WO2019171818A1 - Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法 - Google Patents

Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2019171818A1
WO2019171818A1 PCT/JP2019/002688 JP2019002688W WO2019171818A1 WO 2019171818 A1 WO2019171818 A1 WO 2019171818A1 JP 2019002688 W JP2019002688 W JP 2019002688W WO 2019171818 A1 WO2019171818 A1 WO 2019171818A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
extruded material
aluminum alloy
hollow extruded
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/002688
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
恵造 北村
Original Assignee
昭和電工株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Priority to CN201980016556.0A priority Critical patent/CN111801433B/zh
Publication of WO2019171818A1 publication Critical patent/WO2019171818A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • 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
    • C22F1/05—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 of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to an Al—Mg—Si high-strength aluminum alloy hollow extruded material excellent in bending crush resistance and corrosion resistance, and a method for producing the same.
  • cross section parallel to the extrusion direction of the hollow extruded material means that the cross sectional shape of the hollow extruded material is, for example, a Japanese character shape, an eye shape, In the case where ribs are provided in the hollow space, such as in the shape of a letter (see FIGS. 3 and 4), the cross-section parallel to the extrusion direction at a position avoiding such ribs (the tube wall meat part) Cross section).
  • the cross-sectional shape of the hollow extruded material is a square shape (see FIGS. 3 and 4), it means a cross section taken along line II-II in FIG.
  • Al—Mg—Si (6000) aluminum alloy is a practical alloy that has strength but excellent corrosion resistance and recyclability, so it is required for vehicles, ships, automobiles, etc. that require high strength and corrosion resistance. It is used as a structural material for transport aircraft such as motorcycles.
  • Al-Mg-Si (6000) aluminum alloys A6061 is especially used, but further weight reduction is required to improve transportation efficiency by reducing the weight of the vehicle body structure. It is required to increase the strength as a material. In order to achieve such high strength, improvement by changing the added metal species of the aluminum alloy and its content has been studied.
  • Patent Document 1 proposes a method for realizing a high strength with a yield strength of 350 MPa or more by adopting a configuration in which the area ratio of the fibrous structure in a cross section parallel to the hot extrusion direction is 95% or more. Further, in Patent Document 2, the structure in the cross section in the thickness direction of the extruded material is mainly a fibrous structure, and the thickness of the recrystallized structure of the surface layer portion is 500 ⁇ m or less on one side, whereby 0.2% proof stress is achieved. An aluminum alloy extruded material having a pressure of 270 to 330 MPa has been proposed.
  • the toughness of the material is lowered and the pressure-breaking resistance is lowered.
  • structural materials for transport aircraft especially in automobile frame materials, if the toughness of the aluminum alloy material itself is insufficient, it will not be able to absorb the impact at the time of collision and cause serious damage to the vehicle body. Is concerned.
  • Patent Document 1 achieves a high strength of 350 MPa or more, but no disclosure has been made regarding the bending crushing characteristics necessary as an impact absorbing member, and further, as an impact absorbing member. Knowledge about what configuration should be used to sufficiently improve the performance cannot be obtained from Patent Document 1.
  • the aluminum alloy extruded material described in Patent Document 2 is mainly controlled by adding Mn and Zr to a fibrous structure to improve the high strength and the fracture resistance, but the proof stress is 270 to 330 MPa. Therefore, the strength is low compared to the ferrous materials generally used for frame materials, so if you try to secure the same strength and rigidity as the ferrous materials, the weight can be reduced. There was the difficulty of becoming difficult. Further, in the example of Patent Document 2, when the yield strength is 350 MPa or more, the limit bending R value is 10 mm. Thus, in the technique of Patent Document 2, when attempting to achieve high strength, bending collapse resistance is achieved. The performance as a shock absorbing member was not sufficiently obtained.
  • the present invention has been made in view of such a technical background, and provides an Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded material having excellent bending crush resistance and corrosion resistance and high strength, and a method for producing the same. With the goal.
  • the present invention provides the following means.
  • the aluminum alloy forming the molten metal has a content rate of Si in the aluminum alloy of “ ⁇ ” (% by mass) and a content rate of Mg in the aluminum alloy of “ ⁇ ” (% by mass).
  • Formula (1) 1.90 ⁇ ⁇ + ( ⁇ / 1.73) ⁇ 1.00
  • the Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material according to the invention [1] can be produced. That is, it is possible to produce an Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material having excellent bending crush resistance and corrosion resistance and high strength.
  • FIG. 3 is a perspective view showing an example of an Al—Mg—Si aluminum alloy hollow extruded material according to the present invention. It is a perspective view which shows the method of extract
  • FIG. 6 is a perspective view showing another example of an Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded material according to the present invention. It is a front view of the hollow extrusion material of FIG. 2 is a metallographic photograph of a longitudinal section (longitudinal section cut parallel to the extrusion direction) of an Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material of Example 21.
  • FIG. 2 is a metallographic photograph of a longitudinal section (longitudinal section cut parallel to the extrusion direction) of an Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material of Example 21.
  • the aluminum alloy hollow extruded material according to the present invention has Si: 0.80 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.65 mass% to 1.20 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30. Wt%, Mn: 0.40 wt% to 0.80 wt%, Cu: 0.01 wt% to 0.60 wt%, Cr: 0.09 wt% to 0.21 wt%, Ti: 0.01
  • the area ratio is 80% or more, the 0.2% proof stress of the aluminum alloy hollow extruded material is 330 MPa or more, and the aluminum alloy hollow extruded material is measured by a bending test according to JIS Z2248 (2006).
  • the limit bending R is 5.0 mm or less.
  • Aluminum alloy hollow extruded material having the above-described structure is suitable as a structural material (frame or the like) of a vehicle body of a vehicle such as an automobile or a railway because it is excellent in bending crush resistance and corrosion resistance and has high strength.
  • the aluminum alloy hollow extruded material of the present invention it is necessary to satisfy the above formulas (1) and (2). Satisfying the above formulas (1) and (2) is essential for obtaining an Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded material having excellent bending crush resistance and corrosion resistance and high strength according to the present invention. It is a requirement. That is, when the numerical value calculated by the formula of “ ⁇ ( ⁇ / 1.73)” is smaller than 0.19, the strength improvement effect by the aging treatment is small, and a sufficiently high strength cannot be obtained.
  • the composition preferably satisfies the relational expressions 0.85 ⁇ ⁇ ( ⁇ / 1.73) ⁇ 0.24 and 1.82 ⁇ ⁇ + ( ⁇ / 1.73) ⁇ 1.09. Further, it is particularly preferable that the composition satisfies the relational expressions 0.80 ⁇ ⁇ ( ⁇ / 1.73) ⁇ 0.29 and 1.74 ⁇ ⁇ + ( ⁇ / 1.73) ⁇ 1.18. .
  • composition of the aluminum alloy (the significance of limiting the content range of each component, etc.) will be described in detail in the paragraph after explaining the production method of the present invention.
  • the metal structure has a fibrous structure in a cross section parallel to the extrusion direction of the aluminum alloy hollow extruded material 1, and the ratio of the area of the fibrous structure to the entire area of the cross section is 80% or more. It is important that When the ratio of the area of the fibrous structure is 80% or more, a large 0.2% proof stress of 330 MPa or more can be realized and an excellent bending crush resistance can be obtained.
  • FIG. 5 an example of the metal structure photograph of the longitudinal section (longitudinal section parallel to an extrusion direction) of the aluminum alloy hollow extrusion material concerning the present invention is shown.
  • the fibrous structure is a structure in which the fibrous structure obtained by extrusion remains without being recrystallized. In FIG.
  • the outer surface layer part and the inner surface layer part of the tube wall are “recrystallized structure”, and the core part other than these surface layer parts is “fibrous” “Organization”.
  • the ratio of the area of the said fibrous structure which occupies for the whole area of the said cross section is 85% or more.
  • the 0.2% yield strength of the aluminum alloy hollow extruded material of the present invention is 330 MPa or more.
  • Such a high strength can be realized by having the specific metal composition described above and satisfying the above formulas (1) and (2).
  • Such high strength is inferior in strength and superior in bending crush resistance as compared with iron-based materials generally used for frames.
  • the 0.2% yield strength of the aluminum alloy hollow extruded material is 350 MPa or more.
  • the limit bending R measured by a bending test in accordance with JIS Z2248-2006 of the aluminum alloy hollow extruded material of the present invention is 5.0 mm or less.
  • the limit bending R of the said aluminum alloy hollow extrusion material is 4.0 mm or less.
  • FIG. 1 shows an embodiment of an aluminum alloy hollow extruded material 1 according to the present invention.
  • the aluminum alloy hollow extruded material 1 shown in FIG. 1 has a so-called square pipe shape with a rectangular cross-sectional outer shape, but is not particularly limited to such a shape.
  • the cross-sectional shape of the hollow extruded material 1 is not particularly limited, but a cross-sectional shape that can realize weight reduction of the vehicle structural member and can secure sufficient rigidity and strength as the structural material is adopted.
  • a cross-sectional shape for example, a mouth shape (see FIG. 1), a Japanese character shape, an eye shape, a rice field shape (see FIGS.
  • a hollow cross-sectional shape such as
  • the size of the hollow extruded material 1 is preferably designed such that the diameter of the circumscribed circle having a cross-sectional shape is in the range of 15 mm to 570 mm.
  • the thickness T of the hollow extruded material 1 is preferably set in the range of 2 mm to 10 mm. When the wall thickness T is 2 mm or more, it is possible to prevent deformation due to the influence of heat shrinkage during forced cooling after extrusion, and when the wall thickness T is 10 mm or less, it is possible to ensure light weight.
  • Si 0.80 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.65 mass% to 1.20 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30 mass%, Mn: 0 40 mass% to 0.80 mass%, Cu: 0.01 mass% to 0.60 mass%, Cr: 0.09 mass% to 0.21 mass%, Ti: 0.01 mass% to 0.10
  • the composition satisfies the relational expressions 0.85 ⁇ ⁇ ( ⁇ / 1.73) ⁇ 0.24 and 1.82 ⁇ ⁇ + ( ⁇ / 1.73) ⁇ 1.09. Further, it is particularly preferable that the composition satisfies the relational expressions 0.80 ⁇ ⁇ ( ⁇ / 1.73) ⁇ 0.29 and 1.74 ⁇ ⁇ + ( ⁇ / 1.73) ⁇ 1.18. .
  • a cast material is obtained by casting the obtained molten metal (a casting process).
  • the casting method is not particularly limited, and a conventionally known method may be used, and examples thereof include a continuous casting rolling method, a hot top casting method, a float casting method, a semi-continuous casting method (DC casting method) and the like. It is done. In this casting process, it is preferable to reduce the crystal grain size of the metal structure and crystallized matter formed in the ingot (billet) by performing a casting process with a high cooling rate.
  • a homogenization heat treatment process a cooling process, an extrusion process, a rapid cooling process, and an aging treatment process are sequentially performed.
  • the resulting billet is subjected to a homogenization heat treatment. That is, a homogenization heat treatment is performed in which the billet is held at a temperature of 480 ° C. to 530 ° C. for 2 hours to 15 hours. If it is less than 480 degreeC, softening of an ingot billet becomes inadequate, the pressure at the time of a hot extrusion process becomes high remarkably, an external appearance quality will fall, and productivity will also fall.
  • the temperature of the homogenization heat treatment is preferably set to 485 ° C. to 525 ° C.
  • the time for the homogenization heat treatment is less than 2 hours, the ingot billet is not sufficiently softened, the pressure during hot extrusion is remarkably increased, the appearance quality is lowered, and the productivity is also lowered. Moreover, if it is less than 2 hours, it will become insufficient to homogenize without eliminating the segregation in the crystal grain in an ingot structure
  • the billet after the homogenization heat treatment is cooled to a temperature of 200 ° C. or less at an average cooling rate of 150 ° C./hour or more.
  • a larger average cooling rate is more preferable.
  • fan cooling, mist cooling, etc. are mentioned.
  • the reason why the billet is forcibly cooled at an average cooling rate of 150 ° C./hour or more is to prevent the solid solution element precipitates from growing coarsely in the cooling process after the homogenization heat treatment. By suppressing the coarse growth, the strength can be sufficiently improved by the subsequent aging treatment, and the toughness of the hollow extruded material can be sufficiently ensured to obtain sufficient bending crush resistance.
  • Example process A hollow extruded material is obtained by performing hot extrusion at an extrusion speed of 5 m / min to 15 m / min in a state where the billet that has undergone the cooling step is 500 ° C. to 560 ° C.
  • the heating temperature is less than 500 ° C., the element added to the ingot remains without being dissolved in the matrix, so that the strength improvement by the aging treatment cannot be realized.
  • the heating temperature exceeds 560 ° C., eutectic melting (burning) may occur locally in the hollow extruded material due to processing heat generated after extrusion. Therefore, the heating temperature at the time of hot extrusion is set to 500 ° C. to 560 ° C.
  • the heating temperature during hot extrusion is preferably set to 510 ° C to 550 ° C.
  • the heating time of the billet is not particularly limited, but in consideration of the fact that the heating device is installed on-line of the extrusion process, it is set to a time that can ensure good productivity, It is preferably set within 30 minutes, and particularly preferably set within 15 minutes.
  • the extrusion speed during the hot extrusion is set to 5 m / min to 15 m / min. In view of productivity, the higher the extrusion speed, the better. However, when the extrusion speed exceeds 15 m / min, there is a possibility that peeling or cracking may occur on the surface of the hollow extruded material. On the other hand, when the extrusion speed is less than 5 m / min, productivity decreases.
  • the temperature of the hollow extruded material after the hot extrusion is 500 ° C. to 570 ° C.
  • the temperature of the hollow extruded material immediately after being discharged from the mold is measured with a non-contact thermometer or a contact thermometer. If the measured temperature is less than 500 ° C., the element added to the ingot remains without being dissolved in the matrix, so that the strength cannot be improved by the aging treatment. When the measured temperature exceeds 570 ° C., eutectic melting (burning) may occur locally in the hollow extruded material. In particular, it is preferable that the temperature of the hollow extruded material after the hot extrusion is 510 ° C. to 560 ° C.
  • the hollow extruded material at a temperature of 500 ° C. to 570 ° C. immediately after the hot extrusion is rapidly cooled to 150 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second.
  • Such rapid cooling can be performed using, for example, a cooling device installed on the extrusion outlet side.
  • the rapid cooling under such conditions is a metal structure in which the metal structure of the hollow extruded material has a fibrous structure, and the ratio of the area of the fibrous structure to the entire area of the cross section of the hollow extruded material is 80% or more. This is an important process in forming.
  • the cooling method in the rapid cooling step is not particularly limited, and examples thereof include fan air cooling, mist cooling, shower cooling, liquid nitrogen cooling, and water cooling. Moreover, you may make it implement rapid cooling combining the said exemplary cooling method suitably.
  • the cooling rate of the hollow extruded material is preferably set to 50 ° C./second to 500 ° C./second, particularly preferably set to 100 ° C./second to 500 ° C./second.
  • the hollow extruded material that has undergone the rapid cooling step is heated at a temperature of 150 ° C. to 210 ° C. for 1 hour to 24 hours to perform an aging treatment.
  • the aging treatment temperature is less than 150 ° C., the precipitate becomes too fine and age hardening is not sufficiently achieved, and a high-strength hollow extruded material cannot be obtained.
  • the aging treatment temperature exceeds 210 ° C., it becomes an overaging treatment and the precipitates are coarsened, so that a high-strength hollow extruded material cannot be obtained.
  • the aging treatment time is less than 1 hour, it becomes a sub-aging treatment and a high-strength hollow extruded material cannot be obtained.
  • the aging treatment time exceeds 24 hours, it becomes an overaging treatment and a high-strength hollow extruded material cannot be obtained.
  • the aging treatment temperature is preferably set to 160 ° C. to 200 ° C.
  • the aging treatment time is preferably set to 1 to 16 hours.
  • the drawing process, the cutting process, and the bending process are performed as necessary after the extrusion process.
  • the aluminum alloy is composed of Si: 0.80 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.65 mass% to 1.20 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30 mass%, Mn: 0 40 mass% to 0.80 mass%, Cu: 0.01 mass% to 0.60 mass%, Cr: 0.09 mass% to 0.21 mass%, Ti: 0.01 mass% to 0.10 It is an aluminum alloy containing a mass%, having a Zr content of 0.05 mass% or less, and the balance being Al and inevitable impurities.
  • the Si coexists with Mg to form a Mg 2 Si-based precipitate and contributes to improving the strength of the hollow extruded material 1.
  • Si can be sufficiently increased in strength by aging treatment by adding excessively in excess of the amount of Mg 2 Si generated with respect to the Mg content, so that the Si content is 0.80. Set to mass% or higher.
  • the Si content is set to 0.80 mass% to 1.25 mass%.
  • the Si content is preferably set to 0.95% by mass to 1.20% by mass, and more preferably set to 1.02% by mass to 1.17% by mass.
  • the Mg coexists with Si to form Mg 2 Si-based precipitates and contributes to improving the strength of the hollow extruded material 1. If the Mg content is less than 0.65% by mass, the effect of precipitation strengthening cannot be obtained sufficiently and high strength cannot be ensured. On the other hand, if the Mg content exceeds 1.20% by mass, the Mg 2 Si-based precipitates increase excessively, thereby reducing the toughness of the hollow extruded material and the extrusion pressure during hot extrusion processing becomes significantly high. As a result, appearance quality is lowered and productivity is lowered. Therefore, the Mg content is set to 0.65% by mass to 1.20% by mass. Among them, the Mg content is preferably set to 0.75% by mass to 1.15% by mass, and more preferably set to 0.85% by mass to 1.10% by mass.
  • the Fe crystallizes as an AlFeSi phase and has the effect of preventing the coarsening of crystal grains.
  • the Fe content is less than 0.15% by mass, the effect of preventing the coarsening of crystal grains cannot be obtained sufficiently.
  • the Fe content exceeds 0.30% by mass, a coarse intermetallic compound is produced, the toughness of the hollow extruded material is reduced, and an appearance defect called a pickup may occur during hot extrusion. . Therefore, the Fe content is set to 0.15% by mass to 0.30% by mass. In particular, the Fe content is preferably set to 0.15% by mass to 0.25% by mass.
  • Mn crystallizes as an AlMnSi phase, and Mn that does not crystallize has an effect of precipitating and suppressing recrystallization. Due to the action of suppressing this recrystallization, the structure after hot extrusion can be made into a fibrous structure, thereby realizing high strength.
  • the Mn content is less than 0.40% by mass, the above-mentioned recrystallization suppressing effect cannot be obtained, and the recrystallized structure becomes coarse and grows, resulting in a decrease in strength (high strength cannot be ensured). It becomes difficult to control and becomes a mixed state of fibrous structure and recrystallized structure, and the toughness is lowered.
  • the Mn content exceeds 0.80% by mass, a coarse intermetallic compound is generated, and the toughness of the hollow extruded material is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.40 mass% to 0.80 mass%. Among these, the Mn content is preferably set to 0.40% by mass to 0.70% by mass, and more preferably set to 0.40% by mass to 0.60% by mass. In addition, Mn can improve said effect synergistically by compounding with Cr which has the same effect.
  • the Cu increases the apparent supersaturation amount of the Mg 2 Si-based precipitate, and remarkably accelerates the age hardening of the hollow extruded material of the final product by increasing the Mg 2 Si precipitation amount.
  • age hardening cannot be obtained sufficiently.
  • the Cu content exceeds 0.60% by mass, the toughness of the hollow extruded material decreases, and the extrudability during hot extrusion deteriorates.
  • the addition amount is excessively increased, the corrosion resistance is lowered, the sensitivity of intergranular corrosion is increased, and stress corrosion cracking may be caused. Therefore, the Cu content is set to 0.01 mass% to 0.60 mass%.
  • the Cu content is preferably set to 0.10% by mass to 0.50% by mass, and more preferably set to 0.30% by mass to 0.50% by mass.
  • the Cr crystallizes as an AlCrSi phase, and Cr that does not crystallize precipitates and has the effect of suppressing recrystallization. Due to the action of suppressing this recrystallization, the structure after hot extrusion can be made into a fibrous structure, thereby realizing high strength.
  • the Cr content is less than 0.09% by mass, the above-mentioned recrystallization inhibiting effect cannot be obtained, and the recrystallized structure becomes coarse and grows, resulting in a decrease in strength (high strength cannot be ensured). It becomes difficult to control and becomes a mixed state of fibrous structure and recrystallized structure, and the toughness is lowered.
  • the Cr content is set to 0.09 mass% to 0.21 mass%.
  • the Cr content is preferably set to 0.11% by mass to 0.19% by mass. Note that Cr can be synergistically improved by adding it in combination with Mn having the same effect.
  • the Ti is an element effective in achieving finer crystal grains, and prevents ingot cracking from occurring in the cast bar (billet). If the Ti content is less than 0.01% by mass, the above effects may not be obtained. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.10% by mass, a coarse Ti compound is crystallized and the toughness of the hollow extruded material is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.01% by mass to 0.10% by mass. In the case where B (boron), which is relatively easily mixed when Ti is contained, is preferably set in the range of 0.0001% by mass to 0.03% by mass.
  • the Zr is an element having an effect of suppressing recrystallization like Mn and Cr, but the Zr content is set to 0.05% by mass or less.
  • the Zr content is set to 0.05% by mass or less. It may be free of Zr (Zr content may be 0% by mass).
  • the Zr content is preferably set to 0.01% by mass or less (including 0% by mass; that is, including no Zr content).
  • Example 1 Si: 0.95 mass%, Fe: 0.20 mass%, Cu: 0.40 mass%, Mn: 0.50 mass%, Mg: 0.65 mass%, Cr: 0.15 mass%, Zr: Aluminum alloy containing 0.01% by mass, Ti: 0.02% by mass, Al: 97.12% by mass, and containing inevitable impurities (alloy No. A in Table 1) is heated to obtain a molten aluminum alloy. Thereafter, an ingot billet having a diameter of 156 mm and a length of 450 mm was produced by hot top casting using the molten aluminum alloy.
  • the ingot billet was subjected to a homogenization heat treatment at 500 ° C. for 7 hours (homogenization heat treatment step; see production condition No. 1 in Table 2).
  • the ingot billet after passing through the homogenization heat treatment step was forcibly cooled at an ingot cooling rate of 200 ° C./hour until the ingot reached a temperature of 200 ° C. or less (cooling step; production conditions No. 1 in Table 2). 1).
  • the ingot billet that has undergone the cooling step is subjected to hot extrusion under the conditions of an ingot heating temperature of 530 ° C. and an extrusion speed of 10 m / min.
  • a hollow extruded material see FIGS.
  • Example 2 As said aluminum alloy molten metal, alloy No. shown in Table 3 was used. A hollow Al—Mg—Si-based aluminum alloy shown in FIG. 1 was used in the same manner as in Example 1 except that a molten aluminum alloy B was used (the manufacturing conditions were the same as those in Example 1). Extruded material 1 was obtained. The alloy no. The composition of the aluminum alloy B is as shown in Table 1.
  • Examples 3 to 19 Comparative Examples 1 to 14>
  • each alloy No. shown in Table 3 is shown.
  • the production conditions are the same as those in Example 1 except that a molten metal of the aluminum alloy of each alloy No. is used as shown in Table 1). No. 1 was adopted), and an Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained.
  • Example 20> As the aluminum alloy molten metal, alloy Nos. Shown in Table 4 were used. In addition to using a molten aluminum alloy of G, manufacturing conditions No. An Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained in the same manner as in Example 1 except that 2 (see Table 2) was employed. The alloy no. The composition of the aluminum alloy of G is as shown in Table 1.
  • each manufacturing condition No. In the same manner as in Example 20 (using a molten aluminum alloy of alloy No. G), except that the manufacturing conditions of (the manufacturing conditions of each manufacturing condition No. are as shown in Table 2) were adopted, An Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded material 1 shown in FIG.
  • the adjustment of the extrusion material cooling rate in the rapid cooling step is appropriately optimized from various cooling methods such as cooling, fan air cooling, mist air cooling, shower air cooling, liquid nitrogen cooling, and water cooling. The selection was made.
  • T 2.5 mm
  • a fibrous structure fibrous structure
  • recrystallized structure fibrous structure and a fibrous structure
  • a surface structure having a different color tone and form was observed (see FIG. 5).
  • the ratio of the area of the fibrous tissue in the entire area in the cross section is obtained from image analysis in a plurality of fields, and the ratio is 80 % Or more is determined as “fibrous structure” (see Tables 3 and 4), and the ratio is 20% or more and less than 80% (a structure other than the fibrous structure is a recrystallized structure).
  • a “mixed structure” was determined, and a case where the ratio was less than 20% (a structure other than the fibrous structure was a recrystallized structure) was determined as a “recrystallized structure” (see Tables 3 and 4).
  • a 0.2% yield strength (MPa) was measured by conducting a tensile test at room temperature (25 ° C.) in accordance with JIS Z2241-2011. That is, as shown in FIG. 2, a JIS No. 5 test piece 10 was collected from the obtained hollow extruded material 1 by the method described in JIS Z2201-1998. The size of the JIS No. 5 test piece 10 was set such that the width (W) of the parallel part 25 mm ⁇ the length (L) of the parallel part 60 mm ⁇ the thickness (T) 2.5 mm (see FIG. 2). Further, the distance between the gauge points was set to 50 mm in the test piece.
  • the tensile test was done in the extrusion direction of this test piece (a part of hollow extrusion material) using the Instron type
  • the tensile test speed was set to 2 mm / min, and was set to 10 mm / min after the proof stress measurement.
  • the n number of the JIS No. 5 test piece was 3, and the average value of the three test pieces was defined as “0.2% yield strength” (see Tables 3 and 4).
  • ⁇ Appearance evaluation method of extruded material The surface of the obtained aluminum alloy hollow extruded material was visually observed, and the presence or absence of peeling of the surface of the extruded material and the presence or absence of cracks at the corners were examined, and the appearance quality of the hollow extruded material was evaluated based on the following criteria. (Criteria) “ ⁇ ”: no peeling and no cracks at the corners “x”: either or both of the phenomena of peeling and cracking at the corners occurred.
  • the corrosion resistance test solution (the aqueous solution of which the concentration of CrO 3 is 36 g / L, the concentration of K 2 Cr 2 O 7 is 30 g / L, and the concentration of NaCl is 3 g / L) set at 90 ° C.
  • Each test piece was immersed for 10 hours.
  • each of the two test pieces was immersed in a corrosion resistance test solution for 10 hours with a 90% proof stress applied from the upper side.
  • Two specimens are taken out after immersion for 10 hours, and the presence or absence of stress corrosion cracking is checked visually, or if it cannot be judged visually, it is examined by a method of cross-sectional observation using an optical microscope. Corrosion resistance was evaluated. (Criteria) “ ⁇ ”: no stress corrosion cracking occurred in both of the two specimens.
  • “X” The occurrence of stress corrosion cracking was observed in at least one of the two test pieces.
  • ⁇ Bendability evaluation method (bending test method)>
  • a 180 ° bending test was performed by a pressing method. That is, as shown in FIG. 2, a JIS No. 3 test piece 10 was collected from the obtained hollow extruded material 1. The size of this JIS No. 3 test piece 10 was set to width (W) 30 mm ⁇ length (L) 200 mm ⁇ thickness (T) 2.5 mm (see FIG. 2). The test piece (a part of the hollow extruded material) was subjected to a 180 ° bending test using a hydraulic universal testing machine.
  • the bending line is set to be in the extrusion direction (of the hollow extruded material), and a limit bending R (minimum inner radius R) (mm) in which a fracture due to a crack does not occur in the outer portion of the bending R portion is measured.
  • the bendability was evaluated based on the following criteria. (Criteria) “ ⁇ ”: Limit bending R value is 3.0 mm or less “ ⁇ ”: Limit bending R value is more than 3.0 mm and 5.0 mm or less “ ⁇ ”: Limit bending R value is more than 5.0 mm Is less than 5.5 mm, and the limit bending R value is 5.5 mm or more.
  • the Al—Mg—Si based aluminum alloy hollow extruded materials of Examples 1 to 29 of the present invention have good appearance quality, 0.2% proof stress of 330 MPa or more and high strength. In addition to being excellent in corrosion resistance, it was also excellent in bending crush resistance.
  • Comparative Examples 1 to 14 since the aluminum alloy composition deviated from the specified range of the present invention, the comprehensive evaluation failed. Specifically, in Comparative Examples 1 and 2, since the Si content was smaller than the specified range of the present invention, the 0.2% proof stress was insufficient. In Comparative Example 3, since the Si content rate is larger than the specified range of the present invention, the numerical value of “ ⁇ - ( ⁇ / 1.73)” is also larger than the specified range of the present invention. It was inferior. In Comparative Example 4, since the Cu content was larger than the specified range of the present invention, the extruded material appearance and bendability were poor.
  • Comparative Example 5 since the Mg content is larger than the specified range of the present invention, the numerical value of “ ⁇ + ( ⁇ / 1.73)” is also larger than the specified range of the present invention, and the extruded material appearance and bendability are inferior. It was.
  • Comparative Example 6 the Cr content was lower than the specified range of the present invention, and the Zr content was higher than the specified range of the present invention, so the bendability was inferior.
  • Comparative Example 7 since the Mn content was smaller than the specified range of the present invention and the Zr content was larger than the specified range of the present invention, the bendability was inferior.
  • Comparative Example 8 since the Mn content was larger than the specified range of the present invention, the bendability was inferior.
  • Comparative Example 9 since the Mg content is smaller than the specified range of the present invention, the numerical value of “ ⁇ + ( ⁇ / 1.73)” is also smaller than the specified range of the present invention, and the 0.2% yield strength is insufficient. Met. In Comparative Example 10, since the Si content is smaller than the specified range of the present invention, the numerical value of “ ⁇ - ( ⁇ / 1.73)” is also smaller than the specified range of the present invention, and the 0.2% proof stress is poor. It was enough. In Comparative Example 11, since the Fe content was larger than the specified range of the present invention, the appearance of the extruded material was inferior. Since the Mn content was smaller than the specified range of the present invention, the metal structure was a mixed structure. The bendability was inferior.
  • Comparative Examples 15 to 24 although the specified range of the aluminum alloy composition in the manufacturing method of the present invention is satisfied, other manufacturing conditions deviate from the specified range of the manufacturing method of the present invention. It was a failure. Specifically, in Comparative Example 15, since the homogenization heat treatment temperature was smaller than the specified range of the present invention, the hot extrusion processability deteriorated and the extruded material appearance and bendability were inferior. In Comparative Example 16, since the homogenization heat treatment temperature was larger than the specified range of the present invention, the effect of suppressing recrystallization was small, the metal structure form was a mixed structure form, and the bendability was poor.
  • Comparative Example 17 since the homogenization heat treatment time is smaller than the specified range of the present invention, the extruding material such as hot extrudability deteriorates due to insufficient progress of softening of the ingot billet and peeling or cracking occurs. The appearance was inferior.
  • Comparative Example 18 the ingot heating temperature in the extrusion process is lower than the specified range of the present invention, and the temperature of the hollow extruded material at the start of the rapid cooling in the rapid cooling process is lower than the specified range of the present invention. The appearance of the extruded material was inferior, such as peeling and cracking.
  • Comparative Example 22 It was inferior in nature.
  • the aging treatment temperature was lower than the specified range of the present invention, and thus the 0.2% proof stress was insufficient. Further, in Comparative Example 22, the aging treatment time is longer than the specified range of the present invention, so that it may be excessive aging treatment and the 0.2% yield strength may be further reduced.
  • the aging treatment temperature was higher than the specified range of the present invention, the 0.2% proof stress was insufficient. Further, in Comparative Example 23, the aging treatment time is shorter than the specified range of the present invention. Therefore, it is considered that the aging treatment was not sufficiently performed and the 0.2% proof stress was further reduced.
  • Comparative Example 24 since the ingot cooling rate in the cooling process was slower than the specified range of the present invention, it was not possible to suppress the coarse growth of precipitates in the cooling process after the homogenization heat treatment, and the bendability was poor. (See Table 4).
  • the Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material according to the present invention and the Al—Mg—Si-based aluminum alloy hollow extruded material obtained by the production method of the present invention are excellent in bending crush resistance and corrosion resistance and have high strength.
  • the strength is not inferior, and the material is excellent in bending crush resistance, so that it can be suitably used as a substitute for conventional iron-based materials.
  • the weight of the vehicle body can be reduced by using it as a structural material (frame or the like) of a vehicle body of a transport machine such as a vehicle, a ship, an automobile, or a motorcycle.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)

Abstract

耐曲げ圧壊性と耐食性に優れ高強度のAl-Mg-Si系合金中空押出材を提供する。　Ｓｉ：0.80～1.25質量％、Ｍｇ：0.65～1.20質量％、Ｆｅ：0.15～0.30質量％、Ｍｎ：0.40～0.80質量％、Ｃｕ：0.01～0.60質量％、Ｃｒ：0.09～0.21質量％、Ｔｉ：0.01～0.10質量％を含有し、Ｚｒ含有率が0.05質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金中空押出材であって、合金中のＳｉ含有率をα（質量％）とし、合金中のＭｇ含有率をβ（質量％）としたとき、0.90≧α－（β／1.73）≧0.19、及び1.90≧β＋（β／1.73）≧1.00の両方の関係式を満たし、押出材の断面の金属組織は繊維状組織を有し、該断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合が80％以上、中空押出材の0.2％耐力が330MPa以上、押出材の限界曲げＲが５ｍｍ以下である構成とする。

Description

Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法
　本発明は、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系高強度アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法に関する。
　なお、本明細書および特許請求の範囲において、「中空押出材の押出方向に平行な断面」の語は、中空押出材の横断面形状が、例えば、日の字形状、目の字形状、田の字形状（図３、４参照）等のように中空空間内にリブが設けられている場合には、このようなリブを避けた位置での押出方向に平行な断面（管壁肉部の断面）を意味するものである。例えば中空押出材の横断面形状が田の字形状（図３、４参照）である場合には、図４におけるII－II線での断面を意味する。
　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（６０００系）アルミニウム合金は、強度を有しながら耐食性やリサイクル性に優れる点で実用的な合金であることから、高強度と耐食性が要求される車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の構造材として用いられている。
  Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（６０００系）アルミニウム合金の中では、特にＡ６０６１が多用されているが、車体構造の軽量化による輸送効率向上のために、更なる軽量化が求められており、そのために材料としての高強度化を図ることが要求されている。このような高強度化を図るべく、アルミニウム合金の添加金属種及びその含有率の変更等による改良が検討されている。
  自動車等の輸送機に用いられるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（６０００系）アルミニウム合金押出材としては、特許文献１、２に記載のものが挙げられる。特許文献１では、熱間押出方向と平行な断面における繊維状組織の面積比率が９５％以上である構成とすることで、耐力３５０ＭＰａ以上の高強度を実現する方法が提案されている。また、特許文献２では、押出材の厚み方向断面における組織が主として繊維状組織であり、表層部の再結晶組織の厚さが片側５００μｍ以下である構成とすることで、０．２％耐力が２７０～３３０ＭＰａであるアルミニウム合金押出材が提案されている。
特許第６０２２８８２号公報 特許第５４７３７１８号公報
  ところで、輸送機の構造材としてのアルミニウム合金押出材の高強度化を図ったことにより生じ得るデメリットとしては、材料の靱性が低下して耐圧壊性が低下することが挙げられる。輸送機の構造材の中でも、特に自動車のフレーム材においては、アルミニウム合金材自体の靱性が不十分であると、衝突時の衝撃を十分に吸収することができずに車体に大きな損傷を与えることが懸念される。
  衝撃吸収部材（エネルギー吸収部材）としての中空押出材の靱性を評価する指標として曲げ圧壊特性が挙げられる。ＪＩＳ　Ｚ２２４８に規定される曲げ試験において、割れが発生しない限界曲げＲ値（ｍｍ）が小さい程、衝撃時の割れによる荷重抜けがなくエネルギーをより高く吸収できるため、衝撃吸収部材としての性能が高く評価される。
　上記特許文献１に記載のアルミニウム合金押出材は、耐力３５０ＭＰａ以上の高強度を実現しているが、衝撃吸収部材として必要な曲げ圧壊特性に関しては開示がなされておらず、更に衝撃吸収部材としての性能をも十分に向上させるにはいかなる構成にすればよいかについての知見は、特許文献１からは得られない。
  また、特許文献２に記載のアルミニウム合金押出材は、主にＭｎとＺｒを添加することで繊維状組織に制御して、高強度と耐圧壊性を向上させているが、耐力が２７０～３３０ＭＰａの範囲であるために、一般にフレーム材に使用される鉄系材料と比較して強度が低いために、鉄系材料と同等の強度や剛性を確保しようとすると、逆に軽量化を図ることが困難になるという難点があった。また、特許文献２の実施例では、耐力３５０ＭＰａ以上を実現した場合、限界曲げＲ値が１０ｍｍになっており、このように特許文献２の技術では、高強度を実現しようとすると、耐曲げ圧壊性が大幅に低下しており、衝撃吸収部材としての性能が十分に得られるものではなかった。
　本発明は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れると共に高強度であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空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。
  前記目的を達成するために、本発明は以下の手段を提供する。
　［１］Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金中空押出材であって、
  前記アルミニウム合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
      １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
上記式（１）及び式（２）を満たし、
  前記アルミニウム合金中空押出材の押出方向に平行な断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が８０％以上であり、
　前記アルミニウム合金中空押出材の０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上であり、
  前記アルミニウム合金中空押出材についてＪＩＳ　Ｚ２２４８－２００６に準拠した曲げ試験で測定される限界曲げＲが５．０ｍｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材。
　［２］Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
　前記ビレットを４８０℃～５３０℃の温度に２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
  前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で５ｍ／分～１５ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って中空押出材を得る押出工程と、
  前記得られた中空押出材の温度を５００℃～５７０℃にした状態から１０℃／秒～５００℃／秒の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
  前記急冷工程を経た中空押出材を１５０℃～２１０℃の温度で１時間～２４時間加熱する時効処理工程と、を含み、
　前記溶湯を形成する前記アルミニウム合金は、該アルミニウム合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
      １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
上記式（１）及び式（２）を満たすものであることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材の製造方法。
　［１］の発明では、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れると共に高強度であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材を提供できる。この中空押出材は、限界曲げＲが５．０ｍｍ以下であるから、衝撃吸収部材として十分な性能を確保できている。
　［２］の発明では、上記［１］の発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材を製造できる。即ち、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れると共に高強度であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材を製造できる。
本発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材の一例を示す斜視図である。 中空押出材から曲げ試験用試験片を採取する手法を示す斜視図である。 本発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材の他の例を示す斜視図である。 図３の中空押出材の正面図である。 実施例２１のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材の縦断面（押出方向に平行に切断した縦断面）の金属組織写真である。
  本発明に係るアルミニウム合金中空押出材は、Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金中空押出材であって、前記アルミニウム合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
      １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
上記式（１）及び式（２）を満たし、前記アルミニウム合金中空押出材の押出方向に平行な断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が８０％以上であり、前記アルミニウム合金中空押出材の０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上であり、前記アルミニウム合金中空押出材についてＪＩＳ　Ｚ２２４８（２００６年）に準拠した曲げ試験で測定される限界曲げＲが５．０ｍｍ以下であることを特徴とする。
  上記構成のアルミニウム合金中空押出材は、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れると共に高強度であるから、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体の構造材（フレーム等）として好適である。
　本発明のアルミニウム合金中空押出材において、上記式（１）及び式（２）を満たす必要がある。上記式（１）及び式（２）を満たすことは、本発明に係る耐曲げ圧壊性と耐食性に優れ、高強度であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材を得るために必須の構成要件である。即ち、「α－（β／１．７３）」の式で算出される数値が０．１９より小さい場合には、時効処理による強度向上効果が少ないものとなり、十分な高強度が得られない。一方、「α－（β／１．７３）」の式で算出される数値が０．９０を超えると、Ｓｉに起因する粒界析出物が粗大化することにより、熱間押出加工時の押出性が悪くなり中空押出材に外観不良が発生したり、中空押出材の靱性が低下して耐曲げ圧壊性が不十分なものとなる。また、「β＋（β／１．７３）」の式で算出される数値が１．００より小さい場合には、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物が少なくなることによって時効処理による強度向上効果が少ないものとなり、十分な高強度が得られない。一方、「β＋（β／１．７３）」の式で算出される数値が１．９０を超えると、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物が過剰となることにより、熱間押出加工時の押出性が悪くなり中空押出材に外観不良が発生したり、中空押出材の靱性が低下して耐曲げ圧壊性が不十分なものとなる。中でも、０．８５≧α－（β／１．７３）≧０．２４および１．８２≧β＋（β／１．７３）≧１．０９の関係式を満たす組成になっているのが好ましい。さらに、０．８０≧α－（β／１．７３）≧０．２９および１．７４≧β＋（β／１．７３）≧１．１８の関係式を満たす組成になっているのが特に好ましい。
　なお、アルミニウム合金の組成（各成分の含有率範囲の限定意義等）については、本発明の製造方法を説明した後の段落においてまとめて詳細に説明する。
  本発明において、アルミニウム合金中空押出材１の押出方向に平行な断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が８０％以上になっていることが重要である。繊維状組織の面積の割合が８０％以上であることで、３３０ＭＰａ以上の大きい０．２％耐力を実現できると共に優れた耐曲げ圧壊性を得ることができる。図５に、本発明に係るアルミニウム合金中空押出材の縦断面（押出方向と平行な縦断面）の金属組織写真の一例を示す。前記繊維状組織とは、押出による繊維状組織が再結晶せずに残った状態の組織である。図５では、中空押出材の縦断面の金属組織写真において、管壁の外側の表層部および内側の表層部が「再結晶組織」になっており、これら表層部以外の芯部が「繊維状組織」になっている。中でも、前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が８５％以上であるのが好ましい。
  本発明のアルミニウム合金中空押出材の０．２％耐力は、３３０ＭＰａ以上である。上述した特定の金属組成を備え、且つ上記式（１）及び式（２）を満たしていること等によって、このような高強度を実現できる。このような高強度は、一般にフレームに使用されている鉄系材料と比較しても強度に遜色がなく、耐曲げ圧壊性にも優れたものとなる。中でも、アルミニウム合金中空押出材の０．２％耐力は３５０ＭＰａ以上であるのが好ましい。
  本発明のアルミニウム合金中空押出材のＪＩＳ　Ｚ２２４８－２００６に準拠した曲げ試験で測定される限界曲げＲは５．０ｍｍ以下である。上述した特定の構成を備えていることによって、限界曲げＲが５．０ｍｍ以下という優れた耐曲げ圧壊性を実現できるものである。中でも、前記アルミニウム合金中空押出材の限界曲げＲは４．０ｍｍ以下であるのが好ましい。
　本発明に係るアルミニウム合金中空押出材１の一実施形態を図１に示す。この図１に示すアルミニウム合金中空押出材１は、横断面形状の外形が矩形状のいわゆる角パイプ形状であるが、特にこのような形状に限定されるものではない。前記中空押出材１の断面形状としては、特に限定されるものではないが、車両構造部材の軽量化を実現できて、且つ構造材としての十分な剛性と強度を確保できる断面形状を採用するのが好ましく、具体的には断面形状として、例えば、口の字形状（図１参照）、日の字形状、目の字形状、田の字形状（図３、４参照）、円形状、楕円形状等の中空断面形状等が挙げられる。前記中空押出材１のサイズは、断面形状の外接円の直径が１５ｍｍ～５７０ｍｍの範囲に設計されるのが好ましい。前記中空押出材１の肉厚Ｔは、２ｍｍ～１０ｍｍの範囲に設定されるのが好ましい。肉厚Ｔが２ｍｍ以上であることで押出後の強制冷却時の熱収縮の影響で変形が生じるのを防止できると共に、肉厚Ｔが１０ｍｍ以下であることで軽量性を確保できる。
  次に、本発明に係る、アルミニウム合金中空押出材１の製造方法について説明する。本製造方法は、Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、前記アルミニウム合金溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、を含む。
　（溶湯形成工程）
　前記溶湯形成工程では、Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム合金溶湯を得る。かつ、前記アルミニウム合金溶湯は、該合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
      １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
上記式（１）及び式（２）を満たしている必要がある。
　中でも、０．８５≧α－（β／１．７３）≧０．２４および１．８２≧β＋（β／１．７３）≧１．０９の関係式を満たす組成になっているのが好ましい。さらに、０．８０≧α－（β／１．７３）≧０．２９および１．７４≧β＋（β／１．７３）≧１．１８の関係式を満たす組成になっているのが特に好ましい。
　（鋳造工程）
  次に、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよく、例えば、連続鋳造圧延法、ホットトップ鋳造法、フロート鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。この鋳造工程において、冷却速度の速い鋳造加工を行うことによって鋳塊（ビレット）中に形成される金属組織や晶出物の結晶粒径を小さくするのが好ましい。
　以下、順に、均質化熱処理工程、冷却工程、押出工程、急冷工程、時効処理工程を実施する。
  （均質化熱処理工程）
  得られたビレットに対して均質化熱処理を行う。即ち、ビレットを４８０℃～５３０℃の温度で２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う。４８０℃未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が低下するし、生産性も低下する。一方、５３０℃を超えると、ＭｎとＣｒの析出物が粗大化することで再結晶を抑制する効果が低下し、再結晶の発生により、中空押出材１の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。中でも、均質化熱処理の温度は、４８５℃～５２５℃に設定するのが好ましい。
　また、均質化熱処理の時間が２時間未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が低下するし、生産性も低下する。また、２時間未満では、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析を無くして均質化することが不十分になり、中空押出材１の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。一方、均質化熱処理の時間が１５時間を超えると、均質化熱処理によるそれ以上の効果は得られず、かえって生産性を低下させるものとなる。
　（冷却工程）
  次に、前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。平均冷却速度は、大きい方がより好ましい。この冷却工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン冷却、ミスト冷却などが挙げられる。このようにビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で強制冷却する理由は、均質化熱処理後の冷却過程で固溶元素の析出物が粗大に成長するのを抑制するためである。粗大成長を抑制することで、後の時効処理による強度向上を十分に実現できると共に、中空押出材の靱性を十分に確保できて十分な耐曲げ圧壊性が得られる。
　（押出工程）
　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で５ｍ／分～１５ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って中空押出材を得る。加熱温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、押出加工後の加工発熱により中空押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。従って、熱間押出加工時の加熱温度は５００℃～５６０℃に設定する。中でも、熱間押出加工時の加熱温度は５１０℃～５５０℃に設定するのが好ましい。なお、ビレットの加熱時間は、特に限定されるものではないが、加熱装置が押出工程のオンライン上に設置されていることを考慮して、良好な生産性を確保できる時間に設定されるが、３０分以内に設定されるのが好ましく、１５分以内に設定されるのが特に好ましい。
  前記熱間押出加工の際の押出速度は、５ｍ／分～１５ｍ／分に設定する。押出速度は、生産性を考慮すると、速ければ速いほど好ましいものの、押出速度が１５ｍ／分を超えると、中空押出材の表面に剥離や割れが生じる恐れがある。一方、押出速度が５ｍ／分未満では、生産性が低下する。
　（急冷工程）
　前記熱間押出加工後の中空押出材の温度が５００℃～５７０℃になっていることを要する。金型から排出された直後の中空押出材の温度を非接触温度計または接触温度計で計測する。この計測温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。前記計測温度が５７０℃を超えている場合には、中空押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。中でも、前記熱間押出加工後の中空押出材の温度が５１０℃～５６０℃になっているのが好ましい。
　前記熱間押出加工直後の５００℃～５７０℃の温度の中空押出材を１０℃／秒～５００℃／秒の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する。このような急冷は、例えば、押出出口側に設置してある冷却装置を用いて実施することができる。このような条件での急冷は、中空押出材の金属組織が繊維状組織を有し、かつ中空押出材の断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合が８０％以上である金属組織を形成させる上で重要な工程である。この急冷工程において、冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却時の焼き入れが不十分となって、中空押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。一方、冷却速度が５００℃／秒を超えると、肉厚の厚い部分と薄い部分で熱収縮差による変形が生じて寸法精度が悪くなる。
　前記急冷工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却、液体窒素冷却、水冷等の方法が挙げられる。また、前記例示の冷却方法を適宜組み合わせて急冷を実施するようにしてもよい。
  前記急冷工程において、前記中空押出材の冷却速度を５０℃／秒～５００℃／秒に設定するのが好ましく、１００℃／秒～５００℃／秒に設定するのが特に好ましい。
　（時効処理工程）
  次に、前記急冷工程を経た中空押出材を１５０℃～２１０℃の温度で１時間～２４時間加熱して時効処理を行う。時効処理温度が１５０℃未満では、析出物が微細になりすぎて時効硬化が十分になされず、高強度の中空押出材が得られなくなる。一方、時効処理温度が２１０℃を超えると、過時効処理となって析出物が粗大化して、高強度の中空押出材が得られなくなる。また、時効処理時間が１時間未満では、亜時効処理となって高強度の中空押出材が得られなくなる。時効処理時間が２４時間を超えると、過時効処理となって高強度の中空押出材が得られなくなる。中でも、前記時効処理温度を１６０℃～２００℃に設定するのが好ましい。また、前記時効処理時間は１時間～１６時間に設定するのが好ましい。
　なお、本発明の上記製造方法において、押出工程以降に、溶体化処理や焼き入れ処理を行うと、形成された繊維状組織が損なわれてしまうので、このような溶体化処理や焼き入れ処理を行うのは望ましくない。
　また、本発明の上記製造方法において、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体構造材（フレーム等）等として適用するために、必要に応じて、押出工程以降に、引抜加工、切削加工、曲げ加工、潰し加工、溶接加工、機械締結加工等のうちの１種又は２種以上の加工を実施してもよい。
　次に、上述した本発明に係るアルミニウム合金中空押出材および本発明に係るアルミニウム合金中空押出材の製造方法における「アルミニウム合金」の組成について、以下詳述する。前記アルミニウム合金は、Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金である。
  前記Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、中空押出材１の強度向上に寄与する。Ｓｉは、上述したとおりＭｇの含有量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する量を超えて過剰に添加することにより、時効処理による強度向上を十分に実現できることから、Ｓｉ含有率は、０．８０質量％以上に設定する。一方、Ｓｉ含有率が１．２５質量％を超えると、Ｓｉの粒界析出が多くなり、中空押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。従って、Ｓｉ含有率は、０．８０質量％～１．２５質量％に設定する。中でも、Ｓｉ含有率は、０．９５質量％～１．２０質量％に設定するのが好ましく、１．０２質量％～１．１７質量％に設定するのがより好ましい。
　前記Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、中空押出材１の強度向上に寄与する。Ｍｇ含有率が０．６５質量％より小さいと、析出強化の効果が十分に得られず高強度を確保することができない。一方、Ｍｇ含有率が１．２０質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物が増加し過ぎることによって、中空押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時の押出圧力が著しく高くなることにより外観品質を低下させたり生産性を低下させる。従って、Ｍｇ含有率は、０．６５質量％～１．２０質量％に設定する。中でも、Ｍｇ含有率は、０．７５質量％～１．１５質量％に設定するのが好ましく、０．８５質量％～１．１０質量％に設定するのがより好ましい。
  前記Ｆｅは、ＡｌＦｅＳｉ相として晶出することで結晶粒の粗大化を防止する効果がある。Ｆｅ含有率が０．１５質量％より小さいと、結晶粒の粗大化防止効果が十分に得られない。一方、Ｆｅ含有率が０．３０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、中空押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時にピックアップと呼ばれる外観不良が発生する恐れがある。従って、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％～０．３０質量％に設定する。中でも、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％～０．２５質量％に設定するのが好ましい。
  前記Ｍｎは、ＡｌＭｎＳｉ相として晶出し、晶出しないＭｎは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｍｎ含有率が０．４０質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｍｎ含有率が０．８０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、中空押出材の靱性を低下させる。従って、Ｍｎ含有率は、０．４０質量％～０．８０質量％に設定する。中でも、Ｍｎ含有率は、０．４０質量％～０．７０質量％に設定するのが好ましく、０．４０質量％～０．６０質量％に設定するのがより好ましい。なお、Ｍｎは、同様の効果を有するＣｒと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
  前記Ｃｕは、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物の見かけの過飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させることによって最終製品の中空押出材の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕ含有率が０．０１質量％より小さいと、時効硬化が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有率が０．６０質量％を超えると、中空押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。また、過度に添加量を増やし過ぎると、耐食性を低下させ、粒界腐食の感受性を高め、応力腐食割れを引き起こす恐れがある。従って、Ｃｕ含有率は、０．０１質量％～０．６０質量％に設定する。中でも、Ｃｕ含有率は、０．１０質量％～０．５０質量％に設定するのが好ましく、０．３０質量％～０．５０質量％に設定するのがより好ましい。
  前記Ｃｒは、ＡｌＣｒＳｉ相として晶出し、晶出しないＣｒは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｃｒ含有率が０．０９質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｃｒ含有率が０．２１質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、中空押出材の靱性を低下させる。従って、Ｃｒ含有率は、０．０９質量％～０．２１質量％に設定する。中でも、Ｃｒ含有率は、０．１１質量％～０．１９質量％に設定するのが好ましい。なお、Ｃｒは、同様の効果を有するＭｎと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
　前記Ｔｉは、結晶粒の微細化を図る上で有効な元素であり、また鋳造棒（ビレット）に鋳塊割れが発生することを防止する。Ｔｉ含有率が０．０１質量％より小さいと、上記効果が得られなくなる恐れがある。一方、Ｔｉ含有率が０．１０質量％を超えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、中空押出材の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ含有率は、０．０１質量％～０．１０質量％に設定する。なお、Ｔｉを含有させる際に比較的混入しやすいＢ（硼素）を含む場合は、Ｔｉ含有率は、０．０００１質量％～０．０３質量％の範囲に設定するのが好ましい。
  前記Ｚｒは、ＭｎやＣｒと同様に再結晶を抑制する効果を有する元素であるが、このＺｒの含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ含有率が０．０５質量％を超えると、上述したＴｉの結晶粒微細化効果を阻害する上に、中空押出材の靱性を低下させる。従って、Ｚｒ含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ非含有であってもよい（Ｚｒ含有率は０質量％であってもよい）。中でも、Ｚｒ含有率は０．０１質量％以下（０質量％を含む；即ちＺｒ非含有を含む）に設定するのが好ましい。
　次に、本発明の具体的実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに特に限定されるものではない。
　＜実施例１＞
　Ｓｉ：０．９５質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０質量％、Ｍｇ：０．６５質量％、Ｃｒ：０．１５質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％、Ａｌ：９７．１２質量％を含有し、不可避不純物を含有するアルミニウム合金（表１で合金Ｎｏ．Ａ）を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径１５６ｍｍ、長さ４５０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
　次に、前記鋳塊ビレットに対して５００℃で７時間の均質化熱処理を行った（均質化熱処理工程；表２の製造条件Ｎｏ．１参照）。前記均質化熱処理工程を経た後の鋳塊ビレットを２００℃／時間の鋳塊冷却速度で鋳塊が２００℃以下の温度になるまで強制冷却を行った（冷却工程；表２の製造条件Ｎｏ．１参照）。次に、前記冷却工程を経た鋳塊ビレットに、鋳塊加熱温度５３０℃、押出速度１０ｍ／分の条件で熱間押出加工を行うことによって、縦４５ｍｍ×横４５ｍｍの角パイプ形状で、角部のＲが１．５ｍｍ、管壁厚さ（肉厚）Ｔが２．５ｍｍの中空押出材（図１、２参照）を得た（押出工程；表２の製造条件Ｎｏ．１参照）。次いで、前記熱間押出加工で得られた５４０℃の中空押出材（押出ダイス出口での中空押出材の温度を接触温度計で測定した）を４００℃／秒の冷却速度で１５０℃以下の温度になるまで急冷した（急冷工程；表２の製造条件Ｎｏ．１参照）。前記急冷工程を経た中空押出材を４００ｍｍの長さに切断した後、１８０℃で６時間加熱して時効処理を行った（時効処理工程；表２の製造条件Ｎｏ．１参照）。こうして図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材１を得た。
　＜実施例２＞
  前記アルミニウム合金溶湯として、表３に示す合金Ｎｏ．Ｂのアルミニウム合金の溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして（製造条件は実施例１と同じ製造条件Ｎｏ．１を採用）、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材１を得た。前記合金Ｎｏ．Ｂのアルミニウム合金の組成は、表１に示したとおりである。
　＜実施例３～１９、比較例１～１４＞
  前記アルミニウム合金溶湯として、表３に示す各合金Ｎｏ．のアルミニウム合金（各合金Ｎｏ．のアルミニウム合金の組成はそれぞれ表１に示したとおりである）の溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして（製造条件は実施例１と同じ製造条件Ｎｏ．１を採用）、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材１を得た。
　＜実施例２０＞
  前記アルミニウム合金溶湯として、表４に示す合金Ｎｏ．Ｇのアルミニウム合金の溶湯を用いると共に、製造条件として製造条件Ｎｏ．２（表２参照）を採用した以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材１を得た。前記合金Ｎｏ．Ｇのアルミニウム合金の組成は、表１に示したとおりである。
　＜実施例２１～２９、比較例１５～２４＞
  製造条件として、表４に示す各製造条件Ｎｏ．の製造条件（各製造条件Ｎｏ．の製造条件は表２に示したとおりである）を採用した以外は、実施例２０と同様にして（合金Ｎｏ．Ｇのアルミニウム合金溶湯を使用した）、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材１を得た。
　なお、各実施例、各比較例において、急冷工程での押出材冷却速度の調整は、放冷、ファン空冷、ミスト空冷、シャワー空冷、液体窒素冷却、水冷等の各種冷却方法から適宜最適な手法を選択して行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  上記のようにして得られた各アルミニウム合金中空押出材について、下記測定法により「中空押出材の断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合」を測定すると共に、下記評価法に基づいて各種評価を行った。
　＜中空押出材の断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合の測定法＞
  中空押出材について該中空押出材の押出方向に平行な断面（図１におけるＺ－Ｚ線の断面）を切り出した後、中空押出材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。図５に、実施例２１のアルミニウム合金中空押出材の断面（切断面）の光学顕微鏡を用いた金属組織写真を示す。図５の金属組織写真は、任意の倍率を設定して中空押出材の管壁の厚さ（Ｔ＝２．５ｍｍ）を全て含む領域の視野にて撮影した光学顕微鏡写真である。図５に示すとおり、内部に押出方向に略平行に伸びる繊維状の組織（繊維状組織）が認められると共に、前記繊維状組織の上下両側の表層部のそれぞれに再結晶組織（繊維状組織とは色調も形態も相違する表層組織）が認められた（図５参照）。
  各中空押出材の前記断面（切断面）の光学顕微鏡を用いた金属組織写真において、複数視野における画像解析から、前記断面における全体面積に占める繊維状組織の面積の割合を求め、該割合が８０％以上であるものを「繊維状組織」と判定し（表３、４参照）、前記割合が２０％以上８０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「混合組織」と判定し、前記割合が２０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「再結晶組織」と判定した（表３、４参照）。
　＜０．２％耐力の測定法＞
  ＪＩＳ　Ｚ２２４１－２０１１に準拠して室温（２５℃）で引張試験を行うことによって０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。即ち、図２に示すように、得られた中空押出材１からＪＩＳ　Ｚ２２０１－１９９８に記載の方法によりＪＩＳ５号試験片１０を採取した。このＪＩＳ５号試験片１０の大きさは、平行部の幅（Ｗ）２５ｍｍ×平行部の長さ（Ｌ）６０ｍｍ×厚さ（Ｔ）２．５ｍｍとした（図２参照）。また、試験片において標点間距離を５０ｍｍに設定した。前記試験片についてインストロン型引張試験機を用いて該試験片（中空押出材の一部）の押出方向に引張試験を行った。引張試験速度は、２ｍｍ／分に設定し、耐力測定以降は１０ｍｍ／分に設定した。ＪＩＳ５号試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「０．２％耐力」とした（表３、４参照）。なお、表３、４において、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であるものを「◎」と表記し、０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上３５０ＭＰａ未満であるものを「○」と表記し、０．２％耐力が３３０ＭＰａ未満であるものを「×」と表記した。
　＜押出材の外観評価法＞
  得られたアルミニウム合金中空押出材の表面を目視で観察し、押出材の表面の剥離の有無、角部の割れの有無を調べ、下記判定基準に基づいて中空押出材の外観品質を評価した。
（判定基準）
「○」…剥離がなく、角部の割れも無かった
「×」…剥離および角部の割れのうち、いずれか一方又は両方の現象が生じていた。
　＜耐食性評価法＞
  得られたアルミニウム合金中空押出材における幅方向の中心位置から幅方向の一方の方向に４ｍｍの長さ（幅４ｍｍ）×長さ（押出方向の長さ）４５ｍｍ×厚さ２．５ｍｍの試験片および前記幅方向の中心位置から幅方向の他方の方向に４ｍｍの長さ（幅４ｍｍ）×長さ（押出方向の長さ）４５ｍｍ×厚さ２．５ｍｍの試験片の２つの試験片（ｎ＝２）を得た。
　液温が９０℃に設定された耐食性試験液（ＣｒＯ3の濃度が３６ｇ／Ｌ、Ｋ2Ｃｒ2Ｏ7の濃度が３０ｇ／Ｌ、ＮａＣｌの濃度が３ｇ／Ｌの水溶液）中に前記２つの試験片をそれぞれ１０時間浸漬した。この時、前記２つの試験片のそれぞれの上面に上方側から９０％の耐力を負荷した状態で耐食性試験液中に１０時間浸漬した。１０時間浸漬後に２つの試験片を取り出し、応力腐食割れの有無を目視で、もしくは目視で判定がつかない場合は光学顕微鏡による断面観察による方法で調べて、下記判定基準に基づいて中空押出材の耐食性を評価した。
（判定基準）
「○」…２つの試験片の両方において応力腐食割れの発生がなかった。
「×」…２つの試験片のうち、少なくとも一方の試験片で応力腐食割れの発生が認められた。
　＜曲げ性評価法（曲げ試験方法）＞
  ＪＩＳ　Ｚ２２４８－２００６に準拠して押曲げ法で１８０°曲げ試験を行った。即ち、図２に示すように、得られた中空押出材１からＪＩＳ３号試験片１０を採取した。このＪＩＳ３号試験片１０の大きさは、幅（Ｗ）３０ｍｍ×長さ（Ｌ）２００ｍｍ×厚さ（Ｔ）２．５ｍｍとした（図２参照）。前記試験片（中空押出材の一部）について油圧万能試験機を用いて１８０°曲げ試験を行った。この曲げ試験は、曲げ線が（中空押出材の）押出方向になるようにし、曲げＲ部の外側部位に割れによる破断が発生しない限界曲げＲ（最小内側半径Ｒ）（ｍｍ）を測定し、下記判定基準に基づいて曲げ性を評価した。
（判定基準）
「◎」…限界曲げＲ値が３．０ｍｍ以下である
「○」…限界曲げＲ値が３．０ｍｍを超えて５．０ｍｍ以下である
「△」…限界曲げＲ値が５．０ｍｍを超えて５．５ｍｍ未満である
「×」…限界曲げＲ値が５．５ｍｍ以上である。
　＜総合評価＞
　「０．２％耐力」、「押出材の外観」、「耐食性」、「曲げ性（耐曲げ圧壊性）」の４つの評価項目のうち、１項目以上に「×」の評価結果があったものを「不合格」とし、４つの評価項目の全てにおいて「×」の評価結果が無かったものを「合格」とした。
  表から明らかなように、本発明の実施例１～２９のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材は、外観品質が良好で、０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上であって高強度であり、耐食性に優れていると共に、耐曲げ圧壊性にも優れていた。
  これに対し、比較例１～１４では、アルミニウム合金組成が本発明の規定範囲を逸脱しているので、総合評価が不合格であった。具体的には、比較例１、２では、Ｓｉ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、０．２％耐力が不十分であった。比較例３では、Ｓｉ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、「α－（β／１．７３）」の数値も本発明の規定範囲より大きくなっており、押出材外観および曲げ性に劣っていた。比較例４では、Ｃｕ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、押出材外観および曲げ性に劣っていた。比較例５では、Ｍｇ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、「β＋（β／１．７３）」の数値も本発明の規定範囲より大きくなっており、押出材外観および曲げ性に劣っていた。比較例６では、Ｃｒ含有率が本発明の規定範囲より小さく、Ｚｒ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、曲げ性に劣っていた。比較例７では、Ｍｎ含有率が本発明の規定範囲より小さく、Ｚｒ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、曲げ性に劣っていた。比較例８では、Ｍｎ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、曲げ性に劣っていた。比較例９では、Ｍｇ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、「β＋（β／１．７３）」の数値も本発明の規定範囲より小さくなっており、０．２％耐力が不十分であった。比較例１０では、Ｓｉ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、「α－（β／１．７３）」の数値も本発明の規定範囲より小さくなっており、０．２％耐力が不十分であった。比較例１１では、Ｆｅ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、押出材外観に劣っていたし、Ｍｎ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、金属組織形態が混合組織形態となっており、曲げ性に劣っていた。比較例１２では、Ｍｎ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、金属組織形態が再結晶組織形態となり、また「α－（β／１．７３）」の数値が本発明の規定範囲より小さいため、０．２％耐力が不十分であった。比較例１３では、Ｍｎ含有率及びＣｒ含有率が本発明の規定範囲より小さいため、金属組織形態が再結晶組織形態となり、またＳｉ含有率及びＭｇ含有率が本発明の規定範囲より小さく、「β＋（β／１．７３）」の数値も本発明の規定範囲より小さくなっているため、０．２％耐力が不十分であった。また、比較例１４では、Ｔｉ含有率が本発明の規定範囲より大きいため、曲げ性に劣っていた（表３参照）。
　また、比較例１５～２４では、本発明の製造方法におけるアルミニウム合金組成の規定範囲は満たしているものの、その他の製造条件が本発明の製造方法の規定範囲を逸脱しているので、総合評価が不合格であった。具体的には、比較例１５では、均質化熱処理温度が本発明の規定範囲より小さいため、熱間押出加工性が悪化して、押出材外観および曲げ性に劣っていた。比較例１６では、均質化熱処理温度が本発明の規定範囲より大きいため、再結晶抑制効果が少なく、金属組織形態が混合組織形態となっており、曲げ性に劣っていた。比較例１７では、均質化熱処理時間が本発明の規定範囲より小さいため、鋳塊ビレットの軟化が十分に進まないことで熱間押出加工性が悪化し、剥離や割れが発生する等、押出材外観に劣っていた。比較例１８では、押出工程での鋳塊加熱温度が本発明の規定範囲より低く、急冷工程での急冷開始時の中空押出材の温度が本発明の規定範囲より低いため、熱間押出加工性が悪化し、剥離や割れが発生する等、押出材外観に劣っていた。比較例１９では、押出工程での鋳塊加熱温度が本発明の規定範囲より高く、急冷工程での急冷開始時の中空押出材の温度が本発明の規定範囲より高いため、中空押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が生じたと推測され、剥離や割れが発生する等、押出材外観に劣っていたし、靱性の低下によって曲げ性にも劣っていた。比較例２０では、押出工程での押出速度が本発明の規定範囲より大きく、押出時の加工発熱量が過大となって次の急冷工程での急冷開始時の中空押出材の温度が本発明の規定範囲より高くなってしまい、中空押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が生じたと推測され、剥離や割れが発生する等、押出材外観に劣っていたし、靱性の低下によって曲げ性にも劣っていた。比較例２１では、急冷工程での中空押出材の冷却速度が本発明の規定範囲より小さいため、この急冷時に析出物が粗大化したために、０．２％耐力が不十分である上に、曲げ性にも劣っていた。比較例２２では、時効処理温度が本発明の規定範囲より低いため、０．２％耐力が不十分であった。また、比較例２２では、時効処理時間が本発明の規定範囲より長いため、過度の時効処理となって０．２％耐力をさらに低下させた可能性がある。比較例２３では、時効処理温度が本発明の規定範囲より高いため、０．２％耐力が不十分であった。また、比較例２３では、時効処理時間が本発明の規定範囲より短いため、時効処理が十分になされず、０．２％耐力をさらに低下させたと考えられる。比較例２４では、冷却工程での鋳塊冷却速度が本発明の規定範囲より遅いため、均質化熱処理後の冷却過程で析出物が粗大に成長するのを抑制できず、曲げ性に劣っていた（表４参照）。
　本発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材および本発明の製造方法で得られるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材は、耐曲げ圧壊性と耐食性に優れると共に高強度であり、従来の鉄系材料と比較しても強度に遜色がなく、さらに耐曲げ圧壊性に優れているので、従来の鉄系材料の代替材として好適に使用できる。例えば、車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の車体の構造材（フレーム等）として使用することで車体の軽量化を図ることができる。
　本出願は、２０１８年３月５日付で出願された日本国特許出願特願２０１８－３８１５７号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
　ここで用いられた用語及び説明は、本発明に係る実施形態を説明するために用いられたものであって、本発明はこれに限定されるものではない。本発明は、請求の範囲内であれば、その精神を逸脱するものでない限りいかなる設計的変更をも許容するものである。
１…アルミニウム合金中空押出材

Claims (2)

  1.   Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金中空押出材であって、
      前記アルミニウム合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
    　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
          １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
    上記式（１）及び式（２）を満たし、
      前記アルミニウム合金中空押出材の押出方向に平行な断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が８０％以上であり、
    　前記アルミニウム合金中空押出材の０．２％耐力が３３０ＭＰａ以上であり、
      前記アルミニウム合金中空押出材についてＪＩＳ　Ｚ２２４８－２００６に準拠した曲げ試験で測定される限界曲げＲが５．０ｍｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材。
  2.   Ｓｉ：０．８０質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．６５質量％～１．２０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．８０質量％、Ｃｕ：０．０１質量％～０．６０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｔｉ：０．０１質量％～０．１０質量％を含有し、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
    　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
    　前記ビレットを４８０℃～５３０℃の温度に２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
      前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で５ｍ／分～１５ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って中空押出材を得る押出工程と、
      前記得られた中空押出材の温度を５００℃～５７０℃にした状態から１０℃／秒～５００℃／秒の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
      前記急冷工程を経た中空押出材を１５０℃～２１０℃の温度で１時間～２４時間加熱する時効処理工程と、を含み、
    　前記溶湯を形成する前記アルミニウム合金は、該アルミニウム合金中のＳｉの含有率を「α」（質量％）とし、前記アルミニウム合金中のＭｇの含有率を「β」（質量％）としたとき、
    　　　０．９０≧α－（β／１．７３）≧０．１９　　　　式（１）
          １．９０≧β＋（β／１．７３）≧１．００　　　　式（２）
    上記式（１）及び式（２）を満たすものであることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材の製造方法。
PCT/JP2019/002688 2018-03-05 2019-01-28 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法 WO2019171818A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980016556.0A CN111801433B (zh) 2018-03-05 2019-01-28 Al-Mg-Si系铝合金中空挤压材料及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018038157 2018-03-05
JP2018-038157 2018-03-05

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019171818A1 true WO2019171818A1 (ja) 2019-09-12

Family

ID=67847240

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/002688 WO2019171818A1 (ja) 2018-03-05 2019-01-28 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP7215920B2 (ja)
CN (1) CN111801433B (ja)
WO (1) WO2019171818A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020066752A (ja) * 2018-10-22 2020-04-30 昭和電工株式会社 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
WO2023068167A1 (ja) * 2021-10-20 2023-04-27 株式会社Uacj 押出多穴管及びその製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2021006502A (es) * 2018-12-03 2021-08-16 Rio Tinto Alcan Int Ltd Aleacion de extrusion de aluminio.
JP7341266B2 (ja) * 2022-02-10 2023-09-08 株式会社神戸製鋼所 バンパー補強材とその製造方法
CN117070787B (zh) * 2023-10-12 2024-01-19 中铝科学技术研究院有限公司 铝合金型材、其制备方法及应用

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP2005105317A (ja) * 2003-09-29 2005-04-21 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性と耐圧壊割れ性に優れたアルミニウム合金押出中空形材
JP2011074471A (ja) * 2009-09-30 2011-04-14 Kobe Steel Ltd 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材
JP2015520801A (ja) * 2012-04-25 2015-07-23 ノルスク・ヒドロ・アーエスアーＮｏｒｓｋ Ｈｙｄｒｏ Ａｓａ 改善された特性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5479150A (en) * 1977-12-07 1979-06-23 Kobe Steel Ltd Extrusion method and its dies for ribbed double pipe
JPH10219413A (ja) * 1997-02-12 1998-08-18 Nippon Steel Corp 耐粒界腐食性に優れた高強度アルミニウム合金の製造方法
JP3324444B2 (ja) * 1997-05-14 2002-09-17 日本軽金属株式会社 曲げ加工性に優れたアルミニウム押出し形材の製造方法
JP4011270B2 (ja) * 1999-09-03 2007-11-21 日本軽金属株式会社 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法とその加工方法
JP2003221636A (ja) 2002-01-29 2003-08-08 Aisin Keikinzoku Co Ltd 耐衝撃破壊性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材
US7214281B2 (en) * 2002-09-21 2007-05-08 Universal Alloy Corporation Aluminum-zinc-magnesium-copper alloy extrusion
CN101713041B (zh) * 2009-09-04 2012-05-30 广东华昌铝厂有限公司 一种新型Al-Mg-Si合金
JP5473718B2 (ja) 2010-03-30 2014-04-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材
JP5837026B2 (ja) 2013-03-29 2015-12-24 株式会社神戸製鋼所 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法
CN103173664A (zh) * 2013-04-19 2013-06-26 上海嘉朗实业有限公司 一种Al-Mg-Si-Cu合金材料及其在汽车铝制控制臂上的应用
CN104152758A (zh) * 2014-08-12 2014-11-19 山东裕航特种合金装备有限公司 一种汽车减震器用高强铝合金空心型材生产工艺
CN107743526B (zh) 2015-06-15 2020-08-25 肯联铝业辛根有限责任公司 用于获得由6xxx铝合金制成的用于牵引孔眼的高强度固体挤出产品的制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP2005105317A (ja) * 2003-09-29 2005-04-21 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性と耐圧壊割れ性に優れたアルミニウム合金押出中空形材
JP2011074471A (ja) * 2009-09-30 2011-04-14 Kobe Steel Ltd 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材
JP2015520801A (ja) * 2012-04-25 2015-07-23 ノルスク・ヒドロ・アーエスアーＮｏｒｓｋ Ｈｙｄｒｏ Ａｓａ 改善された特性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020066752A (ja) * 2018-10-22 2020-04-30 昭和電工株式会社 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
WO2020085082A1 (ja) * 2018-10-22 2020-04-30 昭和電工株式会社 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP7182425B2 (ja) 2018-10-22 2022-12-02 昭和電工株式会社 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
WO2023068167A1 (ja) * 2021-10-20 2023-04-27 株式会社Uacj 押出多穴管及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111801433B (zh) 2021-11-09
JP7215920B2 (ja) 2023-01-31
JP2019151918A (ja) 2019-09-12
CN111801433A (zh) 2020-10-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019171818A1 (ja) Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法
US8105449B2 (en) High-strength aluminum alloy extruded product with excellent impact absorption and stress corrosion cracking resistance and method of manufacturing the same
US7713363B2 (en) Method of manufacturing high-strength aluminum alloy extruded product excelling in corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance
JP4101749B2 (ja) 溶接可能な高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
JP4398428B2 (ja) 耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP7182425B2 (ja) Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP6273158B2 (ja) 構造材用アルミニウム合金板
KR101333915B1 (ko) 알루미늄-아연-마그네슘-스칸듐 합금 및 이의 제조 방법
JP3053352B2 (ja) 破壊靭性、疲労特性および成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金
WO2016140335A1 (ja) アルミニウム合金板
JP7182435B2 (ja) Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出引抜材
CN103608478A (zh) 高温下性能好的铝铜镁合金
US20130146183A1 (en) High strength aluminum alloy extruded material excellent in stress corrosion cracking resistance
JP2012097321A (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品及びその鍛造方法
JP5204793B2 (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材
US6638376B2 (en) Aluminum alloy piping material having an excellent corrosion resistance and workability
JP2015189993A (ja) アルミニウム合金鍛造材
CN116694969A (zh) 由铝合金挤压材形成的汽车的车门防撞梁及其制造方法
JP6329430B2 (ja) 曲げ性に優れた高耐力Ａｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金製押出材
JP2010196089A (ja) 高強度で耐応力腐食割れ性に優れたハイドロフォーム成形用アルミニウム合金押出管
JP2003034834A (ja) 衝撃エネルギー吸収性能に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP4993170B2 (ja) 衝撃吸収特性に優れ、かつ良好な焼入れ性を有するアルミニウム合金押出形材及びその製造方法
JP5823010B2 (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた自動車構造部材用高強度アルミニウム合金押出材
JP2022156481A (ja) アルミニウム合金押出材およびその製造方法
JP5631379B2 (ja) 耐応力腐食割れ性に優れたバンパーレインフォース用高強度アルミニウム合金押出材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19763505

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19763505

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1