WO2015114880A1 - 高強度アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

高強度アルミニウム合金及びその製造方法 Download PDF

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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength aluminum alloy used at a site where at least both appearance characteristics and strength characteristics are regarded as important.
  • Aluminum alloys are increasingly used as materials used in sports equipment, transportation equipment, machine parts and other applications where strength and appearance characteristics are important. Since durability is required for these uses, it is desirable to use a high-strength aluminum alloy having a tensile strength of 380 MPa or more. As an aluminum alloy used for applications in which both strength characteristics and appearance characteristics are important, for example, an aluminum alloy extruded material described in Patent Document 1 has been proposed.
  • a conventional 7000 series aluminum alloy has excellent strength characteristics by adding Zn and Mg to precipitate a ⁇ ′ phase or a T ′ phase.
  • the conventional 7000 series aluminum alloy has a lower ductility than other aluminum alloys due to the presence of the ⁇ 'phase or T' phase at the grain boundaries, and cracking occurs, for example, when plastic working is performed. There are problems such as easy to do.
  • the aluminum alloy may be required to have a high gloss on the surface after being subjected to a surface treatment such as an anodizing treatment.
  • a surface treatment such as an anodizing treatment.
  • 5000 series aluminum alloys and the like are often used for applications requiring high gloss, but in recent years, it has been required to improve strength while ensuring high gloss.
  • the conventional 7000 series aluminum alloy has a problem that it is difficult to increase the gloss of the surface after the anodizing treatment, and is not suitable for applications requiring high gloss.
  • the present invention has been made in view of such a background, and an object of the present invention is to provide a high-strength aluminum alloy excellent in ductility and appearance characteristics after anodizing treatment and a method for producing the same.
  • Zn 2.5% to less than 5.0%, Mg: 2.2% to 3.0%, Ti: 0.001% to 0.05% in mass% Cu: 0.10% or less, Zr: 0.10% or less, Cr: 0.03% or less, Fe: 0.30% or less, Si: 0.30% or less, Mn: 0.03% or less And the remainder has a chemical component consisting of Al and inevitable impurities,
  • the tensile strength is 380 MPa or more
  • Conductivity is 38.0% IACS or higher
  • the high-strength aluminum alloy is characterized in that the metal structure is a recrystallized structure.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing the high-strength aluminum alloy, In mass%, Zn: 2.5% to less than 5.0%, Mg: 2.2% to 3.0%, Ti: 0.001% to 0.05%, Cu: 0.00%. 10% or less, Zr: 0.10% or less, Cr: 0.03% or less, Fe: 0.30% or less, Si: 0.30% or less, Mn: 0.03% or less, the balance being Al And producing an ingot having a chemical component consisting of inevitable impurities, A homogenization treatment is performed by heating the ingot at a temperature of 540 ° C. or higher and 580 ° C. or lower for 1 to 24 hours, In the state where the temperature of the ingot at the start of processing is 440 ° C.
  • the ingot is hot-worked to obtain a wrought material
  • the average cooling rate while the temperature of the wrought material is in the range of 400 ° C. to 150 ° C. is 1 ° C./second to 300 ° C./second.
  • Performs a rapid cooling process to cool by controlling to less than a second The temperature of the wrought material is cooled to room temperature by the rapid cooling treatment or subsequent cooling, Then, it exists in the manufacturing method of the high-strength aluminum alloy characterized by performing artificial aging treatment with respect to the said wrought material.
  • the high-strength aluminum alloy has the specific chemical component, has a tensile strength of 380 MPa or more, and has a recrystallized metal structure. As a result, the high-strength aluminum alloy has high strength, is excellent in ductility and appearance characteristics after anodizing treatment, and can be suitably used for applications in which these characteristics are regarded as important.
  • the high-strength aluminum alloy has a strength characteristic equal to or higher than that of the conventional 7000 series aluminum alloy, that is, a tensile strength of 380 MPa or more. Therefore, for example, strength requirements such as ensuring strength characteristics that can cope with thinning for weight reduction can be satisfied relatively easily.
  • the high-strength aluminum alloy has excellent ductility while ensuring high strength characteristics by having the specific chemical component. Therefore, the high-strength aluminum alloy has good workability, for example, when plastic working is performed.
  • the high-strength aluminum alloy has the specific chemical component and the metal structure is a recrystallized structure. Therefore, the high-strength aluminum alloy can suppress the occurrence of streak patterns due to the fibrous structure after anodizing, and can realize a surface having high gloss, and has excellent appearance characteristics.
  • the high-strength aluminum alloy is produced by the specific treatment temperature, treatment time and treatment procedure. Therefore, the above excellent high strength aluminum alloy can be easily obtained.
  • FIG. 1 The drawing substitute photograph which shows the metal structure of the sample 2 in Example 1.
  • FIG. 1 The drawing substitute photograph which shows the example of the metal structure which consists of a fibrous structure.
  • the high-strength aluminum alloy contains Zn, Mg, and Ti as essential components.
  • Zn 2.5% or more and less than 5.0%
  • Zn is an element that precipitates the ⁇ ′ phase and / or the T ′ phase by coexisting with Mg in the aluminum alloy.
  • the Zn content is 2.5% or more.
  • the Zn content is 5.0% or more, the ductility is lowered and the gloss after the anodizing treatment is lowered and the appearance characteristics may be insufficient. Therefore, the Zn content is less than 5.0%. From the same viewpoint, the Zn content is preferably 4.8% or less.
  • Mg 2.2% to 3.0%
  • Mg is an element that precipitates the ⁇ ′ phase and / or the T ′ phase by coexisting with Zn in the aluminum alloy.
  • the Mg content is less than 2.2%, the amount of precipitation of the ⁇ ′ phase and the T ′ phase decreases, so that the strength improvement effect is reduced.
  • the Mg content exceeds 3.0%, hot workability is lowered and productivity is lowered, and ductility may be lowered.
  • the Mg content exceeds 3.0%, the gloss after the anodizing treatment is lowered and the appearance characteristics may be insufficient.
  • Ti 0.001% or more and 0.05% or less, Ti has the effect
  • the high-strength aluminum alloy may contain Cu, Zr, Cr, Fe, Si, and Mn as optional components.
  • Cu 0.10% or less
  • Cu may be mixed when a recycled material is used as a raw material for the high-strength aluminum alloy. If the Cu content exceeds 0.10%, after anodizing, the surface gloss may decrease, the surface color may change to yellow, and the appearance characteristics may be insufficient. There is. In order to avoid such a problem, the Cu content is restricted to 0.10% or less.
  • Zr 0.10% or less
  • the content of Zr exceeds 0.10%, generation of a recrystallized structure is suppressed, and a fibrous structure is easily generated instead.
  • the fibrous structure is present, the streak pattern resulting from the fibrous structure is likely to appear on the surface after the anodizing treatment, so that the appearance characteristics may be insufficient.
  • the Zr content is restricted to 0.10% or less.
  • the Cr content is restricted to 0.03% or less.
  • Fe 0.30% or less
  • Si 0.30% or less
  • Mn 0.03% or less
  • Fe and Si are mixed as impurities in the aluminum ingot
  • Mn is a component that may be mixed when using recycled materials.
  • Fe, Si, and Mn have an action of suppressing recrystallization by forming an AlMn-based, AlMnFe-based, or AlMnFeSi-based intermetallic compound with Al. For this reason, when the three components are excessively mixed in the high-strength aluminum alloy, the formation of a recrystallized structure is suppressed, and a fibrous structure is easily generated instead.
  • Fe is regulated to 0.30% or less
  • Si is regulated to 0.30% or less
  • Mn is regulated to 0.03% or less.
  • the high-strength aluminum alloy can be configured to contain the above-mentioned optional component.
  • the above-mentioned optional component is excessively contained, the appearance characteristics may be impaired. Therefore, from the viewpoint of securing appearance characteristics, the content of the arbitrary component is restricted to the specific range. From the same viewpoint, it is particularly preferable to have a configuration that does not include the above-mentioned optional component.
  • the high-strength aluminum alloy has a metal structure composed of a granular recrystallized structure.
  • an aluminum alloy produced by hot working has a metal structure composed of a fibrous structure, so that a streak pattern is likely to occur on the surface, and as a result, the appearance characteristics may be insufficient.
  • the high-strength aluminum alloy has excellent appearance characteristics because the metal structure is composed of a recrystallized structure, and no streak pattern is generated on the surface.
  • the high-strength aluminum alloy has a conductivity at 25 ° C. of 38.0% IACS or more.
  • the high-strength aluminum alloy having the conductivity in the specific range the aluminum matrix is easily deformed as a result of the solid solution amount of the solute atoms being controlled in an appropriate range. Therefore, the high strength aluminum alloy has excellent ductility.
  • the high-strength aluminum alloy has a mirror-finished surface subjected to an anodizing treatment using a sulfuric acid bath, and a surface on which an anodized film having a thickness of 8 ⁇ m is formed has an incident angle of light flux of 60 °.
  • the obtained Gloss value is 600 or more.
  • the high-strength aluminum alloy can realize a surface having a Gloss value of 600 or more by having at least the specific chemical component.
  • An aluminum alloy having a Gloss value in the above specific range has a sufficiently high gloss while ensuring a high strength characteristic, and is therefore suitable for applications that require both a strength characteristic and a gloss.
  • the recrystallized structure has an average grain size of 500 ⁇ m or less, and the crystal grain length in the direction parallel to the hot working direction is 0 with respect to the crystal grain length perpendicular to the hot working direction. It is preferably 5 to 4 times.
  • the average grain size of the above crystal grains exceeds 500 ⁇ m, the crystal grains become excessively coarse, and therefore, after surface treatment such as anodizing treatment, the surface is likely to be spotted and the appearance characteristics may be insufficient. There is. Therefore, the smaller the average grain size of the crystal grains, the better.
  • the aspect ratio of the crystal grains that is, the ratio of the crystal grain length in the direction parallel to the hot working direction to the crystal grain length perpendicular to the hot working direction exceeds 4
  • the anodizing treatment is performed. After that, streaks appear on the surface and the appearance characteristics may be insufficient.
  • crystal grains having an aspect ratio of less than 0.5 are difficult to obtain with commonly used production equipment.
  • the said metal structure is a recrystallized structure by performing the etching process on the surface of an aluminum alloy, for example, and observing the obtained surface with a polarization microscope. That is, when the metal structure is a recrystallized structure, a uniform metal structure composed of granular crystals is observed, and solidified structures that can be formed during casting, such as coarse intermetallic compounds and suspended crystals, are observed. I can't. Similarly, in the metal structure composed of the recrystallized structure, a streak structure (so-called processed structure) formed by plastic processing such as extrusion or rolling is not observed.
  • the average grain size of the crystal grains in the recrystallized structure is based on JIS G 0551 (ASTM E 112-96, ASTM E 1382-97) based on the metal structure image obtained by observation using the polarizing microscope described above. It can be calculated according to a prescribed cutting method. That is, by drawing one cutting line in each of the vertical, horizontal and diagonal directions at an arbitrary position in the metal structure image, and dividing the length of the cutting line by the number of grain boundaries crossing the cutting line. The average particle size can be calculated.
  • the aspect ratio that is, the ratio of the crystal grain length in the direction parallel to the hot working direction to the crystal grain length perpendicular to the hot working direction
  • the aspect ratio can be calculated according to the above method. That is, in the same manner as described above, a cutting line in the direction parallel to the hot working direction and a direction perpendicular to the hot working direction is drawn to an arbitrary position in the metal structure image, and a direction parallel to the hot working direction from each cutting line. And the average particle size in the perpendicular direction is calculated. Then, the aspect ratio can be calculated by dividing the average particle size in the direction parallel to the hot working direction by the average particle size in the direction perpendicular to the hot working direction.
  • the recrystallized structure is preferably generated during hot working.
  • the recrystallized structure can be classified into a dynamic recrystallized structure and a static recrystallized structure depending on the manufacturing process. It is called crystal structure.
  • a static recrystallized structure refers to a structure generated by adding a heat treatment step such as solution treatment or annealing treatment after hot working or cold working.
  • the method for producing the high-strength aluminum alloy homogenization is performed by heating the ingot having the chemical component at a temperature of 540 ° C. or higher and 580 ° C. or lower for 1 hour or longer and 24 hours or shorter.
  • the heating temperature for the homogenization treatment is lower than 540 ° C., the ingot segregation layer is not sufficiently homogenized. As a result, coarsening of crystal grains, formation of a non-uniform crystal structure, and the like occur, so that the appearance characteristics of the finally obtained alloy material may be insufficient.
  • the homogenization temperature is preferably 540 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • the homogenization time is preferably 1 hour or more and 24 hours or less.
  • the ingot is hot worked to obtain a wrought material.
  • the temperature of the ingot at the start of hot working is 440 ° C. or higher and 560 ° C. or lower.
  • the heating temperature of the ingot before hot working is lower than 440 ° C.
  • deformation resistance becomes high, so that it is difficult to work with a commonly used manufacturing facility.
  • the temperature of the ingot before hot working is preferably 440 ° C. or higher and 560 ° C. or lower.
  • an extrusion process, a rolling process, etc. are employable.
  • the resulting aluminum alloy may have a tensile strength of less than 380 MPa. Further, even when the temperature of the wrought material after the rapid cooling treatment exceeds 150 ° C., the quenching effect becomes insufficient, and as a result, the tensile strength of the resulting aluminum alloy may be less than 380 MPa.
  • the said rapid cooling process means the process which cools the said wrought material by a forced means.
  • a forced means for example, cooling methods such as forced rapid cooling with a fan, shower cooling, and water cooling can be employed.
  • the rapid cooling treatment is performed by controlling the average cooling rate to 1 ° C./second or more and 300 ° C./second or less while the temperature of the wrought material is in the range of 400 ° C. to 150 ° C.
  • the average cooling rate exceeds 300 ° C./second, the equipment becomes excessive and an effect commensurate with it cannot be obtained.
  • the average cooling rate is less than 1 ° C./second, the quenching effect is insufficient, and the tensile strength of the resulting aluminum alloy may be less than 380 MPa.
  • the average cooling rate should be fast, preferably 1 ° C./second or more and 300 ° C./second or less, preferably 3 ° C./second or more and 300 ° C./second or less.
  • the temperature of the wrought material is allowed to reach room temperature. This may reach room temperature by the quenching process, or may be reached by performing an additional cooling process after the quenching process. By causing the temperature of the wrought material to reach room temperature, the effect of room temperature aging appears, so that the strength of the high-strength aluminum alloy is improved.
  • additional cooling process cooling methods, such as fan air cooling, mist cooling, shower cooling, and water cooling, are employable, for example.
  • the strength of the high-strength aluminum alloy is further improved due to the aging effect at room temperature.
  • the strength is improved as the time is long in the initial stage, but when the room temperature aging time is 24 hours or more, the effect of room temperature aging becomes saturated.
  • artificial aging treatment is performed in which the wrought material that has been cooled to room temperature as described above is heated.
  • MgZn 2 precipitates finely and uniformly in the wrought material, so that the tensile strength of the high-strength aluminum alloy can be easily increased to 380 MPa or more.
  • any of the following embodiments can be applied.
  • a first artificial aging treatment is performed in which the wrought material is heated at a temperature of 80 to 120 ° C. for 1 to 5 hours, and then the wrought material is continuous with the first artificial aging treatment.
  • a second artificial aging treatment in which is heated at a temperature of 145 to 200 ° C. for 2 to 15 hours.
  • the first artificial aging treatment and the second artificial aging treatment are performed continuously, after the first artificial aging treatment is completed, the second artificial aging treatment is performed while maintaining the temperature of the wrought material. It means that. That is, it is sufficient that the wrought material is not cooled between the first artificial aging treatment and the second artificial aging treatment.
  • the first aging treatment is not taken out from the heat treatment furnace. 2 There is a method of performing artificial aging treatment.
  • the artificial aging treatment time can be shortened by continuously performing the first artificial aging treatment and the second artificial aging treatment.
  • the treatment temperature in the second artificial aging treatment is preferably 145 to 200 ° C.
  • the ductility of the high-strength aluminum alloy is increased, so that the workability when plastic working or the like is performed can be further improved.
  • the second artificial aging treatment if there are conditions outside the above temperature range or time range, the ductility and tensile strength of the resulting aluminum alloy may be insufficient.
  • the wrought material can be heated at a temperature of 145 to 180 ° C. for 1 to 24 hours.
  • the high-strength aluminum alloy can be manufactured more easily. If the artificial aging treatment is out of the above temperature range or time range, the ductility and tensile strength of the resulting aluminum alloy may be insufficient.
  • Example 1 Examples relating to the high-strength aluminum alloy will be described with reference to Tables 1 to 3.
  • samples samples (samples 1 to 24) in which the chemical composition of the aluminum alloy was changed were prepared under the same manufacturing conditions, and tensile tests and metal structure observations of each sample were performed. went. Furthermore, after performing a surface treatment on each sample, the appearance characteristics were evaluated. The manufacturing conditions, strength measurement method, metal structure observation method, surface treatment method, and appearance characteristic evaluation method for each sample will be described below.
  • Example preparation method An ingot with a diameter of 90 mm having the chemical components described in Tables 1 and 2 was cast by semi-continuous casting. Then, the homogenization process which heats an ingot for 5 hours at the temperature of 555 degreeC was performed. Thereafter, hot extrusion was started in a state where the temperature of the ingot was 520 ° C., and the extrudate having a width of 35 mm and a thickness of 7 mm was produced by subjecting the ingot to hot extrusion. Thereafter, the rapid cooling treatment was started in a state where the temperature of the wrought material was 510 ° C. or higher.
  • the average cooling rate in the rapid cooling treatment was 60 ° C./second, and the temperature at the end of the treatment was 100 ° C.
  • the wrought material which performed the rapid cooling process was cooled to room temperature, and the room temperature aging was performed at room temperature for 48 hours. Thereafter, a first artificial aging treatment was performed in which the wrought material was heated at a temperature of 100 ° C. for 3 hours using a heat treatment furnace. Next, a second artificial aging treatment was performed in which the temperature inside the furnace was raised to 150 ° C. without removing the wrought material from the heat treatment furnace, and the wrought material was heated at 150 ° C. for 8 hours. A sample was obtained as described above.
  • ⁇ Tensile test method> From the sample, No. 5 test piece was sampled by a method in accordance with JIS Z 2241 (ISO 6892-1), and the tensile strength, proof stress and elongation were measured. As a result, when the tensile strength was 380 MPa or more and the elongation was 18% or more, it was determined to be acceptable. In addition, No. 5 test piece was extract
  • ⁇ Metallic structure observation method> After the sample was electropolished and electroetched, a microscopic image of the sample surface was obtained with a polarizing microscope having a magnification of 50 to 100 times. Image analysis was performed on the microscopic image, and as described above, the average grain size of the crystal grains constituting the metal structure of the sample was determined according to the cutting method defined in JIS G 0551. Also, the aspect ratio (the ratio of the crystal grain length in the direction parallel to the hot working direction to the crystal grain length perpendicular to the hot working direction) is the direction parallel to the hot working direction as described above. The average particle size was calculated by dividing the average particle size by the average particle size in the direction perpendicular to the hot working direction. As a result, those having an average particle diameter of 500 ⁇ m or less and those having an aspect ratio in the range of 0.5 to 4.0 were determined to be preferable results.
  • ⁇ Surface treatment method> The surface of the sample subjected to the above artificial aging treatment was subjected to paper polishing up to # 2400, followed by buffing to finish the sample surface as a mirror finish. Thereafter, the sample surface was anodized at a current density of 150 A / m 2 in a 15% sulfuric acid bath to form an anodized film having a thickness of 8 ⁇ m. Finally, the sample after the anodizing treatment was immersed in boiling water, and the anodized film was sealed. The following appearance characteristic evaluation was implemented using the sample which gave the above process.
  • ⁇ Appearance characteristic evaluation method> -Visual observation The surface of the sample was visually observed. As a result, when a streak pattern, a spotted pattern, or a spot-like defect did not appear on the surface, it was determined to be acceptable in visual observation.
  • Glossiness Gloss value of the sample surface was measured using a variable angle gloss meter (“GM-3D” manufactured by Murakami Color Research Laboratory Co., Ltd.). As a result, when the Gloss value was 600 or more, it was determined that the gloss characteristic was acceptable. In addition, the incident angle of the light beam in the measurement of the Gloss value was 60 °.
  • ⁇ Conductivity measurement method> The conductivity of the sample when the temperature was 25 ° C. was measured using a conductivity meter (manufactured by Forster Co., Ltd., “Sigma Test 2.069”). As a result, when the electrical conductivity was 38.0% IACS or more, it was determined to be a preferable result.
  • Table 3 shows the evaluation results of each sample in Tables 1 and 2. In addition, about what was not determined to be acceptable or not preferable in each evaluation result, the evaluation result in Table 3 is underlined.
  • Sample 1 to Sample 12 passed all the evaluation items, and showed excellent properties in terms of strength properties, ductility, and appearance properties.
  • the metal structure observation result of Sample 2 is shown in FIG.
  • the sample having excellent appearance characteristics has a metal structure composed of a granular recrystallized structure, and at the same time, no streak pattern is observed in visual confirmation, and there is no spots and high gloss.
  • FIG. 2 shows a metal structure photograph of a conventional aluminum alloy extruded material as an example of a metal structure composed of a fibrous structure.
  • a fibrous structure as shown in the figure is formed, a streak pattern is likely to occur on the surface after the anodizing treatment, and the appearance characteristics become insufficient.
  • Sample 19 Since the sample 19 had too high Si content, the fibrous structure was formed, and as a result, the streak pattern was visually recognized on the surface. Sample 19 had an insufficient Gloss value. As a result, the sample 19 was judged to be unacceptable due to insufficient appearance characteristics. In Sample 20, since the Mn content was too high, a streaky pattern was visually recognized on the surface as a result of forming a fibrous structure. Sample 20 had an insufficient Gloss value. As a result of these, the sample 20 was determined to be unacceptable due to insufficient appearance characteristics. In Sample 21, since the Cr content was too high, a fibrous structure was formed, and as a result, a streak pattern was visually recognized on the surface. Sample 21 had an insufficient Gloss value. As a result, the sample 21 was judged to be unacceptable due to insufficient appearance characteristics.
  • sample 22 Since the sample 22 had too low Ti content, the streak pattern resulting from the coarse ingot structure
  • the sample 23 Since the sample 23 had an excessively high Ti content, an intermetallic compound with Al was formed, and as a result, streak-like and point-like defects were visually recognized on the surface. Moreover, the sample 23 had insufficient elongation. As a result, the sample 23 was determined to be unacceptable due to insufficient elongation and appearance characteristics.
  • Sample 24 had a Zr content too high, and as a result of forming a fibrous structure, a streak pattern was visually recognized on the surface. Sample 24 had insufficient elongation and Gloss value. As a result, the sample 24 was determined to be unacceptable due to insufficient elongation and appearance characteristics.
  • Example 2 Next, examples according to the method for producing the high-strength aluminum alloy will be described with reference to Tables 4 to 7.
  • samples (sample A1 to sample A29) were prepared by using the aluminum alloy (alloy A) containing the chemical components shown in Table 4 and changing the manufacturing conditions as shown in Table 5 and Table 6.
  • Strength measurement and metal structure observation were performed. Furthermore, after performing a surface treatment on each sample, the appearance characteristics were evaluated. Below, the manufacturing conditions of each sample are explained in detail. The strength measurement method, metal structure observation method, surface treatment method, and appearance characteristic evaluation method for each sample were performed in the same manner as in Example 1.
  • Example manufacturing conditions An ingot having a diameter of 90 mm having the chemical components described in Table 4 was cast by semi-continuous casting. Then, using a combination of temperature, time or average cooling rate shown in Table 5 and Table 6, this ingot is subjected to homogenization treatment, hot extrusion processing, rapid cooling treatment, first artificial aging treatment and second artificial aging treatment. Each sample was obtained in order.
  • the room temperature aging time described in Tables 5 and 6 means the time from when the wrought material reaches room temperature until the first artificial aging treatment is performed after the rapid cooling treatment.
  • Table 7 shows the evaluation results of each sample prepared as described above. In addition, about what was not determined to be acceptable or not preferable in each evaluation result, the evaluation result in Table 7 is underlined.
  • sample A18 the heating temperature in the homogenization treatment was too low, and thus a streak pattern was visually recognized on the surface, and the sample A18 was determined to be unacceptable.
  • sample A19 the treatment time in the homogenization treatment was too short, so a streak pattern was visually recognized on the surface, and the sample A19 was determined to be unacceptable.
  • Sample A21 had an insufficient tensile strength because the average cooling rate in the rapid cooling treatment was too low. Sample A21 had an insufficient Gloss value. Therefore, sample A21 was determined to be unacceptable due to insufficient tensile strength and appearance characteristics. Since the processing temperature in the 2nd artificial aging treatment was too low, sample A22 was determined to be unacceptable due to insufficient tensile strength.
  • Sample A23 was judged to be unacceptable due to insufficient tensile strength as a result of overaging due to the treatment temperature being too high in the second artificial aging treatment. As a result of the treatment time in the second artificial aging treatment being too short and age hardening being insufficient, Sample A24 was judged to be unacceptable because of insufficient tensile strength.
  • Sample A25 was determined to be unacceptable due to insufficient tensile strength as a result of overaging due to the treatment time being too long in the second artificial aging treatment.
  • Sample A26 was subjected to only one stage of artificial aging treatment, but the treatment temperature in the artificial aging treatment was too low and age hardening was insufficient, resulting in insufficient tensile strength and failure. It was determined.
  • Sample A27 was judged to be unacceptable due to insufficient tensile strength as a result of overaging due to the treatment temperature being too high in only one stage of artificial aging treatment.
  • Sample A28 was judged to be unsatisfactory due to insufficient tensile strength as a result of the treatment time in the one-step artificial aging treatment being too short and insufficient age hardening.
  • Sample A29 was judged to be unacceptable due to insufficient tensile strength as a result of over-aging due to the treatment time being too long in only one stage of artificial aging treatment.

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Abstract

　高強度アルミニウム合金は、質量％において、Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下に規制し、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。また、引張強さが３８０ＭＰａ以上であり、導電率が３８．０％ＩＡＣＳ以上であり、金属組織が再結晶組織よりなる。

Description

高強度アルミニウム合金及びその製造方法
　本発明は、少なくとも外観特性と強度特性の双方が重要視される部位に用いられる高強度アルミニウム合金に関する。
　少なくとも強度特性及び外観特性が重要視されるスポーツ用具、輸送機器、機械部品その他の用途に用いられる材料として、アルミニウム合金を採用することが増えてきている。これらの用途には耐久性が要求されるため、引張強さが３８０ＭＰａ以上である高強度のアルミニウム合金を用いることが望まれる。強度特性と外観特性との双方が重視される用途に用いるアルミニウム合金としては、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２０１２-２４６５５５号公報
　従来の７０００系アルミニウム合金は、Ｚｎ及びＭｇを添加してη’相またはＴ’相を析出させることにより、優れた強度特性を有する。しかしながら、従来の７０００系アルミニウム合金は、η’相またはＴ’相が結晶粒界に存在することにより、他のアルミニウム合金に比べて延性が低くなり、例えば塑性加工を施した際に割れが発生し易いなどの問題がある。
　また、アルミニウム合金は、用途によっては、陽極酸化処理等の表面処理を施した後の表面が高い光沢を有することを要求される場合がある。従来、高い光沢を要求される用途には５０００系アルミニウム合金等が多く用いられているが、近年では、高い光沢を確保しつつ、より強度を向上させることが求められている。しかしながら、従来の７０００系アルミニウム合金は、陽極酸化処理後の表面の光沢を高くすることが難しいという問題があり、高い光沢を要求される用途には適していない。
　本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、延性及び陽極酸化処理後における外観特性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法を提供しようとするものである。
　本発明の一態様は、質量％において、Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
　引張強さが３８０ＭＰａ以上であり、
　導電率が３８．０％ＩＡＣＳ以上であり、
　金属組織が再結晶組織よりなることを特徴とする高強度アルミニウム合金にある。
　また、本発明の他の態様は、上記高強度アルミニウム合金を製造する方法であって、
　質量％において、Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下に規制し、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鋳塊を作製し、
　上記鋳塊を５４０℃以上５８０℃以下の温度で１～２４時間加熱する均質化処理を行い、
　加工開始時における上記鋳塊の温度を４４０℃～５６０℃とした状態で上記鋳塊に熱間加工を施して展伸材とし、
　該展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始した後、上記展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して冷却する急冷処理を行い、
　該急冷処理またはその後の冷却により上記展伸材の温度を室温まで冷却し、
　その後、上記展伸材に対して人工時効処理を行うことを特徴とする高強度アルミニウム合金の製造方法にある。
　上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有しており、引張強さが３８０ＭＰａ以上であり、かつ、金属組織が再結晶組織よりなる。これにより、上記高強度アルミニウム合金は、高強度であるとともに、延性及び陽極酸化処理後の外観特性に優れたものとなり、これらの特性が重要視される用途に好適に使用することができる。
　すなわち、上記高強度アルミニウム合金は、上記従来の７０００系アルミニウム合金と同等以上の強度特性、つまり、３８０ＭＰａ以上の引張強さを有している。そのため、例えば軽量化のための薄肉化に対応し得る強度特性を確保するなどの強度要求を比較的容易に満たすことができる。
　また、上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有することによって、高い強度特性を確保しつつ、優れた延性を有する。そのため、上記高強度アルミニウム合金は、例えば塑性加工を施す際等の加工性が良好である。
　また、上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有していると共に金属組織が再結晶組織からなる。そのため、上記高強度アルミニウム合金は、陽極酸化処理後において、繊維状組織に起因する筋状模様が発生すること等を抑制できると共に、高い光沢を有する表面を実現することができ、優れた外観特性を有する。
　次に、上記高強度アルミニウム合金の製造方法では、上記特定の処理温度、処理時間及び処理手順により上記高強度アルミニウム合金を製造する。そのため、上記の優れた高強度アルミニウム合金を容易に得ることができる。
実施例１における、試料２の金属組織を示す図面代用写真。 繊維状組織よりなる金属組織の例を示す図面代用写真。
　上記高強度アルミニウム合金における、各元素の含有量範囲の限定理由について説明する。上記高強度アルミニウム合金は、Ｚｎ、Ｍｇ及びＴｉを必須成分として含有している。
Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、
　Ｚｎは、アルミニウム合金中においてＭｇと共存することでη’相及び／またはＴ’相を析出させる元素である。Ｍｇと共にＺｎを含有させることにより、析出強化による強度向上効果を得ることができる。Ｚｎの含有量が２．５％未満の場合には、η’相及びＴ’相の析出量が少なくなるため、強度向上効果が低くなる。そのため、Ｚｎの含有量は２．５％以上とする。一方、Ｚｎの含有量が５．０％以上の場合には、延性が低下すると共に、陽極酸化処理後の光沢が低下して外観特性が不十分となるおそれがある。そのため、Ｚｎの含有量は５．０％未満とする。同じ観点から、Ｚｎの含有量を４．８％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、
　Ｍｇは、アルミニウム合金中においてＺｎと共存することでη’相及び／またはＴ’相を析出させる元素である。Ｚｎと共にＭｇを含有させることにより、析出強化による強度向上効果を得ることができる。Ｍｇの含有量が２．２％未満の場合には、η’相及びＴ’相の析出量が少なくなるため、強度向上効果が低くなる。一方、Ｍｇの含有量が３．０％を超えると、熱間加工性が低下し生産性が低下するとともに、延性が低下するおそれがある。また、Ｍｇの含有量が３．０％を超えると、陽極酸化処理後の光沢が低下して外観特性が不十分となるおそれがある。
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
　Ｔｉは、アルミニウム合金に添加されることにより鋳塊組織を微細化する作用を有する。鋳塊組織が微細になるほど、斑がなく高い光沢の表面を容易に実現できるため、Ｔｉを添加することにより上記高強度アルミニウム合金の外観特性を向上させることができる。Ｔｉの含有量が０．００１％より少ない場合には、鋳塊組織の微細化が充分に為されないため、上記高強度アルミニウム合金の表面に斑および筋状模様を生じ、外観特性が不十分となるおそれがある。また、Ｔｉの含有量が０．０５％より多い場合には、Ａｌとの間に形成されるＡｌＴｉ系金属間化合物などが原因となり、点状及び筋状模様が発生しやすくなるため、外観特性が不十分となるおそれがある。
　また、上記高強度アルミニウム合金は、任意成分として、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ及びＭｎを含有していても良い。
Ｃｕ：０．１０％以下、
　Ｃｕは、上記高強度アルミニウム合金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。Ｃｕの含有量が０．１０％を超える場合には、陽極酸化処理を施した後に、表面の光沢の低下や、表面の色調の黄色への変化などが起こり、外観特性が不十分となるおそれがある。このような問題を回避するため、Ｃｕの含有量を０．１０％以下に規制する。
Ｚｒ：０．１０％以下、
　Ｚｒの含有量が０．１０％を超える場合には、再結晶組織の生成が抑制され、その替わりに繊維状組織が生成されやすくなる。上記繊維状組織が存在すると、陽極酸化処理を行った後に、上記繊維状組織に起因する筋状模様が表面に現れやすくなるため、外観特性が不十分となるおそれがある。このような問題を回避するため、Ｚｒ含有量を０．１０％以下に規制する。
Ｃｒ：０．０３％以下、
　Ｃｒの含有量が０．０３％を超える場合には、再結晶組織の生成が抑制され、その替わりに繊維状組織が生成されやすくなる。そのため、陽極酸化処理を行った後に、上記繊維状組織に起因する筋状模様が表面に現れやすくなり、外観特性が不十分となるおそれがある。このような問題を回避するため、Ｃｒの含有量を０．０３％以下に規制する。
Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下、
　Ｆｅ、Ｓｉはアルミニウム地金中の不純物として混入し、Ｍｎはリサイクル材を使用する場合に混入する可能性のある成分である。Ｆｅ、ＳｉおよびＭｎは、Ａｌとの間にＡｌＭｎ系、ＡｌＭｎＦｅ系もしくはＡｌＭｎＦｅＳｉ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３成分が上記高強度アルミニウム合金に過度に混入した場合には再結晶組織の生成が抑制され、その替わりに繊維状組織が生成されやすくなる。そのため、陽極酸化処理を行った後に、繊維状組織に起因する筋状模様が表面に現れやすくなり、外観特性が不十分となるおそれがある。このような問題を回避するため、Ｆｅを０．３０％以下に、Ｓｉを０．３０％以下に、Ｍｎを０．０３％以下にそれぞれ規制する。
　以上のように、上記高強度アルミニウム合金は、上記任意成分を含有する構成をとることもできるが、上記任意成分が過度に多く含まれる場合には、外観特性が損なわれるおそれがある。そのため、外観特性を確保する観点から、上記任意成分の含有量を上記特定の範囲に規制する。同じ観点からは、上記任意成分を含まない構成とすることが特に好ましい。
　次に、上記高強度アルミニウム合金は、上述したごとく、金属組織が粒状の再結晶組織より構成されている。通常、熱間加工を行って作製したアルミニウム合金は繊維状組織よりなる金属組織を有するため、表面に筋状模様が生じやすく、その結果外観特性が不十分となるおそれがある。一方、上記高強度アルミニウム合金は、金属組織が再結晶組織で構成されているため、表面に筋状模様は発生せず、優れた外観特性を有する。
　また、上記高強度アルミニウム合金は、２５℃における導電率が３８．０％ＩＡＣＳ以上である。導電率は、値が大きいほど、アルミニウムマトリクス中に固溶している溶質原子の固溶量が少ないことを示すため、導電率を指標として溶質原子の固溶量を制御することができる。上記特定の範囲の導電率を有する上記高強度アルミニウム合金は、溶質原子の固溶量が適切な範囲に制御される結果、アルミニウムマトリクスが変形しやすくなる。それ故、上記高強度アルミニウム合金は優れた延性を有する。
　また、上記高強度アルミニウム合金は、鏡面仕上げを施した表面に硫酸浴を用いた陽極酸化処理を施し、膜厚８μｍの陽極酸化皮膜を形成した表面の、光束の入射角を６０°としたときに得られるＧｌｏｓｓ値が６００以上である。上記高強度アルミニウム合金は、少なくとも上記特定の化学成分を有していることによって、Ｇｌｏｓｓ値が６００以上となる表面を実現することができる。上記特定の範囲のＧｌｏｓｓ値を有するアルミニウム合金は、高い強度特性を確保しつつ十分に高い光沢を有するため、強度特性と光沢との両方を要求される用途に好適である。
　上記再結晶組織は、その結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さが、熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対して０．５～４倍であることが好ましい。
　上記結晶粒の平均粒径が５００μｍを超えると、結晶粒が過度に粗大となるため、陽極酸化処理等の表面処理を行った後に、表面に斑が生じやすく、外観特性が不十分となるおそれがある。そのため、上記結晶粒の平均粒径は小さいほど良い。
　また、上記結晶粒のアスペクト比、つまり、熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さの比が４を超えると、陽極酸化処理を行った後の表面に筋状模様が現れ、外観特性が不十分となるおそれがある。一方、アスペクト比が０．５未満となる結晶粒は、一般的に用いられる製造設備では得ることが難しい。
　なお、上記金属組織は、例えばアルミニウム合金の表面にエッチング処理を施し、得られた表面を偏光顕微鏡により観察することで再結晶組織であるか否かを確認できる。つまり、上記金属組織が再結晶組織よりなる場合には、粒状晶よりなる均一な金属組織が観察され、粗大な金属間化合物や浮遊晶等に代表される、鋳造時に形成され得る凝固組織はみられない。同様に、再結晶組織よりなる金属組織には、押出や圧延等の塑性加工によって形成される筋状の組織（いわゆる加工組織）はみられない。
　また、上記再結晶組織における結晶粒の平均粒径は、上述の偏光顕微鏡を用いた観察により得られる金属組織像に基づいて、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２－９６、ＡＳＴＭ　Ｅ　１３８２－９７）に規定された切断法に準じて算出することができる。つまり、上記金属組織像中の任意の位置において縦、横、斜め方向に各一本ずつの切断線を引き、この切断線の長さを、切断線を横切る結晶粒界の数で割ることにより平均粒径が算出できる。
　また、上記アスペクト比、すなわち、熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さの比は、上述の方法に準じて算出することができる。つまり、上述の方法と同様に、上記金属組織像中に、熱間加工方向と平行な方向及び直角方向の切断線を任意の位置に引き、各々の切断線から熱間加工方向と平行な方向及び直角方向の平均粒径を算出する。そして、熱間加工方向に平行な方向の平均粒径を熱間加工方向に直角方向の平均粒径で割ることにより、上記アスペクト比を算出することができる。
　上記再結晶組織は、熱間加工時に生成されたものであることが好ましい。再結晶組織は、その製造過程により動的再結晶組織と静的再結晶組織に分類することができ、熱間加工時に変形を受けると同時に再結晶を繰り返すことにより生成されるものを動的再結晶組織という。一方、静的再結晶組織は、熱間加工や冷間加工を行った後、溶体化処理や焼鈍処理等の熱処理工程を追加することにより生成されるものをいう。前述した本発明が解決すべき課題は、いずれの再結晶組織であっても解決しうるが、動的再結晶組織の場合には、生産工程が簡素となるため、上記高強度アルミニウム合金をより容易に製造することができる。
　次に、上記高強度アルミニウム合金の製造方法について説明する。上記高強度アルミニウム合金の製造方法においては、上記化学成分を有する鋳塊に対し、５４０℃以上５８０℃以下の温度で１時間以上２４時間以下の加熱をする、均質化処理を行う。上記均質化処理の加熱温度が５４０℃未満の場合には、鋳塊偏析層の均質化が不十分となる。その結果、結晶粒の粗大化や、不均一な結晶組織の形成等が起こるため、最終的に得られる合金材の外観特性が不十分となるおそれがある。一方、加熱温度が５８０℃より高いと、上記鋳塊が局部的に溶融を起こすおそれがあるため、製造が困難となる。従って、上記均質化処理の温度は、５４０℃以上５８０℃以下であることが好ましい。
　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、鋳塊偏析層の均質化が不十分となるため、上記と同様に最終的な外観特性が不十分となるおそれがある。一方、加熱時間が２４時間を超えると、鋳塊偏析層の均質化が充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。従って、上記均質化処理の時間は、１時間以上２４時間以内であることが好ましい。
　上記均質化処理を施した後、鋳塊に熱間加工を施して展伸材とする。熱間加工開始時の上記鋳塊の温度は、４４０℃以上５６０℃以下とする。熱間加工前の鋳塊の加熱温度が４４０℃より低い場合には、変形抵抗が高くなるため、一般的に用いられる製造設備では加工が困難である。一方、５６０℃を超える温度まで鋳塊を加熱した後に熱間加工を行うと、加工時の加工発熱が加わることにより上記鋳塊が局所的に融解し、その結果熱間割れが発生するおそれがある。従って、熱間加工前の上記鋳塊の温度は、４４０℃以上５６０℃以下であることが好ましい。なお、上記熱間加工としては、押出加工や圧延加工などを採用することができる。
　上記熱間加工を施した後に、上記展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始し、上記展伸材の温度が１５０℃以下となるまで冷却する急冷処理を行う。上記急冷処理前の上記展伸材の温度が４００℃未満である場合には、焼入れ効果が不十分となり、その結果、得られるアルミニウム合金の引張強さが３８０ＭＰａ未満となるおそれがある。また、急冷処理後の展伸材の温度が１５０℃を超える場合にも焼入れ効果が不十分となり、その結果、得られるアルミニウム合金の引張強さが３８０ＭＰａ未満となるおそれがある。
　なお、上記急冷処理とは、上記展伸材を強制的な手段により冷却する処理を意味する。上記急冷処理としては、例えばファンによる強制急冷、シャワー冷却及び水冷等の冷却方法を採用することができる。
　また、上記急冷処理は、上記展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して行う。上記平均冷却速度が３００℃／秒を超える場合には、設備が過大になる上、それに見合った効果を得ることができない。一方、平均冷却速度が１℃／秒未満であると、焼入れ効果が不十分となるため、得られるアルミニウム合金の引張強さが３８０ＭＰａ未満となるおそれがある。従って、平均冷却速度は早いほうがよく、１℃／秒以上３００℃／秒以下、好ましくは３℃／秒以上３００℃／秒以下がよい。
　また、上記急冷処理を行った後に、上記展伸材の温度を室温まで到達させる。これは、上記急冷処理により室温に到達してもよく、または急冷処理の後に追加の冷却処理を行うことにより到達してもよい。展伸材の温度を室温まで到達させることにより、室温時効の効果が現れるため、上記高強度アルミニウム合金の強度が向上する。なお、上記追加の冷却処理としては、例えばファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却及び水冷等の冷却方法を採用することができる。
　ここで、上記展伸材を、室温を維持した状態で保管すると、室温時効効果により上記高強度アルミニウム合金の強度がより向上する。室温時効時間は、初期の段階においては時間が長いほど強度が向上するが、室温時効時間が２４時間以上となる場合には、室温時効の効果が飽和してくる。
　次に、上記のごとく室温まで冷却を行った上記展伸材を加熱する、人工時効処理を行う。人工時効処理を行うことにより、上記展伸材内にＭｇＺｎ2が微細かつ均一に析出するため、上記高強度アルミニウム合金の引張強さを容易に３８０ＭＰａ以上にすることができる。上記人工時効処理の具体的な条件としては、以下のいずれかの態様を適用することができる。
　まず、上記人工時効処理として、上記展伸材を８０～１２０℃の温度で１～５時間加熱する第１人工時効処理を行い、その後、上記第１人工時効処理と連続して上記展伸材を１４５～２００℃の温度で２～１５時間加熱する第２人工時効処理を行うことができる。
　ここで、第１人工時効処理と第２人工時効処理とを連続して行うとは、第１人工時効処理が完了した後に、上記展伸材の温度を維持しつつ第２人工時効処理を行うことを意味している。つまり、第１人工時効処理と第２人工時効処理との間で、上記展伸材が冷却されなければよく、具体的な方法として、第１人工時効処理の後、熱処理炉から取り出すことなく第２人工時効処理を行う方法などがある。
　このように、上記第１人工時効処理と上記第２人工時効処理とを連続して行うことにより、人工時効処理時間を短縮することができる。また、第２人工時効処理における処理温度は１４５～２００℃がよい。第２人工時効処理において１７０～２００℃の範囲で加熱を行う場合には、上記高強度アルミニウム合金の延性が大きくなるため、塑性加工等を施す際の加工性をより向上させることができる。なお、第２人工時効処理において、上記の温度範囲または時間範囲を外れる条件がある場合には、得られるアルミニウム合金の延性及び引張強さが不十分となるおそれがある。
　また、上記人工時効処理として、上記展伸材を１４５～１８０℃の温度で１～２４時間加熱する処理を行うこともできる。この場合には、製造工程が簡素なものとなるため、上記高強度アルミニウム合金をより容易に製造することができる。上記の人工時効処理が上記の温度範囲または時間範囲を外れると、得られるアルミニウム合金の延性及び引張強さが不十分となるおそれがある。
（実施例１）
　上記高強度アルミニウム合金に係る実施例について、表１～表３を用いて説明する。本例では、表１及び表２に示すごとく、アルミニウム合金の化学成分を変化させた試料（試料１～試料２４）を同一の製造条件にて作製し、各試料の引張試験、金属組織観察を行った。更に、各試料に表面処理を行った後、外観特性評価を行った。
　以下に、各試料の製造条件、強度測定方法、金属組織観察方法、表面処理方法及び外観特性評価方法を説明する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜試料の作製方法＞
　半連続鋳造により、表１及び表２に記載された化学成分を有する直径９０ｍｍの鋳塊を鋳造した。その後、鋳塊を５５５℃の温度で５時間加熱する均質化処理を行った。その後、鋳塊の温度が５２０℃の状態で熱間押出加工を開始し、鋳塊に熱間押出加工を施すことにより、幅３５ｍｍ、厚さ７ｍｍの展伸材を作製した。その後、展伸材の温度が５１０℃以上の状態で急冷処理を開始した。急冷処理における平均冷却速度は６０℃／秒とし、処理終了時の温度は１００℃とした。そして、急冷処理を行った展伸材を室温まで冷却し、室温下で４８時間の室温時効を行った。その後、熱処理炉を用いて展伸材を１００℃の温度で３時間加熱する第１人工時効処理を行った。次いで、展伸材を熱処理炉から取り出すことなく炉内温度を１５０℃に昇温させ、展伸材を１５０℃で８時間加熱する第２人工時効処理を実施した。以上により試料を得た。
＜引張試験方法＞
　試料から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（ＩＳＯ６８９２－１）に準拠する方法により５号試験片を採取し、引張強さ、耐力及び伸びの測定を行った。その結果、引張強さが３８０ＭＰａ以上かつ伸びが１８％以上である場合に合格と判定した。なお、５号試験片は、長手方向が熱間加工方向と平行になるように採取した。
＜金属組織観察方法＞
　試料を電解研磨および電解エッチングした後、倍率５０倍～１００倍の偏光顕微鏡により試料表面の顕微鏡像を取得した。該顕微鏡像に対し画像解析を行い、上述のごとく、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に規定された切断法に準じて試料の金属組織を構成する結晶粒の平均粒径を求めた。また、アスペクト比（熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さの比を指す）は、上述のごとく、熱間加工方向に平行な方向の平均粒径を熱間加工方向に直角方向の平均粒径で割ることにより算出した。この結果、平均粒径については５００μｍ以下であるもの、アスペクト比については、０．５～４．０の範囲内にあるものを好ましい結果と判定した。
＜表面処理方法＞
　上記の人工時効処理を行った試料の表面に＃２４００までペーパー研磨を施し、続けてバフ研磨を施して試料表面を鏡面仕上げした。その後、１５％硫酸浴下において１５０Ａ／ｍ2の電流密度で試料表面に陽極酸化処理を施し、膜厚８μｍの陽極酸化皮膜を形成した。最後に、上記陽極酸化処理後の試料を沸騰水に浸漬し、上記陽極酸化皮膜の封孔処理を行った。以上の処理を施した試料を用いて下記の外観特性評価を実施した。
＜外観特性評価方法＞
・目視観察
　試料の表面を目視により観察した。その結果、表面に筋状模様、斑状模様または点状欠陥等が現れていない場合に、目視観察において合格と判定した。
・光沢度
　変角光沢計（（株）村上色彩技術研究所製、「ＧＭ－３Ｄ」）を用いて試料表面のＧｌｏｓｓ値を測定した。その結果、Ｇｌｏｓｓ値が６００以上である場合に、光沢特性において合格と判定した。なお、Ｇｌｏｓｓ値の測定における光束の入射角は６０°とした。
＜導電率測定方法＞
　導電率計（フェルスター社製、「シグマテスト２．０６９」）を用いて、温度が２５℃であるときの試料の導電率を測定した。その結果、導電率が３８．０％ＩＡＣＳ以上である場合に、好ましい結果と判定した。
　表１及び表２における各試料の評価結果を、表３に示す。なお、各々の評価結果において合格と判定されなかったものもしくは好ましい結果と判定されなかったものについては、表３中の当該評価結果に下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より知られるごとく、試料１～試料１２は、全ての評価項目で合格となり、強度特性、延性及び外観特性のいずれも優れた特性を示した。
　優れた外観特性を有する試料の代表例として、図１に、試料２の金属組織観察結果を示す。優れた外観特性を有する試料は、同図より知られるごとく、粒状の再結晶組織よりなる金属組織を有すると同時に、目視確認においても筋状模様は観察されず、斑がなく高い光沢を有する。
　一方、繊維状組織よりなる金属組織の例として、図２に、従来のアルミニウム合金押出材の金属組織写真を示す。同図に示されたような繊維状組織が形成されると、陽極酸化処理を施した後の表面に筋状模様が生じ易く、外観特性が不十分となる。
　試料１３は、Ｚｎ含有量が低すぎるため、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料１４は、Ｚｎ含有量が高すぎるため、伸び及びＧｌｏｓｓ値が不十分であり、不合格と判定した。
　試料１５は、Ｍｇ含有量が低すぎるため、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料１６は、Ｍｇ含有量が高すぎるため、熱間押出加工を施した際に、展伸材の一部に割れが発生した。割れが発生しなかった部分から試料を採取して各評価を行ったところ、伸び及びＧｌｏｓｓ値が不十分であり、不合格と判定した。
　試料１７は、Ｃｕ含有量が高すぎるため、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であり、不合格と判定した。
　試料１８は、Ｆｅ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認された。また、試料１８は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料１８は外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料１９は、Ｓｉ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認された。また、試料１９は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料１９は外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料２０は、Ｍｎ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認された。また、試料２０は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料２０は外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料２１は、Ｃｒ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認された。また、試料２１は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料２１は外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料２２は、Ｔｉ含有量が低すぎるため、粗大な鋳塊組織に起因する筋状模様が視認された。また、試料２２は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料２２は外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料２３は、Ｔｉ含有量が高すぎるため、Ａｌとの金属間化合物が形成された結果、表面に筋状および点状欠陥が視認された。また、試料２３は、伸びが不十分であった。これらの結果、試料２３は、伸び及び外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料２４は、Ｚｒ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認された。また、試料２４は、伸び及びＧｌｏｓｓ値が不十分であった。これらの結果、試料２４は、伸び及び外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
（実施例２）
　次に、上記高強度アルミニウム合金の製造方法に係る実施例について、表４～表７を用いて説明する。
　本例では、表４に示す化学成分を含有するアルミニウム合金（合金Ａ）を用い、表５及び表６に示すごとく製造条件を変更して試料（試料Ａ１～試料Ａ２９）を作製し、各試料の強度測定、金属組織観察を行った。更に、各試料に表面処理を行った後、外観特性評価を行った。
　以下に、各試料の製造条件を詳説する。なお、各試料の強度測定方法、金属組織観察方法、表面処理方法及び外観特性評価方法は、上記実施例１と同一の方法により行った。
＜試料の製造条件＞
　半連続鋳造により、表４に記載された化学成分を有する直径９０ｍｍの鋳塊を鋳造した。その後、表５及び表６に示す温度、時間または平均冷却速度の組み合わせを用いて、鋳塊に均質化処理、熱間押出加工、急冷処理、第１人工時効処理及び第２人工時効処理をこの順で施し、各試料を得た。なお、表５及び表６に記載の室温時効時間とは、急冷処理を行った後、展伸材が室温に達してから第１人工時効処理を行うまでの時間を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記のごとく作製した各試料の評価結果を、表７に示す。なお、各々の評価結果において合格と判定されなかったものもしくは好ましい結果と判定されなかったものについては、表７中の当該評価結果に下線を付して示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７より知られるごとく、試料Ａ１～Ａ１７は、全ての評価項目で合格となり、強度特性、外観特性共に優れた特性を示した。
　試料Ａ１８は、均質化処理における加熱温度が低すぎたため、表面に筋状模様が視認され、不合格と判定した。
　試料Ａ１９は、均質化処理における処理時間が短すぎたため、表面に筋状模様が視認され、不合格と判定した。
　試料Ａ２０は、熱間押出加工前における鋳塊の加熱温度が高すぎたため、押出加工時に部分溶融した結果、熱間加工割れを起こし、急冷処理以降の処理を行うことができなかった。
　試料Ａ２１は、急冷処理における平均冷却速度が低すぎたため、引張強さが不十分であった。また、試料Ａ２１は、Ｇｌｏｓｓ値が不十分であった。そのため、試料Ａ２１は引張強さ及び外観特性が不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２２は、第２人工時効処理における処理温度が低すぎたため、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２３は、第２人工時効処理における処理温度が高すぎて過時効となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２４は、第２人工時効処理における処理時間が短すぎて時効硬化が不十分となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２５は、第２人工時効処理における処理時間が長すぎて過時効となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２６は、１段のみの人工時効処理を施したものであるが、人工時効処理における処理温度が低すぎて時効硬化が不十分となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２７は、１段のみの人工時効処理における処理温度が高すぎて過時効となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。
　試料Ａ２８は、１段のみの人工時効処理における処理時間が短すぎて時効硬化が不十分となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定された。
　試料Ａ２９は、１段のみの人工時効処理における処理時間が長すぎて過時効となった結果、引張強さが不十分であり、不合格と判定した。

Claims (5)

  1. 　質量％において、Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
    　引張強さが３８０ＭＰａ以上であり、
    　導電率が３８．０％ＩＡＣＳ以上であり、
    　金属組織が再結晶組織よりなることを特徴とする高強度アルミニウム合金。
  2. 　上記再結晶組織は、その結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さが、熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対して０．５～４倍であることを特徴とする請求項１に記載の高強度アルミニウム合金。
  3. 　請求項１又は２に記載の高強度アルミニウム合金を製造する方法であって、
    　質量％において、Ｚｎ：２．５％以上５．０％未満、Ｍｇ：２．２％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下に規制し、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鋳塊を作製し、
    　上記鋳塊を５４０℃以上５８０℃以下の温度で１～２４時間加熱する均質化処理を行い、
    　加工開始時における上記鋳塊の温度を４４０℃～５６０℃とした状態で上記鋳塊に熱間加工を施して展伸材とし、
    　該展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始した後、上記展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して冷却する急冷処理を行い、
    　該急冷処理またはその後の冷却により上記展伸材の温度を室温まで冷却し、
    　その後、上記展伸材に対して人工時効処理を行うことを特徴とする高強度アルミニウム合金の製造方法。
  4. 　上記人工時効処理として、上記展伸材を８０～１２０℃の温度で１～５時間加熱する第１人工時効処理を行い、その後、上記第１人工時効処理と連続して上記展伸材を１４５～２００℃の温度で２～１５時間加熱する第２人工時効処理を行うことを特徴とする請求項３に記載の高強度アルミニウム合金の製造方法。
  5. 　上記人工時効処理として、上記展伸材を１４５～１８０℃の温度で１～２４時間加熱することを特徴とする請求項３に記載の高強度アルミニウム合金の製造方法。
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