WO2022264959A1 - アルミニウム合金押出材及びその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金押出材及びその製造方法 Download PDF

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WO2022264959A1
WO2022264959A1 PCT/JP2022/023598 JP2022023598W WO2022264959A1 WO 2022264959 A1 WO2022264959 A1 WO 2022264959A1 JP 2022023598 W JP2022023598 W JP 2022023598W WO 2022264959 A1 WO2022264959 A1 WO 2022264959A1
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mass
less
extruded material
aluminum alloy
extrusion
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PCT/JP2022/023598
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匠 丸山
嘉公 大橋
娟 項
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昭和電工株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • 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
    • 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
    • C22F1/043—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 silicon 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 aluminum alloy extruded material and a manufacturing method thereof.
  • Aluminum alloys are lightweight and strong, and in recent years, their applications have expanded to include transportation equipment such as automobiles and railway vehicles, civil engineering and construction fields, as well as household goods such as furniture and daily miscellaneous goods, and home appliances.
  • Aluminum alloy materials are required to be further lightened by thinning and the like, and for this reason, further improvement in strength is required as materials.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing an aluminum-magnesium-silicon-based aluminum alloy extruded material, in which, in mass%, magnesium is 0.5 to 0.9%, silicon is 0.9 to 1.3%, iron 0.3 to 0.5%, titanium 0.005 to 0.1%, copper 0.4% or less, manganese 0.30% or less, chromium 0.10% or less, zirconium is limited to 0.10% or less, and the balance is aluminum and inevitable impurities.
  • Aluminum alloy is extruded and quenched by air cooling, then 2 to 5% of working strain is introduced, and then artificially aged. A method for manufacturing aluminum alloy extrusions is described.
  • Patent Document 2 Si: 0.70 to 1.3% (% by mass, the same applies hereinafter), Mg: 0.45 to 1.2%, Cu: 0.15 to less than 0.40%, Mn: 0 .10 to 0.40%, Cr: 0.06% or less (not including 0%), Zr: 0.05 to 0.20%, Ti: 0.005 to 0.15%, Fe: regulated to 0.30% or less, V: 0.01% or less, has a chemical composition consisting of the balance Al and unavoidable impurities, has a yield strength of 350 MPa or more, and has a crystallized particle size of 5 ⁇ m or less. and an aluminum alloy extruded material in which the area ratio of the fibrous structure in the cross section parallel to the hot extrusion direction is 95% or more.
  • Patent Document 3 Si: 0.8 to 2.0 mass%, Mg: 0.7 to 1.0 mass%, Cu: 0.3 to 1.0 mass%, Fe: ⁇ 0.20 mass% , Mn: 0.2 to 0.8% by mass, Cr: 0.1 to 0.4% by mass, Mn + Cr: 0.3 to 0.9% by mass, the balance being Al and unavoidable impurities, and further Mg and There is described an aluminum alloy extruded material for cutting, which has a composition in which the amount of Si satisfies the relational expression of Mg/1.73+0.2 ⁇ Si ⁇ Mg/1.73+1.6 and the metal structure is a fiber structure. ing.
  • Patent Document 1 the process of introducing processing distortion after quenching is incorporated, and the number of processes is larger than that of normal processes, which tends to lead to high costs.
  • Patent Document 2 it has a fibrous structure in the extrusion direction, and the mechanical properties in the direction perpendicular to the extrusion direction may be inferior to those in the direction parallel to the extrusion direction.
  • Patent Document 3 the extrusion moldability is insufficient, and in order to mold at a sufficient extrusion speed, it is necessary to increase the extrusion pressure, and the distortion of the extruded product tends to increase. Therefore, the cost tends to be high in order to maintain the quality as an extruded material.
  • an object of the present invention is to provide a low-cost aluminum alloy extruded material with high tensile strength and yield strength, and a method for manufacturing the same.
  • the configuration of the present invention for solving the above problems is as follows.
  • An aluminum alloy extruded material Si: 0.90% by mass or more and 2.00% by mass or less, Mg: 0.65% by mass or more and 0.90% by mass or less, Cu: 0.25% by mass or more and 0.50% by mass or less, Fe: 0.050% by mass or more and 0.49% by mass or less, Zr: 0.10% by mass or more and 0.25% by mass or less, Ti: 0.010% by mass or more and 0.10% by mass or less, B: 0.050 to 1.0 times the mass of Ti, and the balance consists of Al and inevitable impurities, In a cross section perpendicular to the extrusion direction, the area ratio of crystal grains having an aspect ratio of 5.0 or less and a length of 50 ⁇ m or more and 1000 ⁇ m or less in the major axis direction is 90.0% or more, An aluminum alloy extruded material having a surface electrical conductivity of 51.1 IACS% or less.
  • An aluminum alloy extruded material Si: 0.90% by mass or more and 2.00% by mass or less, Mg: 0.65% by mass or more and 0.90% by mass or less, Cu: 0.25% by mass or more and 0.50% by mass or less, Fe: 0.050% by mass or more and 0.49% by mass or less, Zr: 0.10% by mass or more and 0.25% by mass or less, Ti: 0.010% by mass or more and 0.10% by mass or less, B: 0.050 to 1.0 times the mass of Ti, and the balance consists of Al and inevitable impurities, In a cross section perpendicular to the extrusion direction, the area ratio of crystal grains having an aspect ratio of 5.0 or less and a length of 50 ⁇ m or more and 1000 ⁇ m or less in the major axis direction is 90.0% or more, In a cross section perpendicular to the extrusion direction, the existence density of Mg 2 Si particles having a particle size of 0.10 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or
  • the existence density of Zr-containing fine particles having a particle size of 0.010 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less is 0.30 pieces/ ⁇ m 2 or more and 3.0 pieces/ ⁇ m 2 or less. 6.
  • the average crystal grain size at a depth position of t/10 from the outer surface of the extruded material is 60 ⁇ m or more and 120 ⁇ m or less with respect to the thickness t of the plate-like portion of the extruded material.
  • the average crystal grain size at a depth position of t / 2 from the outer surface of the extruded material is 700 ⁇ m or more and 1800 ⁇ m or less with respect to the thickness t of the plate-shaped portion of the extruded material.
  • a method for producing an aluminum alloy extruded material a heating step of heating a billet made of a homogenized aluminum alloy to 350° C. or more and 600° C. or less; an extrusion step of extruding the heated billet to obtain an extruded material; A die quenching step of cooling the extruded material obtained by the extrusion process to 150 ° C. or less at a cooling rate of 7.0 ° C./sec or more and 80 ° C./sec or less; An aging step of artificially aging the cooled extruded material at 120 ° C. or higher and 240 ° C.
  • the aluminum alloy is Si: 0.90% by mass or more and 2.00% by mass or less, Mg: 0.65% by mass or more and 0.90% by mass or less, Cu: 0.25% by mass or more and 0.50% by mass or less, Fe: 0.050% by mass or more and 0.49% by mass or less, Zr: 0.10% by mass or more and 0.25% by mass or less, Ti: 0.010% by mass or more and 0.10% by mass or less, B: 1.0 times or less of Ti on a mass basis, and the balance consisting of Al and unavoidable impurities.
  • the billet made of the aluminum alloy is subjected to a homogenization treatment at 500° C. or higher and 600° C. or lower for 3 hours or more and 24 hours or less to obtain the homogenized billet made of the aluminum alloy.
  • Z ⁇ exp(Q/RT) (1) here, Z: Z factor ⁇ : Strain rate R: Gas constant (8.314 [J/K mol]) T: absolute temperature Q: activation energy (142 [kJ/mol])
  • the aluminum alloy material having the composition described in [1], [3] and [8] above is easily deformed by heating, the extrusion pressure can be lowered, and the productivity of the aluminum alloy extruded material is improved, and the manufacturing cost can be reduced.
  • the aluminum alloy extruded material has the composition and crystal grains described in [1] above, and has a conductivity within the specified range, which greatly improves yield strength and strength.
  • the aluminum alloy extruded material has the composition described in [3] above, has crystal grains, and has an existence density of Mg 2 Si particles within the specified range, yield strength and strength are greatly improved.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example (Example 1) of a photograph of a polarized structure of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention, taken by an optical microscope, in a cross section perpendicular to the direction of extrusion.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example (Example 1) of a scanning electron microscope (SEM) photograph of a cross section perpendicular to the extrusion direction of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram showing a binarized image of the photograph of FIG. FIG.
  • FIG. 4 is a view showing an example (Example 1) of a photograph taken by a scanning electron microscope (SEM) of a microstructure in a cross section perpendicular to the extrusion direction of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a diagram showing an example (Example 1) of an EDX line analysis diagram of an aluminum alloy extruded material according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing a black-and-white reversed image after binarizing the photograph of FIG.
  • FIG. 7 is an example of a cross-sectional shape of an aluminum alloy extruded material.
  • FIG. 8 is an explanatory diagram of a three-point bending test for obtaining bending strength.
  • FIG. 8 is an explanatory diagram of a three-point bending test for obtaining bending strength.
  • FIG. 9 is a plan view showing an example of a shock absorbing member manufactured using the aluminum alloy extruded material according to this embodiment.
  • FIG. 10 is a flow diagram showing an example of a method for manufacturing an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 11 is a drawing showing an extrusion cross-section of a die used in each example and each comparative example.
  • FIG. 12 is a diagram showing an aluminum alloy extruded material produced in each example and each comparative example.
  • FIG. 13 is a diagram showing the amount of deformation from the design shape of the cross section of the extruded material.
  • extruded material and “aluminum alloy extruded material” mean aluminum alloy extruded material unless otherwise specified. ⁇ 1.
  • the chemical composition of the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment is composed of Si, Mg, Cu, Fe, Zr, Ti, and B, and the balance, which will be described later, with the balance being Al and unavoidable impurities. As will be described later, the extruded material according to the present embodiment may not contain B.
  • the extruded material according to the present embodiment may have a chemical composition consisting of Si, Mg, Cu, Fe, Zr, Ti, B, and the balance (consisting of Al and unavoidable impurities), Si, Mg, Cu, Fe, A chemical composition consisting of Zr, Ti, and the remainder (made up of Al and unavoidable impurities) may also be used.
  • the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment contains crystal grains having an aspect ratio of 5.0 or less and a length of 50 ⁇ m or more and 1000 ⁇ m or less in the long axis direction in a cross section perpendicular to the extrusion direction. Details of the crystal grains will be described later.
  • the electrical conductivity of the surface of the aluminum alloy extruded material according to this embodiment is 51.1 IACS% or less. The details of the electrical conductivity of the extruded material surface will be described later.
  • the aluminum alloy extruded material according to this embodiment contains Mg 2 Si particles having a particle size of 0.10 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less in a cross section perpendicular to the extrusion direction. Details of the Mg 2 Si particles will be described later.
  • fine particles containing Zr are present in the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment.
  • fine particles containing Zr are sometimes referred to as Zr-containing fine particles. Details of the Zr-containing fine particles will be described later.
  • the content of Si in the extruded material is 0.90% by mass or more, preferably 1.03% by mass or more, and more preferably 1.05% by mass or more. This is because Si easily forms a compound by interacting with Mg, and the formation of Mg 2 Si precipitates contributes to the strength improvement of the extruded material.
  • the amount of Mg added which will be described later, by adding an amount exceeding the amount added to generate Mg 2 Si, the characteristics such as the strength of the extruded material after artificial aging treatment (aging process described later) This is because the
  • the content of Si in the extruded material may be 1.30% by mass or more, or may be 1.50% by mass or more.
  • the content of Si in the extruded material is 2.00% by mass or less, preferably 1.78% by mass or less.
  • the reason for this is to suppress the grain boundary precipitation of single Si and to further increase the toughness of the extruded material. Moreover, it is for reducing an extrusion pressure and improving productivity and a yield.
  • the content of Si in the extruded material may be 1.50% by mass or less, or may be 1.25% by mass or less. [1-1-2. Mg]
  • the content of Mg in the extruded material is 0.65% by mass or more, preferably 0.70% by mass or more, more preferably 0.72% by mass or more, and 0.74% by mass or more. It is even more preferable to have This is because Mg easily forms a compound by interacting with Si, and when Mg 2 Si precipitates are formed, it contributes to the strength improvement of the extruded material.
  • the content of Mg in the extruded material is 0.90% by mass or less, preferably 0.88% by mass or less, and more preferably 0.83% by mass or less.
  • the reason for this is that by setting the amount of precipitates in an appropriate range, the quenching sensitivity is improved and the pressure rise during extrusion is suppressed. Moreover, it is for making the generated Mg 2 Si precipitates easy to form a solid solution at a low temperature, thereby further improving the accuracy of the shape of the product (extruded material).
  • the content of Cu in the extruded material is 0.25% by mass or more, preferably 0.28% by mass or more, more preferably 0.32% by mass or more, and 0.36% by mass or more.
  • the content of Cu in the extruded material is 0.50% by mass or less, preferably 0.45% by mass or less, and more preferably 0.42% by mass or less. The reason for this is that it improves extrusion processability and enables extrusion molding at a low extrusion pressure. Also, this is because the corrosion resistance of the extruded material is improved.
  • [1-1-4. Fe] The content of Fe in the extruded material is 0.050% by mass or more, preferably 0.080% by mass or more, more preferably 0.10% by mass or more, and 0.13% by mass or more. It is even more preferable to have This is because Fe combines with Al and Si to crystallize during casting and has the effect of suppressing coarsening of crystal grains.
  • the content of Fe in the extruded material is 0.49% by mass or less, preferably 0.45% by mass or less, more preferably 0.35% by mass or less, and 0.30% by mass or less. It is more preferably 0.27% by mass or less, and particularly preferably 0.24% by mass or less.
  • the reason for this is to suppress the crystallization of needle-like Al--Fe--Si compounds and further improve the extrusion moldability and the toughness of the extruded product.
  • Zr Zr precipitates as Zr-containing fine particles (details will be described later) during the homogenization process, and becomes the nuclei of crystal grains (details will be described later) generated during extrusion.
  • the content of Zr in the extruded material is 0.10% by mass or more, preferably 0.11% by mass or more, and more preferably 0.13% by mass or more.
  • the reason for this is to increase the number of Zr-containing fine particles, that is, the number of recrystallization nuclei, and to suppress coarsening of crystal grains, which will be described later.
  • the content of Zr in the extruded material is 0.25% by mass or less, preferably 0.20% by mass or less, and more preferably 0.17% by mass or less.
  • the reason for this is that the fluidity of the molten alloy is improved during casting, making it easier to form the material for extrusion by casting, and as a result, the productivity of the extruded material is improved.
  • [1-1-6. Ti] Ti has a function of refining crystal grains during casting, and additionally has an effect of suppressing ingot cracking during casting.
  • the content of Ti in the extruded material is 0.010% by mass or more, preferably 0.020% by mass or more, and more preferably 0.025% by mass or more.
  • the content of Ti in the extruded material is 0.10% by mass or less, preferably 0.085% by mass or less, and more preferably 0.060% by mass or less.
  • the reason for this is that the fluidity of the molten alloy is improved during casting, making it easier to form the material for extrusion by casting, and as a result, the productivity of the extruded material is improved.
  • [1-1-7. B] B like Ti, is also effective in refining grains, and it is thought that adding TiB2 particles will form and disperse. Furthermore, it is thought that the TiB 2 particles act as solidification nuclei of crystals and bring about refinement of crystal grains, which will be described later. B may or may not be included.
  • not including B means not including B other than unavoidable impurities, and B as an unavoidable impurity may be included.
  • the content of B in the extruded material is preferably 0.050 times or more, more preferably 0.10 times or more, and 0.15 times or more that of Ti on a mass basis. is more preferred. The reason for this is to suppress coarsening of crystal grains, which will be described later.
  • the content of B in the extruded material is 1.0 times or less, preferably 0.50 times or less, more preferably 0.25 times or less that of Ti on a mass basis.
  • the reason for this is to suppress bonding of surplus B to Mg, thereby suppressing consumption of Mg to be bonded to Si. [1-1-8.
  • Other elements As inevitable impurities in the extruded material, for example, it is preferable to reduce the content of Mn and Cr as much as possible. The reason for this is that the quenching sensitivity is reduced, the influence of variation in cooling rate on the strength is reduced, and the quality of the extruded material can be stabilized.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example (Example 1 to be described later) of a photograph of a polarized structure of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention taken by an optical microscope in a cross section perpendicular to the extrusion direction.
  • the extruded material has an aspect ratio of 5.0 or less and a length of 50 ⁇ m or more and 1000 ⁇ m in the cross section perpendicular to the extrusion direction (hereinafter referred to as a cross section in this section).
  • the area ratio occupied by the following crystal grains is 90.0% or more, preferably 95.0% or more, more preferably 98.0% or more, particularly 99.0% or more preferable.
  • the reason for this is to suppress cleavage fracture between crystal grains and improve the strength of the extruded material against shear stress.
  • the above area ratio is a value obtained by measuring a range of 1.95 mm ⁇ 2.60 mm in two fields of view in a cross section perpendicular to the extrusion direction, that is, the area ratio of crystal grains to two fields of view.
  • particles that are at the edge of the image and are only partially reflected are not included in either the area of each field of view or the area of the crystal grain (that is, the area of each field of view used for calculating the area ratio is 1 smaller than .95 mm x 2.60 mm).
  • the ratio of the area occupied by the crystal grains is a value expressed as a percentage of the total area of the crystal grains satisfying the above conditions for the two fields of view with respect to the total area of the two fields of view.
  • the outside air temperature is measured, corrected to a numerical display based on 20°C, and then calibrated based on 100.7IACS% and 7.605IACS%.
  • electrical conductivity is measured by contacting a probe to the surface of the extruded material in a direction perpendicular to the direction of extrusion. The measurement is performed at 5 points, and the average value of the electrical conductivity at 3 points excluding the maximum and minimum values is taken as the electrical conductivity of the surface of the aluminum alloy extruded material.
  • the electrical conductivity of the extruded material surface is 51.1 IACS% or less, preferably 51.0 IACS% or less, more preferably 50.9 IACS% or less.
  • the reason for this is that the electrical conductivity of the extruded material surface correlates with the solid solution state of Mg and/or Si solute atoms, and the lower the electrical conductivity of the extruded material surface, the more Mg and/or Si are in solid solution. This is because it is thought that
  • the electrical conductivity of the surface of the extruded material is preferably 40.0 IACS% or higher, more preferably 47.0 IACS% or higher, even more preferably 48.0 IACS% or higher, but is not particularly limited.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example (Example 1) of a scanning electron microscope (SEM) photograph of a cross section perpendicular to the extrusion direction of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention.
  • the Mg 2 Si particles are particles confirmed based on quantitative analysis of the amount of each element in EDX mapping of the same field of view.
  • the Mg 2 Si particles have a Mg content of 30 mass% or more and 80 mass% or less, a Si content of 10 mass% or more and 40 mass% or less, and the balance being Al (which may contain unavoidable impurities.
  • the total content of Mg and Si is 100 mass% (there may be no remainder)), and the value of the ratio Mg/Si based on the mass of Mg and Si is 1.5 or more and 2.5 or less.
  • the black dots in the photograph of FIG. 2 are Mg 2 Si particles.
  • FIG. 3 is a diagram obtained by binarizing the photograph of FIG.
  • the particle size of the Mg 2 Si particles is 0.10 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less (particles with sizes outside this range are not Mg 2 Si particles in the present invention).
  • the particle size of the Mg 2 Si particles is determined based on the binarized image of the SEM image.
  • the particle size of the Mg 2 Si particles is the diameter calculated from the area of the binarized black portion of the image assuming that it is a circle.
  • the existence density of Mg 2 Si particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction of the extruded material is 1.5 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or more, preferably 2.0 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or more. , 2.4 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or more. This is because solid solution of the Mg element is suppressed and extrudability is improved.
  • the existence density of Mg 2 Si particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction of the extruded material is 5.4 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or less, preferably 5.2 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or less. , 4.7 ⁇ 10 3 pieces/mm 2 or less. This is because the yield strength of the extruded material is improved.
  • Example 4 is a view showing an example (Example 1) of a scanning electron microscope (SEM) photograph of the microstructure in a cross section perpendicular to the extrusion direction of an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention.
  • White portions in the photograph of FIG. 4 are Zr-containing fine particles.
  • the particle diameter of the Zr-containing fine particles is 0.010 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less (particles having a size outside this range are not Zr-containing fine particles in the present invention), and whether the particle size is within this range is determined by: The determination is made based on a binarized image, which will be described later.
  • the aluminum alloy extruded material according to this embodiment preferably contains Zr-containing fine particles. The reason for this is that crystal grains are more easily formed by using Zr-containing fine particles as nuclei.
  • the Zr-containing fine particles are preferably Al 3 Zr a Si 1-a (0 ⁇ a ⁇ 1).
  • FIG. 5 is a diagram showing an example (Example 1) of an EDX line analysis diagram of an aluminum alloy extruded material according to an embodiment of the present invention.
  • the unit cps on the vertical axis of the EDX line analysis chart is counts per second.
  • the EDX line analysis view at the bottom of FIG. 5 is taken along the straight line in the top SEM picture of FIG.
  • the Zr-containing microparticles are particles that satisfy the above size conditions and have a Zr peak in the EDX line analysis at a location corresponding to the particle in the SEM photograph (white portion in FIG. 4).
  • the Zr-containing fine particles may contain Si.
  • the peak intensity of Zr is the highest or next to the peak intensity of Si, and that the peak intensity of Zr is the highest among the elements other than Al. more preferred.
  • FIG. 6 is a diagram showing a black-and-white inverted image after binarizing the photograph in FIG.
  • the particle size of the Zr-containing fine particles is determined based on the binarized SEM image.
  • black and white are reversed, so the particle size of the Zr-containing fine particles is the diameter calculated from the area of the black portion assuming that it is a circle. If the binarized image is not black-and-white reversed, the particle size of the Zr-containing fine particles is calculated by regarding the white portion as a circle.
  • the existence density of the Zr-containing fine particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction of the extruded material is preferably 0.30/ ⁇ m 2 or more, more preferably 0.40/ ⁇ m 2 or more, and 0.40/ ⁇ m 2 or more. More preferably, it is 50/ ⁇ m 2 or more. The reason for this is to suppress coarsening of the crystal grains.
  • the existence density of the Zr-containing fine particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction of the extruded material is preferably 3.0 particles/ ⁇ m 2 or less, more preferably 2.0 particles/ ⁇ m 2 or less. It is more preferably 0/ ⁇ m 2 or less. The reason for this is to more reliably generate the crystal grains.
  • the existence density of the Zr-containing fine particles is calculated by dividing the total number N Z of the Zr fine particles in the four fields of view by the area of the four fields of view. That is, the existence density of the Zr-containing fine particles is N Z /(4 ⁇ 109.989) [pieces/ ⁇ m 2 ].
  • [1-6. Mechanical performance of aluminum alloy extruded material] The compressive deformation initiation stress at 500° C.
  • the compressive deformation initiation stress at 500° C. is a value measured by the method of Examples described later.
  • the tensile strength of the aluminum extruded material according to this embodiment is preferably 300 MPa or higher, more preferably 320 MPa or higher, and even more preferably 330 MPa or higher.
  • the tensile strength is a value measured by the method of Examples described later (a value obtained using a No. 5 test piece (dimensions described later) according to JISZ2241).
  • the 0.2% yield strength of the aluminum extruded material according to the present embodiment is preferably 285 MPa or more, more preferably 290 MPa or more, and even more preferably 300 MPa or more.
  • the 0.2% yield strength is a value measured by the method of Examples described later (a value obtained using a No. 5 test piece (the dimensions of which will be described later) according to JISZ2241).
  • the metal structure of the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment is dense in the vicinity of the outer surface, and has a gradient structure in which the crystal size is relatively coarse in the central portion in the thickness direction compared to the vicinity of the outer surface.
  • the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment has an average crystal grain at a depth position of t / 10 from the outer surface of the extruded material with respect to the thickness t of the plate-shaped portion of the extruded material in a cross section perpendicular to the extrusion direction.
  • the diameter is preferably 60 ⁇ m or more and 120 ⁇ m or less, more preferably 80 ⁇ m or more and 110 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment has an average of t / 2 depth positions from the outer surface of the extruded material with respect to the thickness t of the plate-like portion of the extruded material in the cross section perpendicular to the extrusion direction
  • the crystal grain size is preferably 700 ⁇ m or more and 1800 ⁇ m or less, more preferably 800 ⁇ m or more and 1600 ⁇ m or less.
  • Fig. 7 is an example of a cross-sectional shape of an aluminum alloy extruded material.
  • the depth position of t / 10 from the outer surface of the extruded material with respect to the thickness t of the plate-like portion of the extruded material is near the outer surface be.
  • the depth position of t/2 from the outer surface of the extruded material with respect to the thickness t of the plate-like portion of the extruded material is the central portion in the thickness direction.
  • the above average crystal grain size is the equivalent diameter from the area of each crystal grain for each crystal grain present on the line at the depth position of t / 10 or the depth position of t / 2 in the cross section perpendicular to the extrusion direction is calculated and averaged.
  • the cracks pass straight through the grain boundaries and the crack progresses at a high speed.
  • the crack progresses while being refracted or passes through the crystal grains, so the crack growth rate is slow.
  • the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment since it has a tilted structure in which the crystal grains inside are larger than those in the outermost periphery, after the crack occurs in the outermost periphery, the crack progresses slowly inside. Also in the above, excellent bending properties can be obtained as a result. [1-8.
  • bending properties include bending strength in a three-point bending test of a plate-like portion of an extruded material, and cracking resistance that evaluates the limit of bending without cracks or cracks.
  • the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment preferably has a bending strength of 320 MPa or more and 390 MPa or less, more preferably 330 MPa or more and 380 MPa, in a three-point bending test of the plate-like portion of the extruded material.
  • Fig. 8 is an explanatory diagram of a three-point bending test for obtaining bending strength.
  • a test piece 10 for the bending test is obtained by cutting out a plate-like portion of an extruded material. As shown in the figure, a test piece 10 is supported by two fulcrums 11, 11, and is pushed downward by a punch 12 from above at an intermediate position between the two fulcrums.
  • the maximum load W is calculated from the load-stroke curve obtained in this test, and the bending strength (bending stress) ⁇ is calculated by the following formula (2) from the section modulus Z, the bending moment M, and the distance L between the fulcrums. .
  • the Charpy impact value of the aluminum alloy extruded material according to the present embodiment is preferably 6 J/cm 2 or more and 50 J/cm 2 or less, more preferably 8 J/cm 2 or more and 45 J/cm 2 or less.
  • the Charpy impact value is less than 6 J/cm 2 , premature breakage occurs when a load or impact is applied, and the effect as a shock absorbing member is not exhibited. Further, when the Charpy impact value is higher than 50 J/cm 2 , the aluminum alloy composition according to the present embodiment has low tensile strength and yield strength, and does not exhibit its effect as a shock absorbing member.
  • the aluminum alloy extruded material has a Charpy impact value of 6 J/cm 2 or more and 50 J/cm 2 or less, excellent impact resistance can be obtained, and it is suitable as a material for impact absorbing members.
  • the impact absorbing member of the present embodiment includes beam materials such as front pillars, center pillars, and rear pillars, frame materials such as side members and bumper stays, bumper reinforcements, crash boxes, and battery cases. , a front underrun protector, a rear underrun protector, etc., but not limited thereto, and can also be applied to a shock absorbing structure of a railroad vehicle or the like.
  • FIG. 9 is a plan view showing an example of a shock absorbing member manufactured using the aluminum alloy extruded material according to this embodiment.
  • the shock absorbing member 2 includes a collision wall plate 3, a rear plate 4 arranged substantially parallel to the collision wall plate 3, and the collision wall plate 3 and the rear plate 4 arranged in a predetermined A plurality of connecting plates 5, 5 connected at intervals are provided.
  • FIG. 10 is a flow chart showing an example of a method for manufacturing an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention. An example of a method for manufacturing an aluminum alloy extruded material according to one embodiment of the present invention will be described below, but the method for manufacturing an extruded material according to the present invention is not limited to this.
  • the method for producing an aluminum alloy extruded material includes a melting process, a casting process, a homogenization process, a heating process, an extrusion process, a die quenching process, and an aging process. including. All of these steps are not necessarily required. For example, if the material after casting is available, the melting step and the casting step are not required, and if the material after homogenization is available, homogenization Each step up to the step is unnecessary. [2-1. Melting process] In the melting step, a molten aluminum alloy is prepared.
  • the chemical composition of the molten metal is preferably the same as the chemical composition of the aluminum alloy extruded material to be obtained, and the elements contained in the aluminum alloy extruded material are as described above.
  • a billet material for extrusion
  • the casting method is not particularly limited, but includes, for example, a vertical float continuous casting method, a vertical hot top continuous casting method, a horizontal continuous casting method and the like.
  • Homogenization process In the homogenization step, a homogenization treatment is performed to homogenize the metal structure of the billet obtained in the casting step, and to sufficiently dissolve the atoms contained in the aluminum alloy.
  • the homogenization process results in a strong extruded material.
  • the chemical composition of the aluminum alloy (billet) used in the homogenization step is preferably the same as the chemical composition of the aluminum alloy extruded material to be obtained, and the elements contained in the aluminum alloy extruded material are as described above. be.
  • the temperature of the homogenization treatment is preferably 500°C or higher, more preferably 530°C or higher, and even more preferably 550°C or higher.
  • the reason for this is to sufficiently homogenize the metal structure of the billet and to sufficiently dissolve the atoms contained in the aluminum alloy.
  • the homogenization temperature is preferably 600° C. or lower, more preferably 570° C. or lower. This is because by suppressing the melting of the intermetallic compound in this way, coarsening of the particles of the intermetallic compound is suppressed, and the mechanical properties of the extruded material are improved.
  • the homogenization time is preferably 3 hours or longer, more preferably 8 hours or longer, and even more preferably 12 hours or longer. The reason for this is to sufficiently homogenize the metal structure of the billet and to sufficiently dissolve the atoms contained in the aluminum alloy.
  • the homogenization time is preferably 24 hours or less, more preferably 20 hours or less, and even more preferably 18 hours or less. The reason for this is to suppress coarsening of the particles of the intermetallic compound and improve the mechanical properties of the extruded material.
  • the temperature of the billet after cooling is preferably 150° C. or lower, more preferably 100° C. or lower.
  • the billet may be cooled to 50°C or less and stored. Cooling methods include, but are not particularly limited to, water cooling, mist cooling, air cooling, fan cooling, and air cooling.
  • the cooling rate is preferably 100° C./h or higher, more preferably 150° C./h or higher.
  • the heating temperature is 350°C or higher, preferably 400°C or higher, and more preferably 450°C or higher. The reason for this is to reduce the deformation resistance of the billet and reduce the extrusion pressure.
  • the heating temperature preferably does not exceed the solidus temperature of the aluminum alloy forming the billet.
  • the reason for this is to suppress melting of intermetallic compounds in the aluminum alloy.
  • the specific heating temperature is 600 ° C. or less, preferably 550 ° C. or less, and 530 ° C. It is more preferably 510° C. or less, more preferably 510° C. or less. [2-5. Extrusion process] In the extrusion step, the billet heated in the heating step is extruded to obtain an extruded material.
  • the billet heated in the heating step is loaded into a container and pressed against an extrusion die (hereinafter referred to as a die) having a predetermined opening shape, thereby extruding a desired cross-sectional shape. wood is obtained.
  • the extruded material according to this embodiment preferably has a hollow shape.
  • the extrusion speed is preferably 5.0 m/min or higher, more preferably 6.5 m/min or higher. The reason for this is that strain is applied to the material, making it easier to form the metal structure having the crystal grains. Moreover, it is because the productivity of the extruded material is improved.
  • the Z factor calculated by the following formula (1) it is preferable to control the Z factor calculated by the following formula (1) to be 1.0 ⁇ 10 7 or more and 1.0 ⁇ 10 11 or less.
  • Z ⁇ exp(Q/RT) (1) here, Z: Z factor ⁇ : Strain rate R: Gas constant (8.314 [J/K mol]) T: absolute temperature Q: activation energy (142 [kJ/mol])
  • Z factor is less than the lower limit of 1.0 ⁇ 10 7 , a non-recrystallized structure or a coarsely recrystallized structure may be obtained, and a finely recrystallized structure may not be obtained. If the Z factor exceeds the upper limit of 1.0 ⁇ 10 11 , the extrusion resistance may increase, making extrusion difficult.
  • Z factor is a type of parameter consisting of strain rate [s -1 ] and temperature [K] introduced when metal is hot worked, and gas constant R and activation energy Q are treated as constant values. , the Z factor is determined with the temperature T and the strain rate ⁇ during hot working as variables.
  • the Z factor can be controlled within the above range.
  • the cooling method is not particularly limited, but includes water cooling, mist cooling, fan air cooling, air cooling, and the like.
  • the die quenching step forms a supersaturated solid solution.
  • the cooling rate is 7.0° C./sec or higher, preferably 10° C./sec or higher, more preferably 12° C./sec or higher. The reason for this is that it suppresses the precipitation of solid-solution components and facilitates the maintenance of a supersaturated solid solution. Moreover, it is because the productivity of the extruded material is improved.
  • the cooling rate is 80°C/sec or less, preferably 40°C/sec or less, and more preferably 20°C/sec or less. The reason for this is to suppress deformation of the extruded material due to thermal contraction during cooling.
  • the target temperature of the die quenching step is 150° C. or lower, preferably 100° C. or lower, and more preferably 50° C. or lower.
  • the extruded material may be stored at room temperature, for example, 30° C. or lower until the aging step described later. [2-7. Aging process] In the aging step, the extruded material cooled in the die quenching step is artificially aged. The aging process causes Mg 2 Si-based precipitates to grow in the extruded material, improving the strength of the extruded material.
  • the aging treatment temperature is 120° C. or higher, preferably 140° C. or higher, and more preferably 160° C. or higher. The reason for this is that Mg 2 Si-based precipitates are easily precipitated in the extruded material.
  • the aging treatment temperature is 240° C. or lower, preferably 220° C. or lower, and more preferably 200° C. or lower. The reason for this is to suppress excessive growth of Mg 2 Si-based precipitates in the extruded material and improve the strength of the extruded material.
  • the aging treatment time is 2 hours or longer, preferably 4 hours or longer, and more preferably 5 hours or longer.
  • the reason for this is to sufficiently precipitate Mg 2 Si-based precipitates.
  • the aging treatment time is 48 hours or less, preferably 16 hours or less, and more preferably 8 hours or less. The reason for this is to suppress excessive growth of Mg 2 Si-based precipitates in the extruded material and improve the strength of the extruded material. Moreover, it is because the productivity of the extruded material is improved.
  • the resulting billet was homogenized for 14 hours.
  • Table 1 shows the temperature in each example and each comparative example in this homogenization process.
  • the billet was then cooled to 30°C at 180°C/h.
  • the cooled billet was then heated to 500°C.
  • FIG. 11 is a diagram showing the extrusion cross section (extrusion hole) of the die used in each example and each comparative example.
  • the extruded material 1 shown in FIGS. 12 and 13 is formed by the die D1.
  • the extruded material 1 is a hollow extruded material in which an outer peripheral wall 11 having a rectangular cross section is integrally formed with a partition wall 12 that divides the interior (hollow portion) into two.
  • the die D1 shown in FIG. 11 has an extrusion hole D10 having an outer peripheral wall forming hole D11 for forming the outer peripheral wall 11 of the extruded material 1 and an intermediate partition wall forming hole D12 for forming the intermediate partition wall 12.
  • the die D1 has a lateral dimension L1 of 50 mm and a longitudinal dimension L2 of 50 mm for the outer peripheral wall forming hole D11.
  • the width T1 of the outer peripheral wall forming hole D11 and the partition wall 12 is 2.5 mm
  • the inner radius of curvature Ri of the outer peripheral wall forming hole D11 is 2.5 mm
  • the outer radius of curvature Ro is 5 mm.
  • the temperature of the extruded material immediately after coming out of the die during extrusion was measured using a contact thermometer. Further, by simulation calculation of the extrusion process, in a cross section perpendicular to the extrusion direction, with respect to the thickness t of the plate-like portion of the extruded material, the depth position of t / 2 and the depth of t / 10 from the outer surface of the extruded material The strain rate at the flat position was calculated. Then, from the measured temperature and the calculated strain rate, the Z factor at the depth position of t/2 and the depth position of t/10 was calculated by the above formula (1).
  • Table 1 shows the Z factor at the depth position of t/2 and the depth position of t/10 in each example and each comparative example in this extrusion process.
  • a die quenching step was performed immediately after the extrusion step, and the temperature of the extruded material was set to 30°C.
  • Table 1 shows the cooling rate in the die quenching process of each example and each comparative example.
  • the extruded material was subjected to artificial aging treatment (aging process) at 180° C. for 6 hours to obtain an aluminum alloy extruded material.
  • the extruded material is an aluminum alloy extruded material obtained after the aging process.
  • the aluminum alloy extruded material after the aging treatment becomes the aluminum alloy extruded material according to the present invention. ⁇ 2.
  • a test piece of ⁇ 8 mm ⁇ 12 mm was cut from the center of the billet that had been homogenized and cooled.
  • the longitudinal direction of the ⁇ 8 mm ⁇ 12 mm is the longitudinal direction (extrusion direction) of the billet.
  • the cut test piece was heated to 500 ° C. at 50 ° C./sec, held at 500 ° C. for 10 min, and strain rate 0.10 / sec at 500 ° C. (increase in compression rate per second), compression rate ( ⁇ The dimension decreased by compression (0 mm before the start of the test) ⁇ /the dimension before compression (12 mm)) was compressed to 0.75 to obtain a stress-strain (compression ratio) diagram. Compression was performed in a vacuum atmosphere.
  • Thermec Master Z manufactured by Fuji Denpa Koki Co., Ltd. was used as a testing machine.
  • the compressive deformation starting stress was defined as the local maximum value of stress between 0 and 0.30 in compressibility.
  • the maximum value is the value at which the load at that compression rate is maximum within a range of ⁇ 0.050 from that compression rate value.
  • Table 1 shows the compressive deformation starting stress measured for the aluminum alloys according to each example and each comparative example.
  • Table 1 shows the evaluation results of the extrudability of the aluminum alloys according to each example and each comparative example. ⁇ 3.
  • Various measurements of aluminum alloy extruded material> 12 and 13 are diagrams showing aluminum alloy extruded materials produced in each example and each comparative example as described.
  • the directions indicated by L, LT, and ST are the directions indicated by arrows "L,”"LT,” and "ST” in FIGS. [3-1.
  • the area ratio occupied by crystal grains with an aspect ratio of 5.0 or less and a length of 50 ⁇ m or more and 1000 ⁇ m or less in the major axis direction was calculated. Particles at the edges of the image and partially outside the image are not included in either the area of each field of view or the area of the grain.
  • the ratio of the area occupied by the crystal grains is a value expressed as a percentage of the total area of the crystal grains satisfying the above conditions for the two fields of view with respect to the total area of the two fields of view.
  • Table 2 shows the area ratios occupied by crystal grains measured for the extruded materials according to each example and each comparative example.
  • [3-2. Measurement of the electrical conductivity of the extruded material surface A sample was obtained by storing the extruded material after the aging process at room temperature for 24 hours. Using a portable eddy current conductivity measuring instrument SIGMATEST 2.069 manufactured by Nihon Förster Co., Ltd., the ambient temperature was measured and corrected to a numerical value based on 20°C. After that, calibration was performed using 100.7 IACS% and 7.605 IACS% as standards.
  • a probe was brought into contact with the extruded material (sample) surface in the direction perpendicular to the extrusion direction, and the electrical conductivity of the extruded material (sample) surface was measured based on the above calibration. This measurement was performed at 5 points on the outer surface of the extruded material, and the average value of 3 points excluding the maximum and minimum values was calculated. [3-3. Existence Density of Mg 2 Si Particles] For each extruded material, a test piece with a thickness of L: 10 mm, ST: 10 mm, LT: 2 mm was cut from the part (side wall) having a thickness in the direction of LT (L-ST surface was cut by 0.5 mm, thickness 2 mm).
  • the cut-out test piece was cut perpendicular to the direction of L (extrusion direction), and a cross section for observation was formed with a cross-section polisher manufactured by JEOL Ltd.
  • a cross-section polisher manufactured by JEOL Ltd.
  • JSM-7000F field emission scanning electron microscope
  • the number NM of Mg 2 Si particles having a particle size of 0.10 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less was counted for 4 fields of view.
  • the existence density of Mg 2 Si particles was calculated by dividing the counted number NM of Mg 2 Si particles by the area of 4 fields of view.
  • the definition of Mg 2 Si particles to be counted is as described above.
  • Table 2 shows the existence density of Mg 2 Si particles measured for the extruded materials according to each example and each comparative example.
  • a test piece with a thickness of L: 10 mm, ST: 10 mm, LT: 2 mm was cut from the part (side wall) having a thickness in the direction of LT (L-ST surface was cut by 0.5 mm, thickness 2 mm).
  • the cut-out test piece was cut perpendicular to the direction of L (extrusion direction), and a cross section for observation was formed with a cross-section polisher manufactured by JEOL Ltd.
  • Table 2 shows the existence density of the Zr-containing fine particles measured for the extruded materials according to each example and each comparative example.
  • the aluminum alloy extruded material obtained in each example and each comparative example was measured by the method specified in JISZ2241. The measurement was performed by cutting out the No. 5 test piece. Specifically, it was cut along the extrusion direction (L direction) with a gauge length of 50 mm, a parallel portion length of 60 mm, a width of 25 mm, a thickness of 2 mm, and a shoulder R of 30 mm.
  • Tensile strength was calculated by performing a tensile test (according to JISZ2241) at normal temperature (24°C) of the tensile test piece at a crosshead speed of 2 mm/min, and the 0.2% yield strength was measured by the offset method. .
  • Table 2 shows the tensile strength and 0.2% yield strength measured for the extruded materials according to each example and each comparative example.
  • Table 2 shows the measured deformation amount ⁇ for the extruded materials according to each example and each comparative example. [3-7.
  • Crystal grain size of aluminum alloy extruded material The extruded material after aging treatment was cut along a plane perpendicular to the direction of extrusion. In the cut cross section of the extruded material, the crystal grain size is measured at a depth position of t / 10 and a depth position of t / 2 from the outer surface of the extruded material with respect to the thickness t of the plate-shaped part, and the average The grain size was calculated. Table 2 shows the calculated average crystal grain size at the depth position of t/10 and the depth position of t/2 and the ratio thereof for the extruded materials according to each example and each comparative example. [3-8.
  • Charpy impact value of aluminum alloy extruded material A square bar with a length of 55 mm, a width of 10 mm, and a thickness of 2.5 mm is cut out from the extruded material after aging treatment, and a 45-degree V-shaped groove (V notch) with a depth of 2 mm is provided in the center of the square bar to form a test piece. did. Both ends of this test piece were held, and the Charpy impact value was measured from the absorbed energy at the time of breaking by applying an impact with a hammer from the side opposite to the side where the V-shaped groove was provided.
  • V notch 45-degree V-shaped groove
  • Table 2 shows the Charpy impact values measured for the extruded materials according to each example and each comparative example. ⁇ 4. Evaluation> All of the aluminum alloys according to the examples are excellent in extrudability. Therefore, the productivity of the aluminum alloy extruded material according to each example can be improved, and as a result, the manufacturing cost of the extruded material can be reduced. In addition, the aluminum alloy extruded material according to each example has high tensile strength and yield strength.
  • the extruded material according to Comparative Example 1 has a high surface electrical conductivity and a high density of Mg 2 Si particles in a cross section perpendicular to the extrusion direction. This extruded material had low tensile strength and yield strength.
  • the aluminum alloys of Comparative Examples 2 and 3 have the same composition, do not contain Zr, but contain Mn and Cr.
  • the aluminum alloys according to Comparative Examples 2 and 3 have a high compressive deformation starting stress at 500° C., leading to a decrease in productivity.
  • this composition when the extrusion speed was increased as in Comparative Example 3, cracks occurred in the extruded material (poor extrudability).
  • the extrusion speed is lowered as in Comparative Example 2, an extruded material can be obtained, but the productivity is low and the manufacturing cost increases.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 4 contains a small amount of Zr and contains Mn and Cr.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 4 has a high compressive deformation starting stress at 500° C., leading to a decrease in productivity.
  • the extruded material according to Comparative Example 4 has a high electrical conductivity on the surface of the extruded material, and a high density of Mg 2 Si particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction. This extruded material had low tensile strength and yield strength.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 5 has lower contents of Mn and Cr than the aluminum alloy of Comparative Example 4.
  • the extruded material according to Comparative Example 5 has a high electrical conductivity on the surface, and a high density of Mg 2 Si particles in the cross section perpendicular to the extrusion direction. This extruded material had low tensile strength and yield strength.
  • the extruded material according to Comparative Example 6 which has a low Si content, had low tensile strength and yield strength.
  • the extruded material according to Comparative Example 7 which has a low Cu content, had low tensile strength and yield strength.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 8 has a high Cu content.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 8 had a high compressive deformation starting stress at 500° C., and cracks occurred in the extruded material (poor extrudability).
  • the extruded material according to Comparative Example 9 which has a low Mg content, had low tensile strength and yield strength.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 10 has a high Mg content.
  • the aluminum alloy according to Comparative Example 10 had a high compressive deformation initiation stress at 500° C., and cracks occurred in the extruded material (poor extrudability).
  • the aluminum alloy extruded material according to the present invention is low in cost and has high tensile strength and yield strength. Further, according to the method for producing an aluminum alloy extruded material according to the present invention, it is possible to obtain an aluminum alloy extruded material having high tensile strength and yield strength at low cost.
  • the aluminum alloy extruded material of this invention can be used as a high-strength structural material.

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Abstract

低コストで、引張強さ及び耐力が高いアルミニウム合金押出材を提供する。　アルミニウム合金押出材であって、Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、Ｂ：質量基準でＴｉの０．０５０倍以上１．０倍以下、及び残部がＡｌと不可避不純物からなり、押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合が９０．０％以上であり、表面の電気伝導率が５１．１ＩＡＣＳ％以下である。

Description

アルミニウム合金押出材及びその製造方法
　本発明は、アルミニウム合金押出材及びその製造方法に関する。
　アルミニウム合金は軽量かつ強度が高く、近年では、自動車、鉄道車両等の輸送機器、土木、建築分野、さらには家具、日用雑貨等の生活用品、家電製品等、用途が広がっている。アルミニウム合金材料には、肉薄化等によるさらなる軽量化が求められており、そのために、材料としてさらなる強度の向上が求められている。
　特許文献１には、アルミニウム－マグネシウム－シリコン系のアルミニウム合金押出材の製造方法であって、質量％でマグネシウムを０．５～０．９％、シリコンを０．９～１．３％、鉄を０．３～０．５％、チタンを０．００５～０．１％含有し、更に、銅を０．４％以下、マンガンを０．３０％以下、クロムを０．１０％以下、ジルコニウムを０．１０％以下に制限し、残部をアルミニウムと不可避不純物からなるアルミニウム合金を押出成形し、空冷による焼入れを行った後、更に加工歪みを２～５％導入し、その後、人工時効を施すアルミニウム合金押出材の製造方法が記載されている。
　特許文献２には、Ｓｉ：０．７０～１．３％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．４５～１．２％、Ｃｕ：０．１５～０．４０％未満、Ｍｎ：０．１０～０．４０％、Ｃｒ：０．０６％以下（０％を含まず）、Ｚｒ：０．０５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．１５％を含有し、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｖ：０．０１％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる化学成分を有し、耐力が３５０ＭＰａ以上であり、晶出物の粒径が５μｍ以下に規制されており、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％以上であるアルミニウム合金押出材が記載されている。
　特許文献３には、Ｓｉ：０．８～２．０質量％、Ｍｇ：０．７～１．０質量％、Ｃｕ：０．３～１．０質量％、Ｆｅ：≦０．２０質量％、Ｍｎ：０．２～０．８質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．３～０．９質量％、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、さらにＭｇとＳｉ量がＭｇ／１．７３＋０．２≦Ｓｉ≦Ｍｇ／１．７３＋１．６の関係式を満たす成分組成を有しており、金属組織がファイバー組織である切削加工用アルミニウム合金押出材が記載されている。
特開２００７－２５４８０９号公報 特開２０１４－０７４２１３号公報 特開２０１７－１１０２３８号公報
　特許文献１では、焼入れ後に加工歪みを導入する工程が組み込まれており、通常の工程より工程数が多いことで、高コストとなりやすい。
　特許文献２では、押出方向に繊維状組織を有しており、押出方向と平行な方向に対し、押出方向と垂直方向の機械的特性が劣ることがある。
　特許文献３では、押出成形性が不十分で、十分な押出速度で成形するには、押出圧力を高くする必要があり、また、押出品の歪みが大きくなりやすい。そのため、押出材としての品質を保持するためには高コストとなりやすい。
　そこで、本発明の目的は、低コストで、引張強さ及び耐力が高いアルミニウム合金押出材及びその製造方法を提供することとする。
　本発明のその他の目的及び利点は、以下の好ましい実施形態から明らかにされるであろう。
　上記課題を解決するための本発明の構成は以下のとおりである。
　［１］　アルミニウム合金押出材であって、
　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
　Ｂ：質量基準でＴｉの０．０５０倍以上１．０倍以下、
及び残部がＡｌと不可避不純物からなり、
　押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合が９０．０％以上であり、
　表面の電気伝導率が５１．１ＩＡＣＳ％以下である
　アルミニウム合金押出材。
　［２］表面の電気伝導率が４７．０ＩＡＣＳ％以上である前項１に記載のアルミニウム合金押出材。
　［３］アルミニウム合金押出材であって、
　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
　Ｂ：質量基準でＴｉの０．０５０倍以上１．０倍以下、
及び残部がＡｌと不可避不純物からなり、
　押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合が９０．０％以上であり、
　押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が１．５×１０３個／ｍｍ２以上５．４×１０３個／ｍｍ２以下である
　アルミニウム合金押出材。
　［４］押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が２．０×１０３個／ｍｍ２以上である前項３に記載のアルミニウム合金押出材。
　［５］押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が５．２×１０３個／ｍｍ２以下である前項３または４に記載のアルミニウム合金押出材。
　［６］押出方向に垂直な断面において、粒径０．０１０μｍ以上１．０μｍ以下のＺｒ含有微粒子の存在密度は０．３０個／μｍ２以上３．０個／μｍ２以下である前項１～５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
　［７］前記Ｚｒ含有微粒子はさらにＳｉを含む前項６に記載のアルミニウム合金押出材。
　［８］５００℃における圧縮変形開始応力が２５ＭＰａ以下であり、０．２％耐力が２８５ＭＰａ以上である前項１～７のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
　［９］押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／１０の深さ位置における平均結晶粒径が６０μｍ以上１２０μｍ以下であり、
　押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／２の深さ位置における平均結晶粒径が７００μｍ以上１８００μｍ以下である前項１～８のいずれかに記載のアルミニウム押出合金。
　［１０］押出材の板状部の３点曲げ試験における曲げ強さが３２０ＭＰａ以上３９０ＭＰａ以下である前項１～９のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
　［１１］シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２以上５０Ｊ／ｃｍ２以下である前項１～１０のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
　［１２］前項１～１１のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材を用いた衝撃吸収部材。
　［１３］アルミニウム合金押出材の製造方法であって、
　均質化されたアルミニウム合金からなるビレットを３５０℃以上６００℃以下に加熱する加熱工程と、
　前記加熱されたビレットを押出加工して押出材を得る押出工程と、
　前記押出加工により得られた押出材を、冷却速度７．０℃／ｓｅｃ以上８０℃／ｓｅｃ以下で１５０℃以下まで冷却するダイクエンチ工程と、
　前記冷却された押出材を、１２０℃以上２４０℃以下で、２時間以上４８時間以下人工時効処理を行う時効工程と、
を含み、
　前記アルミニウム合金は、
　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
　Ｂ：質量基準でＴｉの１．０倍以下、
及び残部がＡｌと不可避不純物からなる
ことを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。
　［１４］前記加熱工程の前に前記アルミニウム合金からなるビレットを、５００℃以上６００℃以下で３時間以上２４時間以下均質化処理を行い、前記均質化されたアルミニウム合金からなるビレットを得る均質化工程を含む前項１３に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
　［１５］前記均質化処理の後、前記加熱工程の前に、前記ビレットを１５０℃以下に冷却する前項１４に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
　［１６］前記押出工程において、下記式（１）で算出されるＺ因子が、１．０×１０７以上１．０×１０１１以下である
ことを特徴とする前項１３～１５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
　Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）　　‥（１）
　　ここで、
　　　Ｚ　：　Ｚ因子
　　　ε　：　ひずみ速度
　　　Ｒ　：　気体定数（８．３１４［Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ］）
　　　Ｔ　：　絶対温度
　　　Ｑ　：　活性化エネルギー（１４２［ｋＪ／ｍｏｌ］）
　前項［１］，［３］及び［８］に記載の組成を有するアルミニウム合金材は、加熱することで変形しやすくなるため、押出圧力を低くすることが可能で、アルミニウム合金押出材の生産性が向上し、製造コストの低減を図れる。
　アルミニウム合金押出材が前項［１］に記載の組成、及び結晶粒を有し、規定されている範囲の導電率を有することで、耐力及び強度が大きく向上する。
　アルミニウム合金押出材が前項［３］に記載の組成、及び結晶粒を有し、規定されている範囲のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度を有することで、耐力及び強度が大きく向上する。
　前項［１３］に記載の製造方法により、アスペクト比の低い結晶粒が多く含まれ、規定されている範囲の導電率を有するアルミニウム合金押出材が得られ、このアルミニウム合金押出材は耐力及び強度が高い。
　よって、本発明によれば、低コストで、引張強さ及び耐力が高いアルミニウム合金押出材及びその製造方法を提供することができる。
図１は本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の、押出方向に垂直な断面における、光学顕微鏡による偏光組織の写真の一例（実施例１）を示す図である。 図２は本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の押出方向に垂直な断面における走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による写真の一例（実施例１）を示す図である。 図３は図２の写真を二値化した画像を示す図である。 図４は本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の押出方向に垂直な断面における微細構造の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による写真の一例（実施例１）を示す図である。 図５は本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材におけるＥＤＸのライン分析図の一例（実施例１）を示す図である。 図６は図４の写真を二値化した後、白黒反転した画像を示す図である。 図７は、アルミニウム合金押出材の断面形状の一例である。 図８は、曲げ強さを求めるための３点曲げ試験の説明図である。 図９は、本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材を用いて製造された衝撃吸収部材の一例を示す平面図である。 図１０は本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の製造方法の一例を示すフロー図である。 図１１は各実施例及び各比較例において用いられたダイスの押出断面を示す図である。 図１２は各実施例及び各比較例で作製されたアルミニウム合金押出材を示す図である。 図１３は押出材の断面の設計形状からの変形量を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　なお、以下の説明において、「押出材」「アルミ合金押出材」とある場合、特に断りがなければ、アルミニウム合金押出材を意味する。
＜１．アルミニウム合金押出材＞
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の化学組成は、それぞれ後述する含有量のＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、及び残部からなり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる。なお、後述するが、本実施形態にかかる押出材は、Ｂを含まなくてもよい。すなわち、本実施形態にかかる押出材は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、及び残部（Ａｌ及び不可避不純物からなる）からなる化学組成でもよく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、及び残部（Ａｌ及び不可避不純物からなる）からなる化学組成でもよい。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒を含む。この結晶粒の詳細については後述する。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材表面の電気伝導率が５１．１ＩＡＣＳ％以下である。押出材表面の電気伝導率の詳細については後述する。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子を含む。このＭｇ２Ｓｉ粒子の詳細については後述する。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材には、Ｚｒを含有する微粒子が存在することが好ましい。ここで、Ｚｒを含有する微粒子をＺｒ含有微粒子と呼ぶこともある。Ｚｒ含有微粒子の詳細については後述する。
〔１－１．アルミニウム合金押出材の各成分〕
［１－１－１．Ｓｉ］
　押出材中のＳｉの含有率は０．９０質量％以上であり、１．０３質量％以上であることが好ましく、１．０５質量％以上であることがより好ましい。Ｓｉは、Ｍｇとの相互作用にて化合物を形成しやすく、Ｍｇ２Ｓｉ析出物が形成されると、押出材の強度向上に寄与するためである。また、後述するＭｇの添加量に対して、Ｍｇ２Ｓｉを生成するための添加量を超えて過剰に添加することにより、人工時効処理（後述する時効工程）後の押出材の強度等の特性をより高めることができるためである。
　押出材中のＳｉの含有率は、１．３０質量％以上であってもよく、１．５０質量％以上であってもよい。
　押出材中のＳｉの含有率は２．００質量％以下であり、１．７８質量％以下であることが好ましい。この理由は、Ｓｉ単体の粒界析出を抑制し、押出材の靭性をより高めるためである。また、押出圧力を低減し、生産性及び歩留まりを向上させるためである。
　押出材中のＳｉの含有率は１．５０質量％以下であってもよく、１．２５質量％以下であってもよい。
［１－１－２．Ｍｇ］
　押出材中のＭｇの含有率は０．６５質量％以上であり、０．７０質量％以上であることが好ましく、０．７２質量％以上であることがより好ましく、０．７４質量％以上であることがさらに好ましい。Ｍｇは、Ｓｉとの相互作用にて化合物を形成しやすく、Ｍｇ２Ｓｉ析出物が形成されると、押出材の強度向上に寄与するためである。
　押出材中のＭｇの含有率は０．９０質量％以下であり、０．８８質量％以下であることが好ましく、０．８３質量％以下であることがより好ましい。この理由は、析出物の量を適切な範囲とすることで、焼き入れ感受性を向上させ、押出時の圧力が上昇を抑制するためである。また、生成したＭｇ２Ｓｉ析出物を低温で固溶させやすくして、製品（押出材）の形状の精度をより向上させるためである。
［１－１－３．Ｃｕ］
　押出材中のＣｕの含有率は０．２５質量％以上であり、０．２８質量％以上であることが好ましく、０．３２質量％以上であることがより好ましく、０．３６質量％以上であることがさらに好ましい。Ｃｕの含有により、Ｍｇ２Ｓｉ析出物の見かけの過飽和量を増加させ、Ｍｇ２Ｓｉ析出物の析出量を増加させることにより、押出材の時効硬化性が向上するためである。また、Ｃｕを含む化合物が結晶粒内に微細に析出すると強度向上に寄与する。
　押出材中のＣｕの含有率は０．５０質量％以下であり、０．４５質量％以下であることが好ましく、０．４２質量％以下であることがより好ましい。この理由は、押出加工性を向上させ、低い押出圧力で押出成形が可能になるためである。また、押出材の耐食性が向上するためである。
［１－１－４．Ｆｅ］
　押出材中のＦｅの含有率は０．０５０質量％以上であり、０．０８０質量％以上であることが好ましく、０．１０質量％以上であることがより好ましく、０．１３質量％以上であることがさらに好ましい。ＦｅはＡｌ、Ｓｉと結合して鋳造時に晶出すると共に、結晶粒の粗大化を抑制する効果があるためである。
　押出材中のＦｅの含有率は０．４９質量％以下であり、０．４５質量％以下であることが好ましく、０．３５質量％以下であることがより好ましく、０．３０質量％以下であることがさらに好ましく、０．２７質量％以下であることがさらに好ましく、０．２４質量％以下であることが特に好ましい。この理由は、針状のＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の化合物の晶出を抑制し、押出成形性及び押出品の靭性をより向上させるためである。
［１－１－５．Ｚｒ］
　Ｚｒは、均質化処理時にＺｒ含有微粒子（詳細は後述する）として析出し、押出加工時に発生する結晶粒（詳細は後述する）の核となる。押出材中のＺｒの含有率は０．１０質量％以上であり、０．１１質量％以上であることが好ましく、０．１３質量％以上であることがより好ましい。この理由は、Ｚｒ含有微粒子、すなわち再結晶の核の数を増加させ、後述する結晶粒の粗大化を抑制するためである。
　押出材中のＺｒの含有率は０．２５質量％以下であり、０．２０質量％以下であることが好ましく、０．１７質量％以下であることがより好ましい。この理由は、鋳造時に合金溶湯の流動性が向上し、鋳造による押出用素材の形成が容易となり、結果として押出材の生産性が向上するためである。
［１－１－６．Ｔｉ］
　Ｔｉは、鋳造時の結晶粒を微細化する働きがあり、加えて鋳造時の鋳塊割れを抑制する効果がある。押出材中のＴｉの含有率は０．０１０質量％以上であり、０．０２０質量％以上であることが好ましく、０．０２５質量％以上であることがより好ましい。
　押出材中のＴｉの含有率は０．１０質量％以下であり、０．０８５質量％以下であることが好ましく、０．０６０質量％以下であることがより好ましい。この理由は、鋳造時に合金溶湯の流動性が向上し、鋳造による押出用素材の形成が容易となり、結果として押出材の生産性が向上するためである。
［１－１－７．Ｂ］
　ＢもＴｉと同様に結晶粒微細化に有効であり、添加することにより、ＴｉＢ２粒子が生成し、分散すると考えられる。さらに、ＴｉＢ２粒子が結晶の凝固核となり、後述する結晶粒の微細化をもたらすと考えられる。Ｂは含んでもよく、含まなくてもよい。ここで「Ｂを含まない」とは、不可避不純物以外のＢを含まないということであり、不可避不純物としてのＢは含んでもよい。Ｂを含む場合、押出材中のＢの含有量は質量基準でＴｉの０．０５０倍以上であることが好ましく、０．１０倍以上であることがより好ましく、０．１５倍以上であることがさらに好ましい。この理由は、後述する結晶粒の粗大化を抑制するためである。
　押出材中のＢの含有量は質量基準でＴｉの１．０倍以下であり、０．５０倍以下であることが好ましく、０．２５倍以下であることがより好ましい。この理由は、余剰のＢがＭｇと結合することを抑制して、Ｓｉと結合すべきＭｇが消費されることを抑制するためである。
［１－１－８．その他の元素］
　押出材中の不可避不純物として、例えば、Ｍｎ及びＣｒは可能な限り含有率を少なくすることが好ましい。この理由は、焼入れ感受性を鈍化させ、冷却速度のばらつきが強度に与える影響を小さくし、押出材の品質をより安定させることができるためである。具体的には、Ｍｎ及びＣｒの含有率は、０．０５質量％未満が好ましく、０．０１質量％未満がより好ましく、０．０００５質量％未満か含有させないことが最も好ましい。
〔１－２．結晶粒〕
　図１は、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の、押出方向に垂直な断面における、光学顕微鏡による偏光組織の写真の一例（後述する実施例１）を示す図である。同図に示すように押出材の、押出方向に垂直な断面（本項では以下、単に断面とすることもある）において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合は９０．０％以上であり、９５．０％以上であることが好ましく、９８．０％以上であることがさらに好ましく、９９．０％以上であることが特に好ましい。この理由は、結晶粒間のへき開破壊を抑制し、押出材のせん断応力に対する強度を向上させるためである。
　また、ここで、上記の面積割合は、押出方向に垂直な断面において、１．９５ｍｍ×２．６０ｍｍの範囲を２視野にて測定した値、すなわち、２視野に対する結晶粒の面積割合である。また、画像の端部にあり、一部のみが写っている粒子については、各視野の面積及び結晶粒の面積のいずれにも算入されない（すなわち、面積割合の算出に用いる各視野の面積は１．９５ｍｍ×２．６０ｍｍよりも小さくなる）。上記結晶粒が占める面積割合は、２視野の合計面積に対する、上記条件を満たす結晶粒の２視野分の合計面積を百分率で表した値である。
〔１－３．アルミ合金押出材表面の電気伝導率〕
　アルミ合金押出材表面の電気伝導率とは日本フェルスター社製のポータブル型渦電流式導電率測定器ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ２．０６９を用いて、以下の通り測定された値である。
　まず、外気温度を測定し、２０℃を基準とした数値表示に補正したのち、１００．７ＩＡＣＳ％及び７．６０５ＩＡＣＳ％を基準としてキャリブレーションをする。次に、押出材表面に、押出方向と垂直な方向に、プローブを接触させることによって電気伝導率を測定する。測定は５点について行い、最大値及び最小値を除いた３点の電気伝導率の平均値を、アルミ合金押出材表面の電気伝導率とする。
　押出材表面の電気伝導率は、５１．１ＩＡＣＳ％以下であり、５１．０ＩＡＣＳ％以下であることが好ましく、５０．９ＩＡＣＳ％以下であることがより好ましい。この理由は、押出材表面の電気伝導率は、Ｍｇ及び／またはＳｉの溶質原子の固溶状態と相関があり、押出材表面の電気伝導率が低いほど多くのＭｇ及び／またはＳｉが固溶していると考えられるためである。
　押出材表面の電気伝導率は、４０．０ＩＡＣＳ％以上であることが好ましく、４７．０ＩＡＣＳ％以上であることがより好ましく、４８．０ＩＡＣＳ％以上であることがさらに好ましいが、特に限定されない。
〔１－４．Ｍｇ２Ｓｉ粒子〕
　図２は、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の押出方向に垂直な断面における走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による写真の一例（実施例１）を示す図である。ここで、Ｍｇ２Ｓｉ粒子は、同じ視野のＥＤＸマッピングにおける各元素量の定量分析に基づいて確認される粒子である。具体的には、Ｍｇ２Ｓｉ粒子は、この分析においてＭｇの含有率が３０ｍａｓｓ％以上８０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉの含有率が１０ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下、残部がＡｌ（不可避不純物を含んでもよい。また、ＭｇとＳｉとの合計含有率が１００ｍａｓｓ％（残部なし）でもよい）であり、ＭｇとＳｉとの質量基準の比の値Ｍｇ／Ｓｉが１．５以上２．５以下である粒子とする。図２の写真内の黒い点がＭｇ２Ｓｉ粒子である。
　図３は、図２の写真を二値化した図である。Ｍｇ２Ｓｉ粒子の粒径は０．１０μｍ以上５．０μｍ以下である（この範囲にないサイズの粒子は、本発明におけるＭｇ２Ｓｉ粒子ではない）。Ｍｇ２Ｓｉ粒子の粒径は、ＳＥＭ画像を二値化した画像に基づいて判定される。Ｍｇ２Ｓｉ粒子の粒径は、二値化されて画像の黒い部分を円とみなしたうえでその面積から算出された直径である。
　押出材の押出方向に垂直な断面中のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度は、１．５×１０３個／ｍｍ２以上であり、２．０×１０３個／ｍｍ２以上であることが好ましく、２．４×１０３個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。Ｍｇ元素の固溶が抑制され、押出性が向上するためである。
　押出材の押出方向に垂直な断面中のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度は、５．４×１０３個／ｍｍ２以下であり、５．２×１０３個／ｍｍ２以下であることが好ましく、４．７×１０３個／ｍｍ２以下であることがより好ましい。押出材の耐力が向上するためである。
　なお、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の数は、日本電子社製電界放出形走査電子顕微鏡ＪＳＭ－７０００Ｆを用いて、倍率１，０００倍、視野１２１μｍ×９０．９μｍ＝１０９９８．９μｍ２を４視野で数えられる。４視野でのＭｇ２Ｓｉ粒子の合計数ＮＭを、４視野分の面積で割ることで、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が算出される。すなわち、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度は、ＮＭ／（４×１０９９８．９）［個／μｍ２］＝１０６×ＮＭ／（４×１０９９８．９）［個／ｍｍ２］となる。
〔１－５．Ｚｒ含有微粒子〕
　図４は、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の押出方向に垂直な断面における微細構造の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による写真の一例（実施例１）を示す図である。図４の写真内の白い部分がＺｒ含有微粒子である。Ｚｒ含有微粒子の粒径は０．０１０μｍ以上１．０μｍ以下であり（この範囲にないサイズの粒子は、本発明におけるＺｒ含有微粒子ではない）、粒子のサイズがこの範囲にあるか否かは、後述する二値化した画像に基づいて判定される。本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材はＺｒ含有微粒子を含むことが好ましい。この理由は、Ｚｒ含有微粒子を核とすることで、結晶粒がより形成しやすくなるためである。Ｚｒ含有微粒子は、Ａｌ３ＺｒａＳｉ１－ａ（０＜ａ≦１）であることが好ましい。
　図５は、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材におけるＥＤＸのライン分析図の一例（実施例１）を示す図である。なお、ＥＤＸのライン分析図の縦軸の単位ｃｐｓは、カウント毎秒である。図５の下のＥＤＸのライン分析図は、図５の上のＳＥＭ写真における直線に沿って行われている。Ｚｒ含有微粒子は、上記サイズの条件を満たしつつ、ＥＤＸのライン分析において、ＳＥＭ写真における粒子（図４における白い部分）に対応する箇所にＺｒのピークが見られる粒子とする。
　Ｚｒ含有微粒子はＳｉを含んでもよい。ＥＤＸのライン分析について、Ｚｒ含有微粒子において、Ａｌ以外の元素では、Ｚｒのピーク強度が最も、またはＳｉのピーク強度に次いで大きいことが好ましく、Ａｌ以外の元素でＺｒのピーク強度が最も大きいことがより好ましい。
　図６は、図４の写真を二値化した後、白黒反転した画像を示す図である。Ｚｒ含有微粒子の粒径は、ＳＥＭ画像を二値化した画像に基づいて判定される。図６では、白黒反転されているので、Ｚｒ含有微粒子の粒径は、黒い部分を円とみなしたうえでその面積から算出された直径である。なお、二値化画像において白黒反転していない場合は、白い部分を円とみなしてＺｒ含有微粒子の粒径が算出される。
　押出材の押出方向に垂直な断面中のＺｒ含有微粒子の存在密度は、０．３０個／μｍ２以上であることが好ましく、０．４０個／μｍ２以上であることがより好ましく、０．５０個／μｍ２以上であることがさらに好ましい。この理由は、上記結晶粒の粗大化を抑制するためである。
　押出材の押出方向に垂直な断面中のＺｒ含有微粒子の存在密度は、３．０個／μｍ２以下であることが好ましく、２．０個／μｍ２以下であることがより好ましく、１．０個／μｍ２以下であることがさらに好ましい。この理由は、上記結晶粒をより確実に生成させるためである。
　なお、Ｚｒ含有微粒子の数は、日本電子社製電界放出形走査電子顕微鏡ＪＳＭ－７０００Ｆを用いて、倍率１０，０００倍、視野１２．１μｍ×９．０９μｍ＝１０９．９８９μｍ２を４視野で数えられる。４視野でのＺｒ微粒子の合計数ＮＺを、４視野分の面積で割ることで、Ｚｒ含有微粒子の存在密度が算出される。すなわち、Ｚｒ含有微粒子の存在密度は、ＮＺ／（４×１０９．９８９）［個／μｍ２］となる。
〔１－６．アルミニウム合金押出材の機械的性能〕
　本実施形態にかかるアルミニウム押出材の５００℃における圧縮変形開始応力は、２５ＭＰａ以下であることが好ましく、２０ＭＰａ以下であることがより好ましく、１９ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。ここで５００℃における圧縮変形開始応力とは、後述する実施例の方法にて測定される値である。
　本実施形態にかかるアルミニウム押出材の引張強さは、３００ＭＰａ以上であることが好ましく、３２０ＭＰａ以上であることがより好ましく、３３０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。ここで引張強さは、後述する実施例の方法にて測定される値である（ＪＩＳＺ２２４１で、５号試験片（寸法は後述する）を用いて得られる値）。
　本実施形態にかかるアルミニウム押出材の０．２％耐力は、２８５ＭＰａ以上であることが好ましく、２９０ＭＰａ以上であることがより好ましく、３００ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。ここで０．２％耐力は、後述する実施例の方法にて測定される値である（ＪＩＳＺ２２４１で、５号試験片（寸法は後述する）を用いて得られる値）。
〔１－７．アルミニウム合金押出材の結晶粒径〕
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の金属組織は、外側表面近傍は緻密であり、外側表面近傍に比べて厚さ方向の中央部は結晶サイズが比較的粗大な傾斜組織となっている。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／１０の深さ位置における平均結晶粒径が６０μｍ以上、１２０μｍ以下であることが好ましく、８０μｍ以上、１１０μｍ以下であることがより好ましい。
　また、本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／２の深さ位置における平均結晶粒径が７００μｍ以上、１８００μｍ以下であることが好ましく、８００μｍ以上、１６００μｍ以下であることがより好ましい。
　図７は、アルミニウム合金押出材の断面形状の一例である。
　この図に示すように、押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／１０の深さ位置とは、外側表面の近傍である。
　また、押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／２の深さ位置とは、厚さ方向の中央部である。
　上記の平均結晶粒径は、押出方向に垂直な断面において、ｔ／１０の深さ位置またはｔ／２の深さ位置のライン上に存在する各結晶粒について、各結晶粒の面積から相当直径を算出し、これを平均することにより得られる。
　引っ張り強さと結晶粒径には一定の相関関係があり、結晶粒径が小さい方が引っ張り強さが強い。板材に曲げ力が負荷された際、外側表面近傍に最大引張応力が作用するが、本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材では、この外側表面近傍が結晶粒径の小さい金属組織となっているため、ここに亀裂が発生しにくく、結果的に優れた曲げ特性が得られる。
　また、結晶粒が小さいと亀裂が結晶粒界を直線的に通過して亀裂の進展速度が速い。一方、結晶粒が大きいと亀裂が屈折しながら進行するか、結晶粒内を通過する通過することになり亀裂の進展速度は遅い。本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材では、最外周部に比べて内部の結晶粒が大きい傾斜組織であるため、最外周部に亀裂が発生した後、内部では亀裂の進行が遅くなり、この点においても、結果的に優れた曲げ特性が得られる。
〔１－８．アルミニウム合金押出材の曲げ特性〕
　本発明において、曲げ特性は、押出材の板状部の３点曲げ試験における曲げ強さと、ひびや割れが生ずることなく曲げられる限度を評価する割れ性とを含む。
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、押出材の板状部の３点曲げ試験における曲げ強さが３２０ＭＰａ以上、３９０ＭＰａ以下であることが好ましく、３３０ＭＰａ以上、３８０ＭＰａであることがより好ましい。
　図８は、曲げ強さを求めるための３点曲げ試験の説明図である。曲げ試験の試験片１０は、押出材の板状部を切り出したものを用いる。同図に示すように、試験片１０は２つの支点１１，１１で支持され、２つの支点の中間位置を上からパンチ１２で下方向に押し込まれる。この試験で得られた荷重－ストローク曲線から最大荷重Ｗを算出し、断面係数Ｚと曲げモーメントＭ、支点間距離Ｌから、下記式（２）により曲げ強さ（曲げ応力）σが算出される。
　　σ＝Ｍ／Ｚ　　（２）
　　ここで曲げモーメントＭ＝Ｗ×Ｌ
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材は、前述の３点曲げ試験で試験片に割れが生じない、または微小な割れしか生じない程度の、割れ性を備えていることが好ましい。
〔１－９．アルミニウム合金押出材のシャルピー衝撃値〕
　本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材のシャルピー衝撃値は、６Ｊ／ｃｍ２以上５０Ｊ／ｃｍ２以下であることが好ましく、８Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下であることがより好ましい。
　シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２未満だと、荷重・衝撃負荷時に早期破断が発生してしまい、衝撃吸収部材としての効果を発揮しない。またシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２より高い場合、本実施形態に係るアルミニウム合金組成では、引っ張り強さ、耐力が低下し、衝撃吸収部材としての効果を発揮しない。
　アルミニウム合金押出材が６Ｊ／ｃｍ２以上５０Ｊ／ｃｍ２以下のシャルピー衝撃値を有することで優れた耐衝撃特性が得られ、衝撃吸収部材の材料として好適である。
　本実施形態の衝撃吸収部材は、例えば、自動車等の車両においては、フロントピラー、センターピラー、リアピラー等のビーム材や、サイドメンバーやバンパーステイなどのフレーム材、バンパーリンフォース、クラッシュボックス、バッテリーケース、フロントアンダーランプロテクター、リヤアンダーランプロテクター等への適用が挙げられるがこれに限定されず、鉄道車両等の衝撃吸収構造にも適用できる。
〔１－１０．衝撃吸収部材〕
　図９は、本実施形態にかかるアルミニウム合金押出材を用いて製造された衝撃吸収部材の一例を示す平面図である。
　この図に示すように、この衝撃吸収部材２は、衝突壁面板３と、前記衝突壁面板３と略平行に配置された背面板４と、前記衝突壁面板３および前記背面板４を所定の間隔で連結する複数の連結板５，５とを備える。
　衝突壁面板３、背面板４および連結板５，５は、いずれも本実施形態に係るアルミニウム合金材で構成してよいが、これらの一部だけを本実施形態に係るアルミニウム合金材で構成してもよい。
＜２．アルミニウム合金押出材の製造方法＞
　図１０は、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の製造方法の一例を示すフロー図である。以下、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の製造方法の一例について説明するが、本発明にかかる押出材の製造方法はこれに限られない。
　図７に示すように本実施形態の一例にかかるアルミニウム合金押出材の製造方法は、溶融工程と、鋳造工程と、均質化工程と、加熱工程と、押出工程と、ダイクエンチ工程と、時効工程とを含む。なお、これらの工程は全て必要とは限らず、例えば、鋳造後の材料が入手可能であれば、溶融工程及び鋳造工程は不要であり、均質化後の材料が入手可能であれば、均質化工程までの各工程は不要である。
〔２－１．溶融工程〕
　溶融工程では、アルミニウム合金の溶湯を調製する。溶湯の化学組成は、得ようとするアルミニウム合金押出材の化学組成と同じであることが好ましく、アルミニウム合金押出材に含まれる各元素については上記したとおりである。
〔２－２．鋳造工程〕
　鋳造工程では、溶融工程で得られた溶湯を鋳造することによりビレット（押出用素材）を得る。鋳造方法は、特に限定されないが、例えば、垂直型フロート連続鋳造法、垂直型ホットトップ連続鋳造法、水平型連続鋳造法等が挙げられる。
〔２－３．均質化工程〕
　均質化工程では均質化処理を行い、鋳造工程で得られたビレットの金属組織を均質化する、及びアルミニウム合金に含まれる原子を十分に固溶させる。均質化工程によって強度の高い押出材が得られる。均質化工程に用いられるアルミニウム合金（ビレット）の化学組成は、得ようとするアルミニウム合金押出材の化学組成と同じであることが好ましく、アルミニウム合金押出材に含まれる各元素については上記したとおりである。
　均質化処理の温度は５００℃以上であることが好ましく、５３０℃以上であることがより好ましく、５５０℃以上であることがさらに好ましい。この理由は、ビレットの金属組織を十分に均質化せるため、及びアルミニウム合金に含まれる原子を十分に固溶させるためである。均質化処理の温度は６００℃以下であることが好ましく、５７０℃以下であることがより好ましい。こうして金属間化合物の溶融を抑制することで、金属間化合物の粒子の粗大化を抑制し、押出材の機械的特性を向上させるためである。
　均質化処理の時間は３時間以上であることが好ましく、８時間以上であることがより好ましく、１２時間以上であることがさらに好ましい。この理由は、ビレットの金属組織を十分に均質化せるため、及びアルミニウム合金に含まれる原子を十分に固溶させるためである。均質化処理の時間は２４時間以下であることが好ましく、２０時間以下であることがより好ましく、１８時間以下であることがさらに好ましい。この理由は、金属間化合物の粒子の粗大化を抑制し、押出材の機械的特性を向上させるためである。
　均質化処理の後、ビレットを冷却することが好ましい。冷却後のビレットの温度は１５０℃以下であることが好ましく、１００℃以下であることがより好ましい。ビレットを５０℃以下まで冷却して保管してもよい。冷却方法としては、水冷、ミスト冷却、空冷、ファン冷、放冷等が挙げられるが、特に限定されない。冷却速度は、１００℃／ｈ以上であることが好ましく、１５０℃／ｈ以上であることがより好ましい。
〔２－４．加熱工程〕
　加熱工程では、均質化工程で均質化されたビレットを加熱し、ビレットの変形抵抗を低下させる。また、加熱工程によりビレットを構成する成分を固溶させる。加熱工程において用いられるビレットを構成するアルミニウム合金材に含まれる元素及びその含有量は、アルミニウム合金押出材の説明にて上記したとおりである。
　加熱温度は、３５０℃以上であり、４００℃以上であることが好ましく、４５０℃以上であることがより好ましい。この理由は、ビレットの変形抵抗を低下させて、押出圧力を低くするためである。
　加熱温度は、ビレットを構成するアルミニウム合金の固相線温度を超えないことが好ましい。この理由は、アルミニウム合金中の金属間化合物の溶融を抑制するためである。後述する押出工程において、ビレット自身の加工発熱、及びダイスとの摩擦等による材料の加熱を考慮すると、具体的な加熱温度は、６００℃以下であり、５５０℃以下であることが好ましく、５３０℃以下であることがより好ましく、５１０℃以下であることがさらに好ましい。
〔２－５．押出工程〕
　押出工程では、加熱工程において加熱されたビレットを押出加工して、押出材を得る。具体的には、例えば、加熱工程において加熱されたビレットをコンテナに装填し、所定の開口部形状を有する押出用金型（以降、ダイスと呼ぶ）に押し付けることで、所望の断面形状を有する押出材が得られる。本実施形態にかかる押出材は、中空形状を有することが好ましい。押出速度は５．０ｍ／ｍｉｎ以上であることが好ましく、６．５ｍ／ｍｉｎ以上であることがより好ましい。この理由は、材料にひずみを与えて、上記結晶粒を有する金属組織がより形成しやすくなるためである。また、押出材の生産性が向上するためである。
　押出工程においては、下記式（１）で算出されるＺ因子が、１．０×１０７以上１．０×１０１１以下であるように制御することが好ましい。
　Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）　　‥（１）
　　ここで、
　　　Ｚ　：　Ｚ因子
　　　ε　：　ひずみ速度
　　　Ｒ　：　気体定数（８．３１４［Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ］）
　　　Ｔ　：　絶対温度
　　　Ｑ　：　活性化エネルギー（１４２［ｋＪ／ｍｏｌ］）
　押出工程において、Ｚ因子が前記下限値の１．０×１０７を下回ると、未再結晶組織または粗大再結晶組織となって、微細再結晶組織が得られないおそれがある。Ｚ因子が前記上限値の１．０×１０１１を超えると押出抵抗が大きくなって押出が困難になるおそれがある。
　Ｚ因子を上記範囲に制御することにより、微細な全面再結晶組織を得ることができ、安価で高強度な押出材を提供できる。
　Ｚ因子は、金属を熱間加工した際に導入される、ひずみ速度［ｓ－１］と温度［Ｋ］からなるパラメータの一種であり、気体定数Ｒと活性化エネルギーＱは一定値として扱うため、Ｚ因子は、熱間加工時の温度Ｔとひずみ速度εが変数となって決定される。
　このため、温度をビレット加熱温度、ダイス構造、押出速度から制御することにより、またひずみ速度を断面形状、ダイス構造、押出速度から制御することにより、Ｚ因子を上記範囲に制御することができる。
〔２－６．ダイクエンチ工程〕
　ダイクエンチ工程では、押出加工（押出工程）により得られた押出材の冷却をする。冷却方法は、特に限定されないが、水冷、ミスト冷却、ファン空冷、放冷等が挙げられる。ダイクエンチ工程により、過飽和固溶体が形成される。冷却速度は７．０℃／ｓｅｃ以上であり、１０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましく、１２℃／ｓｅｃ以上であることがより好ましい。この理由は、固溶している成分の析出を抑制し、過飽和固溶体を維持しやすいためである。また、押出材の生産性が向上するためである。
　冷却速度は、８０℃／ｓｅｃ以下であり、４０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましく、２０℃／ｓｅｃ以下であることがより好ましい。この理由は、冷却時の熱収縮による押出材の変形を抑制するためである。
　ダイクエンチ工程の目標温度は、１５０℃以下であり、１００℃以下であることが好ましく、５０℃以下であることがより好ましい。ダイクエンチ工程の後、後述する時効工程までの間、押出材を常温、例えば３０℃以下で保管してもよい。
〔２－７．時効工程〕
　時効工程では、ダイクエンチ工程において冷却された押出材に、人工時効処理を行う。時効工程により、押出材においてＭｇ２Ｓｉ系析出物が成長し、押出材の強度が向上する。
　時効処理温度は、１２０℃以上であり、１４０℃以上であることが好ましく、１６０℃以上であることがより好ましい。この理由は、押出材においてＭｇ２Ｓｉ系析出物を析出させやすくなるためである。時効処理温度は、２４０℃以下であり、２２０℃以下であることが好ましく、２００℃以下であることがより好ましい。この理由は、押出材におけるＭｇ２Ｓｉ系析出物の過剰な成長を抑制し、押出材の強度を向上させるためである。
　時効処理時間は、２時間以上であり、４時間以上であることが好ましく、５時間以上であることがより好ましい。この理由は、Ｍｇ２Ｓｉ系析出物を十分に析出させるためである。時効処理時間は、４８時間以下であり、１６時間以下であることが好ましく、８時間以下であることがより好ましい。この理由は、押出材におけるＭｇ２Ｓｉ系析出物の過剰な成長を抑制し、押出材の強度を向上させるためである。また、押出材の生産性が向上するためである。
　以下、本発明にかかるアルミニウム合金押出材及びその製造方法について、実施例及び比較例を示しながら、より具体的に説明するが、本発明はこれらによって限定されない。
＜１．アルミニウム合金押出材の作製＞
　表１に示す元素、Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を用いて、直径１５６ｍｍの円形断面を有するビレットを連続鋳造にて作製した。なお参考までに表１において下線を付した部分は、本発明の要旨を逸脱する部分である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られたビレットに１４時間の均質化処理を施した。この均質化処理工程における各実施例及び各比較例における温度を表１に示した。その後、ビレットを３０℃まで、１８０℃／ｈで冷却した。次に、冷却されたビレットを５００℃に加熱した。
　図１１は、各実施例及び各比較例において用いられたダイスの押出断面（押出孔）を示す図である。各実施例及び比較例においては、このダイスＤ１によって図１２及び図１３に示す押出材１を成形するものである。この押出材１は、断面矩形状の外周壁１１に、その内部（中空部）を２分割する中仕切壁１２が一体に形成された中空形状の押出型材である。
　そして図１１に示すダイスＤ１は、押出材１の外周壁１１を成形するための外周壁成形孔Ｄ１１と、中仕切壁１２を成形するための中仕切壁成形孔Ｄ１２とを有する押出孔Ｄ１０を備えている。またこのダイスＤ１は、外周壁成形孔Ｄ１１の横寸法Ｌ１が５０ｍｍであり、縦寸法Ｌ２が５０ｍｍである。更に外周壁成形孔Ｄ１１および中仕切り壁１２の幅Ｔ１は、２．５ｍｍであり、外周壁成形孔Ｄ１１における内側の曲率半径Ｒｉは、２．５ｍｍであり、外側の曲率半径Ｒｏは、５ｍｍである。
　各実施例及び各比較例いずれにおいても、５００℃に加熱されたビレットに、上記図１１のダイスＤ１を用いて、８インチ直接押出機にて押出加工を行った（押出工程）。この押出工程における各実施例及び各比較例における押出速度を表１に示した。
　各実施例及び各比較例において、押出時にダイスから出てきた直後の押出材に対して接触式測温計を用いて温度を測定した。また、押出工程のシミュレーション計算により、押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／２の深さ位置とｔ／１０の深さ位置のひずみ速度を算出した。そして、測定された温度と算出されたひずみ速度から、上記式（１）により、ｔ／２の深さ位置とｔ／１０の深さ位置におけるＺ因子を算出した。なお、温度は複数回計測を行った平均値を用い、ひずみ速度もまた同じ深さ位置でも変化があるため、組織観察箇所付近のひずみ速度を代表値として用いた。この押出工程における各実施例及び各比較例におけるｔ／２の深さ位置とｔ／１０の深さ位置におけるＺ因子を表１に示した。
　押出工程の直後にダイクエンチ工程を行い、押出材の温度を３０℃とした。各実施例及び各比較例のダイクエンチ工程における冷却速度を表１に示した。ダイクエンチ工程後の押出材に１８０℃、６時間の人工時効処理（時効工程）を行い、アルミニウム合金押出材を得た。以下の説明において、特に断りがなければ、押出材は時効工程後に得られたアルミニウム合金押出材とする。また、時効処理後のアルミニウム合金押出材が、本発明にかかるアルミニウム合金押出材となる。
＜２．アルミニウム合金の各種測定＞
〔２－１．アルミニウム合金の５００℃における圧縮変形開始応力の測定〕
　均質化処理を施し、冷却されたビレットの中心部から、φ８ｍｍ×１２ｍｍの試験片形状に切り出した。なお、φ８ｍｍ×１２ｍｍの長手方向は、ビレットの長手方向（押出方向）である。切り出した試験片を５００℃まで５０℃／ｓｅｃで昇温し、５００℃で１０ｍｉｎ保持し、５００℃でひずみ速度０．１０／ｓｅｃ（１秒ごとの圧縮率の増加量）、圧縮率（｛圧縮により減少した寸法（試験開始前は０ｍｍ）｝／圧縮前の寸法（１２ｍｍ））０．７５まで圧縮し、応力－ひずみ（圧縮率）線図を得た。圧縮は真空雰囲気にて実施した。試験機は富士電波工機製のサーメックマスタＺを用いた。
　ここで、応力－ひずみ線図において、圧縮率０から０．３０までの間における応力の極大値かつ最大値となっている値を圧縮変形開始応力とした。ここで極大値は、その圧縮率の値から、±０．０５０の範囲で、その圧縮率における荷重が最大となる値である。
　各実施例及び各比較例にかかるアルミニウム合金について測定された圧縮変形開始応力を表１に示した。
〔２－２．押出性〕
　上記押出工程（５００℃に加熱されたビレットを用いた押出加工）における押出性を、下記判断基準に基づいて判定した。
「良」・・・押出圧力が２５ＭＰａ未満であり、押出材に割れ及び目視上のクラックがない場合。
「不良」・・・押出圧力が２５ＭＰａ以上である、押出材に割れが生じている、及び押出材に目視上のクラックがある、の少なくともいずれかである場合。
　各実施例及び各比較例にかかるアルミニウム合金についての押出性の評価結果を表１に示した。
＜３．アルミニウム合金押出材の各種測定＞
　図１２及び図１３は記述した通り各実施例及び各比較例で作製されたアルミニウム合金押出材を示す図である。以下の説明において、Ｌ、ＬＴ、ＳＴが示す向きは、図１２及び図１３の矢符号「Ｌ」「ＬＴ」「ＳＴ」で示される向きを示す。
〔３－１．押出材断面における結晶粒の占める面積割合〕
　それぞれの押出材について、ＬＴの向きに厚みを有する部分（側壁）からＬ：１０ｍｍ、ＳＴ：１０ｍｍ、ＬＴ：２ｍｍの厚さに試験片を切り出した（Ｌ－ＳＴ面を０．５ｍｍ削り、厚さ２ｍｍとしている）。この試験片を樹脂埋めし、Ｌの向きに垂直な断面をバフ研磨にて鏡面仕上げを行ったのち、バーカー電解液でエッチング処理を施した。処理が施された断面における、光学顕微鏡による偏光組織の画像を、画像処理ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて以下の解析をした。観察範囲は１．９５ｍｍ×２．６０ｍｍで、画像の数は各実施例及び各比較例で２個である。結晶粒の観察のための写真の一例は、図１に示した通りで、これは実施例１の押出材の断面写真である。
　それぞれの画像において、アスペクト比５．０以下、かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合を算出した。なお、画像の端部にあり、一部が画像の外にある粒子については、各視野の面積及び結晶粒の面積のいずれにも算入されない。上記結晶粒が占める面積割合は、２視野の合計面積に対する、上記条件を満たす結晶粒の２視野分の合計面積を百分率で表した値である。
　各実施例及び各比較例にかかる押出材について測定された、結晶粒が占める面積割合を表２に示した。
〔３－２．押出材表面の電気伝導率の測定〕
　時効工程後の押出材を２４時間室温で保存したものをサンプルとした。日本フェルスター社製のポータブル型渦電流式導電率測定器ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ２．０６９を用いて、外気温度を測定し、２０℃を基準とした数値表示に補正した。その後、１００．７ＩＡＣＳ％及び７．６０５ＩＡＣＳ％を基準としてキャリブレーションを行った。押出材（サンプル）表面に押出方向と垂直方向にプローブを接触させ、上記キャリブレーションに基づいて、押出材（サンプル）表面の電気伝導率を測定した。この測定を押出材外形の表面において５カ所で行い、最大値及び最小値を除いた３点の平均値を算出した。
〔３－３．Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度〕
　それぞれの押出材について、ＬＴの向きに厚みを有する部分（側壁）からＬ：１０ｍｍ、ＳＴ：１０ｍｍ、ＬＴ：２ｍｍの厚さに試験片を切り出した（Ｌ－ＳＴ面を０．５ｍｍ削り、厚さ２ｍｍとしている）。切り出された試験片をＬの向き（押出方向）に垂直にカットし、日本電子社製クロスセクションポリッシャにて観察用断面を形成させた。日本電子社製電界放出形走査電子顕微鏡ＪＳＭ－７０００Ｆを用いて、倍率１，０００倍で、１２１μｍ×９０．９μｍ＝１０９９８.９μｍ２の視野の画像を４個取得し、ＥＤＸマッピング分析を行った。
　得られたマッピング分析結果、及び二値化した画像（例えば図３）を用いて、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の個数ＮＭを４視野分カウントした。カウントされたＭｇ２Ｓｉ粒子の数ＮＭを４視野分の面積で割って、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度を算出した。なお、カウントされるＭｇ２Ｓｉ粒子の定義は、上記の通りである。
　各実施例及び各比較例にかかる押出材について測定されたＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度を表２に示した。
〔３－４．押出材断面におけるＺｒ含有微粒子の存在密度〕
　それぞれの押出材について、ＬＴの向きに厚みを有する部分（側壁）からＬ：１０ｍｍ、ＳＴ：１０ｍｍ、ＬＴ：２ｍｍの厚さに試験片を切り出した（Ｌ－ＳＴ面を０．５ｍｍ削り、厚さ２ｍｍとしている）。切り出された試験片をＬの向き（押出方向）に垂直にカットし、日本電子社製クロスセクションポリッシャにて観察用断面を形成させた。日本電子社製電界放出形走査電子顕微鏡ＪＳＭ－７０００Ｆを用いて、倍率１０，０００倍で、１２．１μｍ×９．０９μｍ＝１０９．９８９μｍ２の視野の画像を４個取得し、粒径０．０１０μｍ以上１．０μｍ以下のＺｒ含有微粒子を、ＥＤＸライン分析（例えば図３）及び二値化した画像（例えば図４）を参照しながらカウントした。４視野分のＺｒ含有微粒子の数ＮＺを４視野分の面積で割って、Ｚｒ含有微粒子の存在密度を算出した。
　各実施例及び各比較例にかかる押出材について測定されたＺｒ含有微粒子の存在密度を表２に示した。
〔３－５．引張強さ及び０．２％耐力〕
　各実施例及び各比較例において得られたアルミニウム合金押出材から、ＪＩＳＺ２２４１に規定されている方法により測定した。測定は５号試験片を切り出して行った。具体的には、押出方向（Ｌ方向）に沿って標点間距離５０ｍｍ及び平行部長さ６０ｍｍ、幅２５ｍｍ、厚さ２ｍｍ、肩部Ｒ３０ｍｍで切り出した。引張試験片の常温（２４℃）における引張試験（ＪＩＳＺ２２４１に準拠）を、クロスヘッド速度２ｍｍ／ｍｉｎにて行うことで、引張強さを算出し、オフセット法にて０．２％耐力を測定した。
　各実施例及び各比較例にかかる押出材について測定された引張強さ及び０．２％耐力を表２に示した。
〔３－６．押出材の変形量〕
　時効工程後の押出材を押出方向に垂直な面でカットした。押出材のカットされた断面の外形における隣り合う２辺の角度を測定し、図１３に示すように９０°からの差の絶対値θ［°］を変形量として求めた。各実施例及び各比較例にかかる押出材について、測定された変形量θを表２に示した。
〔３－７．アルミニウム合金押出材の結晶粒径〕
　時効処理後の押出材を押出方向に垂直な面でカットした。押出材のカットされた断面において、板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／１０の深さ位置とｔ／２の深さ位置において結晶粒径を測定し、平均結晶粒径を算出した。各実施例及び各比較例にかかる押出材について、算出したｔ／１０の深さ位置とｔ／２の深さ位置における平均結晶粒径と、これらの比を表２に示した。
〔３－８．アルミニウム合金押出材の曲げ特性〕
　時効処理後の押出材から板状部を切り出し、この板状部を試験片として３点曲げ試験を行って曲げ強さ（曲げ応力）を求めた。また割れ性の評価として、３点曲げ試験で試験片に割れが生じないものを◎、微小な割れが生じたものを〇、大きな割れが生じたものを△と評価した。各実施例及び各比較例にかかる押出材について、曲げ強さと割れ性を表２に示した。
〔３－９．アルミニウム合金押出材のシャルピー衝撃値〕
　時効処理後の押出材から長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ２．５ｍｍの角棒を切り出し、この角棒の中央に深さ２ｍｍの４５度Ｖ字溝（Ｖノッチ）を設けて試験片とした。この試験片の両端を保持し、Ｖ字溝が設けられた側の反対側からハンマーで衝撃を与えて破壊して、破壊する際の吸収エネルギーから、シャルピー衝撃値を測定した。
　各実施例及び各比較例にかかる押出材について測定されたシャルピー衝撃値を表２に示した。
＜４．評価＞
　各実施例にかかるアルミニウム合金は、いずれも押出性に優れている。そのため、各実施例にかかるアルミニウム合金押出材の生産性を向上させることができ、結果として押出材の製造コストの低減が可能である。また、各実施例にかかるアルミニウム合金押出材は、いずれも引張強さ及び耐力が高い。
　比較例１にかかる押出材は、表面の電気伝導率が高く、また、押出方向に垂直な断面において、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が高い。この押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　比較例２及び３にかかるアルミニウム合金は組成が共通で、Ｚｒを含まず、Ｍｎ及びＣｒを含む。比較例２及び３にかかるアルミニウム合金は、５００℃における圧縮変形開始応力が高く、生産性の低下につながる。この組成では比較例３のように押出速度を上げると押出材に割れが生じていた（押出性が不良）。一方、比較例２のように押出速度を下げれば押出材が得られるが、生産性が低く、製造コストが上昇する。
　比較例４にかかるアルミニウム合金は、Ｚｒが少量であり、Ｍｎ及びＣｒを含む。比較例４にかかるアルミニウム合金は、５００℃における圧縮変形開始応力が高く、生産性の低下につながる。比較例４においては、押出材の作製は可能であったが、押出材中で、所望の結晶粒が形成できなかった。また、この比較例４に掛かる押出材は、押出材表面の電気伝導率も高く、押出方向に垂直な断面において、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が高い。この押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　比較例５にかかるアルミニウム合金は、比較例４のアルミニウム合金に対して、Ｍｎ及びＣｒの含有率がより低い。また、比較例５にかかる押出材は、表面の電気伝導率が高く、押出方向に垂直な断面において、Ｍｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が高い。この押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　Ｓｉの含有率が低い比較例６にかかる押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　Ｃｕの含有率が低い比較例７にかかる押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　比較例８にかかるアルミニウム合金は、Ｃｕの含有率が高い。比較例８にかかるアルミニウム合金は、５００℃における圧縮変形開始応力が高いうえに、押出材に割れが生じていた（押出性が不良）。
　Ｍｇの含有率が低い比較例９にかかる押出材は、引張強さ及び耐力が低かった。
　比較例１０にかかるアルミニウム合金は、Ｍｇの含有率が高い。比較例１０にかかるアルミニウム合金は、５００℃における圧縮変形開始応力が高いうえに、押出材に割れが生じていた（押出性が不良）。
　Ｚｒを含まない比較例１１にかかる押出材は、耐力が低かった。
　以上のことから、本発明にかかるアルミニウム合金押出材は、低コストで、引張強さ及び耐力が高いことがわかる。また、本発明にかかるアルミニウム合金押出材の製造方法によれば、低コストで、引張強さ及び耐力が高いアルミニウム合金押出材が得られることがわかる。
　本願は、２０２１年６月１４日付で出願された日本国特許出願の特願２０２１－９８７４７号、特願２０２１－９８７４８号、２０２２年６月１０日付で出願された日本国特許出願の特願２０２２－９４５３３号、特願２０２２－９４５３４号、特願２０２２－９４５３５号および特願２０２２－９４５３６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。
　ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
　この発明のアルミニウム合金押出材は、高強度構造材として利用可能である。
１：アルミニウム合金押出材
２：衝撃吸収部材
３：衝突壁面板
４：背面板
５：連結板
 
 
 

Claims (16)

  1. 　アルミニウム合金押出材であって、
    　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
    　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
    　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
    　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
    　Ｂ：質量基準でＴｉの０．０５０倍以上１．０倍以下、
    及び残部がＡｌと不可避不純物からなり、
    　押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合が９０．０％以上であり、
    　表面の電気伝導率が５１．１ＩＡＣＳ％以下である
    　アルミニウム合金押出材。
  2. 　表面の電気伝導率が４７．０ＩＡＣＳ％以上である請求項１に記載のアルミニウム合金押出材。
  3. 　アルミニウム合金押出材であって、
    　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
    　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
    　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
    　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
    　Ｂ：質量基準でＴｉの０．０５０倍以上１．０倍以下、
    及び残部がＡｌと不可避不純物からなり、
    　押出方向に垂直な断面において、アスペクト比が５．０以下かつ長軸方向の長さが５０μｍ以上１０００μｍ以下の結晶粒が占める面積割合が９０．０％以上であり、
    　押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が１．５×１０３個／ｍｍ２以上５．４×１０３個／ｍｍ２以下である
    　アルミニウム合金押出材。
  4. 　押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が２．０×１０３個／ｍｍ２以上である請求項３に記載のアルミニウム合金押出材。
  5. 　押出方向に垂直な断面において、粒径０．１０μｍ以上５．０μｍ以下のＭｇ２Ｓｉ粒子の存在密度が５．２×１０３個／ｍｍ２以下である請求項３または４に記載のアルミニウム合金押出材。
  6. 　押出方向に垂直な断面において、粒径０．０１０μｍ以上１．０μｍ以下のＺｒ含有微粒子の存在密度は０．３０個／μｍ２以上３．０個／μｍ２以下である請求項１～５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
  7. 　前記Ｚｒ含有微粒子はさらにＳｉを含む請求項６に記載のアルミニウム合金押出材。
  8. 　５００℃における圧縮変形開始応力が２５ＭＰａ以下であり、０．２％耐力が２８５ＭＰａ以上である請求項１～７のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
  9. 　押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／１０の深さ位置における平均結晶粒径が６０μｍ以上１２０μｍ以下であり、
    　押出方向に垂直な断面において、押出材の板状部の厚さｔに対して、押出材の外側表面からｔ／２の深さ位置における平均結晶粒径が７００μｍ以上１８００μｍ以下である請求項１～８のいずれかに記載のアルミニウム押出合金。
  10. 　押出材の板状部の３点曲げ試験における曲げ強さが３２０ＭＰａ以上３９０ＭＰａ以下である請求項１～９のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
  11. 　シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２以上５０Ｊ／ｃｍ２以下である請求項１～１０のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材。
  12. 　請求項１～１１のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材を用いた衝撃吸収部材。
  13. 　アルミニウム合金押出材の製造方法であって、
    　均質化されたアルミニウム合金からなるビレットを３５０℃以上６００℃以下に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱されたビレットを押出加工して押出材を得る押出工程と、
    　前記押出加工により得られた押出材を、冷却速度７．０℃／ｓｅｃ以上８０℃／ｓｅｃ以下で１５０℃以下まで冷却するダイクエンチ工程と、
    　前記冷却された押出材を、１２０℃以上２４０℃以下で、２時間以上４８時間以下人工時効処理を行う時効工程と、
    を含み、
    　前記アルミニウム合金は、
    　Ｓｉ：０．９０質量％以上２．００質量％以下、
    　Ｍｇ：０．６５質量％以上０．９０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．２５質量％以上０．５０質量％以下、
    　Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４９質量％以下、
    　Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．１０質量％以下、
    　Ｂ：質量基準でＴｉの１．０倍以下、
    及び残部がＡｌと不可避不純物からなる
    ことを特徴とするアルミニウム合金押出材の製造方法。
  14. 　前記加熱工程の前に前記アルミニウム合金からなるビレットを、５００℃以上６００℃以下で３時間以上２４時間以下均質化処理を行い、前記均質化されたアルミニウム合金からなるビレットを得る均質化工程を含む請求項１３に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
  15. 　前記均質化処理の後、前記加熱工程の前に、前記ビレットを１５０℃以下に冷却する請求項１４に記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
  16. 　前記押出工程において、下記式（１）で算出されるＺ因子が、１．０×１０７以上１．０×１０１１以下である
    ことを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材の製造方法。
    　Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）　　‥（１）
    　　ここで、
    　　　Ｚ　：　Ｚ因子
    　　　ε　：　ひずみ速度
    　　　Ｒ　：　気体定数（８．３１４［Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ］）
    　　　Ｔ　：　絶対温度
    　　　Ｑ　：　活性化エネルギー（１４２［ｋＪ／ｍｏｌ］）
     
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10219381A (ja) * 1997-02-03 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およびその製造方法
JPH11310841A (ja) * 1998-04-28 1999-11-09 Nippon Steel Corp 疲労強度に優れたアルミニウム合金押出形材およびその製造方法
JP2000144293A (ja) * 1998-11-02 2000-05-26 Kobe Steel Ltd Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材
JP2003181530A (ja) * 2001-12-20 2003-07-02 Mitsubishi Alum Co Ltd 曲げ加工性およびエネルギー吸収特性に優れたアルミニウム合金押出し材の製造方法
JP2005105327A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Kobe Steel Ltd 電磁成形用アルミニウム合金押出材
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

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10219381A (ja) * 1997-02-03 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およびその製造方法
JPH11310841A (ja) * 1998-04-28 1999-11-09 Nippon Steel Corp 疲労強度に優れたアルミニウム合金押出形材およびその製造方法
JP2000144293A (ja) * 1998-11-02 2000-05-26 Kobe Steel Ltd Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材
JP2003181530A (ja) * 2001-12-20 2003-07-02 Mitsubishi Alum Co Ltd 曲げ加工性およびエネルギー吸収特性に優れたアルミニウム合金押出し材の製造方法
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
JP2005105327A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Kobe Steel Ltd 電磁成形用アルミニウム合金押出材

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