JP6954722B2 - アルミニウム合金材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金材及びその製造方法に関する。

従来、高強度を示すアルミニウム合金としては、ＡｌにＺｎ及びＭｇを添加した７０００系アルミニウム合金が知られている。７０００系アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の微細な析出物が時効析出するために高い強度を示す。また、７０００系アルミニウム合金の中でも、Ｚｎ及びＭｇに加えてＣｕを添加したものは、アルミニウム合金の中で最も高い強度を示す。

７０００系アルミニウム合金は、例えば、熱間押出加工等により製造され、高強度を要求される航空機、車両等の輸送機器、機械部品等に加え、スポーツ用品等の用途に使用される。これらの用途で使用される場合に要求される特性は、強度以外に、衝撃吸収性（靱性）、耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性という。ＳＣＣ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）等がある。７０００系アルミニウム合金の例として、例えば、特許文献１に記載のアルミニウム合金押出材が提案されている。

特開２００７−１１９９０４号公報

しかしながら、７０００系アルミニウム合金では、高強度を達成するためにＺｎやＭｇの添加量を増加させると、強度向上の効果が得られる一方で、押出性等の加工性が低下するという問題がある。

さらに、上記用途では、上記各種特性に加えて良好な外観特性が必要となり、表面の質感、見た目等の表面品質が重要視される。一般的な７０００系アルミニウム合金では、表面傷を防止する目的で陽極酸化処理等の表面処理を行う場合、粒界上に析出した化合物が前処理時に優先的にエッチングされ、表面処理後の表面に筋状模様等が発生するという表面品質の問題がある。特に、より高い強度を得るために金属組織を繊維状とする場合、粒界上に析出した化合物が繊維状の金属組織に沿って配置されるため、この筋状模様が顕著となり、良好な表面品質を得ることが困難となる。

上述した表面品質の課題、例えば筋状模様の発生を解決する手法として、金属組織を繊維状ではなく等粒状の再結晶組織とすることが挙げられる。再結晶組織とすることにより、粒界上に析出した化合物が直線状に配置されることを抑制でき、筋状模様の発生を低減できる。ところが、７０００系アルミニウム合金は、再結晶組織とすることで繊維状組織と比べて強度が低下し、靱性や耐ＳＣＣ性も低下する場合があることが知られている。さらに、再結晶組織とすることにより、筋状模様の発生を低減できるものの鱗状模様が目立つようになる。このように、従来は、高強度や高靱性に加えて耐ＳＣＣ性、さらに表面品質等の特性が必要となる用途において、７０００系アルミニウム合金を用いることが困難であった。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたもので、表面品質、靱性、耐ＳＣＣ性に優れた、高強度のアルミニウム合金材及びその製造方法を提供する。

本発明の一の態様であるアルミニウム合金材は、Ｚｎ：６．５％（質量％、以下同様）超え８．５％以下、Ｍｇ：０．５％以上１．５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下であり、金属組織が等粒状の再結晶組織よりなる。

上記アルミニウム合金材は、上記特定の化学成分を有し、金属組織が等粒状の再結晶組織よりなる。そのため、金属組織が繊維状組織である場合に比べて、陽極酸化処理等の表面処理後における表面品質の低下を抑制できる。特に、Ｍｇの含有量の上限を規制することにより、高強度を確保しながら、粒界上への化合物の析出が抑制されるため、陽極酸化処理等の表面処理後において、再結晶組織に起因する表面の鱗状模様の発生を抑制できる。また、Ｃｕの含有量の上限を規制することにより、表面処理によって表面の色調が黄色味を帯びることを抑制できる。このようなことから、良好な表面品質を得ることができる。さらに、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を上記特定の範囲とすることにより、高強度を確保しながら、靱性及び耐ＳＣＣ性を向上させることができる。

本発明の他の態様であるアルミニウム合金材の製造方法は、金属組織が等粒状の再結晶組織よりなるアルミニウム合金材の製造方法であって、Ｚｎ：６．５％（質量％、以下同様）超え８．５％以下、Ｍｇ：０．５％以上１．５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下である鋳塊を作製し、該鋳塊を５４０℃超え５８０℃以下の温度で１時間以上２４時間以下加熱する均質化処理を行う。

上記アルミニウム合金材の製造方法は、その製造過程において、上記特定の化学成分を有し、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を上記特定の範囲とする鋳塊を作製する。そして、その鋳塊を上記特定の条件で均質化処理する。特に、均質化処理での加熱温度を５４０℃超え５８０℃以下の高温とすることにより、上述したアルミニウム合金材、すなわち金属組織が等粒状の再結晶組織よりなり、表面品質、靱性、耐ＳＣＣ性に優れた、高強度のアルミニウム合金材を容易に得ることができる。

曲げ試験方法を示す説明図である。 金属組織観察方法を示す説明図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施しうることはいうまでもない。

上記アルミニウム合金材は、Ｚｎ：６．５％超え８．５％以下、Ｍｇ：０．５％以上１．５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する。以下、アルミニウム合金材の各成分組成について詳細に説明する。

Ｚｎ：
Ｚｎは、Ｍｇと共存してη’相を析出し、強度を向上させる効果がある。Ｚｎ含有量の範囲は、６．５％超え８．５％以下である。Ｚｎ含有量が６．５％以下の場合には、η’相の析出量が少なくなるため、強度向上の効果が小さくなる。一方、Ｚｎ含有量が８．５％を超える場合には、熱間加工性が低下するため、生産性が低下する。Ｚｎ含有量の好ましい範囲は、７．０％以上８．０％以下である。

Ｍｇ：
Ｍｇは、Ｚｎと共存してη’相を析出し、強度を向上させる効果がある。Ｍｇ含有量の範囲は、０．５％以上１．５％以下である。特に、Ｍｇ含有量の上限を１．５％以下に規制することにより、強度向上の効果を得ながら、粒界（結晶粒界、亜粒界等）上への化合物の析出を抑制できる。そのため、陽極酸化処理等の表面処理の際に、粒界上に析出した化合物が前処理時にエッチングされる量を低減し、表面処理後における表面の鱗状模様の発生を抑制できる。

Ｍｇ含有量が０．５％未満の場合には、η’相の析出量が少なくなるため、強度向上の効果が小さくなる。一方、Ｍｇ含有量が１．５％を超える場合には、粒界上に粗大な化合物が生成しやすくなり、その化合物が陽極酸化処理等の表面処理の前処理時にエッチングされる量が増加するため、表面処理後の表面に鱗状模様が発生し、表面品質が低下する。良好な表面品質とし、かつより高い強度を得るため、Ｍｇ含有量は、１．０％以上１．３％以下であることが好ましい。

Ｃｕ：
Ｃｕは、アルミニウム合金材の原料としてリサイクル材を使用する場合に混入する可能性がある。７０００系アルミニウム合金において、Ｃｕの含有は強度向上に寄与する一方、陽極酸化処理等の表面処理によって表面の色調が黄色味を帯びるといった色調変化等、表面品質が低下する原因となり得る。したがって、特に表面処理後の表面の色調が重要視される場合、Ｃｕ含有量の上限を規制する必要がある。そこで、Ｃｕ含有量の上限を０．１０％以下に規制することにより、上述した表面品質の低下を抑制できる。Ｃｕ含有量は、０．０８％以下であることが好ましい。

Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ：
Ｆｅ、Ｓｉは、アルミニウム地金の不純物として混入する。Ｍｎ、Ｃｒは、アルミニウム合金材の原料としてリサイクル材を使用する場合に混入する可能性がある。上記４成分のうち、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎは、Ａｌとの間にＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成することにより、再結晶化を抑制する作用を有する。また、Ｃｒは、Ａｌとの間にＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物を形成することにより、再結晶化を抑制する作用を有する。そのため、上記４成分の含有により、再結晶組織の形成が抑制され、その代わりに繊維状組織が形成される。

つまり、上記４成分が過度に含有されると繊維状組織が形成され、これと化合物サイズ、分布が相まって陽極酸化処理等の表面処理後の表面に筋状模様が発生し、表面品質が低下する。したがって、Ｆｅ含有量を０．３０％以下、Ｓｉ含有量を０．３０％以下、Ｍｎ含有量を０．０５％未満、Ｃｒ含有量を０．０５％未満に規制することにより、繊維状組織となることを抑制し、上述したような表面品質の低下、具体的には筋状模様の発生を抑制できる。

Ｚｒ：
Ｚｒは、微細かつ均一な再結晶組織を得るために添加される。Ｚｒ含有量は、０．０５％以上０．１０％以下である。ＺｒはＡｌとの間に微細なＡｌ−Ｚｒ系化合物を形成する。このＡｌ−Ｚｒ系化合物は、アルミニウム合金材の製造過程において、鋳塊の均質化処理の温度によって結晶構造が変化する。均質化処理の温度が５４０℃以下の場合には、母相と整合なＬ１_２型構造を有する準安定相が生成し、熱間加工後の組織において再結晶を抑制して繊維状組織となりやすい。一方、５４０℃超え５８０℃以下の温度で均質化処理を行うことで、Ａｌ−Ｚｒ系化合物は、Ｄ０_２３型構造を有する平衡相に変化し、熱間加工後に繊維状組織ではなく等粒状の再結晶組織になると共に、結晶粒界の移動を妨げることで再結晶粒の粗大化を抑制する。

Ｚｒ含有量が０．０５％未満の場合には、再結晶粒の粗大化を抑制する効果が得られにくく、再結晶粒が部分的に粗大化した不均一な金属組織となり、陽極酸化処理等の表面処理後の表面に斑状模様が視認される等、表面品質が低下する。一方、Ｚｒ含有量が０．１０％を超える場合には、Ａｌ−Ｚｒ系化合物がより密に分布するため、再結晶を抑制して繊維状組織が形成され、これが原因となって表面処理後の表面に筋状模様が発生し、表面品質が低下する。

Ｔｉ：
Ｔｉは、鋳塊結晶粒の微細化を図るために添加する。Ｔｉ含有量の範囲は、０．００１％以上０．０５％以下とする。Ｔｉ含有量が０．００１％未満の場合には、結晶粒微細化効果が小さくなるため、陽極酸化処理等の表面処理後の表面に斑状模様が発生しやすくなり、表面品質が低下する。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超える場合には、Ａｌとの間に形成されるＡｌ−Ｔｉ系の金属間化合物等が原因となって表面処理後の表面に点状欠陥が発生しやすくなり、表面品質が低下する。

その他の元素：
上記元素の他は、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物とすればよいが、通常、アルミニウム合金に添加される上記元素以外の元素も、特性に大きな影響を与えない範囲内で許容される。

上記アルミニウム合金材は、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下である。上述したとおり、一般的に７０００系アルミニウム合金では、ＺｎやＭｇを添加することでより高い強度が得られる。しかしながら、Ｚｎは多量添加によって熱間加工性を低下させ、Ｍｇは多量添加によって粗大な化合物の生成を促進して表面処理性や靱性を低下させる。また、一般的な７０００系合金では、再結晶組織とすることで耐ＳＣＣ性が低下することが知られている。本発明では、Ｚｎ及びＭｇの含有量の上限を規制し、さらに質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を上記特定の範囲とすることにより、以下の特性が得られる。

具体的には、Ｚｎ及びＭｇの含有量の上限を規制することにより、ＭｇＺｎ_２化合物の生成量の絶対値を小さくする。さらに、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を１６以下とする、すなわちＭｇ含有量を相対的に少なくすることに加え、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を１６以下に規制することにより、ＭｇＺｎ_２化合物が粗大に成長することを抑制し、微細な化合物とすることで靭性を向上させることができる。

また、耐ＳＣＣ性については、一般的に７０００系アルミニウム合金では粒界に析出したＭｇＺｎ_２化合物に対し粒界近傍の母相の電位が貴になるため、この電位差により応力腐食環境下において局部的に陽極溶解が起き、粒界近傍に割れ目ができる。その結果、応力が集中し、割れが発生・進展するとされている。本発明においては、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を５以上とする、すなわち母相中に固溶したＺｎ量を相対的に多くすることに加え、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を５以上に規制することにより、粒界に存在するＭｇＺｎ_２化合物との電位差を緩和し、再結晶組織であっても耐ＳＣＣ性を向上させることができる。

このように、本発明では、Ｚｎ及びＭｇの含有量の上限を規制し、さらに質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）を５以上１６以下とすることにより、良好な表面品質であって、かつ、靱性や耐ＳＣＣ性に優れた、高強度のアルミニウム合金材が得られる。

上述したＺｎ及びＭｇの含有量の範囲において、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５未満の場合には、ＺｎとＭｇとの化合物を減少・微細化する効果が小さくなり、靱性向上の効果が十分に得られなくなる。一方、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が１６を超える場合には、Ｚｎ含有量が多くなるため粒界近傍での陽極溶解が起こりやすくなり、耐ＳＣＣ性が低下する。質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）の好ましい範囲は、７以上１６以下である。

上記アルミニウム合金材は、金属組織が等粒状の再結晶組織よりなる。再結晶組織とは、等粒状の再結晶粒により構成される金属組織である。金属組織は、例えば、アルミニウム合金材の表面又は断面を偏光顕微鏡で観察することにより確認できる。

上記アルミニウム合金材において、再結晶組織は、加工方向を直交する方向に平行な断面における結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、かつ、結晶粒の粒径の最大値と最小値との差が３００μｍ未満であってもよい。この場合には、再結晶組織の結晶粒の粒径がより均一となり、良好な表面品質が得られる。なお、加工方向における「加工」とは、押出加工、圧延加工等である。また、「加工方向に直交する方向に平行な断面」とは、例えば、加工方向を長さ方向としたときの幅方向に平行な断面（厚さ方向に直交する断面）をいう。

再結晶組織における結晶粒の平均粒径が５００μｍを超える場合には、結晶粒が過度に粗大となり、陽極酸化処理等の表面処理後の表面に粗大な結晶粒に起因する斑状模様が生じるおそれがある。また、結晶粒の粒径の最大値と最小値との差が３００μｍ以上の場合には、金属組織が不均一となり、表面処理後の表面において光の反射状況が不均一となるおそれがある。

上記アルミニウム合金材は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に規定される耐力が３００ＭＰａ以上であることが好ましく、３５０ＭＰａ以上であることがより好ましい。これにより、軽量化のための薄肉化に対応可能な強度特性を比較的容易に得ることができる。

次に、上記アルミニウム合金材の製造方法においては、上記化学成分を有し、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下である鋳塊を作製し、その鋳塊を５４０℃超え５８０℃以下の温度で１時間以上２４時間以下加熱する均質化処理を行う。

上記均質化処理の加熱温度が５４０℃以下の場合には、鋳塊中に存在するＡｌ−Ｚｒ系化合物が母相と整合なＬ１_２型構造を有する準安定相となり、熱間加工後の組織において再結晶を抑制して繊維状組織となりやすい。これが原因となって陽極酸化処理等の表面処理後の表面に筋状模様が発生し、表面品質が低下する。また、鋳塊中の偏析層が均質化されず、熱間加工後の組織が不均一な再結晶組織となり、同様に最終的な表面品質が低下する。一方、上記均質化処理の加熱温度が５８０℃より高い場合には、鋳塊が局部的に溶融するおそれがあるため、実質的な製造が困難となる。

したがって、上記均質化処理の加熱温度は、５４０℃超え５８０℃以下とする。これにより、鋳塊中に存在するＡｌ−Ｚｒ系化合物は、Ｄ０_２３型構造を有する平衡相に変化し、熱間加工後に繊維状組織ではなく等粒状の再結晶組織になると共に、結晶粒界の移動を妨げることで再結晶粒の粗大化を抑制する。

また、上記均質化処理の加熱時間が１時間未満の場合には、鋳塊中の偏析層が均質化されず、熱間加工後の組織が不均一な再結晶組織となり、上記と同様に最終的な表面品質が低下する。一方、上記均質化処理の加熱時間が２４時間を超えると、鋳塊中の偏析層の均質化が十分なされた状態になるため、それ以上の効果を見込むことができない。したがって、上記均質化処理の加熱時間は、１時間以上２４時間以下とする。

上記アルミニウム合金材には、例えば、アルミニウム合金からなる押出材、板材等が含まれる。本発明は、各種のアルミニウム合金材及びその製造方法に適用することができる。

（実施例１）
上記アルミニウム合金材における実施例について、比較例と対比しながら、表１及び表２を用いて説明する。以下に示す実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されるものではない。

本例では、表１に示すように、アルミニウム合金材の化学成分が異なる複数の試料（実施例：試料１〜試料２３、比較例：試料２４〜試料３８）を同一の製造条件で作製し、各試料について各種評価を行った。以下、試料の作製方法、各種評価方法について説明する。

＜試料の作製方法＞
半連続鋳造により、表１に示す化学成分を有する直径９０ｍｍの円柱状の鋳塊（ビレット）を鋳造する。そして、鋳塊を５６０℃の温度で１２時間加熱する均質化処理を行う。なお、均質化処理の加熱温度は、５４０℃超え５８０℃以下とすることができる。その後、鋳塊の温度が５２０℃の状態で、鋳塊を熱間押出加工する。これにより、幅１５０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの押出材を得る。

次いで、熱間押出加工後の押出材を１５００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却する急冷処理を行う。そして、急冷処理を行った押出材の温度を室温まで冷却し、１４０℃の温度で１２時間加熱する人工時効処理を行う。これにより、アルミニウム合金材（押出材）の試料を得る。

＜機械的特性評価方法＞
ＪＩＳ Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に準拠する方法により、試料から試験片を作製し、その試験片の引張強さ、耐力及び伸びを測定する。耐力が３００ＭＰａ以上であるものを合格と判定する。なお、耐力の判定基準はあくまでも一例である。

また、曲げ試験については、図１に示すように、試料の幅方向中央部分から厚さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ１２０ｍｍの試験片１０を作製し、三点曲げ試験によりその試験片１０の曲げ変形量Δを測定する。具体的には、土台１１及び２つの支点１２を有する治具を準備し、２つの支点１２上に試験片１０を静置する。このとき２つの支点１２を試験片１０の両端からそれぞれ１０ｍｍの位置に配置し、支点間距離を１００ｍｍとする。そして、試料の幅方向に直交する方向で、下向きの荷重を１０ｍｍ×１０ｍｍ四方のアンビル１３により負荷する。ここでは、４０００ｋｇｆの荷重を１０秒間加えた後の曲げ変形量Δが４ｍｍを超えたものを不合格「×」、４ｍｍ以下であるものを合格「○」と判定し、さらに２ｍｍ以下であるものをより好ましい結果「◎」と判定する。

＜靱性評価方法＞
ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠する方法により、シャルピー衝撃試験を行う。具体的には、厚さ７．５ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍの試験片を作製する。試験片は、その長手方向が押出方向に平行であり、かつ、押出方向に直交するように形成された深さ２ｍｍのＵノッチを有する。そして、試験片に対してシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定する。衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であるものを合格と判定する。なお、衝撃値の判定基準はあくまでも一例である。

＜耐ＳＣＣ性評価方法＞
ＪＩＳ Ｚ８７１１に準拠する方法により、ＳＣＣ試験を行う。具体的には、Ｃリング形状（外径１９ｍｍ、内径１６ｍｍ、厚さ８ｍｍ）の試験片を作製する。そして、応力集中部における引張応力の負荷方向が押出方向と一致するように、試験片に対して耐力の９０％の応力を負荷し、その状態で２５℃の温度環境の下、３．５％塩水へ１０分間浸漬し、その後に５０分間乾燥させるという工程を１サイクルとして繰り返し行う。３０日後、試験片に割れが発生していないか目視で確認する。試験片に割れが発生していない場合は合格と判定する。

＜金属組織観察方法＞
試料について、加工方向（ここでは押出方向）を長さ方向とした場合の幅方向に平行な断面であり、かつ幅方向中央付近部分の組織観察を行う。図２に示すように、試料である押出材２０を切り出して、厚さ中央位置断面及び上下の厚さ１／４位置断面の計３つの断面について、電解研磨した後、倍率５０〜１００倍の偏光顕微鏡により、各断面の顕微鏡像（例えば図２下段に示す写真）を取得する。そして、取得した顕微鏡像から金属組織が等粒状の再結晶組織であるかを確認する。観察方向は、図２に示すように、試料の厚さ方向である。

さらに、金属組織が等粒状の再結晶組織である試料については、取得した顕微鏡像に対し画像解析を行い、各断面の結晶粒の円相当径を求め、各断面それぞれについて結晶粒の平均粒径を算出する。また、各断面それぞれについて結晶粒の最大径及び最小径を求め、その最大径及び最小径のうち、最も大きいものを最大値、最も小さいものを最小値とし、結晶粒の粒径の最大値と最小値との差（粒径差）を算出する。各断面の結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、観察した全ての断面における結晶粒の粒径の最大値と最小値との差（粒径差）が３００μｍ未満であるものを好ましい結果と判定する。

＜表面品質評価方法＞
試料の表面を機械的研磨（バフ研磨）した後、水酸化ナトリウム水溶液によりエッチングを行い、さらにデスマット処理を行う。そして、デスマット処理後の試料をリン酸−硝酸法を用いて９０℃の温度で１分間の化学研磨を行う。

次いで、化学研磨後の試料を１５％硫酸浴下において、１５０Ａ／ｍ^２の電流密度で陽極酸化処理を行い、厚さ１０μｍの陽極酸化被膜を形成する。その後、陽極酸化処理後の試料を沸騰水に浸漬し、陽極酸化被膜の封孔処理を行う。以上により、試料に対して表面処理（陽極酸化処理）を行う。

次いで、表面処理（陽極酸化処理）後の試料の表面を目視により観察する。まず、試料表面に対して垂直方向から観察し、試料の表面に鱗状模様、筋状模様、斑状模様、点状欠陥等の表面欠陥が現れていないものを合格と判定する。さらに、試料表面から３０°方向より観察し、試料表面における光の反射状況が均一であるものをより好ましい結果と判定する。

上記表面欠陥において、鱗状模様とは、金属組織が等粒状の再結晶組織である場合に、表面処理の前処理時において、粒界上に析出した化合物がエッチングされた結果、粒界に沿って鱗状に見える模様（結晶粒がより顕著に見える模様）である。筋状模様とは、金属組織が繊維状組織である場合に、表面処理の前処理時において、粒界上に析出した化合物がエッチングされた結果、粒界に沿って筋状に見える模様である。斑状模様とは、結晶粒サイズが異なることで部分的に結晶粒が粗大、微細となり、大小の結晶粒が表面処理後にまだらに見える模様である。点状欠陥とは、粗大化合物がエッチングされることにより、粗大化合物が抜け落ちる等、化合物が存在していた箇所に凹状の窪みが形成され、これが表面処理後に点状に見える模様である。

上記のように作製した各試料の評価結果を表２に示す。なお、各評価結果において、合格と判定されなかったもの（不合格と判定されたもの）等については、表２中の評価結果に下線を付して示した。

表２からわかるように、試料１〜試料２２は、金属組織が等粒状の再結晶組織であり、機械的特性（耐力、曲げ試験）、靱性（衝撃値）、耐ＳＣＣ性（応力腐食割れ）、金属組織観察（金属組織、平均粒径、粒径差）、表面品質（表面処理後の欠陥、光の反射状況）の全ての評価項目で合格又は好ましい結果となった。すなわち、強度、靱性、表面品質共に優れた特性を示し、さらに耐ＳＣＣ性についても優れた特性を示した。

また、試料２３は、表面処理後の欠陥は認められなかったが、結晶粒の粒径差（最大値と最小値との差）がわずかに大きいため、光の反射状況において一部不均一となったが、表面品質に問題ない程度であった。また、それ以外の評価項目は全て合格又は好ましい結果となった。すなわち、強度、靱性、表面品質共に優れた特性を示し、さらに耐ＳＣＣ性についても優れた特性を示した。

試料２４は、Ｚｎ含有量が低すぎるため、強度向上効果が十分に得られず、耐力が不合格であった。一方、試料２５は、Ｚｎ含有量が高すぎるため、熱間加工性が悪く、実質的な設備では熱間押出加工が困難であった。

試料２６は、Ｍｇ含有量が低すぎるため、強度向上効果が十分に得られず、耐力が不合格であった。一方、試料２７は、Ｍｇ含有量が高すぎるため、粒界上に粗大な化合物が存在し、陽極酸化処理後の表面に鱗状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

試料２８は、Ｃｕ含有量が高すぎるため、陽極酸化処理後の表面の色調が黄色を帯び、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。
試料２９は、Ｚｒ含有量が低すぎるため、粗大で不均一な再結晶組織となって陽極酸化処理後の表面に斑状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。一方、試料３０は、Ｚｒ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成され、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

試料３１は、Ｓｉ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成され、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。
試料３２は、Ｆｅ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成され、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

試料３３は、Ｍｎ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成され、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。
試料３４は、Ｃｒ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成され、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

試料３５は、Ｔｉ含有量が低すぎるため、鋳塊組織が粗大となり、熱間押出加工後の金属組織が不均一となって陽極酸化処理後の表面に斑状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。一方、試料３６は、Ｔｉ含有量が高すぎるため、粗大な金属間化合物が生じて陽極酸化処理後の表面に点状欠陥が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

なお、表面処理後の欠陥が不合格であった試料２７、試料２９〜試料３６は、光の反射状況の項目において不均一となった。
試料３７は、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が低すぎるため、衝撃値が１５未満となり、衝撃値（靱性）が不合格であった。一方、試料３８は、質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が高すぎるため、耐ＳＣＣ性試験において応力腐食割れが発生し、応力腐食割れ（耐ＳＣＣ性）が不合格であった。

（実施例２）
上記アルミニウム合金材の製造方法における実施例について、比較例と対比しながら、表３及び表４を用いて説明する。以下に示す実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されるものではない。

本例では、表３に示すように、アルミニウム合金材を製造条件を変えて複数の試料（実施例：試料Ａ〜試料Ｈ、比較例：試料Ｉ〜試料Ｎ）を作製し、各試料について各種評価を行った。アルミニウム合金材の化学成分は、上述した実施例１の試料１０又は試料１１（表１参照）と同様とした。以下、試料の作製方法について説明する。なお、各種評価方法は、上述した実施例１と同様である。

＜試料の作製方法＞
半連続鋳造により、上述した実施例１の試料１０又は試料１１（表１参照）と同様の化学成分を有する直径９０ｍｍの円柱状の鋳塊（ビレット）を鋳造する。そして、鋳塊を表３に示す温度及び時間で加熱する均質化処理を行う。その後、鋳塊の温度が５２０℃の状態で、鋳塊を熱間押出加工する。これにより、幅１５０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの押出材を得る。

次いで、熱間押出加工後の押出材を１５００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却する急冷処理を行う。そして、急冷処理を行った押出材の温度を室温まで冷却し、１４０℃の温度で１２時間加熱する人工時効処理を行う。これにより、アルミニウム合金材（押出材）の試料を得る。

表４からわかるように、試料Ａ〜試料Ｈは、金属組織が等粒状の再結晶組織であり、機械的特性（耐力、曲げ試験）、靱性（衝撃値）、耐ＳＣＣ性（応力腐食割れ）、金属組織観察（金属組織、平均粒径、粒径差）、表面品質（表面処理後の欠陥、光の反射状況）の全ての評価項目で合格又は好ましい結果となった。すなわち、強度、靱性、表面品質共に優れた特性を示し、さらに耐ＳＣＣ性についても優れた特性を示した。

試料Ｉ及び試料Ｊは、均質化処理の温度が低すぎるため、Ｌ１_２型構造のＡｌ−Ｚｒ系化合物が存在し、繊維状組織が形成された。そのため、陽極酸化処理後の表面に筋状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

試料Ｋ及び試料Ｌは、均質化処理の温度が高すぎるため、局所融解が発生し、実質的な設備では熱間押出加工が困難であった。
試料Ｍ及び試料Ｎは、均質化処理の時間が短すぎるため、熱間押出加工後の金属組織が不均一となって陽極酸化処理後の表面に斑状模様が発生し、表面処理後の欠陥が認められ、不合格であった。

なお、上述した実施例１、２では、本発明のアルミニウム合金材の一実施態様として押出材を評価したが、例えば板材等の他の実施態様であっても、上述した実施例１、２と同様の結果が得られる。

１０…試験片
２０…試料

Claims (2)

1. Ｚｎ：６．５％（質量％、以下同様）超え８．５％以下、Ｍｇ：０．５％以上１．５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
   ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下であり、
   （ａ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が中央である第１断面、（ｂ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が、アルミニウム合金材の厚さの１／４だけ、前記中央から一方にずれた位置である第２断面、及び（ｃ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が、アルミニウム合金材の厚さの１／４だけ、前記中央から前記一方とは反対方向にずれた位置である第３断面において金属組織が等粒状の再結晶組織よりなり、
   前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面において金属組織が等粒状の再結晶組織よりなるとは、前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面のそれぞれにおいて結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、かつ、前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面における前記結晶粒の粒径の最大値と最小値との差が３００μｍ未満であることであるアルミニウム合金材。
2. （ａ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が中央である第１断面、（ｂ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が、アルミニウム合金材の厚さの１／４だけ、前記中央から一方にずれた位置である第２断面、及び（ｃ）厚さ方向に直交し、厚さ方向における位置が、アルミニウム合金材の厚さの１／４だけ、前記中央から前記一方とは反対方向にずれた位置である第３断面において金属組織が等粒状の再結晶組織よりなるアルミニウム合金材の製造方法であって、
   Ｚｎ：６．５％（質量％、以下同様）超え８．５％以下、Ｍｇ：０．５％以上１．５％
   以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＺｎとＭｇとの質量比（Ｚｎ／Ｍｇ）が５以上１６以下である鋳塊を作製し、
   該鋳塊を５４０℃超え５８０℃以下の温度で１時間以上２４時間以下加熱する均質化処理を行い、
   前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面において金属組織が等粒状の再結晶組織よりなるとは、前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面のそれぞれにおいて結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、かつ、前記第１断面、前記第２断面、及び前記第３断面における前記結晶粒の粒径の最大値と最小値との差が３００μｍ未満であることであるアルミニウム合金材の製造方法。

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