JP7119153B1 - 高強度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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- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
Abstract
【課題】高い強度と高い耐ＳＣＣ性を有する７０００系アルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｚｎ：７．５～９．２質量％、Ｍｇ：１．３～２．０質量％、Ｃｕ：０．１～０．７質量％、Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍであり、粒界析出物の平均粒子長が０．３～０．５μｍであり、４４０Ｎ／ｍｍ２以上の耐力を有するアルミニウム合金押出材。【選択図】図１
Description
本開示は、高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法に関する。
高強度の７０００系アルミニウム合金では、腐食環境下で継続的に引張応力が付与されている箇所において生じる割れ、すなわちＳＣＣ（応力腐食割れ）が問題となっている。ＳＣＣは、一旦クラックが生じるとその進展が早く、短時間で破断に至ることから、強く忌避されている。ＳＣＣは一般に高強度材であるほど生じやすい。ＳＣＣの問題がネックとなって、７０００系アルミニウム合金の採用が見送られることもある。
このため、従来から耐ＳＣＣ性向上の取り組みが行われてきた。
特許文献１には、質量％で表したＺｎ含有量を［Ｚｎ］、同Ｍｇ含有量を［Ｍｇ］としたとき、５≦［Ｚｎ］≦７、［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］≦１４を満たし、Ｍｇ含有量をＭｇＺｎ２の化学量論比より過剰にした７０００系アルミニウム合金押出材が開示されている。このアルミニウム合金押出材は、前記範囲のＺｎ、Ｍｇのほか、Ｃｕ：０．１～０．６質量％、Ｔｉ：０．００５～０．０５質量％、さらにＭｎ：０．１～０．３質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２質量％、Ｚｒ：０．０５～０．２質量％の１種以上を含む。このアルミニウム合金押出材は、空冷によるダイクエンチ（ダイを用いて、押出直後の押出材をオンラインで強制冷却すること。プレス焼き入れともいう）で製造され、時効処理後に高い強度と優れた耐ＳＣＣ性を示し、ドアビームおよびバンパーレインフォース等の自動車用部材用素材として好適に用いることができる。
特許文献１には、質量％で表したＺｎ含有量を［Ｚｎ］、同Ｍｇ含有量を［Ｍｇ］としたとき、５≦［Ｚｎ］≦７、［Ｚｎ］＋４．７［Ｍｇ］≦１４を満たし、Ｍｇ含有量をＭｇＺｎ２の化学量論比より過剰にした７０００系アルミニウム合金押出材が開示されている。このアルミニウム合金押出材は、前記範囲のＺｎ、Ｍｇのほか、Ｃｕ：０．１～０．６質量％、Ｔｉ：０．００５～０．０５質量％、さらにＭｎ：０．１～０．３質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２質量％、Ｚｒ：０．０５～０．２質量％の１種以上を含む。このアルミニウム合金押出材は、空冷によるダイクエンチ（ダイを用いて、押出直後の押出材をオンラインで強制冷却すること。プレス焼き入れともいう）で製造され、時効処理後に高い強度と優れた耐ＳＣＣ性を示し、ドアビームおよびバンパーレインフォース等の自動車用部材用素材として好適に用いることができる。
特許文献２には、Ｚｎ：５．５～９．０質量％、Ｍｇ：１．０～２．０質量％、Ｃｕ：０．１～１．０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．２質量％、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種以上を０．１～０．５質量％含む７０００系アルミニウム合金押出材が記載されている。このアルミニウム合金押出材は、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）の平均長さが５μｍ以下、長さ５μｍ超の粒界析出物の個数が粒界の長さ１００μｍあたり３個以下に規制されている。このアルミニウム合金押出材は、水冷によるダイクエンチで製造され、時効処理後に高い強度と優れたエネルギー吸収特性を有し、ドアビームおよびバンパーレインフォース等の自動車用部材用素材として好適に用いることができる。また、特許文献２には、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎ等が、７０００系アルミニウム合金押出材の結晶組織を繊維状組織とし、耐ＳＣＣ性を向上させる作用があることが記載されている。
アルミニウム合金押出材に求められる耐ＳＣＣ性は近年より厳しくなっている。このため、引用文献１および２に記載の７０００系アルミニウム合金押出材でも耐ＳＣＣ性の要求に応えることができない場合があり、より高い耐ＳＣＣ性を有する高強度７０００系アルミニウム合金押出材が求められている。
本開示は、このような要求に応えるために為されたものであり、高い強度と高い耐ＳＣＣ性を有する７０００系アルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の態様１は、
Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍであり、
粒界析出物の平均粒子長が０．３～０．５μｍであり、
４４０Ｎ／ｍｍ２以上の耐力を有するアルミニウム合金押出材である。
Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍであり、
粒界析出物の平均粒子長が０．３～０．５μｍであり、
４４０Ｎ／ｍｍ２以上の耐力を有するアルミニウム合金押出材である。
本発明の態様２は、粒界析出物の前記平均間隔が１．２μｍ以下である態様１に記載のアルミニウム合金押出材である。
本発明の態様３は、
Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物であるアルミニウム合金に均熱処理を行う工程と、
前記均熱処理を行った後に熱間押出加工を行う工程と、
前記押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却後に人工時効処理を行う工程と、
を含むアルミニウム合金押出材の製造方法である。
Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物であるアルミニウム合金に均熱処理を行う工程と、
前記均熱処理を行った後に熱間押出加工を行う工程と、
前記押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却後に人工時効処理を行う工程と、
を含むアルミニウム合金押出材の製造方法である。
本発明の態様４は、前記押出加工後の冷却をダイクエンチにより行う請求項３に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法である。
本発明の１つの実施形態では、高い強度と高い耐ＳＣＣ性を有する７０００系アルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することができる。
本発明者らは様々な角度から検討をした。そして、所定の成分を有する７０００系アルミニウム合金押出材において、粒界析出物の平均間隔を０．８～１．４μｍとし、粒界析出物の平均粒子長を０．３～０．５μｍとすることで、耐力が４４０Ｎ／ｍｍ２以上と高強度であっても高い耐ＳCＣ特性を得ることができることを見出した。
また、このようなアルミニウム合金押出材は、所定の組成を有するアルミニウム合金を用いて、（ａ）均熱処理を行うこと、（ｂ）均熱処理後に熱間押出加工を行うこと、（ｃ）押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均冷却速度で冷却すること、（ｄ）冷却後に人工時効処理を行うこと、を含むことで製造可能であることを見出した。
以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
＜１．アルミニウム合金組成＞
本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材は、Ｚｎ：７．５～９．２質量％と、Ｍｇ：１．３～２．０質量％と、Ｃｕ：０．１～０．７質量％と、Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％と、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％とを含有する。
以下、各元素について詳述する。
本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材は、Ｚｎ：７．５～９．２質量％と、Ｍｇ：１．３～２．０質量％と、Ｃｕ：０．１～０．７質量％と、Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％と、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％とを含有する。
以下、各元素について詳述する。
（Ｚｎ：７．５～９．２質量％）
ＺｎはＭｇとともにＭｇＺｎ２を形成し、７０００系アルミニウム合金押出材の強度を向上させる。７０００系アルミニウム合金押出材において時効処理（人工時効処理）後に耐力（０．２％耐力）等に代表される強度を高くするには、Ｚｎ含有量は７．５質量％以上が必要である。一方、Ｚｎ含有量が９．２質量％を超えると、材料強度が向上する一方で、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）の平均間隔が小さくなる傾向があり、耐ＳＣＣ性の低下が懸念される。
従って、耐ＳＣＣ性を確保しつつ所定の強度を得るためにＺｎ含有量は７．５～９．２質量％の範囲内とする。Ｚｎ含有量の下限値は好ましくは７．７質量％、より好ましくは８．０質量％、さらに好ましくは８．１質量％であり、上限値は好ましくは９．０質量％、更に好ましくは８．８質量％である。
ＺｎはＭｇとともにＭｇＺｎ２を形成し、７０００系アルミニウム合金押出材の強度を向上させる。７０００系アルミニウム合金押出材において時効処理（人工時効処理）後に耐力（０．２％耐力）等に代表される強度を高くするには、Ｚｎ含有量は７．５質量％以上が必要である。一方、Ｚｎ含有量が９．２質量％を超えると、材料強度が向上する一方で、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）の平均間隔が小さくなる傾向があり、耐ＳＣＣ性の低下が懸念される。
従って、耐ＳＣＣ性を確保しつつ所定の強度を得るためにＺｎ含有量は７．５～９．２質量％の範囲内とする。Ｚｎ含有量の下限値は好ましくは７．７質量％、より好ましくは８．０質量％、さらに好ましくは８．１質量％であり、上限値は好ましくは９．０質量％、更に好ましくは８．８質量％である。
（Ｍｇ：１．３～２．０質量％）
ＭｇはＺｎとともにＭｇＺｎ２を形成し、７０００系アルミニウム合金押出材の強度を向上させる。７０００系アルミニウム合金押出材において時効処理（人工時効処理）後に耐力に代表される強度を高くするには、Ｍｇ含有量は１．３質量％以上が必要である。一方、Ｍｇ含有量が２．０質量％を超えると、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）の平均間隔が小さくなる傾向があり、耐ＳＣＣ性の低下が懸念される。また、変形抵抗の増加により押出性を低下させる。従って、Ｍｇ含有量は１．３～２．０質量％の範囲内とする。Ｍｇ含有量の下限値は好ましくは１．４質量％、上限値は好ましくは１．８質量％である。
ＭｇはＺｎとともにＭｇＺｎ２を形成し、７０００系アルミニウム合金押出材の強度を向上させる。７０００系アルミニウム合金押出材において時効処理（人工時効処理）後に耐力に代表される強度を高くするには、Ｍｇ含有量は１．３質量％以上が必要である。一方、Ｍｇ含有量が２．０質量％を超えると、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）の平均間隔が小さくなる傾向があり、耐ＳＣＣ性の低下が懸念される。また、変形抵抗の増加により押出性を低下させる。従って、Ｍｇ含有量は１．３～２．０質量％の範囲内とする。Ｍｇ含有量の下限値は好ましくは１．４質量％、上限値は好ましくは１．８質量％である。
（Ｃｕ：０．１～０．７質量％）
Ｃｕは粒界析出物（ＭｇＺｎ２）に固溶することで、粒界析出物とＰＦＺ（無析出帯）との電位差を小さくし、腐食環境下で粒界析出物の優先溶解を抑制し、これにより７０００系アルミニウム合金押出材の耐ＳＣＣ性を改善する。しかし、Ｃｕ含有量が０．１質量％未満ではその効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が０．７質量％を超えると変形抵抗の増加により押出性を低下させ、押出材の溶接割れ性も悪化させる。従って、Ｃｕ含有量は０．１～０．７質量％とする。Ｃｕ含有量の下限値は好ましくは０．２質量％、上限値は好ましくは０．５質量％である。
Ｃｕは粒界析出物（ＭｇＺｎ２）に固溶することで、粒界析出物とＰＦＺ（無析出帯）との電位差を小さくし、腐食環境下で粒界析出物の優先溶解を抑制し、これにより７０００系アルミニウム合金押出材の耐ＳＣＣ性を改善する。しかし、Ｃｕ含有量が０．１質量％未満ではその効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が０．７質量％を超えると変形抵抗の増加により押出性を低下させ、押出材の溶接割れ性も悪化させる。従って、Ｃｕ含有量は０．１～０．７質量％とする。Ｃｕ含有量の下限値は好ましくは０．２質量％、上限値は好ましくは０．５質量％である。
（Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％）
Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒは、均熱処理の際にアルミニウム合金中に微細に析出し、結晶粒界をピン留めして再結晶を抑制し、７０００系アルミニウム合金押出材の結晶粒を微細化して繊維状組織とする作用がある。また、結晶粒を微細化することにより、７０００系アルミニウム合金押出材の耐ＳＣＣ性を向上させる効果がある。Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの１種以上として、（１）３元素のうちいずれか１種のみ、（２）３元素のうち２種の組み合わせ（ＭｎとＣｒ、ＭｎとＺｒもしくはＣｒとＺｒ）、または（３）３元素全てが考えられ、前記（１）～（３）のいずれを選択してもよい。
Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒは、均熱処理の際にアルミニウム合金中に微細に析出し、結晶粒界をピン留めして再結晶を抑制し、７０００系アルミニウム合金押出材の結晶粒を微細化して繊維状組織とする作用がある。また、結晶粒を微細化することにより、７０００系アルミニウム合金押出材の耐ＳＣＣ性を向上させる効果がある。Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの１種以上として、（１）３元素のうちいずれか１種のみ、（２）３元素のうち２種の組み合わせ（ＭｎとＣｒ、ＭｎとＺｒもしくはＣｒとＺｒ）、または（３）３元素全てが考えられ、前記（１）～（３）のいずれを選択してもよい。
しかし、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．３質量％、０．２５質量％、０．２５質量％を超える、または合計含有量が０．５質量％を超えると、押出性が悪くなり、また、押出材の焼き入れ感受性が高くなる。一方、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計量が０．１質量％未満だと所望の効果を得られない虞がある。従って、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒそれぞれの含有量は、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下の範囲内とし、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの合計を０．１～０．５質量％の範囲内とする。
このうちＺｒは、ＭｎおよびＣｒに比べて７０００系アルミニウム合金押出材の焼き入れ感受性を高くする作用が小さいことから、０．１～０．２５質量％の範囲で優先的に添加し、必要に応じて補完的にＭｎおよびＣｒの１つまたは両方を添加することが好ましい。Ｚｒ含有量の好ましい下限値は０．１２質量％、より好ましい下限値は０．１４質量％であり、好ましい上限値は０．２３質量％、より好ましい上限値は０．２０質量％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は０．１質量％、より好ましい上限値は０．０６質量％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は０．１質量％、より好ましい上限値は０．０６質量％である。
このうちＺｒは、ＭｎおよびＣｒに比べて７０００系アルミニウム合金押出材の焼き入れ感受性を高くする作用が小さいことから、０．１～０．２５質量％の範囲で優先的に添加し、必要に応じて補完的にＭｎおよびＣｒの１つまたは両方を添加することが好ましい。Ｚｒ含有量の好ましい下限値は０．１２質量％、より好ましい下限値は０．１４質量％であり、好ましい上限値は０．２３質量％、より好ましい上限値は０．２０質量％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は０．１質量％、より好ましい上限値は０．０６質量％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は０．１質量％、より好ましい上限値は０．０６質量％である。
（Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％）
Ｔｉは、溶湯中にＡｌ３Ｔｉを形成し、鋳塊の結晶粒を微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５質量％未満ではその効果が小さい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０質量％を超えると鋳塊中に粗大晶出物が生成し、７０００系アルミニウム合金押出材の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は０．００５～０．２０質量％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは下限値が０．０１質量％、上限値が０．０５質量％である。
Ｔｉは、溶湯中にＡｌ３Ｔｉを形成し、鋳塊の結晶粒を微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５質量％未満ではその効果が小さい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０質量％を超えると鋳塊中に粗大晶出物が生成し、７０００系アルミニウム合金押出材の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は０．００５～０．２０質量％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは下限値が０．０１質量％、上限値が０．０５質量％である。
基本成分は上記のとおりであり、本発明の好ましい実施形態の１つでは、残部はＡｌおよび不可避不純物である。
ＦｅおよびＳｉは、７０００系アルミニウム合金押出材の主要な不可避不純物である。Ｆｅの含有量が多過ぎると、７０００系アルミニウム合金押出材の伸びおよび疲労強度などの諸特性が低下するため、Ｆｅ含有量は、例えば０．３０質量％以下に規制されることが好ましい。Ｓｉ含有量が多過ぎると、７０００系アルミニウム合金押出材の伸びおよび疲労強度などの諸特性が低下し、また、押出時の焼き付きが発生しやすくなるので、Ｓｉ含有量は、例えば０．１５質量％以下に規制されることが好ましい。
ＦｅおよびＳｉ以外の不可避不純物は、例えば７０００系アルミニウム合金押出材の通常の不可避不純物の許容範囲である、不可避不純物元素は、それぞれ元素が０．０５質量％以下、ＦｅとＳｉを除く不可避不純物全体で０．１５質量％以下に規制されることが好ましい。なお、不純物のうちＢについては、Ｔｉの添加に伴いアルミニウム合金中にＴｉ含有量の１／５程度の量で混入するが、含有量は好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下である。
ＦｅおよびＳｉは、７０００系アルミニウム合金押出材の主要な不可避不純物である。Ｆｅの含有量が多過ぎると、７０００系アルミニウム合金押出材の伸びおよび疲労強度などの諸特性が低下するため、Ｆｅ含有量は、例えば０．３０質量％以下に規制されることが好ましい。Ｓｉ含有量が多過ぎると、７０００系アルミニウム合金押出材の伸びおよび疲労強度などの諸特性が低下し、また、押出時の焼き付きが発生しやすくなるので、Ｓｉ含有量は、例えば０．１５質量％以下に規制されることが好ましい。
ＦｅおよびＳｉ以外の不可避不純物は、例えば７０００系アルミニウム合金押出材の通常の不可避不純物の許容範囲である、不可避不純物元素は、それぞれ元素が０．０５質量％以下、ＦｅとＳｉを除く不可避不純物全体で０．１５質量％以下に規制されることが好ましい。なお、不純物のうちＢについては、Ｔｉの添加に伴いアルミニウム合金中にＴｉ含有量の１／５程度の量で混入するが、含有量は好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下である。
（その他の選択的元素）
さらに、本発明の別の好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る作用を損なわない範囲で必要に応じて上述した以外の元素を添加してよい。含有される成分に応じてアルミニウム合金の特性を更に改善することができる。
さらに、本発明の別の好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る作用を損なわない範囲で必要に応じて上述した以外の元素を添加してよい。含有される成分に応じてアルミニウム合金の特性を更に改善することができる。
そのような選択的元素の例として、Ｓｃ、Ｓｒ、Ｓｎ、Ａｇ、ＣａおよびＭｏからなる群から選択される１つ以上を挙げることができる。それぞれの元素の好ましい含有量とその理由を以下に示す。
Ｓｃ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｃを含有することで結晶粒微細化の効果を得ることができる。
Ｓｒ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｒを含有することで機械的性質向上の効果を得ることができる。
Ｓｎ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｎを含有することで機械的性質向上の効果を得ることができる。
Ａｇ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＡｇを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
Ｃａ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＣａを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
Ｍｏ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＭｏを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
Ｓｃ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｃを含有することで結晶粒微細化の効果を得ることができる。
Ｓｒ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｒを含有することで機械的性質向上の効果を得ることができる。
Ｓｎ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＳｎを含有することで機械的性質向上の効果を得ることができる。
Ａｇ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＡｇを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
Ｃａ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＣａを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
Ｍｏ：０．０５～０．５質量％
この範囲内のＭｏを含有することで機械的性質向上および耐ＳＣＣ性改善の効果を得ることができる。
＜２．粒界析出物の平均間隔および平均粒子長＞
７０００系アルミニウム合金を熱間で押出加工し、ダイクエンチ等により冷却すると、ＺｎとＭｇの含有量および冷却速度に応じて、冷却途中で結晶粒内および結晶粒界に析出物（ＭｇＺｎ２）が析出する。冷却中において、粒界に析出するＭｇＺｎ２は粒内に析出するＭｇＺｎ２と比べサイズが大きい。
ただし、冷却速度が十分大きい場合（例えば水冷やミスト冷却）、冷却途中での析出を抑制できる。続いて、ダイクエンチ後の７０００系アルミニウム合金押出材（質別：Ｔ１）に時効処理（人工時効処理）（質別：Ｔ５）を施すと、アルミニウム合金中に固溶していたＺｎとＭｇがＭｇＺｎ２として結晶粒内および結晶粒界に微細に析出する。この時効処理において、ダイクエンチの冷却途中で析出したＭｇＺｎ２のサイズおよび分布形態は大きくは変化しない。
なお、質別Ｔ１とは、ダイクエンチ後に自然時効した状態を意味し、質別Ｔ５とは、続いて時効処理をした状態を意味する。
７０００系アルミニウム合金を熱間で押出加工し、ダイクエンチ等により冷却すると、ＺｎとＭｇの含有量および冷却速度に応じて、冷却途中で結晶粒内および結晶粒界に析出物（ＭｇＺｎ２）が析出する。冷却中において、粒界に析出するＭｇＺｎ２は粒内に析出するＭｇＺｎ２と比べサイズが大きい。
ただし、冷却速度が十分大きい場合（例えば水冷やミスト冷却）、冷却途中での析出を抑制できる。続いて、ダイクエンチ後の７０００系アルミニウム合金押出材（質別：Ｔ１）に時効処理（人工時効処理）（質別：Ｔ５）を施すと、アルミニウム合金中に固溶していたＺｎとＭｇがＭｇＺｎ２として結晶粒内および結晶粒界に微細に析出する。この時効処理において、ダイクエンチの冷却途中で析出したＭｇＺｎ２のサイズおよび分布形態は大きくは変化しない。
なお、質別Ｔ１とは、ダイクエンチ後に自然時効した状態を意味し、質別Ｔ５とは、続いて時効処理をした状態を意味する。
７０００系アルミニウム合金押出材が腐食環境下に置かれてＭｇＺｎ２が溶解し、同時に材料に継続的な引張応力が存在する場合に、主として結晶粒界を通って割れが材料内を進展し、この割れがＳＣＣとして観察される。これは、ダイクエンチの冷却途中および時効処理中に析出した長さ１μｍ以下レベルの細かい粒界析出物（ＭｇＺｎ２）が溶解して生じた穴が、割れの伝達経路になるためである。
ＳＣＣは、粒界析出物（ＭｇＺｎ２）が結晶粒界に沿って密に分布しているほど（隣接する粒界析出物の平均間隔が小さいほど）生じやすい。
一方で、粒界析出物の平均間隔を大きくすると、サイズ（平均粒子長）が大きくなり、人工時効処理を行っても十分な強度（耐力）を得ることができない。本願発明者らは、粒界析出物の平均間隔と平均粒子長を、それそれ、適切な範囲とすることで高い強度と高い耐ＳＣＣ性を両立できることを見出したのである。
一方で、粒界析出物の平均間隔を大きくすると、サイズ（平均粒子長）が大きくなり、人工時効処理を行っても十分な強度（耐力）を得ることができない。本願発明者らは、粒界析出物の平均間隔と平均粒子長を、それそれ、適切な範囲とすることで高い強度と高い耐ＳＣＣ性を両立できることを見出したのである。
本発明の実施形態では、７０００系アルミニウム合金押出材の粒界析出物は、平均間隔を０．８～１．４μｍとし、平均粒子長が０．３～０．５μｍとする。粒界析出物の平均間隔は、ＺｎとＭｇの合計含有量が多いほど小さくなる。また、粒界析出物の平均間隔は、ダイクエンチ等による冷却速度が大きいほど小さくなる。そして、粒界析出物の平均間隔が小さいほど、粒界析出物のサイズ（平均粒子長）が小さくなる傾向が見られる。このため、上述のようにＺｎ含有量とＭｇ含有量を適正な範囲とするとともに、後述するように熱間押出加工後の冷却速度を適正な範囲に管理することで粒界析出物の平均間隔と平均粒子長の両方を適切な範囲内に制御できる。
一つの好ましい実施形態では、粒界析出物の平均間隔の上限は１．２μｍ以下である。これにより、高い耐ＳＣＣ性を維持しながら、より高い強度を得ることができる。
なお、「粒界析出物の粒子長」とは、粒界析出物の結晶粒界に沿った方向の長さを意味する。
また、粒界析出物の平均間隔および平均粒子長は、後述の実施例で詳しく説明するようにＳＥＭ観察により求めることができる。
一つの好ましい実施形態では、粒界析出物の平均間隔の上限は１．２μｍ以下である。これにより、高い耐ＳＣＣ性を維持しながら、より高い強度を得ることができる。
なお、「粒界析出物の粒子長」とは、粒界析出物の結晶粒界に沿った方向の長さを意味する。
また、粒界析出物の平均間隔および平均粒子長は、後述の実施例で詳しく説明するようにＳＥＭ観察により求めることができる。
＜３．耐力＞
上述のように、粒界析出物の平均粒子長が過大とならないようにすることで、高強度化を図ることができる。本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材では耐力は４４０Ｎ／ｍｍ２以上である。
上述のように、粒界析出物の平均粒子長が過大とならないようにすることで、高強度化を図ることができる。本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材では耐力は４４０Ｎ／ｍｍ２以上である。
＜４．製造方法＞
本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材は、所定の組成を有するアルミニウム合金を用いて、（ａ）均熱処理を行うこと、（ｂ）均熱処理後に熱間押出加工を行うこと、（ｃ）押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均冷却速度で冷却すること、（ｄ）冷却後に人工時効処理を行うことで製造できる。
以下に、本発明の実施形態に係る製造方法の詳細を示す。
本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材は、所定の組成を有するアルミニウム合金を用いて、（ａ）均熱処理を行うこと、（ｂ）均熱処理後に熱間押出加工を行うこと、（ｃ）押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均冷却速度で冷却すること、（ｄ）冷却後に人工時効処理を行うことで製造できる。
以下に、本発明の実施形態に係る製造方法の詳細を示す。
（ａ）均質化処理
上述の所定の組成を有する７０００系アルミニウム合金に均熱処理を施す。
均熱処理を行う７０００系アルミニウム合金の形態として、鋳塊およびビレットを例示できる。均質化処理の条件は、熱間押出加工が可能となる任意の条件を選択してよい。
上述の所定の組成を有する７０００系アルミニウム合金に均熱処理を施す。
均熱処理を行う７０００系アルミニウム合金の形態として、鋳塊およびビレットを例示できる。均質化処理の条件は、熱間押出加工が可能となる任意の条件を選択してよい。
耐ＳＣＣ性を向上させる手段として、Ｆｅ系晶出物中の平均Ｃｕ含有量を低減できる好ましい実施形態として、７０００系アルミニウム合金の均質化処理を高温長時間の条件で行うことが挙げられる。４９０～５５０℃の温度で４時間以上の均質化処理を行うことで、Ｆｅ系晶出物中に高濃度で存在していたＣｕがＡｌ母材に拡散し、Ｆｅ系晶出物中のＣｕ含有量が低下する。Ｆｅ系晶出物中の平均Ｃｕ含有量を低減するには、均質化処理温度は高いほど好ましい。しかし、均質化処理温度が高過ぎると再結晶を抑制する元素（Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎ）の粒界に対するピン止め作用が低下し、押出材組織の粗大化が生じるおそれがある。従って、均質化処理の温度は５００～５４０℃の範囲が好ましく、５１０～５３０℃の範囲がより好ましい。また、均質化処理の時間は、Ｆｅ系晶出物中の平均Ｃｕ含有量を低減するには長いほど好ましいが、長過ぎると押出材組織の粗大化が生じるおそれがある。従って、均質化処理の時間は１０時間以下が好ましい。Ｆｅ系晶出物中のＣｕ含有量を十分低下させるためには、従来から７０００系アルミニウム合金で一般に行われている均質化処理条件（４７０℃×６時間）よりも上述のより高い温度の条件の方が好ましい。均質化処理後の冷却は、特に限定的ではないが、例えば１００～２００℃／時間の範囲内の冷却速度で行ってよい。
なおここで記載した均質化処理の時間は、当該温度での保持時間を意味する。
なおここで記載した均質化処理の時間は、当該温度での保持時間を意味する。
（ｂ）熱間押出加工
例えばビレットまたは鋳塊等の形態を有する、均質化処理を行った後の７０００系アルミニウム合金に熱間押出加工を行う。
熱間押出加工の条件は、所望の形状に加工できる任意の条件で行ってよい。
好ましい押出条件として、ビレット温度（押出温度）４５０～５１０℃、押出速度２～１５ｍ／分を例示できる。
熱間押出加工のための加熱は、均質化処理後冷却した７０００系アルミニウム合金を再加熱することにより行ってよい。
例えばビレットまたは鋳塊等の形態を有する、均質化処理を行った後の７０００系アルミニウム合金に熱間押出加工を行う。
熱間押出加工の条件は、所望の形状に加工できる任意の条件で行ってよい。
好ましい押出条件として、ビレット温度（押出温度）４５０～５１０℃、押出速度２～１５ｍ／分を例示できる。
熱間押出加工のための加熱は、均質化処理後冷却した７０００系アルミニウム合金を再加熱することにより行ってよい。
（ｃ）押出加工後の冷却
押出加工を行った７０００系アルミニウム合金を冷却する。冷却は、押出加工直後に行ってもよく、また押出加工後所定の温度で保持（例えば、再溶体化処理等）した後に行ってもよい。冷却は任意の方法で行ってよいが、ＭｇＺｎ２が最も析出しやすい温度範囲である４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均速度で冷却する。これにより、得られる７０００系アルミニウム合金の粒界析出物の平均間隔を０．８～１．４μｍとし、平均粒子長を０．３～０．５μｍとすることができる。平均冷却速度が１００℃／分未満であると、冷却中のＭｇＺｎ２の析出量が多くなって、続く時効処理の効果が不十分となり耐力が十分向上しない。一方、平均冷却速度が６００℃／分を超えると、微細な粒界析出物が多く形成され、粒界析出物の平均間隔が過小となり、耐ＳＣＣ性が低下する。
押出加工を行った７０００系アルミニウム合金を冷却する。冷却は、押出加工直後に行ってもよく、また押出加工後所定の温度で保持（例えば、再溶体化処理等）した後に行ってもよい。冷却は任意の方法で行ってよいが、ＭｇＺｎ２が最も析出しやすい温度範囲である４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、６００℃／分以下の平均速度で冷却する。これにより、得られる７０００系アルミニウム合金の粒界析出物の平均間隔を０．８～１．４μｍとし、平均粒子長を０．３～０．５μｍとすることができる。平均冷却速度が１００℃／分未満であると、冷却中のＭｇＺｎ２の析出量が多くなって、続く時効処理の効果が不十分となり耐力が十分向上しない。一方、平均冷却速度が６００℃／分を超えると、微細な粒界析出物が多く形成され、粒界析出物の平均間隔が過小となり、耐ＳＣＣ性が低下する。
４００℃から３００℃の間の平均冷却速度は、好ましくは１００℃／分～５００℃／分であり、より好ましくは１００℃／分～４００℃／分である。
また、好ましくは、４００～２００℃の範囲においても平均冷却速度が１００℃／分以上、６００℃／分以下である。
また、好ましくは、４００～２００℃の範囲においても平均冷却速度が１００℃／分以上、６００℃／分以下である。
好ましい冷却方法として、ダイクエンチを挙げることできる。ダイクエンチを行う際のダイの冷却は水冷、空冷または放冷等の任意の方法でよい。空冷が比較的容易に４００～３００℃の間の平均冷却速度１００～６００℃／分を達成できることから好ましい。
なお、冷却速度は、アルミニウム合金押出材に熱電対等の接触型温度計を接触させて測定してもよい。また、簡便な方法として非接触型の温度計を用いてアルミニウム合金押出材の表面温度を測定してもよい。さらに温度測定が困難な場合等は適宜シミュレーションを用いて求めてもよい。
なお、冷却速度は、アルミニウム合金押出材に熱電対等の接触型温度計を接触させて測定してもよい。また、簡便な方法として非接触型の温度計を用いてアルミニウム合金押出材の表面温度を測定してもよい。さらに温度測定が困難な場合等は適宜シミュレーションを用いて求めてもよい。
（ｄ）人工時効処理
熱間押出加工後の冷却を行った７０００系アルミニウム合金押出材に人工時効処理を行う。この処理を行うことにより耐力を４４０Ｎ／ｍｍ２以上とすることができる。人工時効処理の条件は、耐力を４４０Ｎ／ｍｍ２以上とできる限り任意の条件であってよい。
好ましい人工時効処理条件として、６５～９５℃の温度で２～６時間保持した後、１２０～１７０℃の温度で６～１５時間保持する、二段時効処理を例示できる。
熱間押出加工後の冷却を行った７０００系アルミニウム合金押出材に人工時効処理を行う。この処理を行うことにより耐力を４４０Ｎ／ｍｍ２以上とすることができる。人工時効処理の条件は、耐力を４４０Ｎ／ｍｍ２以上とできる限り任意の条件であってよい。
好ましい人工時効処理条件として、６５～９５℃の温度で２～６時間保持した後、１２０～１７０℃の温度で６～１５時間保持する、二段時効処理を例示できる。
以上のように本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材の製造方法を説明したが、本発明の実施形態に係る７０００系アルミニウム合金押出材の所望の特性を理解した当業者が試行錯誤を行い、本発明の実施形態に係る所望の特性を有する７０００系アルミニウム合金押出材を製造する方法であって、上記の製造方法以外の方法を見出す可能性がある。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
以下に説明する方法によりサンプルＮｏ．１～６を得た。
半連続鋳造を行って得られた直径１９４ｍｍの７０００系アルミニウム合金ビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。冷却方法は、ファン空冷とした。表１にサンプルＮｏ．１～６の合金組成を示す。
半連続鋳造を行って得られた直径１９４ｍｍの７０００系アルミニウム合金ビレットに５２０℃×６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。冷却方法は、ファン空冷とした。表１にサンプルＮｏ．１～６の合金組成を示す。
続いて、これらのビレットサンプルを再加熱し、押出温度５００℃、押出速度５ｍ／分で熱間押出成形し、押出直後からファン空冷を施した。各押出材の断面形状は高さ１５ｍｍ×幅１２０ｍｍ×厚さ３ｍｍの中空押出材である。各押出材サンプルを４７０℃で１時間保持して再溶体化し、ダイクエンチを模擬して、サンプルＮｏ．１～４はファン空冷、サンプルＮｏ．５は放冷、サンプルＮｏ．６は水冷（シャワー冷却）にて室温まで冷却した。
表１に、押出材の４００℃から３００℃の間の平均冷却速度を示す。冷却速度は、押出材サンプルに設けた穴に挿入した熱電対により測定した。押出材サンプルが４００℃から３００℃に達するまでの時間（ｔ分）を求め、冷却速度を（４００－３００）／ｔ（℃／分）として算出した。算出された冷却速度は押出材内部の温度であるが、アルミニウム合金は熱伝導性に優れるため、押出材の表面と内部の温度差は小さいため、どちらで測定してもよい。
冷却後の押出材サンプルに対し、２段階の人工時効処理（１段目：９０℃×３時間→２段目：１４０℃×８時間）を行った。
人工時効処理後の押出材サンプルを用い、詳細を下記に示す方法で粒界析出物の平均間隔および平均粒子長を測定した。また、これらサンプルの特性の評価として、詳細を下記に示す方法で耐力およびＳＣＣ臨界応力を測定した。測定結果を表２に示す。
人工時効処理後の押出材サンプルを用い、詳細を下記に示す方法で粒界析出物の平均間隔および平均粒子長を測定した。また、これらサンプルの特性の評価として、詳細を下記に示す方法で耐力およびＳＣＣ臨界応力を測定した。測定結果を表２に示す。
（粒界析出物の平均粒子間隔および平均粒子長）
押出材サンプルの上面から供試材を切り出し、押出方向に垂直な面の押出材表層から１００μｍの箇所をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、結晶粒界に存在する析出物（ＭｇＺｎ２）の析出形態を観察した。
より具体的には、それぞれのサンプルを観察し代表的と思われる結晶粒界部分を選定し、その部分の視野内（視野：１２．７μｍ×９．６μｍ）で観察される結晶粒界に存在する粒界析出物を測定した。測定した粒界析出物の粒子長（結晶粒界に沿った方向の長さ）の合計を、粒界析出物の個数で除して、得られた値を粒界析出物の平均粒子長とした。また、結晶粒界の長さ（測定した範囲に存在する結晶粒界の総延長）から前記粒子長の合計を差し引いた値を、粒界析出物の個数で除して、得られた値を粒界析出物の平均間隔とした。
図１は粒界析出物の観察結果の例として示す、サンプルＮｏ．３のＳＥＭ写真である。白く見える粒界析出物（ＭｇＺｎ２）が結晶粒界に沿って形成されているのがわかる。
押出材サンプルの上面から供試材を切り出し、押出方向に垂直な面の押出材表層から１００μｍの箇所をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、結晶粒界に存在する析出物（ＭｇＺｎ２）の析出形態を観察した。
より具体的には、それぞれのサンプルを観察し代表的と思われる結晶粒界部分を選定し、その部分の視野内（視野：１２．７μｍ×９．６μｍ）で観察される結晶粒界に存在する粒界析出物を測定した。測定した粒界析出物の粒子長（結晶粒界に沿った方向の長さ）の合計を、粒界析出物の個数で除して、得られた値を粒界析出物の平均粒子長とした。また、結晶粒界の長さ（測定した範囲に存在する結晶粒界の総延長）から前記粒子長の合計を差し引いた値を、粒界析出物の個数で除して、得られた値を粒界析出物の平均間隔とした。
図１は粒界析出物の観察結果の例として示す、サンプルＮｏ．３のＳＥＭ写真である。白く見える粒界析出物（ＭｇＺｎ２）が結晶粒界に沿って形成されているのがわかる。
（耐力）
各押出材サンプルの上面から押出方向に平行にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を機械加工により採取した。各押出材サンプルから２個ずつ試験片を採取した。この試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、耐力（０．２％耐力）を測定した。クロスヘッドスピードは耐力値に達するまで５．０ｍｍ／分とし、その後、１０．０ｍｍ／分とした。表１に記載したＮｏ．１～６の耐力値は、２個の試験片で測定された耐力値の平均値とした。耐力値は４４０Ｎ/ｍｍ２以上を合格と評価した。
各押出材サンプルの上面から押出方向に平行にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を機械加工により採取した。各押出材サンプルから２個ずつ試験片を採取した。この試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、耐力（０．２％耐力）を測定した。クロスヘッドスピードは耐力値に達するまで５．０ｍｍ／分とし、その後、１０．０ｍｍ／分とした。表１に記載したＮｏ．１～６の耐力値は、２個の試験片で測定された耐力値の平均値とした。耐力値は４４０Ｎ/ｍｍ２以上を合格と評価した。
（ＳＣＣ臨界応力）
クロム酸促進法によるＳＣＣ試験を行った。押出材サンプルの上面から押出方向に対して垂直方向に溶着部を避けて幅１０ｍｍ×長さ５０ｍｍのＳＣＣ試験片を機械加工で採取した。それぞれのサンプルについて、試験片は各負荷応力で２個ずつとした。ＳＣＣ試験は板曲げ試験（ＪＩＳＨ８７１１：２００１）の３点負荷方式を採用して種々の引張応力を負荷した。荷重負荷は定ひずみ方式（３点支持ビーム法）により付与した。より詳細には３点曲げジグのボルトを締めることにより試験片の外表面に引張応力を発生させ、その引張応力値を試験片の外表面に接着した歪みゲージによって測定した。
ＳＣＣ試験に用いる腐食液はＣｒ酸水溶液（蒸留水１リットル当たりＮａＣｌ：３ｇ、Ｋ２Ｃｒ２Ｏ７：３０ｇ、ＣｒＯ３：３６ｇ）とし、ＳＣＣを促進させるため、試験の間、温度を９０℃以上に保持した。応力を負荷した状態で試験片（各負荷応力について２個ずつ）を腐食液中に浸漬し、２時間ごとに取出して目視により割れ発生の有無を観察し、割れの発生がない試験片については再浸漬を行った。この手順をＳＣＣ試験開始後１６時間まで繰り返した。２個の試験片が共に試験終了まで割れの発生がない最大負荷応力を、その試験片のＳＣＣ臨界応力と評価した。ＳＣＣ臨界応力は１００Ｎ/ｍｍ２以上を合格と評価した。
クロム酸促進法によるＳＣＣ試験を行った。押出材サンプルの上面から押出方向に対して垂直方向に溶着部を避けて幅１０ｍｍ×長さ５０ｍｍのＳＣＣ試験片を機械加工で採取した。それぞれのサンプルについて、試験片は各負荷応力で２個ずつとした。ＳＣＣ試験は板曲げ試験（ＪＩＳＨ８７１１：２００１）の３点負荷方式を採用して種々の引張応力を負荷した。荷重負荷は定ひずみ方式（３点支持ビーム法）により付与した。より詳細には３点曲げジグのボルトを締めることにより試験片の外表面に引張応力を発生させ、その引張応力値を試験片の外表面に接着した歪みゲージによって測定した。
ＳＣＣ試験に用いる腐食液はＣｒ酸水溶液（蒸留水１リットル当たりＮａＣｌ：３ｇ、Ｋ２Ｃｒ２Ｏ７：３０ｇ、ＣｒＯ３：３６ｇ）とし、ＳＣＣを促進させるため、試験の間、温度を９０℃以上に保持した。応力を負荷した状態で試験片（各負荷応力について２個ずつ）を腐食液中に浸漬し、２時間ごとに取出して目視により割れ発生の有無を観察し、割れの発生がない試験片については再浸漬を行った。この手順をＳＣＣ試験開始後１６時間まで繰り返した。２個の試験片が共に試験終了まで割れの発生がない最大負荷応力を、その試験片のＳＣＣ臨界応力と評価した。ＳＣＣ臨界応力は１００Ｎ/ｍｍ２以上を合格と評価した。
表１および表２に示すように、本発明の実施形態が規定する組成を有し、押出材の４００～３００℃間の平均冷却速度が１００～６００℃／分の範囲内であったサンプルＮｏ．１～３は、粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍの範囲内であり、且つ平均粒子長が０．３～０．５μｍの範囲内あった。そして、サンプルＮｏ．１～３は、４４０Ｎ／ｍｍ２以上の耐力を有し、且つ１００Ｎ／ｍｍ２以上のＳＣＣ臨界応力を有した。
一方、本発明の実施形態に規定する組成範囲から外れた、または熱間押出加工後の平均冷却速度が１００～６００℃／分の範囲から外れたサンプルＮｏ．４～６は、耐力が４４０Ｎ／ｍｍ２未満またはＳＣＣ臨界応力が１００Ｎ／ｍｍ２未満であった。
より詳細には、サンプルＮｏ．４は、Ｚｎ含有量が不足するため、耐力が低かった。
サンプルＮｏ．５は、粒界析出物の平均間隔および平均粒子が本発明の実施形態が規定する範囲よりも大きく、ＳＣＣ臨界応力が高かったがしかし、冷却速度が過小であったため、耐力が低かった。
サンプルＮｏ．６は、平均冷却速度が過大であったため、粒界析出物の平均間隔が過小であり、平均粒子長も過小であり、その結果、ＳＣＣ臨界応力が低かった。
より詳細には、サンプルＮｏ．４は、Ｚｎ含有量が不足するため、耐力が低かった。
サンプルＮｏ．５は、粒界析出物の平均間隔および平均粒子が本発明の実施形態が規定する範囲よりも大きく、ＳＣＣ臨界応力が高かったがしかし、冷却速度が過小であったため、耐力が低かった。
サンプルＮｏ．６は、平均冷却速度が過大であったため、粒界析出物の平均間隔が過小であり、平均粒子長も過小であり、その結果、ＳＣＣ臨界応力が低かった。
Claims (4)
- Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下およびＺｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍであり、
粒界析出物の平均粒子長が０．３～０．５μｍであり、
４４０Ｎ／ｍｍ２以上の耐力を有するアルミニウム合金押出材。 - 粒界析出物の前記平均間隔が１．２μｍ以下である請求項１に記載のアルミニウム合金押出材。
- Ｚｎ：７．５～９．２質量％、
Ｍｇ：１．３～２．０質量％、
Ｃｕ：０．１～０．７質量％、
Ｍｎ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を合計で０．１～０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
を含み、残部がＡｌおよび不可避不純物であるアルミニウム合金に均熱処理を行う工程と、
前記均熱処理を行った後に熱間押出加工を行う工程と、
前記押出加工後の冷却時に４００℃から３００℃の間を１００℃／分以上、２３５℃／分以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却後に人工時効処理を行い、耐力を４４０N／ｍｍ ２ 以上とする工程と、
を含む、粒界析出物の平均間隔が０．８～１．４μｍであり、粒界析出物の平均粒子長が０．３～０．５μｍであるアルミニウム合金押出材の製造方法。 - 前記押出加工後の冷却をダイクエンチにより行う請求項３に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
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