度区域。将该挤压出口侧的挤压材自挤压加工之后以100℃/分钟以上的平均冷却速度进行强制冷却，优选设定为T5的调质处理、或和其后的人工时效处理一起进行T6(时效)或T7(过时效)的调质处理。在该T5的调质处理中，将挤压出口侧的挤压材的温度作为500℃以上的溶体化温度区域的温度，经过离线(挤压加工)进行溶体化处理，并连续不断地在挤压之后立即将挤压材离线(挤压机出口侧)进行强制冷却到室温附近的温度的淬火处理。

热挤压时的温度为低温时容易聚集立方取向，对于挤压材的集合组织来说，能够形成贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的含有平均面积率为15％以上的立方取向的等轴再结晶晶粒组织。但是，在挤压出口侧的挤压材的温度比溶体化温度区域低且不足500℃的情况下，粗大的Mg和Si的化合物(结晶析出物)不能溶解于母材中而残留，成为破坏的起点，使弯曲压坏性及耐蚀性降低。因此，为了它们的平衡，挤压出口侧的挤压材的温度达到500℃以上的溶体化温度区域，其中，优选选择更低的温度。这时，不一定将铸造坯料的再加热温度设定为500℃以上的溶体化温度区域而进行挤压加工，即使铸造坯料的再加热温度不足500℃，利用热挤压时的加工放热，也能够使挤压出口侧的挤压温度达到500℃以上的溶体化温度区域。

另外，之所以通过挤压之后立即进行水冷的强制冷却进行淬火处理，是为了提高作为增强材的弯曲压坏性及耐蚀性，对于挤压材的集合组织来说，能够形成贯穿挤压材截面的厚度方向整个区域的包含平均面积率为15％以上的立方取向的等轴再结晶晶粒组织。另外，是为了和该集合组织同时将具有上述重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔增大到3μm以上。挤压之后的水冷是在挤压机出口侧的生产线上设置喷雾、水等的喷雾器及淋浴头，或水槽、空冷扇等强制冷却装置，或组合设置这些装置，且离线进行。这些强制冷却装置的冷却速度当然是根据设备的形态而不同，但是比对挤压材进行放冷时的50℃/秒钟左右的冷却速度水平快，达到100℃/分钟以上。

通过该T5调质处理，在挤压工序后，可以省略对挤压材另外再加热并进行溶体化及淬火处理的工序。但是，也可以根据诸事情及环境设定以下的T6调质处理，即：不进行该T5调质处理，而在热挤压工序后将挤压材另外再加热到500℃以上的溶体化温度区域并进行溶体化处理及淬火处理，之后进行人工时效处理。

时效处理：

挤压材在切断或矫正处理成规定的长度后，实施人工时效硬化处理。该人工时效硬化处理优选在150～250℃的温度范围内保持必要的时间。通过该保持时间，调节挤压材的时效硬化，并从使强度增加到最强的峰值时效的时间、比其更长时间而提高耐蚀性的过时效的时间中进行适当地选择。

[实施例]

接着，对本发明的实施例进行说明。在表1所示的各成分组成中，用表2所示的条件制造截面为日型的6000系铝合金挤压材，如表2所示，调查挤压材的组织，并且调查其特性(机械特性、弯曲压坏性、耐蚀性)。另外，表1的各例除比较例5以外，Mg和Si的含量全部满足Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.4或Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.2的优选关系。

更具体地说，挤压材的制造是由表1所示的各成分组成的各铝合金溶液铸造各种坯料。将该坯料以表2所示的各温度进行均质化热处理后，以表2所示的平均冷却速度(℃/hr)暂且冷却到室温。这时，在利用风扇进行强制冷却的情况下平均速度为120℃/hr左右，在放冷的情况下平均冷却速度为40℃/hr。而且，将该均质化热处理后的坯料进行再加热后，直接用表2所示的挤压速度(m/分钟)和挤压出口温度(℃)进行热挤压。而且，自挤压之后以表2所示的冷却方法进行强制冷却直到室温附近温度为止，制成截面为日型的挤压材。水冷时的冷却速度为50℃/秒，利用风扇进行强制冷却时的冷却速度为20℃/秒左右。将该挤压材以表2所述的各温度共同实施3小时的人工时效硬化处理。

截面内的中央部设有和上下侧壁平行的一根中肋的矩形形状挤压材的外部尺寸形状设定为保险杠增强材用的大小，各例通用，将各凸缘(前面壁、后面壁)的各长度设定为40mm、厚度设定为2.3mm，各垂直壁(侧壁)及中肋的长度设定为40mm、各厚度设定为2.0mm、切断后的长度设定为1300mm。

从这些人工时效硬化处理后的挤压材的垂直壁(侧壁)部分切出供试材(板状试验片)，并对供试材的组织及特性进行测定、评价。这些结果示于表2。

(供试材组织)

立方取向的平均面积率：

使用上述SEM-EBSP测定·解析上述调质处理后15日内的室温时效后的供试材的集合组织，供试材含有最表面的晶粒长大层，求贯穿截面的厚度方向整个区域的立方取向的平均面积率(％)。这时，除立方取向以外，Goss方位、CR方位、RW方位、Brass方位、S方位、Cu方位、SB方位等其它方位的平均总面积率是从100％中减去立方取向的平均面积率(％)后剩余的面积率。

另外，还使用该SEM-EBSP同时测定各例的再结晶粒组织的晶粒平均长宽比，对再结晶粒的组织形态进行评价·判别。即，将晶粒的平均长宽比为5以下的组织设定为等轴粒组织，将平均长宽比超过5的组织设定为纤维状组织。

晶界析出物彼此的平均间隔：

通过上述的方法，利用5000倍的TEM对上述调质处理后30日内的室温时效后的供试材的厚度方向的截面的组织进行组织观察，测定具有重心直径为1μm以上的尺寸的晶界析出物彼此的平均间隔(μm)。测定结果示于表2。

(供试材特性)

作为上述调质处理后30日内的室温时效后的供试材的特性，分别测定0.2％屈服强度(As屈服强度：MPa)、延伸率(％)。另外，测定评价弯曲压坏性、耐蚀性。这些结果也示于表3。

抗拉试验：

抗拉试验是从所述供试材采取JISZ2201的5号试验片(25mm宽度×50mm长度×挤压材厚度)并进行室温拉伸。这时的试验片的采取是将拉伸方向设定挤压方向。拉伸速度在直到0.2％屈服强度为止为5mm/分钟，0.2％屈服强度以下为20mm/分钟。测定N数为5，各机械性质设定为它们的平均值。

抗弯曲压试验：

将所述供试材(板状试验片)通过JIS Z2248中规定的挤压弯曲法以弯曲线成为挤压方向的方式(和挤压方向成直角的方向)弯曲180°进行试验，求在弯曲角的外侧(拉伸侧部位)不发生裂纹的极限弯曲率R(mm)。该极限弯曲率R为3.0mm以下，弯曲压坏性优异，可以作为汽车用增强材使用。

耐蚀性试验：

将上述供试材利用ISO/DIS 11846B法中规定的浸渍法进行腐蚀试验。试验条件：将挤压材在分别以30g/l的浓度溶解有NaCl及以10ml/l的浓度溶解有HCl而成的水溶液中且在室温下浸渍24小时后，进行挤压材的截面观察调查腐蚀形态，判定有无晶界腐蚀裂纹发生。而且，将发生晶界腐蚀裂纹的情况评价为×，将没有晶界腐蚀裂纹、但、发生、晶界腐蚀的情况评价为△，将没有发生晶界腐蚀裂纹及晶界腐蚀的情况(包括发生表面的全面腐蚀的情况)评价为○。

如表1～2所示，各发明例1～18包含上述的Mg和Si的含量的关系且在本发明成分组成范围内，且在优选的条件范围内进行均质化热处理(均热温度、强制冷却)及热挤压(挤压出口温度、挤压速度、自挤压之后强制水冷)。因此，如表2所示，具有本发明中规定的具有Cube方位的等轴再结晶晶粒组织及晶界析出物的平均间隔。其结果，各发明例弯曲压坏性及耐蚀性优异。另外，强度、拉伸等机械特性也优异。这些性能表明即使在挤压材作为增强材、且与柱状物碰撞、侧偏碰撞等汽车碰撞条件严酷的情况下，也具有能够对应以上情况的弯曲压坏性。还表明作为增强材要求的耐蚀性也优异。

与此相对，就比较例1～4而言，虽然表1的成分组成在本发明的范围内，但是如表2所示，制造条件脱离了优选的范围。因此，这些比较例如表2所示，没有达到本发明规定的具有特定的Cube方位的等轴再结晶晶粒组织和/或特定的晶界析出物的平均间隔。其结果，这些比较例与发明例相比，弯曲压坏性和/或耐蚀性差。

比较例1均热热处理后的平均冷却速度过慢。比较例2自挤压之后的冷却是风扇空冷，且冷却速度过慢。比较例3均热处理温度过低。比较例4挤压出口温度比溶体化温度过低。

另外，比较例5～13尽管制造条件如表2所示在优选的范围内，但是，表1的成分组成脱离了本发明范围。因此，如表2所示，这些比较例没有达到本发明规定的具有特定的Cube方位的等轴再结晶晶粒组织和/或特定的晶界析出物的平均间隔。其结果，这些比较例与发明例相比，弯曲压坏性和/或耐蚀性差。

比较例5中Si含量过多。因此，Mg和Si的含量也脱离了Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.4或Mg(％)≥1.73×Si(％)-0.2的优选的关系。比较例6中Mg含量过多。比较例7中Cu含量过多。比较例8中Mn含量过多。比较例9中Zr含量过多。比较例10中Fe含量过多。比较例11中Si含量过少。比较例12中Zn含量过多。比较例13中Ti含量过多。

因此，从以上实施例的结果可以证明用于兼备本发明的成分及组织的各要件、或优选的制造条件、弯曲压坏性和耐蚀性、或机械性质等的临界的意义或结果。

[表1]

根据本发明，能够提供一种弯曲压坏性和耐蚀性两方面都优异的6000系铝合金挤压材及其制造方法，即使汽车的碰撞条件严酷也能够达到作为汽车车身增强材的要求。即，适于作为要求优异的横抗压性的保险杠增强材和门保护杠等车身增强材。

Claims (8)

1、一种铝合金挤压材，其特征在于，以质量百分比计含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.35％、Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％，余量为Al及不可避免的杂质，

并且，所述铝合金挤压材的与挤压方向成直角的方向的截面中的组织是等轴再结晶晶粒组织，其中，通过5000倍的TEM观察到的当量圆直径为1μm以上的晶界析出物彼此之间的平均间隔为3μm以上，在该挤压材的与挤压方向成直角的方向的截面中的包括最表面的晶粒长大层的整个厚度区域范围中的立方取向的平均面积率为15％以上。

2、如权利要求1所述的铝合金挤压材，其特征在于，将Mg、Si的含量(质量％)分别定为Mg(％)、Si(％)时，

Mg(％)≥1.73×Si(％)—0.4。

3、如权利要求1所述的铝合金挤压材，其特征在于，所述铝合金挤压材的等轴再结晶晶粒组织中的所述立方取向的平均面积率为20％以上。

4、如权利要求1所述的铝合金挤压材，其特征在于，所述铝合金挤压材以质量百分比计还含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％中的至少一种，且Cr和Zr的合计量为0.30％以下。

5、如权利要求1所述的铝合金挤压材，其特征在于，所述铝合金挤压材的所述弯曲压坏性是在根据JIS Z2248所规定的弯曲试验方法进行的板状试块的弯曲线为挤压方向的180°的弯曲试验中，不发生裂纹的极限弯曲率R为3.0mm以下的性能，所述铝合金挤压材的所述耐蚀性是在根据ISO/DIS 11846B法所规定的交互浸渍法进行的腐蚀试验中不发生晶界腐蚀的性能。

6、一种能量吸收构件，其特征在于，使用权利要求1所述的铝合金挤压材，所述铝合金挤压材构成为在与挤压方向成直角的方向上承受荷重而压坏。

7、一种制造铝合金挤压材的方法，其特征在于，是对如下的铝合金铸造坯料在500～590℃温度进行均质化热处理后，以100℃/hr以上的平均冷却速度强制冷却到400℃以下的温度，然后，对所述铸造坯料再加热以形成挤压出口侧的挤压材的温度在500℃以上的溶体化温度区域，由此来进行热挤压，从挤压加工之后立即以100℃/分钟以上的平均冷却速度对该挤压出口侧的挤压材进行强制冷却，之后，再对挤压材进行时效处理，使该挤压材的0.2％屈服强度为240MPa以上，并且，使该挤压材的与挤压方向成直角的方向的截面中的组织形成等轴再结晶晶粒组织，其中，通过5000倍的TEM观察到的当量圆直径为1μm以上的晶界析出物彼此之间的平均间隔为3μm以上，并且，在该挤压材的与挤压方向成直角的方向的截面中的包括最表面的晶粒长大层的整个厚度区域范围中的立方取向的平均面积率为15％以上，

其中，所述铸造坯料以质量百分比计含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.35％、Cu：0.001～0.65％、Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％，余量为Al及不可避免的杂质。

8、如权利要求7所述的铝合金挤压材的制造方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si系铝合金铸造坯料以质量百分比还含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％中的至少一种，并且Cr和Zr的合计量为0.30％以下。