JP7479854B2 - アルミニウム合金押出材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、アルミニウム合金を用いた押出材の製造方法に関し、特に高強度でありながら成形性及び耐食性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法に係る。
自動車や各種産業機械等の分野においては、さらなる軽量化や小型化が要求されており、その達成手段の１つとして構造部材を高強度のアルミニウム合金部材で製作することが検討されている。
高強度アルミニウム合金には、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（６０００系）合金と、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系（７０００系）合金とが知られている。
６０００系合金は、Ｍｇ２Ｓｉの析出硬化による高強化をねらいとするが、Ｍｇ，Ｓｉの添加量が多くなると、押出性が著しく低下する技術的課題がある。
７０００系合金は、自然時効型合金であり、Ｚｎの添加はＭｇ，Ｓｉよりも押出性に対する影響が少ない点が特徴となるが、耐応力腐食割れ性が低下しやすい技術的課題がある。
また、強度が高くなると、曲げ成形等の加工時に割れが発生しやすい問題もあった。
高強度アルミニウム合金には、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（６０００系）合金と、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系（７０００系）合金とが知られている。
６０００系合金は、Ｍｇ２Ｓｉの析出硬化による高強化をねらいとするが、Ｍｇ，Ｓｉの添加量が多くなると、押出性が著しく低下する技術的課題がある。
７０００系合金は、自然時効型合金であり、Ｚｎの添加はＭｇ，Ｓｉよりも押出性に対する影響が少ない点が特徴となるが、耐応力腐食割れ性が低下しやすい技術的課題がある。
また、強度が高くなると、曲げ成形等の加工時に割れが発生しやすい問題もあった。
例えば特許文献１には、プレス焼入れで製造された７０００系アルミニウム合金押出形材を０．４℃／秒以上の昇温速度で加熱し、２００～５５０℃の温度範囲に０秒を超えて保持し、次いで０．５℃／秒以上の冷却速度で冷却する復元処理を施した後に、潰し加工及び時効処理を施す製造方法が開示されている。
しかし、同公報に開示する７０００系アルミニウム合金は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの遷移元素の添加量が多く、必ずしも耐応力腐食割れ性が充分でない。
また、押出性にも劣る。
しかし、同公報に開示する７０００系アルミニウム合金は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの遷移元素の添加量が多く、必ずしも耐応力腐食割れ性が充分でない。
また、押出性にも劣る。
本発明は、良好な焼入れ性を有するとともに、耐食性及び成形性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法の提供を目的とする。
本発明に係るアルミニウム合金押出材の製造方法は、以下質量％にて、Ｚｎ：６．０～８．０％，Ｍｇ：１．５０～３．５０％，Ｃｕ：０．２０～１．５０％，Ｚｒ：０．１０～０．２５％，Ｔｉ：０．００５～０．０５％，Ｍｎ：０．３％以下，Ｓｒ：０．２５％以下，且つ［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］：０．１０～０．５０％，残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳造ビレットを用いて押出加工し、前記押出加工直後に冷却速度５０～７５０℃／分の範囲にて１００℃以下になるまで冷却し、その後に１１０～２７０℃の範囲にて加熱処理を行い、前記加熱処理後に、所定時間内に塑性加工することを特徴とする。
本発明は、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系の合金において、押出加工直後に空冷することで押出材表面の再結晶深さを抑制でき、良好な焼入れを有するとともに高強度が得られる。
そのアルミニウム合金組成を設定した理由を以下、説明する。
そのアルミニウム合金組成を設定した理由を以下、説明する。
＜Ｚｎ成分＞
Ｚｎは比較的多く添加しても押出性の低下を少なく抑えつつ、高強度が得られやすいものの、過度に添加すると耐応力腐食割れ性が低下するので、以下全て質量％にてＺｎ：６．０～８．０％の範囲にするのが好ましい。
＜Ｍｇ成分＞
押出材の高強度化に最も有効な成分であるが、押出性が低下しやすく、曲げ成形等の塑性加工時に押出材に割れが発生しやすくなる。
そこで、Ｍｇ成分は１．５０～３．５０％の範囲に設定した。
後述する人工時効処理にてＴ５処理後の引張り強さ５８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｍｇ：２．４０～３．５０％の範囲が好ましく、さらにＴ５処理後の引張り強さ６００ＭＰａレベルを確保するにはＭｇ：３．０～３．５０％の範囲が良い。
また、成形性に重点を置き、人工時効処理（Ｔ５）後の引張強度が４８０～５８０ＭＰａレベルがよい場合には、Ｍｇ：１．５０～３．０％好ましくは１．５０～２．８０％の範囲でもよい。
＜Ｃｕ成分＞
Ｃｕ成分は金属組織中の固溶効果により高強度化を図ることができるが、添加量が多くなると押出性、成形性低下の原因になりやすく一般耐食性が低下する。
そこで、Ｃｕ成分は０．２０～１．５０％の範囲に設定した。
好ましくは、Ｃｕ成分０．２０～１．００％、さらには０．２０～０．６０％の範囲でもよい。
＜Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分＞
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分は、いずれも遷移元素であり、押出加工時に押出材の表面に発生しやすい再結晶を抑制し、表面の再結晶層の深さが小さくなる方向に作用する。
しかし、これらの成分は多くなると押出加工直後の冷却（プレス端焼入れ）において、焼入れ感受性が鋭くなる。
例えば、先の特許文献１にあっては、Ｃｒ：０．０１～０．３％含有しているが、Ｃｒはこの焼入れ感受性が特に強く押出直後の冷却がファン等による冷却のレベルでは、その後の人工時効処理にて充分な高強度を得るのが難しくなる。
したがって、Ｃｒ成分は０．０１％以下が好ましい。
Ｍｎ成分は、Ｃｒ成分ほどには焼入れ感受性が強くないが、添加する場合でもその添加量は０．３％以下にするのが好ましい。
本発明においては、この再結晶層の深さを抑えるのにＺｒ成分を添加した。
Ｚｒはアルミ溶湯中に溶解できる限界があることから、Ｚｒ：０．１０～０．２５％の範囲とした。
＜Ｓｒ，Ｔｉ成分＞
Ｓｒ成分はビレット鋳造組織中の結晶粒の粗大化を抑制でき、その結果として、押出加工時に発生しやすい押出材表面の再結晶層の深さを抑える作用がある。
一方、Ｓｒ成分の添加量が多いと、Ｓｒを核とする粗大な晶出物が発生しやすくなる。
そこでＳｒを添加する場合には、Ｓｒ：０．２５％以下に抑えるのが好ましく、強度と再結晶層の抑制を両立させるのには［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］の合計量は０．１０～０．５０％の範囲にするのが好ましい。
Ｔｉ成分はビレットを鋳造する際に、結晶粒の微細化に有効であり、Ｔｉ：０．００５～０．０５％の範囲で添加する。
＜その他の成分＞
アルミニウム合金のビレット鋳造において、混入しやすい不純物としては、Ｆｅ，Ｓｉ等が挙げられる。
これらの成分は多くなると、強度の低下や曲げ成形性の低下につながるので、Ｆｅは０．２％以下、Ｓｉは０．１％以下に抑えるのが好ましい。
Ｚｎは比較的多く添加しても押出性の低下を少なく抑えつつ、高強度が得られやすいものの、過度に添加すると耐応力腐食割れ性が低下するので、以下全て質量％にてＺｎ：６．０～８．０％の範囲にするのが好ましい。
＜Ｍｇ成分＞
押出材の高強度化に最も有効な成分であるが、押出性が低下しやすく、曲げ成形等の塑性加工時に押出材に割れが発生しやすくなる。
そこで、Ｍｇ成分は１．５０～３．５０％の範囲に設定した。
後述する人工時効処理にてＴ５処理後の引張り強さ５８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｍｇ：２．４０～３．５０％の範囲が好ましく、さらにＴ５処理後の引張り強さ６００ＭＰａレベルを確保するにはＭｇ：３．０～３．５０％の範囲が良い。
また、成形性に重点を置き、人工時効処理（Ｔ５）後の引張強度が４８０～５８０ＭＰａレベルがよい場合には、Ｍｇ：１．５０～３．０％好ましくは１．５０～２．８０％の範囲でもよい。
＜Ｃｕ成分＞
Ｃｕ成分は金属組織中の固溶効果により高強度化を図ることができるが、添加量が多くなると押出性、成形性低下の原因になりやすく一般耐食性が低下する。
そこで、Ｃｕ成分は０．２０～１．５０％の範囲に設定した。
好ましくは、Ｃｕ成分０．２０～１．００％、さらには０．２０～０．６０％の範囲でもよい。
＜Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分＞
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ成分は、いずれも遷移元素であり、押出加工時に押出材の表面に発生しやすい再結晶を抑制し、表面の再結晶層の深さが小さくなる方向に作用する。
しかし、これらの成分は多くなると押出加工直後の冷却（プレス端焼入れ）において、焼入れ感受性が鋭くなる。
例えば、先の特許文献１にあっては、Ｃｒ：０．０１～０．３％含有しているが、Ｃｒはこの焼入れ感受性が特に強く押出直後の冷却がファン等による冷却のレベルでは、その後の人工時効処理にて充分な高強度を得るのが難しくなる。
したがって、Ｃｒ成分は０．０１％以下が好ましい。
Ｍｎ成分は、Ｃｒ成分ほどには焼入れ感受性が強くないが、添加する場合でもその添加量は０．３％以下にするのが好ましい。
本発明においては、この再結晶層の深さを抑えるのにＺｒ成分を添加した。
Ｚｒはアルミ溶湯中に溶解できる限界があることから、Ｚｒ：０．１０～０．２５％の範囲とした。
＜Ｓｒ，Ｔｉ成分＞
Ｓｒ成分はビレット鋳造組織中の結晶粒の粗大化を抑制でき、その結果として、押出加工時に発生しやすい押出材表面の再結晶層の深さを抑える作用がある。
一方、Ｓｒ成分の添加量が多いと、Ｓｒを核とする粗大な晶出物が発生しやすくなる。
そこでＳｒを添加する場合には、Ｓｒ：０．２５％以下に抑えるのが好ましく、強度と再結晶層の抑制を両立させるのには［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］の合計量は０．１０～０．５０％の範囲にするのが好ましい。
Ｔｉ成分はビレットを鋳造する際に、結晶粒の微細化に有効であり、Ｔｉ：０．００５～０．０５％の範囲で添加する。
＜その他の成分＞
アルミニウム合金のビレット鋳造において、混入しやすい不純物としては、Ｆｅ，Ｓｉ等が挙げられる。
これらの成分は多くなると、強度の低下や曲げ成形性の低下につながるので、Ｆｅは０．２％以下、Ｓｉは０．１％以下に抑えるのが好ましい。
本発明においては、上記のようなアルミニウム合金のビレットを鋳造し、押出加工する際に押出加工直後に冷却速度５０～７５０℃／分、好ましくは冷却速度５０～５００℃／分の範囲にてファン空冷を行う。
冷却速度を７５０℃／分超にすると、押出材の部位による冷却差が生じ、ひずみが発生しやすい。
また、空冷では冷却装置が大型になる。
押出材が１００℃以下の常温近くになるまで冷却する。
本発明は、上記押出材が１００℃以下まで冷却された後に、この押出材を１１０～２７０℃、好ましくは１２０～２６０℃の範囲になるように加熱処理する点に特徴がある。
加熱時間は、３０～８００秒の範囲である。
加熱温度が低いと、相対的に長い時間の加熱が好ましい。
特許文献１に開示する復元処理は、金属組織中に折出した金属間化合物の再固溶を目的としているため、４００℃前後の溶体化温度まで加熱する必要があるために加熱後の冷却が重要となる。
これに対して本発明における加熱処理は、押出材に曲げ成形等の塑性加工を加える際に生じる残留応力が少なくなるようにするのが目的である。
これにより、押出材にねばりが付与されるとともに耐応力腐食割れ性も向上する。
曲げ成形における残留応力を少なくする目的では、１１０℃以上に加熱する必要があるが、加熱時間が長いと人工時効が進むので加熱時間は８００秒以内とした。
冷却速度を７５０℃／分超にすると、押出材の部位による冷却差が生じ、ひずみが発生しやすい。
また、空冷では冷却装置が大型になる。
押出材が１００℃以下の常温近くになるまで冷却する。
本発明は、上記押出材が１００℃以下まで冷却された後に、この押出材を１１０～２７０℃、好ましくは１２０～２６０℃の範囲になるように加熱処理する点に特徴がある。
加熱時間は、３０～８００秒の範囲である。
加熱温度が低いと、相対的に長い時間の加熱が好ましい。
特許文献１に開示する復元処理は、金属組織中に折出した金属間化合物の再固溶を目的としているため、４００℃前後の溶体化温度まで加熱する必要があるために加熱後の冷却が重要となる。
これに対して本発明における加熱処理は、押出材に曲げ成形等の塑性加工を加える際に生じる残留応力が少なくなるようにするのが目的である。
これにより、押出材にねばりが付与されるとともに耐応力腐食割れ性も向上する。
曲げ成形における残留応力を少なくする目的では、１１０℃以上に加熱する必要があるが、加熱時間が長いと人工時効が進むので加熱時間は８００秒以内とした。
本発明において塑性加工とは、プレス成形、ベンダー曲げ等にて押出材に曲げ成形等の塑性変形を加えることをいう。
本発明に係るアルミニウム合金は、自然時効型であるので、加熱処理後は１６８時間以内に曲げ成形等の塑性加工を行うのが良い。
本発明に係るアルミニウム合金は、自然時効型であるので、加熱処理後は１６８時間以内に曲げ成形等の塑性加工を行うのが良い。
本発明に用いるアルミニウム合金の鋳造ビレットは、アルミニウム合金の溶湯における化学組成を上記の範囲に調整し、円柱状のビレットに連続鋳造されるが、その鋳造速度を５０ｍｍ／分以上にすると、ビレット組織中の平均結晶粒径が２５０μｍ以下になり、押出加工時の表面再結晶層の深さを小さく抑えることができる。
本発明において押出材は、曲げ加工等の塑性加工後に人工時効処理することで高強度になる。
例えば、１段目９０～１２０℃×１～８時間、２段目１３０～１８０℃×１～１６時間の２段人工時効処理（Ｔ５処理）すると、０．２％耐力４６０ＭＰａ以上、引張り強さ４８０ＭＰａ以上になる。
人工時効処理時間は、１段目と２段目の合計で２～２４時間の範囲が好ましい。
１段目で初晶を発生させ、２段目にてこの初晶を成長させるねらいであり、合計時間が長くなると生産性が低下する。
例えば、１段目９０～１２０℃×１～８時間、２段目１３０～１８０℃×１～１６時間の２段人工時効処理（Ｔ５処理）すると、０．２％耐力４６０ＭＰａ以上、引張り強さ４８０ＭＰａ以上になる。
人工時効処理時間は、１段目と２段目の合計で２～２４時間の範囲が好ましい。
１段目で初晶を発生させ、２段目にてこの初晶を成長させるねらいであり、合計時間が長くなると生産性が低下する。
本発明に係るアルミニウム合金押出材の製造方法にて製造された押出材は、割れが発生しにくくなるいわゆる「ねばり」が生じ、耐応力腐食割れ性が向上する。
また、プレス端焼入れもファン空冷等の空冷手段でよく、押出材にひずみや変形が発生しにくく、生産性が向上する。
また、プレス端焼入れもファン空冷等の空冷手段でよく、押出材にひずみや変形が発生しにくく、生産性が向上する。
図１及び図２の表に示した組成のアルミニウム合金溶湯を調整し、円柱ビレットを鋳造した。
図３及び図４の表にその鋳造速度を示し、ＨＯＭＯ温度（℃）にて均質化処理をした。
ＨＯＭＯ温度は、４８０～５２０℃の範囲が好ましい。
表中、ビレット結晶粒径とは、鋳造されたビレットの組織中の平均結晶粒径を示す。
ビレット結晶粒径は、平均粒径で２５０μｍ以下が好ましい。
表中に示したＢＬＴ温度に予熱したビレットを押出機のコンテナに装填し、押出加工した。
押出加工直後に表中、冷却速度（℃／分）にて押出材が少なくとも１００℃以下になるまでファン空冷した。
冷却速度は５０～７５０℃／分の範囲が好ましい。
ここで、焼入れ性を確保するためにビレットの予熱温度は４００℃以上が好ましく、押出材の押出直後の温度は５００～５５０℃がよい。
次に、表中に示した加熱温度（℃）まで、昇温速度（℃／秒）にて加熱し、その押出材温度を加熱時間（秒）の間、保持した。
条件は、人工時効が進行しない範囲で設定する。
例えば、加熱温度は１１０～２７０℃，加熱時間３０～８００秒の範囲が好ましい。
また、加熱時の昇温速度は１．８℃／秒以上が好ましい。
次に加熱処理後、１６８時間以内に所定の塑性加工を行う。
例えば、車部品で示すとバンパーリインフォースメント，ドアビーム等の製品形状を想定して、弓形形状に曲げ成形を行う。
例えば、曲率５００～３０００ｍｍの曲げ成形である。
表中、曲げ加工開始時間（Ｈｒ）は、加熱処理後の経過時間を示す。
本発明が係るアルミニウム合金は自然時効型合金であり、１６８時間を超えると割れが発生しやすくなる。
その後に表中に示した熱処理条件にて２段人工時効処理を行った。
１段目は９０～１２０℃にて１～８時間の範囲がよく、２段目は１３０～１８０℃にて１～１６時間の範囲がよい。
表中の熱処理条件（ｈｒ）で１段目とは１段目の熱処理時間、２段目とは２段目の熱処理時間を示し、全体時間とはその合計時間を示す。
図３及び図４の表にその鋳造速度を示し、ＨＯＭＯ温度（℃）にて均質化処理をした。
ＨＯＭＯ温度は、４８０～５２０℃の範囲が好ましい。
表中、ビレット結晶粒径とは、鋳造されたビレットの組織中の平均結晶粒径を示す。
ビレット結晶粒径は、平均粒径で２５０μｍ以下が好ましい。
表中に示したＢＬＴ温度に予熱したビレットを押出機のコンテナに装填し、押出加工した。
押出加工直後に表中、冷却速度（℃／分）にて押出材が少なくとも１００℃以下になるまでファン空冷した。
冷却速度は５０～７５０℃／分の範囲が好ましい。
ここで、焼入れ性を確保するためにビレットの予熱温度は４００℃以上が好ましく、押出材の押出直後の温度は５００～５５０℃がよい。
次に、表中に示した加熱温度（℃）まで、昇温速度（℃／秒）にて加熱し、その押出材温度を加熱時間（秒）の間、保持した。
条件は、人工時効が進行しない範囲で設定する。
例えば、加熱温度は１１０～２７０℃，加熱時間３０～８００秒の範囲が好ましい。
また、加熱時の昇温速度は１．８℃／秒以上が好ましい。
次に加熱処理後、１６８時間以内に所定の塑性加工を行う。
例えば、車部品で示すとバンパーリインフォースメント，ドアビーム等の製品形状を想定して、弓形形状に曲げ成形を行う。
例えば、曲率５００～３０００ｍｍの曲げ成形である。
表中、曲げ加工開始時間（Ｈｒ）は、加熱処理後の経過時間を示す。
本発明が係るアルミニウム合金は自然時効型合金であり、１６８時間を超えると割れが発生しやすくなる。
その後に表中に示した熱処理条件にて２段人工時効処理を行った。
１段目は９０～１２０℃にて１～８時間の範囲がよく、２段目は１３０～１８０℃にて１～１６時間の範囲がよい。
表中の熱処理条件（ｈｒ）で１段目とは１段目の熱処理時間、２段目とは２段目の熱処理時間を示し、全体時間とはその合計時間を示す。
図５及び図６の表に評価結果を示す。
表中、Ｔ１の値は人工時効処理前の引張り強さ（ＭＰａ），０．２％耐力（ＭＰａ），伸び（％）を示す。
Ｔ１の段階で引張り強さ、耐力が高くなりすぎると、後述するねばり性が低下するので、表中に目標値を示した。
Ｔ１の段階で引張り強さ等を抑えるには、押出後の加熱時間を２７０℃以下、加熱時間を８００秒以下にする。
Ｔ５の値は人工時効処理後の引張り強さ（ＭＰａ），０．２％耐力（ＭＰａ）伸び（％）を示す。
表中に本発明に係る目標値を示す。
これらの機械的性質は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に基づいて、ＪＩＳ－５号片を押出材から製作し、ＪＩＳ規格に準拠した引張り試験機にて計測した。
ビレットの結晶粒径、押出材の表面再結晶深さは、断面を鏡面仕上げ後にそれぞれ所定のエッチング処理を行い、光学顕微鏡観察による画像処理にて計測した。
表中、ＳＣＣ性は耐応力腐食割れ試験結果を示す。
試験片に耐力の８０％の応力を負荷した状態で次の条件を１サイクルとし、７２０サイクルにて割れが発生しなかったものを目標達成とした。
＜１サイクル＞
３．５％ＮａＣｌ水溶液，２５℃，１０分浸漬し、その後に２５℃，湿度４０％，５０分放置し、その後に自然乾燥する。
表中、小Ｒ曲げ試験は押出材のねばり性を評価したものであり、人工時効処理後に２０×１５０ｍｍの試験片を切り出す。
間隔７ｍｍの試験台に試験片を載置し、上から先端Ｒ＝１．５，外径３ｍｍのパンチにて負荷を加えて、変位一荷重線図を計測した。
ここで、Ｕ字曲げ部先端部に割れが発生するまでの、この先端部伸びが３０％以上となる場合にねばり目標が達成したと評価した。
表中、Ｔ１の値は人工時効処理前の引張り強さ（ＭＰａ），０．２％耐力（ＭＰａ），伸び（％）を示す。
Ｔ１の段階で引張り強さ、耐力が高くなりすぎると、後述するねばり性が低下するので、表中に目標値を示した。
Ｔ１の段階で引張り強さ等を抑えるには、押出後の加熱時間を２７０℃以下、加熱時間を８００秒以下にする。
Ｔ５の値は人工時効処理後の引張り強さ（ＭＰａ），０．２％耐力（ＭＰａ）伸び（％）を示す。
表中に本発明に係る目標値を示す。
これらの機械的性質は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に基づいて、ＪＩＳ－５号片を押出材から製作し、ＪＩＳ規格に準拠した引張り試験機にて計測した。
ビレットの結晶粒径、押出材の表面再結晶深さは、断面を鏡面仕上げ後にそれぞれ所定のエッチング処理を行い、光学顕微鏡観察による画像処理にて計測した。
表中、ＳＣＣ性は耐応力腐食割れ試験結果を示す。
試験片に耐力の８０％の応力を負荷した状態で次の条件を１サイクルとし、７２０サイクルにて割れが発生しなかったものを目標達成とした。
＜１サイクル＞
３．５％ＮａＣｌ水溶液，２５℃，１０分浸漬し、その後に２５℃，湿度４０％，５０分放置し、その後に自然乾燥する。
表中、小Ｒ曲げ試験は押出材のねばり性を評価したものであり、人工時効処理後に２０×１５０ｍｍの試験片を切り出す。
間隔７ｍｍの試験台に試験片を載置し、上から先端Ｒ＝１．５，外径３ｍｍのパンチにて負荷を加えて、変位一荷重線図を計測した。
ここで、Ｕ字曲げ部先端部に割れが発生するまでの、この先端部伸びが３０％以上となる場合にねばり目標が達成したと評価した。
評価結果の考察
実施例１～４８は合金成分の範囲が所定の範囲に設定され、製造条件も所定の範囲にあるので、押出材の評価項目の全てがクリアした。
これに対して比較例１０１～１０５は、加熱処理時の加熱温度が２７０℃を超えていたので小Ｒ曲げ試験にて目標未達であった。
また、比較例１０６，１０７は加熱時間が８００秒を超えて時間が長いので、小Ｒ曲げ試験が未達となった。
また、比較例１０９～１１４及び１１７～１２０は加熱処理条件が所定の範囲を超えているので、引張り強さ、耐力が目標未達であった。
比較例１１５，１１６は、加熱処理しなかったので、小Ｒ曲げ試験で割れが発生しやすかった。
比較例１２１は、アルミニウム合金の組成においてＣｕ成分が多く、Ｃｒも添加されているのでＳＣＣ性が目標未達であり、比較例１２２はＭｇ成分が少なく強度不足となった。
実施例１～４８は合金成分の範囲が所定の範囲に設定され、製造条件も所定の範囲にあるので、押出材の評価項目の全てがクリアした。
これに対して比較例１０１～１０５は、加熱処理時の加熱温度が２７０℃を超えていたので小Ｒ曲げ試験にて目標未達であった。
また、比較例１０６，１０７は加熱時間が８００秒を超えて時間が長いので、小Ｒ曲げ試験が未達となった。
また、比較例１０９～１１４及び１１７～１２０は加熱処理条件が所定の範囲を超えているので、引張り強さ、耐力が目標未達であった。
比較例１１５，１１６は、加熱処理しなかったので、小Ｒ曲げ試験で割れが発生しやすかった。
比較例１２１は、アルミニウム合金の組成においてＣｕ成分が多く、Ｃｒも添加されているのでＳＣＣ性が目標未達であり、比較例１２２はＭｇ成分が少なく強度不足となった。
Claims (4)
- 以下質量％にて、Ｚｎ：６．０～８．０％，Ｍｇ：１．５０～３．５０％，Ｃｕ：０．２０～１．５０％，Ｚｒ：０．１０～０．２５％，Ｔｉ：０．００５～０．０５％，Ｍｎ：０．３％以下，Ｓｒ：０．２５％以下，且つ［Ｍｎ＋Ｚｒ＋Ｓｒ］：０．１０～０．５０％，残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳造ビレットを用いて押出加工し、
前記押出加工直後に冷却速度５０～７５０℃／分の範囲にて１００℃以下になるまで冷却し、その後に１１０～２７０℃の範囲にて３０～８００秒の加熱処理を行うことで塑性加工時に生じる残留応力が少なくなり、前記加熱処理後に、１６８時間内に塑性加工することを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。 - 前記鋳造ビレットは平均結晶粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
- 前記塑性加工は曲げ成形であり、前記曲げ成形後に人工時効処理することを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
- 前記押出材は引張強度４８０ＭＰａ以上、耐力４６０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
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