JP6329430B2 - 曲げ性に優れた高耐力Ａｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金製押出材 - Google Patents

Description

本発明は、曲げ性に優れる高耐力の７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）アルミニウム合金押出材に関するものである。複雑な形状、例えば、中空部やトング比の高い半中空部を有する形状に成形される製品に適しており、自動車、２輪車等の機械部品に用いられる。

アルミニウム合金押出材の組織は、一般に亜結晶粒からなる繊維状の結晶形態と、再結晶からなる結晶形態とが混在し、押出加工の性質上、特に加工度の高く、歪みを蓄積しやすい表面部分に再結晶組織が形成されやすい。７０００系アルミニウム合金はアルミニウム合金中最も機械的強度が高く、その押出材は、機械的強度が要求される部位に使用される構造材であり、高耐力の機械的性質を得るための時効処理が施されて製造されている。当該押出材における高い機械的強度を保持するために、金属組織の主たる部分は、繊維状組織から構成されており、この繊維状組織とするには再結晶を抑制することが製造上必須であった。そのため、従来から、再結晶を抑制する元素（Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ等）を添加する方法、低温で押出加工を行う方法、押出加工後に急冷する方法等を用いて、再結晶組織の形成を抑制することが図られていた（特許文献１〜３）。

特許文献１には、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系のオートバイ構造部材用アルミニウム合金押出形材において、表面の再結晶層厚さを５０μｍ以下となるよう抑制したものが記載されている。この押出形材は、（ａ）Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒの再結晶抑制剤を添加して表面再結晶層の形成を抑制することにより、形材の肌荒れ不良を防止し、（ｂ）Ｍｇを０．２０〜０．５０重量％の少ない含有量にすることにより、伸びを改善したので、強加工領域でのスウェージング加工及び曲げ加工の成形加工が可能であると記載されている（段落０００９）。

特許文献２には、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系のアルミニウム合金中空形材において、内部組織が主として繊維状組織であり、形材表層部の再結晶組織の厚さを５０μｍ未満に抑制することによって、曲げ加工性を向上させたものが記載されている。０．２〜０．５％Ｍｎを添加して再結晶を抑制し、押出直後の中空形材を液体窒素吹付けにより急速冷却して表面粗大再結晶層の生成を抑制することが記載されている。

特許文献３には、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系のアルミニウム合金中空形材において、金属組織のすべてが繊維状組織からなり、良好な強度と成形性を有するものが記載されている。Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒの添加により再結晶化を抑制することが記載されている。

特開平１０−２９８６９１号公報 特開平８−１２０３８８号公報 特開平６−２１２３３８号公報

７０００系アルミニウム合金押出材は、その優れた高耐力及び軽量性を活用して自動車や２輪車の構造部材に使用されている。例えば、自動車のバンパーリインフォースメント、ドアインパクトビーム等のような製品は、複雑な断面形状を備えているので、押出材に対して大きな曲げ加工を施して所定形状に成形する必要がある。また、自動車、２輪車等の構造部材に使用された場合、事故が発生し、大きな曲げ応力が加わった際に、早期に破断してしまうと乗員を保護できないので、大きな曲げ応力が加わっても変形はするが、早期に破断しないことが必要となる。

しかし、７０００系アルミニウム合金押出材に曲げ加工を施すと、割れが発生したり、オレンジピール等の凹凸状の表面欠陥が発生しやすく、曲げ加工性が十分でないことから、適用できる製品及び用途に限りがあった。また、繊維状組織の場合、曲げ時発生するせん断応力が分散(分解)できなく、亀裂が一方向に伝播しやすく、構造材が破断にいたる虞があった。特許文献１〜３のように、繊維状組織からなる７０００系アルミニウム合金押出材において、表面の再結晶層の形成を抑制して、成形性や強度を有するものが提案されているが、用途によっては、曲げ加工性及びそれにバランスした強度を有する部材が必要とされていた。また、表層部のみを再結晶組織としていると事故等により部材に大きな曲げ応力が加わり割れが、繊維状組織まで到達するとそこから一気に割れが伝播し、破断にいたってしまう虞がある。

本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、優れた曲げ性および耐割れ性を有しつつ、高い耐力を有するアルミニウム合金押出材を提供することである。

本発明者は、鋭意研究を重ねた結果、７０００系アルミニウム合金押出材の金属組織の大部分を、従来のような繊維状組織ではなく再結晶組織でもって形成することによって、繊維状組織のものよりも曲げ性が良好であるという予想外の知見を得た。その知見に基づき、大きな加工度で曲げ加工を施しても、割れや表面欠陥が発生しない曲げ加工性に優れ、事故等により力が加わり、大きく変形してしまった場合で破断しにくい曲げ性に優れたアルミニウム合金押出材が得られることを見出した。
さらに、再結晶組織の形成による機械的強度への影響については、添加元素や不可避不純物の含有量を適正な範囲に制御することによって、実用上問題のない範囲で高い耐力のアルミニウム押出合金材が得られることを見出した。

（１）本発明は、Ｚｎ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｍｇ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ：０．１５ｗｔ％以下、Ｆｅ：０．１〜０．４ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．４ｗｔ％、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金の押出材であって、金属組織の９０％以上が再結晶組織であることを特徴とする曲げ性および耐割れ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材である。
本発明の押出材におけるアルミニウム合金の金属組織は、内部組織を含む大部分が再結晶組織から形成されており、繊維状組織をほとんど含まない。組織全体が再結晶組織からなるアルミニウム合金は、繊維状組織からなるものに比べて、良好な変形性を有しており、大きな曲げ加工を行うことができる。また、事故等により急激に大きな曲げ応力が加わって、大きく変形しても破断しにくく、良好な曲げ性と耐割れ性を有している。
再結晶化を抑制する作用を有する元素であるＺｒの含有量を一定以下に規制することにより、金属組織の主たる部分を再結晶組織で形成することができる。再結晶化により機械的強度への影響に関しては、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｉを所定量で含有させることにより、必要な耐力を確保することができる。

（２）本発明は、Ｚｒ：０．０５〜０．０８ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ｂ：０．００３〜０．１ｗｔ％の１種または２種以上を含有する上記（１）に記載された高耐力アルミニウム合金押出材である。
再結晶化による結晶粒粗大化を抑制する作用を有する元素であるＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎを所定量で含有することにより、再結晶組織の粗大化を抑制することができる。

（３）本発明は、再結晶組織の平均結晶粒径が５００μｍ以下である上記（１）または（２）に記載された高耐力アルミニウム合金押出材である。
再結晶組織が微細に形成されているため、曲げ加工を施しても表面の肌荒れが抑制されて外観が良好である。また、機械的強度の低下を抑制できる。

（４）本発明は、曲げ加工が施された上記（１）〜（３）のいずれかに記載された高耐力アルミニウム合金押出材である。

（５）本発明は、上記（１）〜（４）のいずれかに記載された高耐力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のビレットを、４５０〜５６０℃で、１〜１６ｈｒ加熱保持した後、常温まで冷却して、均質化処理を行う工程、前記ビレットを、４００〜５７０℃に加熱し、押出速度２〜５０ｍ／ｍｉｎで押出加工を行い、押出材を得る工程、前記押出材を、１１０〜２００℃に加熱し、４〜２４ｈｒ保持して、時効処理を行う工程、を含むことを特徴とする高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法である。
アルミニウム合金のビレットに対して、所定の条件で、均質化処理、押出加工、時効処理を行うことにより、曲げ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材を製造することができる。再結晶抑制元素の含有が制限されたアルミニウム合金を使用し、高温で押出加工することにより、押出材の組織全体で再結晶組織を得ることができる。機械的強度を高める時効処理は、一段時効で行うことができる。

（６）本発明は、上記（１）〜（４）のいずれかに記載された高耐力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のビレットを、４５０〜５６０℃で、１〜１６ｈｒ加熱保持した後、常温まで冷却して、均質化処理を行う工程、前記ビレットを、４００〜５７０℃に加熱し、押出速度２〜５０ｍ／ｍｉｎで押出加工を行い、押出材を得る工程、前記押出材を、１段目で９０〜１２０℃に加熱し、４〜２０ｈｒ保持して、予備時効を行い、その後、２段目で前記１段目の保持温度よりも高温の１１０〜２００℃に加熱し、前記１段目の保持時間と合計で４〜２４ｈｒ保持して、時効処理を行う工程、を含むことを特徴とする高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法である。
アルミニウム合金のビレットに対して、所定の条件で、均質化処理、押出加工、時効処理を行うことにより、曲げ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材を製造することができる。時効処理として、二段時効を用いることができる。

（７）本発明は、さらに、前記時効処理が施された押出材に曲げ加工を施す工程を含む上記（５）または（６）に記載された高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法である。

本発明の高耐力アルミニウム合金押出材は、Ｚｎ及びＭｇを所定量で含有するアルミニウム合金からなる。当該合金の金属組織の９０％以上を再結晶組織とすることにより、曲げ性や曲げ加工性を向上することができ、また、耐力及び引張強度についても従来材と同等の性能が得られる。そのため、高い加工度で曲げ加工が要求される複雑形状の製品に適用できるので、車両の軽量化に寄与する。また、早期に破断しにくく、乗員の保護や安全性に寄与する。
本発明のアルミニウム合金押出材は、例えば、自動車のバンパーリインフォースメント、ルーフレール、ドアインパクトビーム、シートレール、サイドメンバー等のメンバー類、サイドシル、オートバイフレーム、オートバイハンドル、自転車用リム等に適用できる。断面形状に中空部やトング比の高い半中空部を含む複雑形状の押出材に適している。

本発明例の合金押出材に関して、（ａ）は、金属組織を示す図であり、（ｂ）は、曲げ試験を行った後の断面形状を示す図である。 比較例の合金押出材に関して、（ａ）は、金属組織を示す図であり、（ｂ）は、曲げ試験を行った後の断面形状を示す図である。 曲げ試験を行った後の試験体の外観に関して、（ａ）は、本発明例の試験体を示す図であり、（ｂ）は、比較例の試験体を示す図である。 曲げ試験を模式的に示す図である。

以下、本発明の高耐力アルミニウム合金押出材とその製造方法について詳細に説明する。
（再結晶組織）
本発明の高耐力アルミニウム合金押出材は、アルミニウム合金の金属組織が、その内部組織を含む大部分において再結晶組織から形成されており、繊維状組織をほとんど含まない。組織全体を再結晶組織で構成することにより、３０％以上の高い曲げ限界ひずみが得られる。そのため、大きな加工度で曲げ加工を施しても、加工材表面に割れや傷などの表面欠陥が発生しないので、高い加工度の曲げ加工が可能となる。また、不測の事態により、過度な曲げ応力が加わっても破断しにくくなる。再結晶組織の占有率は、９０％以上が好ましい。

次に、本発明に用いるアルミニウム合金の成分元素とその含有量について説明する。

Ｚｎは、固溶強化やＭｇと複合した析出強化により機械的強度を向上させる作用を有する成分である。５．０ｗｔ％未満では、十分な機械的強度が得られず、７．０ｗｔ％を超えると耐食性が低下する。そのため、５．０〜７．０ｗｔ％とした。

Ｍｇも、固溶強化や析出強化により機械的強度を向上させる作用を有する成分である。０．５ｗｔ％未満では、十分な強度が得られず、１．５ｗｔ％を超えると変形抵抗が大きくなり、押出し性が低下し、また、耐食性が低下する。そのため、０．５〜１．５ｗｔ％とした。

Ｃｕは、固溶強化や析出強化により機械的強度を向上させる作用を有する成分である。０．０５ｗｔ％未満では、十分な強度が得られず、０．３ｗｔ％を超えると耐食性が低下する。そのため、０．０５〜０．３ｗｔ％とした。好ましくは、０．１５〜０．２５ｗｔ％である。

Ｚｒは、再結晶化を抑制する作用を有する元素であるから、０．１５ｗｔ％以下に規制する必要がある。ただ、再結晶が生じた領域では結晶粒の粗大化を抑制して微細組織を形成する効果を有するので、曲げ加工性や機械的強度に支障がない範囲で許容できる。好ましくは、０．０５〜０．０８ｗｔ％である。

Ｆｅは、機械的強度の向上と再結晶組織の微細化に寄与する効果がある。この効果は、０．１ｗｔ％以上で顕著となり、０．４ｗｔ％を超えると破壊の起点になる粗大化合物（Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物）を形成し、機械的強度を低下させる。また、Ｆｅ量を０．１ｗｔ％未満とするためには、高純度のアルミニウム地金を使用する必要性があり、コストアップの要因の一つとなる。そのため、０．１〜０．４ｗｔ％が好ましい。

Ｓｉは、機械的強度の向上と再結晶組織の微細化に寄与する効果がある。０．４ｗｔ％を超えると破壊の起点になる粗大化合物（Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物）を形成し、機械的強度を低下させる。そのため、０．０５〜０．４ｗｔ％が好ましい。

ＣｒとＭｎは、共存してマトリックス中に化合物として晶出し、再結晶組織の結晶粒粗大化を抑制する効果を有する元素である。添加量が少なすぎるとその効果が少なく、逆に多すぎると前記晶出する化合物が粗大化して破壊の起点になるので、機械的強度が低下する。好ましくは、Ｃｒ含有量が０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎ含有量が０．０５〜０．０２ｗｔ％である。

ＴｉおよびＢは、鋳造組織の微細化に寄与する元素であり、変形性を良くして押出性を向上させる効果を有する。添加量が少なすぎると、その効果が小さく、逆に大きすぎると破壊の起点になる粗大なＴｉＢ系化合物を形成して機械的強度を低下させる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ｂ含有量は、０．００３〜０．１ｗｔ％が好ましい。

（不可避的不純物）
前記した元素以外の不可避的不純物については、本発明のアルミニウム合金押出材の特性に影響を与えない範囲で含有することは許容される。具体的には、これらの不可避的不純物の合計が０．０５ｗｔ％以下であれば許容される。

次に、本発明の高耐力アルミニウム合金押出材を製造する方法について説明する。
（鋳造、均質化処理）
通常の溶製及び溶湯処理を施した後、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）によってビレットが製造される。このビレットに均質化処理を施した。均質化処理は、鋳造組織内の偏析を解消し、合金元素や粗大化合物を固溶させて、鋳造組織の均質化を行う処理である。本発明では、ビレットを４５０〜５６０℃の温度で１時間以上の均質化処理を施した後、室温まで冷却した。均質処理温度が４５０℃未満や１時間未満の場合は、均質化が不十分である一方、５６０℃を超えると、バーニング（部分溶融）が起きるおそれがあるので、好ましくない。

（押出加工）
次いで、ビレットを熱間で押出加工を行い、所定寸法の押出材を製造する。本発明では、４００℃〜５７０℃の温度に加熱して、押出機のプラテン出口における製品速度が２〜５０ｍ／ｍｉｎとなるように熱間押出を行い、得られた押出材を１００℃までが５０℃／ｍｉｎ以上となるように室温まで冷却する。
押出温度については、押出比の大きい薄肉形状の部材等を押出加工できるように、また、押出加工により付与される歪みを駆動力として再結晶が進行するように、４００℃以上の高温が好ましい。ただ、５７０℃を超えると、変形し易くなって押出加工時の歪みが十分に蓄積されず、再結晶に必要な駆動力が不足する。そのため、４００〜５７０℃の範囲が好ましい。
押出速度については、２ｍ／ｍｉｎより遅いと、歪みが十分に蓄積されず再結晶の駆動力が足りないので、再結晶組織の形成が十分でなくて繊維状組織が残存し易くなる。逆に、５０ｍ／ｍｉｎを超えると、変形速度が大きくなるため、製品の形状精度や表面性状が悪化しやすい。
押出加工後は、再結晶粒の粗大化が生じないように急冷して微細な再結晶組織を保持する。好ましくは、１００℃まで５０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する。

（時効処理）
次に、常温まで冷却された押出材は、所定の長さに切断あるいは矯正処理された後、人工時効処理が施される。この人工時効処理は、強度に寄与する化合物をマトリックス組織中に分散析出させる処理であり、１１０〜２００℃、好ましくは１２０〜１５０℃の温度範囲で所定時間保持して行われる。当該処理により、押出材は、高い曲げ性を保持しつつ、必要な強度が付与される。
時効条件としては、１段時効で行うことができるが、２段時効がより好ましい。２段時効の場合は、１段目で９０℃〜１２０℃、好ましくは９５℃〜１１５℃の予備時効を行った後、２段目は、１段目より高温の上述した１１０℃〜２００℃の温度範囲で行われる。上記の温度範囲の下限値未満では、析出物の生成や成長が不十分となり強度が不足する。上記の温度範囲の上限値を超えると、粗大な化合物が析出して成形性、耐食性を劣化させる。人工時効処理に必要な時間は、合計４〜２４時間である。２段時効の場合には、時効時間を１段目と２段目で適当に配分する。時効時間が短いと得られる強度が不十分である。時効時間が長いと過時効になるので、強度が低下し、生産性も低下する。

（曲げ加工方法）
曲げ加工方法は、特に限定されるものでない。ベンダー曲げ加工等のアルミニウム押出材の曲げ加工に通常用いられる方法であれば良い。回転曲げ加工、圧縮曲げ加工、ロール曲げ加工、プレス曲げ加工、引張り曲げ加工、押し通し曲げ加工等の加工方法を適用できる。

次に、本発明を実施例に基づいて説明する。なお、本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、本発明に含まれる範囲で適宜変更できる。

＜実施例１＞
表１、表２に示す合金組成を有する本発明例（合金Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．２４）、参考例（合金Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６）、比較例（合金Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．４２）の溶湯を調製し、ＤＣ鋳造により直径８インチの略円筒状のビレットを製造した。得られたビレットに、４８０℃で４時間保持した後、ファン空冷して均質化処理を行った。その後、押出加工装置により表１、２の押出速度及び押出温度で熱間押出して、平板形状（幅１００ｍｍ、厚さ２ｍｍ）の押出材を得た。その際、押出装置出口に配置した冷却装置により押出直後から室温付近までファン空冷で冷却した。この押出材を長さ４５００ｍｍに切断した後、表１、２に示す温度及び時間で人工時効処理を施して供試材を得た。合金Ｎｏ．３は、押出後ファン空冷せず、自然放冷（冷却速度５０℃／ｍｉｎ未満）させ、室温まで冷却し、再結晶組織の粗大化を図った。

この供試材を用いて、金属組織を観察し、再結晶組織占有率、平均結晶粒径、機械的性質及び耐食性を評価する測定及び試験を行った。

（再結晶組織占有率、平均結晶粒径）
供試体から観察用の試験片（長さ２０ｍｍ、厚さ２ｍｍ）を採取し、その押出方向に平行な断面を鏡面研磨した後、エッチングを施し、その断面組織を金属顕微鏡で観察した。
さらに、本発明例の試験片を用いて、押出方向に平行な断面の部分を測定対象にして、再結晶組織の占有率を測定した。当該占有率は、試験片の断面の縦方向に渡って厚さ全体を金属顕微鏡により撮影した観察画像又は写真上で、再結晶組織の占める厚さを測定し、その再結晶領域の厚さを全試料厚さに占める割合により再結晶組織の占有率（％）を算出した。当該試験片は、断面の上下の各表面から再結晶組織が形成されており、それぞれの再結晶組織の厚みをΔｔ１、Δｔ２として測定し、（Δｔ１＋Δｔ２）／板厚により再結晶組織の占有率を算出した。
次いで、当該試験片における平均結晶粒径（μｍ）を測定した。平均結晶粒径（μｍ）は、ＪＩＳＨ０５０１に規定される切断法に準拠して、算出した。切断法は、結晶粒の観察画像又は写真上で、所定領域内において直線を引き、当該直線の長さと当該直線によって切られる結晶粒数を基にして、切られた長さの平均値を算出し、平均結晶粒径とする方法である。

（引張試験）
供試体からＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ幅×５０ｍｍ長さ）を採取し、室温大気中で、引張り速度５ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、耐力（ＭＰａ）及び伸び（％）を測定した。試験片の引張方向が押出方向となるように試験片を採取した。

（曲げ試験）
ＪＩＳＺ２２４８に準拠して、供試材から長さ１００ｍｍ、幅５０ｍｍ、厚さ試料の元厚さのまま（２．０ｍｍ）の板状の３号試験片を採取し、押曲げ法により曲げ試験を行った。試験片下面を長さ方向の２点で円筒状の支え具により支持し、２点間の中央付近で試験片上面に押金具を接触させ、荷重を加えつつ試験片を曲げた。試験片の湾曲部の外側を肉眼で観察し、裂け傷及びその他の欠陥が発生した時の曲げ角度である曲げ限界ひずみ（％）を測定した。
曲げ試験の模式図を図４に示す。本曲げ試験は、曲率Ｒのポンチ、板厚ｔの試験片に対して、直径３０ｍｍの支え具を間隔Ｌ＝２Ｒ＋２ｔ（許容誤差±０．２ｍｍ）で配置した。試験片の上からポンチを密着させて、ポンチ平行部が支え具の間を通るまで押し曲げを行った。試験片の屈曲部に損傷等を生じないで１８０°押し曲げることができるまで、ポンチの曲率Ｒを変えながら試験を実施した。１８０°押曲げの密着曲げができる最小のＲが、曲げ限界であり、その曲げ限界ひずみ（ε）は、ε（％）＝ｔ／（２Ｒ＋ｔ）×１００により算出された。なお、本曲げ試験では、曲げ限界ひずみが最大５８％までのポンチを使用した。

（耐食性試験）
耐食性は、ＪＡＳＯ Ｍ６０９−１ ＣＣＴ複合サイクルの試験によって評価した。１サイクルは、試験片に対して、（１）塩水噴霧（３５℃、湿度９０％、５％ＮａＣｌ）を２時間行い、次いで、（２）乾燥（６０℃、湿度３０％）を４時間行い、次いで、（３）湿潤（５０℃、湿度９５％）を２時間行うことからなる。この（１）〜（３）の９０サイクル（約３０日間）で実施した後、試験片をリン酸クロム酸水溶液で１０分間煮沸し、腐食性生物を除去した。その後、試験片の断面を観察した。腐食深さが１００μｍ以下の場合は、良好であり、腐食深さが１００μｍを超えた場合は、不良であると評価した。

試験結果を表３、表４に示す。

（組織）
表３、表４おいて、再結晶組織を「ＲＣ」で表示し、繊維状組織を「Ｆ」で表示した。本発明例の合金材は、表１に示すように、いずれも主たる金属組織が再結晶組織であった。例えば、図１（ａ）に示すように、参考例の合金Ｎｏ．１は、再結晶により形成された微細組織を呈していた。
比較例の合金Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．３４は、本発明例の合金よりも多い０．１６ｗｔ％Ｚｒを含有するので、再結晶化が抑制されて繊維状組織を形成した。例えば、図２（ａ）に示すように、比較例の合金Ｎｏ．２５は、従来材と同様に、押出方向に伸びた繊維状組織を呈していた。また、比較例の合金Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．４２は、Ｚｒ含有量が本発明例と同程度の０．０５ｗｔ％であることから、本発明例と同じように再結晶組織が形成された。ただ、他の成分の含有量が本発明例の範囲を外れるので、後記するように所定の機械的特性が得られなかった。

（再結晶組織占有率）
表３に示すように、本発明例の合金Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．２４、参考例の合金Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６は、再結晶組織が面積率９０％以上を占めており、金属組織のほぼ全体が再結晶組織で形成されていた。繊維状組織は、ほとんど存在しない、あるいは内部に局所的に存在するだけであった。
アルミニウム合金押出材は、押出金型と接触する表面部で再結晶が進行しやすい。本発明例は、表面層及び内部が再結晶組織からなるが、押出加工による表面の肌荒れは生じていなかった。

（平均結晶粒径）
表３に示すように、本発明例の再結晶組織は、合金Ｎｏ．３を除き、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、微細組織を呈していた。結晶粒の粗大化が生じていなかった。

（引張強さ、耐力）
表３、表４に示すように、本発明例の合金Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．２４、参考例の合金Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６は、３４０ＭＰａを超える引張強度と３００ＭＰａを超える耐力を有しており、繊維状組織からなる比較例の合金Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．３４と比べて遜色がなかった。機械部材に必要な強度を備えているので、実用材料として使用できる。平均結晶粒径の大きい合金Ｎｏ．３も、他の平均結晶粒径の小さい本発明例の押出材より、機械的強度がやや劣るものの、機械部材に必要な強度を備えている。

（曲げ限界ひずみ）
表３、表４に示すように、再結晶組織からなる本発明例の合金Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．２４、参考例の合金Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６は、３０％以上の高い曲げ限界ひずみを示した。それに対し、繊維状組織からなる比較例の合金Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．３４は、曲げ限界ひずみが３０％を下回っていた。本発明例は、比較例と比べて曲げ限界ひずみが向上しており、優れた曲げ性を有していた。本発明例の合金Ｎｏ．３は、粒径が７２０μｍであり、他の本発明例と比べて結晶粒が大きいため、曲げ限界ひずみが小さいが、比較例を上回っている。図１（ｂ）に示すように、本発明例の合金材は、曲げ試験を行っても屈曲部に割れが生じていなかった。そのため、図３（ａ）に示すように試験片を大きく曲げることができた。
このように、本発明例は、大きな角度で曲げ加工を施すことができるので、押出材を種々の形状に成形可能である。押出加工によって最終形状に近い形状まで成形しなくてもよく、金型、加工条件等に選択余地が広がるので、生産コストを低減できる。さらに、本発明例の合金を使用した製品は、不測の事態により過度な曲げ応力が負荷されても破断しにくいので、使用者の安全を確保できる。

（耐食性）
表３、表４において、耐食性が良好な場合を「○」、不良の場合を「×」で表示した。表３に示すように、本発明例の合金は、いずれも耐食性が良好であった。

（比較例）
表４に示すように、比較例の合金Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．３４は、その主たる金属組織が繊維状組織から構成されているため、本発明例の合金と比べて曲げ限界ひずみが小さかった。図２（ｂ）に示すように、曲げ限界ひずみが小さい比較例の合金材は、屈曲部に割れが生じていた。そのため、試験片を大きく曲げることができず、図３（ｂ）に示すように試験片は分断した。このように、比較例の合金材は、本発明例と比べて曲げ性および耐割れ性に劣っていた。
比較例の合金Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．４２は、その主たる金属組織が再結晶組織から構成されていた。しかし、本発明例の合金組成の範囲を外れているため、耐力、曲げ限界ひずみ、または耐食性において、本発明例よりも劣っていた。合金Ｎｏ．３５は、Ｓｉ含有量が多く、合金Ｎｏ．３６は、Ｆｅ含有量が多いため、粗大な晶出物が形成されやすく、耐力が本発明例よりも低かった。合金Ｎｏ．３７は、Ｃｕ含有量が少ないため、耐力が低かった。合金Ｎｏ．３８は、Ｃｕ含有量が多いため、耐食性が不良であった。合金Ｎｏ．３９は、Ｍｇ含有量が少ないため、耐力が低かった。合金Ｎｏ．４０は、Ｍｇ含有量が多いため、耐食性が不良であった。合金Ｎｏ．４１は、Ｚｎ含有量が少ないため、耐力が低かった。合金Ｎｏ．４２は、Ｚｎ含有量が多いため、曲げ限界ひずみが低く、耐食性が不良であった。

＜実施例２＞
表１における本発明例の合金Ｎｏ．８と同じ合金組成の溶湯を用いて、実施例１と同様の手順により、ビレットを製造した。得られたビレットに、４８０℃で４時間保持した後、ファン空冷して均質化処理を行った。その後、表５に示す押出速度及び押出温度で、実施例１と同様の手順により熱間押出を行い、ファン空冷で室温まで冷却して、平板形状（幅１００ｍｍ、厚さ２ｍｍ）の押出材を得た。この押出材を長さ４５００ｍｍに切断した後、表５に示す温度及び時間で人工時効処理を施して供試材として、合金Ｎｏ．４３〜Ｎｏ．４６を得た。そして、実施例１と同様の手順により、金属組織、平均結晶粒径、引張り強さ、耐力、伸び、および曲げ限界ひずみ、耐食性に関する試験および測定を行った。その結果を表５に示す。

表１に示すように、本発明例の合金Ｎｏ．８は、ビレット温度５００℃、押出速度６ｍ／ｍｉｎで押出を行い、１６０℃で１０ｈｒの時効処理を行ったものである。再結晶組織からなり、耐力、限界曲げひずみが大きく、良好な曲げ性を有していた。
それに対し、表５に示すように、合金Ｎｏ．４３は、ビレット温度が高く、押出速度が遅いため、製品の表層が粗大化される一方で、製品内部が繊維状組織であるため、曲げ限界ひずみが３０％を下回り、曲げ性が劣化した。合金Ｎｏ．４４は、押出速度が速すぎたため、摩擦熱による局部溶融が生じて、押出品の表層に微細割れが発生した。合金Ｎｏ．４５は、ビレット温度が低すぎたため、押出変形抵抗が高くなり押出加工が極めて困難であった。合金Ｎｏ．４６は、ビレット温度が高いため、局部溶融が生じて押出品の表層に微細割れが発生した。合金Ｎｏ．４４〜Ｎｏ．４６は、いずれも押出品として不適であったので、時効処理および評価試験を実施しなかった。
以上の結果によると、本発明の製造方法における押出加工および熱処理条件を用いることにより、再結晶組織が形成されて良好な曲げ性を有する高耐力アルミニウム合金を製造することができる。

Claims (7)

1. Ｚｎ：５．０〜７．０質量％、Ｍｇ：０．５〜１．５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｆｅ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．４質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１２質量％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｍｎ：０．０５〜０．２質量％の１種以上を含有する、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金の押出材であって、金属組織の９０％以上が再結晶組織であることを特徴とする曲げ性および耐割れ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材。
2. 前記アルミニウム合金が、Ｚｒ：０．０５〜０．０８質量％、Ｂ：０．００３〜０．１質量％の１種または２種以上を含有する、請求項１記載の高耐力アルミニウム合金押出材。
3. 前記再結晶組織の平均結晶粒径が５００μｍ以下である、請求項１または２に記載された高耐力アルミニウム合金押出材。
4. 曲げ加工が施された請求項１〜３のいずれか１項に記載された高耐力アルミニウム合金押出材。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載された高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法であって、
   前記アルミニウム合金のビレットを、４５０〜５６０℃で、１〜１６ｈｒ加熱保持した後、常温まで冷却して、均質化処理を行う工程、
   前記ビレットを、４００〜５７０℃に加熱し、押出速度２〜５０ｍ／ｍｉｎで押出加工を行い、押出材を得る工程、
   前記押出材を、１１０〜２００℃に加熱し、４〜２４ｈｒ保持して、時効処理を行う工程、
   を含むことを特徴とする曲げ性および耐割れ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載された高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法であって、
   前記アルミニウム合金のビレットを、４５０〜５６０℃で、１〜１６ｈｒ加熱保持した後、常温まで冷却して、均質化処理を行う工程、
   前記ビレットを、４００〜５７０℃に加熱し、押出速度２〜５０ｍ／ｍｉｎで押出加工を行い、押出材を得る工程、
   前記押出材を、１段目で９０〜１２０℃に加熱し、予備時効を行い、その後、２段目で前記１段目の保持温度よりも高温の１１０〜２００℃に加熱し、時効処理を行い、前記１段目の保持時間と前記２段目の保持時間との合計が４〜２４ｈｒである工程、
   を含むことを特徴とする曲げ性および耐割れ性に優れた高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法。
7. さらに、前記時効処理が施された押出材に曲げ加工を施す工程を含む、請求項５または６に記載された高耐力アルミニウム合金押出材の製造方法。