JP2020066752A - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】腐食環境でも腐食減量を抑制できるAl-Mg-Si系アルミニウム合金押出材を提供する。【解決手段】Ｓｉ：0.95質量％〜1.25質量％、Ｍｇ：0.80質量％〜1.05質量％、Ｃｕ：0.30質量％〜0.50質量％、Ｍｎ：0.40質量％〜0.60質量％、Ｆｅ：0.15質量％〜0.30質量％、Ｃｒ：0.09質量％〜0.21質量％、Ｂ：0.0001質量％〜0.03質量％を含有し、Ｚｎの含有率が0.25質量％以下、Ｚｒの含有率が0.05質量％以下、Ｔｉの含有率が0.10質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下である構成とする。【選択図】図２
Description
本発明は、高強度で耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法に関する。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、強度を有しながら耐食性やリサイクル性に優れる点で実用的な合金であることから、高強度と耐食性が要求される車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の構造材として用いられている。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の中では、特に６０６１が多用されているが、車体構造の軽量化による輸送効率向上のために、更なる軽量化が求められており、そのために材料としての高強度化を図ることが要求されている。このような高強度化を図るべくアルミニウム合金の添加金属種及びその含有率の変更等による改良が検討されている。
その一方で、アルミニウム合金を高強度化すると、耐食性が低下しやすいという問題があった。例えば７０００系アルミニウム合金では、高強度化により応力腐食割れが発生する恐れが高くなるため、適切な表面処理を施さなければ、腐食環境下での使用は困難である。また、６０００系アルミニウム合金では、７０００系と比較すると応力腐食割れは生じ難いと言えるが、しかし高強度化の実現のために添加元素量を多くすると耐食性が低下することが知られている。ここで、耐食性とは、腐食環境下での腐食量の少なさを意味するものである。例えば腐食による減量が大きいと構造材としての耐久性に問題を生じ得る。従って、耐食性の向上に関しては、応力腐食割れの抑制と共に、腐食減量をいかに低減または抑制するかが重要となってくる。
耐食性の向上を図る従来技術としては、特定組成のアルミ合金の溶湯を鋳造し、得られた鋳造品に均質化処理および塑性加工を施し、得られた塑性加工品に、溶体化処理、水焼入れ処理および人工時効硬化処理を施し、前記人工時効硬化処理におけるピーク時効時点以降の時効処理時間を、当該塑性加工品の導電率が、ピーク時効時点での導電率に対して０より大で１ＩＡＣＳ％以下の増分を有する時間とした過時効処理を用いる製造方法が知られている（特許文献１）。
また、耐食性の向上を図るものとして、特定組成のアルミ合金からなり、０．２％耐力が２７０〜３３０ＭＰａであり、この押出材の厚み方向断面における組織が主として繊維状組織であり、表層部の再結晶組織の厚さが片側５００μｍ以下であるアルミニウム合金押出材が提案されている（特許文献２）。
また、耐食性を向上し得るものとして、特定組成のアルミ合金からなり、耐力が３５０ＭＰａ以上であり、晶出物の粒径が５μｍ以下に規制されており、熱間押出方向と平行な断面における繊維状組織の面積比率が９５％以上であるアルミニウム合金押出材が提案されている（特許文献３）。
特許文献１に記載の製法では、塑性加工後の後工程で溶体化処理を行うので、加工歪みが駆動力となって再結晶を引き起こしやすい傾向がある。再結晶、特に粗大再結晶は、強度の低下、強度のばらつき、耐食性の低下を引き起こす可能性がある。また、塑性加工後の後工程で溶体化処理を行うことでコストの増大も招く。また、特許文献１に記載の耐食性向上（腐食減量の抑制）のための過時効処理についても強度の低下とコスト増大を招く懸念があった。
また、特許文献２には、耐食性の評価として腐食減量に関して開示がなく、従って腐食減量を低減または抑制するにはいかなる構成にすればよいかについての知見は、特許文献２からは得られない。また、特許文献３には、耐食性の評価として腐食減量に関して開示がなく、従って腐食減量を低減または抑制するにはいかなる構成にすればよいかについての知見は、特許文献３からは得られない。
本発明は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材及びその製造方法を提供することを目的とする。
前記目的を達成するために、本発明は以下の手段を提供する。
［１］Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、
前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材。
前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材。
［２］Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
前記ビレットに均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
前記均質化熱処理後のビレットに熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
上記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を急冷する急冷行程と、
前記急冷行程を経た押出材を加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
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上記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を急冷する急冷行程と、
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前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
［３］Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
前記ビレットを４８０℃〜５３０℃の温度に２時間〜１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程を経たビレットを５００℃〜５６０℃にした状態で３ｍ／分〜３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
前記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を５００℃〜５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
前記急冷工程を経た押出材を１６０℃〜２００℃の温度で１時間〜１２時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
前記ビレットを４８０℃〜５３０℃の温度に２時間〜１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
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前記冷却工程を経たビレットを５００℃〜５６０℃にした状態で３ｍ／分〜３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
前記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を５００℃〜５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
前記急冷工程を経た押出材を１６０℃〜２００℃の温度で１時間〜１２時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
［１］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を提供できる。
［２］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を製造できる。
［３］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量をより小さく抑制できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を製造できる。
本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とする。前記アルミニウム合金押出材としては、アルミニウム合金中空押出材またはアルミニウム合金中実押出材が挙げられる。前記再結晶層の厚さは５０μｍ以下であるのが好ましい。
上記構成のアルミニウム合金押出材（中空材又は中実材）は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるので、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体の構造材（フレーム等）として好適である。
本発明に係るアルミニウム合金押出材１の一実施形態を図１に示す。この図１に示すアルミニウム合金押出材１は、中実材であるが、特にこのような形状に限定されるものではない。前記押出材１の断面形状としては、特に限定されるものではないが、車両構造部材の軽量化を実現できて、且つ構造材としての十分な剛性と強度を確保できる断面形状を採用するのが好ましい。
なお、上記アルミニウム合金の組成（各成分の含有率範囲の限定意義等）については、本発明の製造方法を説明した後の段落においてまとめて詳細に説明する。
次に、本発明に係る、アルミニウム合金押出材１の製造方法について説明する。本製造方法は、Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、を含む。
（溶湯形成工程）
前記溶湯形成工程では、Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム合金溶湯を得る。
前記溶湯形成工程では、Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム合金溶湯を得る。
（鋳造工程）
次に、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよく、例えば、連続鋳造圧延法、ホットトップ鋳造法、フロート鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。この鋳造工程において、冷却速度の速い鋳造加工を行うことによって鋳塊（ビレット）中に形成される金属組織や晶出物の結晶粒径を小さくするのが好ましい。
次に、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよく、例えば、連続鋳造圧延法、ホットトップ鋳造法、フロート鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。この鋳造工程において、冷却速度の速い鋳造加工を行うことによって鋳塊（ビレット）中に形成される金属組織や晶出物の結晶粒径を小さくするのが好ましい。
以下、順に、均質化熱処理工程、冷却工程、押出工程、急冷工程、時効処理工程を実施するのがよい。
（均質化熱処理工程）
得られたビレットに対して均質化熱処理を行う。即ち、ビレットを４８０℃〜５３０℃の温度で２時間〜１５時間保持する均質化熱処理を行う。４８０℃未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が悪化するし、生産性も低下する。一方、５３０℃を超えると、ＭｎとＣｒの析出物が粗大化することで再結晶を抑制する効果が低下し、再結晶の発生により、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。中でも、均質化熱処理の温度は、４８５℃〜５２５℃に設定するのが好ましい。
得られたビレットに対して均質化熱処理を行う。即ち、ビレットを４８０℃〜５３０℃の温度で２時間〜１５時間保持する均質化熱処理を行う。４８０℃未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が悪化するし、生産性も低下する。一方、５３０℃を超えると、ＭｎとＣｒの析出物が粗大化することで再結晶を抑制する効果が低下し、再結晶の発生により、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。中でも、均質化熱処理の温度は、４８５℃〜５２５℃に設定するのが好ましい。
また、均質化熱処理の時間が２時間未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が低下するし、生産性も低下する。また、２時間未満では、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析を無くして均質化することが不十分になり、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。一方、均質化熱処理の時間が１５時間を超えると、均質化熱処理によるそれ以上の効果は得られず、かえって生産性を低下させるものとなる。
（冷却工程）
次に、前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。平均冷却速度は、大きい方がより好ましい。この冷却工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン冷却、ミスト冷却などが挙げられる。このようにビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で強制冷却する理由は、均質化熱処理後の冷却過程で固溶元素の析出物が粗大に成長するのを抑制するためである。粗大成長を抑制することで、後の時効処理による強度向上を十分に実現できると共に、押出材の靱性を十分に確保できる。
次に、前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。平均冷却速度は、大きい方がより好ましい。この冷却工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン冷却、ミスト冷却などが挙げられる。このようにビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で強制冷却する理由は、均質化熱処理後の冷却過程で固溶元素の析出物が粗大に成長するのを抑制するためである。粗大成長を抑制することで、後の時効処理による強度向上を十分に実現できると共に、押出材の靱性を十分に確保できる。
（押出工程）
前記冷却工程を経たビレットを５００℃〜５６０℃にした状態で３ｍ／分〜３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る。加熱温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、押出加工後の加工発熱により押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。従って、熱間押出加工時の加熱温度は５００℃〜５６０℃に設定する。中でも、熱間押出加工時の加熱温度は５１０℃〜５５０℃に設定するのが好ましい。なお、ビレットの加熱時間は、特に限定されるものではないが、加熱装置が押出工程のオンライン上に設置されていることを考慮して、良好な生産性を確保できる時間に設定されるが、３０分以内に設定されるのが好ましく、１５分以内に設定されるのが特に好ましい。
前記冷却工程を経たビレットを５００℃〜５６０℃にした状態で３ｍ／分〜３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る。加熱温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、押出加工後の加工発熱により押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。従って、熱間押出加工時の加熱温度は５００℃〜５６０℃に設定する。中でも、熱間押出加工時の加熱温度は５１０℃〜５５０℃に設定するのが好ましい。なお、ビレットの加熱時間は、特に限定されるものではないが、加熱装置が押出工程のオンライン上に設置されていることを考慮して、良好な生産性を確保できる時間に設定されるが、３０分以内に設定されるのが好ましく、１５分以内に設定されるのが特に好ましい。
前記熱間押出加工の際の押出速度は、３ｍ／分〜３０ｍ／分に設定する。押出速度は、生産性を考慮すると、速ければ速いほど好ましいものの、押出速度が３０ｍ／分を超えると、押出材の表面に剥離や割れが生じる恐れがある。一方、押出速度が３ｍ／分未満では、生産性が低下する。
（急冷工程）
前記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を急冷する。このとき、押出材を５００℃〜５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷するのが好ましい。押出材の温度は、金型から排出された直後の押出材の温度を非接触温度計または接触温度計で計測する。この計測温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。前記計測温度が５７０℃を超えている場合には、押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。中でも、前記熱間押出加工後の押出材の温度が５１０℃〜５６０℃になっているのが好ましい。また、前記熱間押出加工後から０．０１秒〜３０秒以内に前記押出材を急冷するのが好ましく、前記熱間押出加工後から０．０１秒〜１５秒以内に前記押出材を急冷するのが特に好ましい。
前記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を急冷する。このとき、押出材を５００℃〜５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷するのが好ましい。押出材の温度は、金型から排出された直後の押出材の温度を非接触温度計または接触温度計で計測する。この計測温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。前記計測温度が５７０℃を超えている場合には、押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。中でも、前記熱間押出加工後の押出材の温度が５１０℃〜５６０℃になっているのが好ましい。また、前記熱間押出加工後から０．０１秒〜３０秒以内に前記押出材を急冷するのが好ましく、前記熱間押出加工後から０．０１秒〜１５秒以内に前記押出材を急冷するのが特に好ましい。
前記熱間押出加工直後の５００℃〜５７０℃の温度の押出材を１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷するが、このような急冷は、例えば、押出出口側に設置してある冷却装置を用いて実施することができる。上記のような条件での急冷（上記の急冷工程）は、押出材の金属組織が繊維状組織を有し、かつ押出材の断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合が９０％以上である金属組織を形成させる上で重要な工程である。この急冷工程において、冷却速度が１００℃／秒未満では、冷却時の焼き入れが不十分となって、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。前記冷却速度は５００℃／秒以下であるのが好ましく、この場合には肉厚の厚い部分と薄い部分で熱収縮差による変形が生じ難く寸法精度が良い。この急冷工程での冷却速度は２００℃／秒〜４００℃／秒であるのが特に好ましい。
前記急冷工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却、液体窒素冷却、水冷等の方法が挙げられる。また、前記例示の冷却方法を適宜組み合わせて急冷を実施するようにしてもよい。
（時効処理工程）
次に、前記急冷工程を経た押出材を１６０℃〜２００℃の温度で１時間〜１２時間加熱して時効処理を行う。時効処理温度が１６０℃未満では、析出物が微細になりすぎて時効硬化が十分になされず、高強度の押出材が得られなくなる。一方、時効処理温度が２００℃を超えると、過時効処理となって析出物が粗大化して、高強度の押出材が得られなくなる。また、時効処理時間が１時間未満では、亜時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。時効処理時間が１２時間を超えると、過時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。中でも、前記時効処理温度を１７０℃〜１９０℃に設定するのが好ましい。また、前記時効処理時間は２時間〜１０時間に設定するのが好ましい。
次に、前記急冷工程を経た押出材を１６０℃〜２００℃の温度で１時間〜１２時間加熱して時効処理を行う。時効処理温度が１６０℃未満では、析出物が微細になりすぎて時効硬化が十分になされず、高強度の押出材が得られなくなる。一方、時効処理温度が２００℃を超えると、過時効処理となって析出物が粗大化して、高強度の押出材が得られなくなる。また、時効処理時間が１時間未満では、亜時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。時効処理時間が１２時間を超えると、過時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。中でも、前記時効処理温度を１７０℃〜１９０℃に設定するのが好ましい。また、前記時効処理時間は２時間〜１０時間に設定するのが好ましい。
上述した溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、冷却工程、押出工程、急冷工程、時効処理工程を経て得られたアルミニウム合金押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下である得られたアルミニウム合金押出材１は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できる。
なお、本発明の上記製造方法において、押出工程以降に、溶体化処理や焼き入れ処理を行うと、形成された繊維状組織が損なわれてしまうので、このような溶体化処理や焼き入れ処理を行うのは望ましくない。
また、本発明の上記製造方法において、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体構造材（フレーム等）等として適用するために、必要に応じて、押出工程以降に、引抜加工、切削加工、曲げ加工、潰し加工、溶接加工、機械締結加工等のうちの１種又は２種以上の加工を実施してもよい。
次に、上述した本発明に係るアルミニウム合金押出材および本発明に係るアルミニウム合金押出材の製造方法における「アルミニウム合金」の組成について、以下詳述する。前記アルミニウム合金は、Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金である。
前記Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、押出材の強度向上に寄与する。Ｓｉは、上述したとおりＭｇの含有量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する量を超えて過剰に添加することにより、時効処理による強度向上を十分に実現できることから、Ｓｉ含有率は、０．９５質量％以上に設定する。一方、Ｓｉ含有率が１．２５質量％を超えると、Ｓｉの粒界析出が多くなり、押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。従って、Ｓｉ含有率は、０．９５質量％〜１．２５質量％に設定する。中でも、Ｓｉ含有率は、１．００質量％〜１．２０質量％に設定するのが好ましく、１．０５質量％〜１．１５質量％に設定するのがより好ましい。
前記Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、押出材の強度向上に寄与する。Ｍｇ含有率が０．８０質量％より小さいと、析出強化の効果が十分に得られず高強度を確保することができない。一方、Ｍｇ含有率が１．０５質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物が増加し過ぎることによって、押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時の押出圧力が著しく高くなることにより外観品質が悪化し、生産性を低下させる。従って、Ｍｇ含有率は、０．８０質量％〜１．０５質量％に設定する。中でも、Ｍｇ含有率は、０．８５質量％〜１．０５質量％に設定するのが好ましく、０．９０質量％〜１．００質量％に設定するのがより好ましい。
前記Ｆｅは、ＡｌＦｅＳｉ相として晶出することで結晶粒の粗大化を防止する効果がある。Ｆｅ含有率が０．１５質量％より小さいと、結晶粒の粗大化防止効果が十分に得られない。一方、Ｆｅ含有率が０．３０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時にピックアップと呼ばれる外観不良が発生する恐れがある。従って、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％〜０．３０質量％に設定する。中でも、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％〜０．２５質量％に設定するのが好ましい。
前記Ｍｎは、ＡｌＭｎＳｉ相として晶出し、晶出しないＭｎは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｍｎ含有率が０．４０質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｍｎ含有率が０．６０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｍｎ含有率は、０．４０質量％〜０．６０質量％に設定する。中でも、Ｍｎ含有率は、０．４４質量％〜０．５６質量％に設定するのが好ましい。なお、Ｍｎは、同様の効果を有するＣｒと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
前記Ｃｕは、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物の見かけの過飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させることによって最終製品の押出材の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕ含有率が０．３０質量％より小さいと、時効硬化が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有率が０．５０質量％を超えると、押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。また、過度に添加量を増やし過ぎると、耐食性を低下させ、粒界腐食の感受性を高め、応力腐食割れを引き起こす恐れがある。従って、Ｃｕ含有率は、０．３０質量％〜０．５０質量％に設定する。中でも、Ｃｕ含有率は、０．３５質量％〜０．５０質量％に設定するのが好ましく、０．４０質量％〜０．５０質量％に設定するのがより好ましい。
前記Ｃｒは、ＡｌＣｒＳｉ相として晶出し、晶出しないＣｒは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｃｒ含有率が０．０９質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｃｒ含有率が０．２１質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｃｒ含有率は、０．０９質量％〜０．２１質量％に設定する。中でも、Ｃｒ含有率は、０．１１質量％〜０．１９質量％に設定するのが好ましい。なお、Ｃｒは、同様の効果を有するＭｎと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
前記Ｂ（硼素）は、Ｔｉとの共存により結晶粒の微細化を図る上で有効な元素である。Ｂ含有率が０．０００１質量％より小さいと、結晶粒の微細化の効果が十分に得られない恐れがある。一方、Ｂ含有率が０．０３質量％を超えると、ＴｉＢ２が過剰に生成されて切削加工性が低下する恐れがある。従って、Ｂ含有率は、０．０００１質量％〜０．０３質量％に設定する。
前記Ｔｉは、結晶粒の微細化を図る上で有効な元素であり、また鋳造棒（ビレット）に鋳塊割れが発生することを防止することに寄与する。Ｔｉ含有率が０．１０質量％を超えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ含有率は０．１０質量％以下（Ｔｉ非含有；即ちＴｉ含有率０質量％を含む）に設定する。
前記Ｚｒは、ＭｎやＣｒと同様に再結晶を抑制する効果を有する元素であるが、このＺｒの含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ含有率が０．０５質量％を超えると、上述したＴｉの結晶粒微細化効果を阻害する上に、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｚｒ含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ非含有であってもよい（Ｚｒ含有率は０質量％であってもよい）。中でも、Ｚｒ含有率は０．０１質量％以下（０質量％を含む；即ちＺｒ非含有を含む）に設定するのが好ましい。
前記Ｚｎは、鋳造性の向上を図る上で有効な元素であるが、Ｚｎ含有率が０．２５質量％を超えると、耐食性や靱性を低下させる恐れがある。従って、Ｚｎ含有率は０．２５質量％以下（Ｚｎ非含有；即ちＺｎ含有率０質量％を含む）に設定する。
次に、本発明の具体的実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに特に限定されるものではない。
＜実施例１＞
Ｓｉ：０．９５質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．３０質量％、Ｍｎ：０．４４質量％、Ｍｇ：０．８０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径１５６ｍｍ、長さ４５０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
Ｓｉ：０．９５質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．３０質量％、Ｍｎ：０．４４質量％、Ｍｇ：０．８０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径１５６ｍｍ、長さ４５０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
次に、前記鋳塊ビレットに対して５００℃で８時間の均質化熱処理を行った（均質化熱処理工程）。前記均質化熱処理工程を経た後の鋳塊ビレットを２２０℃／時間の鋳塊冷却速度で鋳塊が１５０℃以下の温度になるまで強制冷却を行った（冷却工程）。次に、前記冷却工程を経た鋳塊ビレットに、鋳塊加熱温度５３５℃、押出速度１２ｍ／分の条件で熱間押出加工を行うことによって、幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍの板状の押出材（図１参照）を得た（押出工程）。次いで、前記熱間押出加工直後の（熱間押出加工後から２秒以内の）５４０℃の押出材（押出ダイス出口での押出材の温度を接触温度計で測定した）を４００℃／秒の冷却速度で１００℃以下の温度になるまで急冷した（急冷工程）。前記急冷工程を経た押出材を３００ｍｍの長さに切断した後、１７０℃で８時間加熱して時効処理を行った（時効処理工程）。こうして図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
＜実施例２＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を４８０℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を４８０℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
＜実施例４＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５２５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５２５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
＜実施例３、５〜１７＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金組成（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金組成（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
＜比較例１、２、４、５＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
＜比較例３、６、７＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金塑性（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５６５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金塑性（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５６５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
＜比較例９〜１６＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
＜比較例８＞
Ｓｉ：１．１０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０質量％、Ｍｇ：０．９５質量％、Ｃｒ：０．１５質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径８０ｍｍ、長さ８０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
Ｓｉ：１．１０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０質量％、Ｍｇ：０．９５質量％、Ｃｒ：０．１５質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径８０ｍｍ、長さ８０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
次に、前記鋳塊ビレットに対して５００℃で７時間の均質化熱処理を行った（均質化熱処理工程）。前記均質化熱処理工程を経た後の鋳塊ビレットを１５０℃／時間の鋳塊冷却速度で鋳塊が１５０℃以下の温度になるまで強制冷却を行った（冷却工程）。次に、前記冷却工程を経た鋳塊ビレットに、鋳塊加熱温度５３０℃に加熱し、熱間鍛造加工を行うことによって、直径８０ｍｍ×高さ８０ｍｍの円柱体を鍛造により高さ１６ｍｍにまで鍛造加工して鍛造材を得た。次いで、前記鍛造材に５３０℃の温度で４時間の溶体化処理を実施し、水焼き入れ後に、１７０℃で８時間加熱して時効処理を行った。こうしてＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造材を得た。
上記のようにして得られた各アルミニウム合金押出材、鍛造材について、下記の方法により金属組織の観察を行うと共に、下記評価法に基づいて各種評価を行った。
＜金属組織の観察方法＞
押出材について該押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面を切り出した後、押出材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。各押出材の前記断面（切断面）の光学顕微鏡を用いた金属組織写真において、複数視野における画像解析から、前記断面における全体面積に占める繊維状組織の面積の割合を求め、該割合が９０％以上であるものを「繊維状組織」と判定し（表３、４参照）、前記割合が２０％以上９０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「混合組織」と判定し、前記割合が２０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「再結晶組織」と判定した（表３、４参照）。
押出材について該押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面を切り出した後、押出材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。各押出材の前記断面（切断面）の光学顕微鏡を用いた金属組織写真において、複数視野における画像解析から、前記断面における全体面積に占める繊維状組織の面積の割合を求め、該割合が９０％以上であるものを「繊維状組織」と判定し（表３、４参照）、前記割合が２０％以上９０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「混合組織」と判定し、前記割合が２０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「再結晶組織」と判定した（表３、４参照）。
「再結晶層の厚さ」については、繊維状組織の形態をとるものについての前記光学顕微鏡を用いた金属組織写真において最表面からの再結晶層厚さを求めた（図２参照）。
比較例８の鍛造材については該鍛造材の加工方向に平行な断面で切り出した後、鍛造材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。押出材の場合と同様に金属組織の形態と割合を求めて判定を実施した（表４参照）。
＜引張特性評価法（引張強さ及び０．２％耐力の測定法）＞
ＪＩＳ Ｚ２２４１−２０１１に準拠して室温（２５℃）で引張試験を行うことによって、押出材（又は鍛造材）の０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。即ち、押出材（又は鍛造材）からＪＩＳ Ｚ２２０１−１９９８に記載の方法によりＪＩＳ５号試験片を採取した。このＪＩＳ５号試験片の大きさは、平行部の幅２５ｍｍ×平行部の長さ６０ｍｍ×厚さ２．５ｍｍとした。また、試験片において標点間距離を５０ｍｍに設定した。前記試験片についてインストロン型引張試験機を用いて引張試験を行った。引張試験速度は、２ｍｍ／分に設定し、耐力測定以降は１０ｍｍ／分に設定した。ＪＩＳ５号試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「０．２％耐力」とした（表３、４参照）。なお、表３、４において、０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上であるものを「◎」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上３７０ＭＰａ未満であるものを「○」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ未満であるものを「×」と表記した。
ＪＩＳ Ｚ２２４１−２０１１に準拠して室温（２５℃）で引張試験を行うことによって、押出材（又は鍛造材）の０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。即ち、押出材（又は鍛造材）からＪＩＳ Ｚ２２０１−１９９８に記載の方法によりＪＩＳ５号試験片を採取した。このＪＩＳ５号試験片の大きさは、平行部の幅２５ｍｍ×平行部の長さ６０ｍｍ×厚さ２．５ｍｍとした。また、試験片において標点間距離を５０ｍｍに設定した。前記試験片についてインストロン型引張試験機を用いて引張試験を行った。引張試験速度は、２ｍｍ／分に設定し、耐力測定以降は１０ｍｍ／分に設定した。ＪＩＳ５号試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「０．２％耐力」とした（表３、４参照）。なお、表３、４において、０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上であるものを「◎」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上３７０ＭＰａ未満であるものを「○」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ未満であるものを「×」と表記した。
＜腐食環境下での腐食減量の評価法（耐食性評価法）＞
押出材は、幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍの板状の押出材を長さ１２０ｍｍに切断して評価用試験片とした。鍛造材は、比較例８の鍛造加工材から幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのサイズに切削加工して評価用試験片を作製した。腐食減量の評価は、自動車部品外観腐食試験方法（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）に記載されているＣＣＴ試験で実施した。このＣＣＴ試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液、３５℃）×２時間、６０℃で乾燥×４時間、湿潤（５０℃、９８％ＲＨ）×２時間の合計８時間を１サイクルとして、１２０サイクル（９６０時間）及び３６０サイクル（２８８０時間）で腐食試験を行った。所定サイクルの腐食試験後に評価用試験片を取り出した後、この評価用試験片に対してリン酸クロム酸液で洗浄を行うことによって腐食生成物を取り除いた後、腐食による質量減少量（腐食試験前の試験片の質量−腐食試験後の試験片の質量）を求めた。評価用試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「腐食減量」として表３、４に記載した。
押出材は、幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍの板状の押出材を長さ１２０ｍｍに切断して評価用試験片とした。鍛造材は、比較例８の鍛造加工材から幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのサイズに切削加工して評価用試験片を作製した。腐食減量の評価は、自動車部品外観腐食試験方法（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）に記載されているＣＣＴ試験で実施した。このＣＣＴ試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液、３５℃）×２時間、６０℃で乾燥×４時間、湿潤（５０℃、９８％ＲＨ）×２時間の合計８時間を１サイクルとして、１２０サイクル（９６０時間）及び３６０サイクル（２８８０時間）で腐食試験を行った。所定サイクルの腐食試験後に評価用試験片を取り出した後、この評価用試験片に対してリン酸クロム酸液で洗浄を行うことによって腐食生成物を取り除いた後、腐食による質量減少量（腐食試験前の試験片の質量−腐食試験後の試験片の質量）を求めた。評価用試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「腐食減量」として表３、４に記載した。
ＣＣＴ試験は、一般的に１２０サイクル以下で実施されるが、表３、４の結果からわかるように、１２０サイクルでは腐食減量の値に顕著な差が認められない。一方、３６０サイクルの長期間の評価になると、腐食減量の値に顕著な差が認められた。３６０サイクルのＣＣＴ試験後で腐食減量が０．８０ｍｇ／ｃｍ2以下であったものを「○」と表記し、０．８０ｍｇ／ｃｍ2を超えたものを「×」と表記した。
＜総合評価＞
「０．２％耐力」および「腐食減量」の２つの評価項目のうち、１項目以上に「×」の評価結果があったものを「不合格」とし、２つの評価項目全てにおいて「×」の評価結果が無かったものを「合格」とした。
「０．２％耐力」および「腐食減量」の２つの評価項目のうち、１項目以上に「×」の評価結果があったものを「不合格」とし、２つの評価項目全てにおいて「×」の評価結果が無かったものを「合格」とした。
表から明らかなように、本発明に係る実施例１〜１７のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材は、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であって高強度であり、３６０サイクルのＣＣＴ試験後の腐食減量が十分に抑制されていた。
これに対し、本発明の範囲を逸脱する比較例１〜１６では、総合評価が不合格であった。
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材および本発明の製造方法で得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるので、従来の鉄系材料の代替材として好適に使用できる。例えば、車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の車体の構造材（フレーム等）として使用することで車体の軽量化に貢献できる。
１…アルミニウム合金押出材
Claims (3)
- Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、
前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材。 - Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
前記ビレットに均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
前記均質化熱処理後のビレットに熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
上記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を急冷する急冷行程と、
前記急冷行程を経た押出材を加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。 - Ｓｉ：０．９５質量％〜１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％〜１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％〜０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％〜０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％〜０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％〜０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
前記ビレットを４８０℃〜５３０℃の温度に２時間〜１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程を経たビレットを５００℃〜５６０℃にした状態で３ｍ／分〜３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
前記熱間押出加工後から０．０１秒〜６０秒以内に前記押出材を５００℃〜５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
前記急冷工程を経た押出材を１６０℃〜２００℃の温度で１時間〜１２時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
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