(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
押出加工および冷間加工により得られるＣｕ：１．０〜３．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．４〜１．８％、Ｓｉ：０．２〜１．６％を含み、残部Ａｌおよび不純物よりなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金材であって、マトリックスの結晶粒内に、棒状の析出物が＜１００＞方向に配列し、該析出物の長さの平均値が１０〜７０ｎｍ、長さの最大値が１２０ｎｍ以下であり、かつ、（００１）面からの観察視野にて測定した［００１］方向の析出物の数密度が５００個／μｍ２以上であり、前記マトリックスが再結晶による等軸な結晶粒より成る組織で、該結晶粒の押出方向の平均粒径をＬ、厚さ方向の平均粒径をＳＴとしたときの平均アスペクト比（Ｌ／ＳＴ）が１．５〜４．０であり、引張強度が４５０ＭＰａ以上、耐力が４００ＭＰａ以上、伸び７％以上であることを特徴とする高強度アルミニウム合金材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、さらに、Ｍｎ：０．３０％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｚｒ：０．２５％以下、Ｖ：０．１０％以下のいずれか１種または２種以上含むことを特徴とする請求項１記載の高強度アルミニウム合金材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金が、さらに、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のいずれか１種または２種含むことを特徴とする請求項１または２記載の高強度アルミニウム合金材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金材を製造する方法であって、請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を４９０℃以上５５０℃以下の温度で２時間以上の時間均質化処理し、押出開始時のビレット温度を４５０〜５２０℃として、１５ｍ／ｍｉｎ以下の押出速度で熱間押出加工して中空押出材とし、該中空押出材を温度範囲５２０〜５５０℃、時間１時間以上の条件で溶体化処理し、焼入れ処理して、さらに中空押出材に断面積減少率１０〜５０％、かつ外形輪郭の縮小率７〜３５％の引抜き加工を行った後、時効処理温度Ｔ：１３０℃超え２２０℃未満、時効処理時間ｔ：２時間超え２５時間未満、加工度ε[％]（断面積減少率に等しい）の関係が次式を満足する温度Ｔ[℃]および時間ｔ[ｈ]で時効処理を施すことを特徴とする高強度アルミニウム合金材の製造方法。
３０＜（ε／１００）×ｔ×（Ｔ−１２０）＜２００（１３０＜Ｔ＜２２０、２＜ｔ＜２５）
【請求項５】
熱間押出に続いてプレス焼入れ処理を施すことを特徴とする請求項４記載の高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
世界規模での環境保護の観点から、近年の輸送機は、車体の軽量化による燃費向上が重要な目標の一つになっており、輸送機器構造材には、高比強度であること、断面形状の自由度が高いことなどの理由から、アルミニウム合金押出材が多く採用され、その需要が増加している。特に、高強度をそなえた熱処理型の７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系）アルミニウム合金および２０００系（Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系）アルミニウム合金などのアルミニウム合金押出材が適用されている。
しかしながら、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金は、押出加工性に劣るため、生産性が低く、コスト高となる傾向がある。また、これらの合金で中空形状を押出する場合、変形抵抗が大きいために、ポートホール押出ができず、マンドレル押出に限定されるという問題がある。
熱処理型アルミニウム合金押出材は、熱処理によって高強度を得ることが可能であるが、最適条件の熱処理を行っても、押出形状によって強度にばらつきが生じることが多く（日本金属学会誌、第５０巻（１９８６年）、１０１６〜１０２２頁）、上記７０００系、２０００系のアルミニウム合金においても、しばしば結晶組織を繊維状組織として高強度化する手法が採られるが、この場合、異形状の押出材の生産に際しては、局所的に再結晶組織となり、大きな強度ばらつきを示すという難点がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
これらの問題点を解決するアルミニウム合金として、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の２０２４合金と同等の強度特性をそなえ、押出加工性にも優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の２０１３合金が提案されている。発明者らは、２０１３合金の強度をさらに向上させるための試験、検討を行い（軽金属学会第１１０回春期大会講演概要、平成１８年４月１３日社団法人軽金属学会発行、第２１９〜２２０頁参照）、その過程において、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金にＣｕを添加することによる高強度化に着想し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金における析出組織を最適に制御することにより、高強度が達成できることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、優れた押出加工性を有するとともに、高強度をそなえた熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明は、押出加工および冷間加工により得られるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金材、とくに中空形状のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金材であり、本発明による高強度アルミニウム合金材およびその製造方法は以下のとおりである。
【０００５】
（１）押出加工および冷間加工により得られるＣｕ：１．０〜３．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．４〜１．８％、Ｓｉ：０．２〜１．６％を含み、残部Ａｌおよび不純物よりなる組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金材であって、マトリックスの結晶粒内に、棒状の析出物が＜１００＞方向に配列し、該析出物の長さの平均値が１０〜７０ｎｍ、長さの最大値が１２０ｎｍ以下であり、かつ、（００１）面からの観察視野にて測定した［００１］方向の析出物の数密度が５００個／μｍ２以上であり、前記マトリックスが再結晶による等軸な結晶粒より成る組織で、該結晶粒の押出方向の平均粒径をＬ、厚さ方向の平均粒径をＳＴとしたときの平均アスペクト比（Ｌ／ＳＴ）が１．５〜４．０であり、引張強度が４５０ＭＰａ以上、耐力が４００ＭＰａ以上、伸び７％以上であることを特徴とする高強度アルミニウム合金材。
【０００６】
（２）前記アルミニウム合金が、さらに、Ｍｎ：０．３０％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｚｒ：０．２５％以下、Ｖ：０．１０％以下のいずれか１種または２種以上含むことを特徴とする（１）記載の高強度アルミニウム合金材。
（３）前記アルミニウム合金が、さらに、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のいずれか１種または２種含むことを特徴とする（１）または（２）記載の高強度アルミニウム合金材。
【０００８】
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金材を製造する方法であって、（１）〜（３）のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を４９０℃以上５５０℃以下の温度で２時間以上の時間均質化処理し、押出開始時のビレット温度を４５０〜５２０℃として、１５ｍ／ｍｉｎ以下の押出速度で熱間押出加工して中空押出材とし、該中空押出材を温度範囲５２０〜５５０℃、時間１時間以上の条件で溶体化処理し、焼入れ処理して、さらに中空押出材に断面積減少率１０〜５０％、かつ外形輪郭の縮小率７〜３５％の引抜き加工を行った後、時効処理温度Ｔ：１３０℃超え２２０℃未満、時効処理時間ｔ：２時間超え２５時間未満、加工度ε[％]（断面積減少率に等しい）の関係が次式を満足する温度Ｔ[℃]および時間ｔ[ｈ]で時効処理を施すことを特徴とする高強度アルミニウム合金材の製造方法。３０＜（ε／１００）×ｔ×（Ｔ−１２０）＜２００（１３０＜Ｔ＜２２０、２＜ｔ＜２５）
（５）熱間押出に続いてプレス焼入れ処理を施すことを特徴とする（４）記載の高強度アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によるアルミニウム合金材は、押出加工性に優れ、ポートホール押出法による中空押出材の作製が可能で、且つ高強度をそなえた熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金冷間加工材であり、とくに、パイプ形状の冷間加工管材は、オートバイ用構造材などの輸送機器部材として好適に使用することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明によるアルミニウム合金材における合金成分の意義とその限定理由、組織的特徴および製造方法について説明する。
Ｃｕは、本発明の対象とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において基本となる合金元素であり、ＡｌまたはＭｇおよびＳｉと共存して強度向上に寄与する。Ｃｕの好ましい範囲は１．０〜３．０％であり、Ｃｕ量が１．０％未満では人工時効時に生成する析出相の数密度が低下し、十分な強度が得られず、３．０％を超えると、押出中のＣｕの固溶量が増加し、押出加工性が低下するばかりか、粒界析出物の生成量が多くなり、延性などに悪影響を及ぼす。Ｃｕのさらに好ましい範囲は１．２５〜２．５％、最も好ましい範囲は１．５〜２．０％である。
【００１１】
Ｍｇは、本発明の対象とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において基本となる合金元素であり、ＣｕおよびＳｉと共存して強度向上に寄与する。Ｍｇの好ましい範囲は０．４〜１．８％であり、Ｍｇ量が０．４％未満では十分な強度が得られず、１．８％を超えると、押出中のＭｇの固溶量が増加し、押出加工性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい範囲は０．６〜１．５％、最も好ましい範囲は０．８〜１．２％である。
【００１２】
Ｓｉは、本発明の対象とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において基本となる合金元素であり、ＣｕおよびＭｇと共存して強度向上に寄与する。Ｓｉの好ましい範囲は０．２〜１．６％であり、Ｓｉ量が０．２％未満では十分な強度が得られず、１．６％を超えると、押出中のＳｉの固溶量が増加し、押出加工性が低下するばかりか、結晶粒界へのＳｉ相の析出が起こり易くなり、延性などに悪影響を及ぼす。Ｓｉのさらに好ましい範囲は０．４〜１．３％、最も好ましい範囲は０．６〜１．０％である。
【００１３】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはいずれも選択的に含有される元素であり、結晶組織の制御に関連する。好ましい含有範囲はＭｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｚｒ：０．２５％以下、Ｖ：０．１０％以下である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖのいずれかが上限を超えて含有されると、熱間変形抵抗の増大により押出性が低下し、押し詰まりなどが起こる。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｖ：０．０７％以下であり、最も好ましい含有範囲はＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．０５％以下である。
【００１４】
Ｆｅ、Ｚｎは不純物として含有される元素であり、いずれも延性を低下させるため、含有量は少ないほうが好ましいが、Ｆｅ：０．４０％以下、Ｚｎ：０．３０％以下の範囲であれば、本発明の効果に影響を与えることはない。
【００１５】
ＴｉおよびＢは鋳造組織を微細化して、鋳造時に生成する晶出物の分散形態および押出後の結晶粒組織を均一にするよう機能する。好ましい含有量は、それぞれＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であり、この上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成し、延性などに悪影響を及ぼす。
【００１６】
つぎに、本発明によるアルミニウム合金材における粒内析出物のサイズおよび数密度の範囲限定理由について説明する。
粒内の析出物は、人工時効処理時に＜１００＞方向に棒状に析出し、転位のすべり面での運動を阻害することにより、強度を上昇させる。析出物が強度上昇に寄与するためには、長さの平均値が最低でも１０ｎｍ必要である。また、長さの平均値が７０ｎｍを超えると、析出物の密度が低下し、強度上昇の効果が十分に得られない。さらに、析出物が効果的に転位の運動の障害となるためには、析出物のサイズが均一であることが好ましく、したがって、析出物のサイズは最大でも１２０ｎｍであることが必要である。
【００１７】
また、強度には、析出物の数密度が関係し、安定して高強度を得るためには、（００１）面からの観察視野で測定した［００１］方向の析出物の数密度を５００個／μｍ２以上とすることが重要であり、（００１）面からの観察視野で測定した［００１］方向の析出物の数密度が５００個／μｍ２未満では、析出物の大きさが前記の条件を満たしていても、高強度を得難い。
【００１８】
以上のことから、結晶粒内の＜１００＞方向の析出物について、長さの平均値が１０〜７０ｎｍ、長さの最大値が１２０ｎｍ以下であり、かつ、（００１）面からの観察視野にて測定した［００１］方向の析出物の数密度が５００個／μｍ２以上とすることが本発明の重要な構成要件となる。より好ましい範囲は、長さの平均値が２０〜６０ｎｍ、長さの最大値が１００ｎｍ以下であり、かつ、（００１）面からの観察視野にて測定した［００１］方向の析出物の数密度が７５０個／μｍ２以上である。
【００１９】
また、本発明によるアルミニウム合金材、とくにアルミニウム合金冷間加工中空材の素材となる中空形状の押出材においては、結晶組織が再結晶による等軸な結晶粒より成る組織とすることが望ましい。一般的に、高強度化のためには、結晶組織を繊維状組織（押出方向に長く伸ばされた結晶粒組織）とする手法が採られることが多いが、ポートホール押出などによる異形状の押出材においては、押出材の断面部位によって加工量に差があるため、溶体化処理時に部分的に二次再結晶（異常結晶粒成長）が起こり、最終製品は極めて不均一な結晶組織となるため、結果として、押出材の強度に大きなバラツキが生じ易くなる。したがって、安定した強度の冷間加工中空材を提供するためには、素材となる押出材を再結晶による等軸な結晶粒組織にすることが好ましい。安定的に高強度をそなえた冷間加工中空材の結晶粒組織としては、加工方向に若干伸びた組織であることが望ましく、好ましい平均アスペクト比の範囲は１．５〜４．０である。平均アスペクト比とは、結晶粒の押出方向の平均粒径をＬ、結晶粒の厚さ方向すなわち押出材の厚さ方向の平均粒径をＳＴとしたとき、（Ｌ／ＳＴ）をいう。
【００２０】
本発明によるアルミニウム合金材のうち中空材の製造工程について説明すると、まず、前記の成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶解し、ＤＣ鋳造法などにより造塊した後、均質化処理、熱間押出、溶体化処理、冷間加工、人工時効によりＴ８調質とされる。
均質化処理は、４９０〜５５０℃の温度範囲で２時間以上保持する条件で行うことが望ましい。均質化処理の温度が４９０℃未満の場合あるいは保持する時間が２時間未満の場合は、晶出（あるいは偏析）した化合物の固溶が不十分となるため、最終的に強度に寄与する主要添加元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ）の固溶量が減少し、高強度の達成が困難となる。また、５５０℃を超えて均質化処理を行うと、共晶融解により鋳塊が溶融してしまう恐れがある。均質化処理のさらに好ましい温度範囲は５１０〜５５０℃、最も好ましい温度範囲は５３０〜５５０℃である。また、均質化処理のさらに好ましい時間は４時間以上、最も好ましい時間は６時間以上である。均質化処理の時間に特に上限は設けないが、工業生産上の効率の問題から、１２時間未満が望ましい。
【００２１】
均質化処理後、鋳塊を目的の中空形状に熱間押出する。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に対しては、マンドレル押出法の他、ポートホール押出法の適用も可能である。いずれの押出方法においても、押出開始時のビレット温度は４５０〜５２０℃であることが望ましい。ビレットの温度が４５０℃未満であると、押出中の再結晶が不十分となって、押出材に繊維状組織が不均一に残り、強度低下の原因となる。また、変形抵抗が上昇し、押出加工圧力が押出機の能力を超え、押出ができなくなることがある。一方、ビレットの温度が５２０℃を超えると、押出中の加工発熱により押出材の温度が共晶融解温度を超え、割れが発生する。また、製品の押出速度の好ましい範囲は１５ｍ／ｍｉｎ以下であり、押出速度が１５ｍ／ｍｉｎを超えると、押し詰まりが起きる恐れがある。
【００２２】
また、本発明においては、プレス焼入れの手法を採ることも可能である。プレス焼入れは熱間押出直後に急冷する手法であり、押出加工の加工温度を利用して、押出と溶体化処理を兼ねるもので、したがって、押出しされた製品の温度は後述の溶体化処理温度範囲内になるよう調整することが肝要である。これは、押出開始時のビレット温度を４５０〜５２０℃とすることで達成できる。ビレットの温度が４５０℃未満であると、押出材の温度が溶体化処理の温度範囲内にならないばかりか、上述のように、変形抵抗が上昇して押出
ができなくなる恐れがある。また、ビレットの温度が５２０℃を超えると共晶融解が起きて押出材に割れが発生する。また、素早く冷却することが重要であり、製品がプラテンから出た時点から常温近傍に達するまでの平均冷却速度が５００℃／ｍｉｎ以上であることが望ましい。冷却速度が５００℃／ｍｉｎ未満であると、冷却中に主要添加元素が粗大に析出し、高強度が得られない。より好ましい冷却速度の範囲は１０００℃／ｍｉｎ以上である。
【００２３】
プレス焼入れ以外の方法で押出しを行った場合は、溶体化処理を行う。溶体化処理は、温度範囲５２０〜５５０℃、時間１時間以上の条件で行い、その後、例えば水焼入れにより、冷却速度５００℃／ｍｉｎ以上で冷却することが望ましい。処理温度が５２０℃未満では、主要添加元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ）の固溶量が不足し、高強度が得られない。また、処理温度が５５０℃を超えると、共晶融解により、最終製品の機械的性質を致命的に損なう可能性がある。溶体化処理のさらに好ましい温度範囲は５３５〜５５０℃である。さらに、溶体化処理後の冷却速度が５００℃／ｍｉｎ未満であると、冷却中に主要添加元素が粗大に析出し、高強度が得られない。より好ましい冷却速度の範囲は１０００℃／ｍｉｎ以上である。また、溶体化処理を行う前に、押出材に対して引抜きなどの冷間加工を行っても差し支えない。
【００２４】
溶体化処理および焼入れ後の押出材に対しては、強度向上のため、冷間加工を行う。冷間加工は、断面減少（肉厚減少）と外形輪郭の縮小（縮径）を伴う引抜き加工、ロール加工などが適用される。断面積減少率は１０〜５０％、外形輪郭の縮小率は７〜３５％が好ましい。とくに、パイプ形状の引抜き材に対しては、断面積減少率１０〜５０％、かつ外形輪郭の縮小率７〜３５％の引抜き加工を行う工程が最適である。加工により導入された転位は、加工硬化による強度の向上に寄与するばかりか、後述の時効処理に際して、固溶原子の拡散を促進し、また、析出物の核生成サイトとなることで、析出組織の微細化に貢献し、この効果により請求項１に規定される析出組織が得られる。断面積減少率が１０％未満であるか、外形輪郭の縮小率が７％未満である場合、この効果が十分に得られず、断面積減少率が５０％を超えるか、外形輪郭の縮小率が３５％を超えた場合、材料が引抜き中に破断し、製品が得られない。
【００２５】
引抜き加工などの冷間加工後、時効処理を行う。上述の析出物のサイズおよび数密度の制限範囲を満たすための最適な時効処理条件は、時効処理温度及び処理時間のみならず、冷間加工条件により変化する。時効処理温度が１３０℃以下である場合は析出が不十分となり、２２０℃以上であると、析出物の形態が変化し、強度が増加しない。また、時効処理時間が２時間以下である場合は析出が不十分となり、２５時間以上であると、析出物が粗大に成長し、強度が増加しない。さらに、析出物が形成および成長する速度は加工度に依存し、加工度が大きいほど、析出物の形成および成長が促進される。最適な時効処理条件は、時効処理温度Ｔ：１３０℃超え２２０℃未満、時効処理時間ｔ：２時間超え２５時間未満、かつ、加工度ε［％］（断面積減少率に等しい）の関係が、次式を満足する温度Ｔ［℃］及び時間ｔ［ｈ］の範囲内に規定される。  
３０＜（ε／１００）×ｔ×（Ｔ−１２０）＜２００（１３０＜Ｔ＜２２０，２＜ｔ＜２５）
【００２６】
上記の工程により得られるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金冷間加工中空材は、安定して引張強さ４５０ＭＰａ以上、耐力４００ＭＰａ以上の高強度、伸び７％以上の延性を示し、輸送機用材料として好適に使用することができる。さらに、押出加工性に優れているため、製造コストも低減できる。
【実施例】
【００２７】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
【００２８】
実施例１
表１に示す組成を有する合金（ａ〜ｍ）を、それぞれ常法に従って溶解し、直径１５５ｍｍのビレットに鋳造した。このビレットに、５４０℃で１０時間の均質化処理を行った後、ポートホール押出により、ビレット温度５００℃、押出速度６ｍ／ｍｉｎの条件で、外径１５．０ｍｍ、肉厚３．０ｍｍのパイプ形状の押出管材を作製した。
得られた押出管材について、５４０℃で２時間の溶体化処理を施した後、引抜き加工により、外径１３．０ｍｍ、肉厚２．５ｍｍとし、続いて１７０℃で７時間の時効処理を行った。
【００２９】
得られた引抜き材を試験材として、以下に示す方法によって、結晶粒内の析出物の分散状態および結晶粒の平均アスペクト比を測定するとともに、引張性質を評価した。結果を表２に示す。
結晶粒内の析出物の分散状態：試験材より電解研磨法によりＴＥＭ観察用薄膜試料を作成し、ＴＥＭにより、（１００）面から、析出物のスポットを用いた暗視野像の倍率１０００００倍の写真を用い、［０１０］方向および［００１］方向に配列した粒子から平均長さを、［１００］方向に配列した粒子から数密度を測定した。なお、統計的な誤差を軽減させる目的で、ひとつの試験材につき３視野の写真を測定し、その平均値を用いた。
【００３０】
平均アスペクト比：試験材より長さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍのミクロ観察用試料を切り出し、押出方向に平行な断面を観察するように樹脂埋めし、エメリー紙で＃１２００まで研磨後バフ研磨し、さらに、ＡＳＴＭ  Ｅ４０７記載のエッチング液Ｎｏ．３（ふっ酸２ｍｌ＋塩酸３ｍｌ＋硝酸５ｍｌ＋水１９０ｍｌ）を用いて、２５℃にて２０秒のエッチング処理を行い、結晶粒組織を現出させた。この試料について、光学顕微鏡により倍率５０倍にて撮影した。得られた写真について、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２に従って、試験材の結晶粒の押出方向（長さ方向）の平均粒径Ｌおよび試験材の厚さ方向の平均粒径ＳＴを測定し、両者より平均アスペクト比（Ｌ／ＳＴ）を計算した。なお、統計的な誤差を軽減させる目的で、一つの条件につき３視野の写真を測定し、その平均値を用いた。
引張性質の評価：試験材よりＪＩＳ  １１号試験片を成形し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、引張強さ、耐力、伸びを測定し、これらを強度と延性の判断基準とした。
【００３１】
【表１】
0005561846.tif 000002
【００３２】
【表２】
0005561846.tif 000003
【００３３】
表２にみられるように、本発明に従う試験材５９〜７１は、結晶粒内の析出物および平均アスペクト比が規定の範囲にあり、優れた引張り性質を示した。
【００３４】
実施例２
表１に示す合金ａのビレット（直径１５５ｍｍ）について、実施例１と同様に均質化処理を行った後、ポートホール押出により、ビレット温度５００℃、押出速度６ｍ／ｍｉｎの条件で、パイプ形状の押出管材を作製した。さらに、得られた押出管材について、実施例１と同様に溶体化処理を施した後、引抜き加工を行って種々の径のパイプ形状の引抜き材とし、続いて時効処理を行った。なお、試験材７７については、押出後、断面積減少率９％の引抜き加工を行った後、溶体化処理を施し、さらに引抜き加工を行ってから時効処理した。また、試験材７８については、プレス焼入れを行った。これら試験材の製造条件を表３に示す。
【００３５】
得られた引抜き材を試験材として、実施例１と同じ方法によって、結晶粒内の析出物の分散状態および平均アスペクト比を測定するとともに、引張性質を評価した。結果を表４に示す。
【００３６】
【表３】
0005561846.tif 000004
【００３７】
【表４】
0005561846.tif 000005
【００３８】
表４にみられるように、本発明に従う試験材７２〜８４は、いずれも結晶粒内の析出物および平均アスペクト比が規定の範囲内にあり、優れた引張性質を示した。
【００３９】
比較例１
表５に示す組成を有する合金ｎ〜ｚについて、実施例１と同じ方法により、引抜き材を作製し、引抜き材を試験材として、実施例１と同じ方法によって、結晶粒内の析出物の分散状態および平均アスペクト比を測定するとともに、引張性質を評価した。結果を表６に示す。
【００４０】
【表５】
0005561846.tif 000006
【００４１】
【表６】
0005561846.tif 000007
【００４２】
表６に示すように、試験材８５、８７および８９は、それぞれＣｕ、ＭｇおよびＳｉが下限を下回ったため、結晶粒内の析出物の数密度が十分でなく、強度不足となった。試験材８６、８８および９０は、それぞれＣｕ、ＭｇおよびＳｉが上限を超えたため、延性が低下した。試験材９１、９２、９３および９４は、それぞれＭｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶが上限を超えたため、熱間変形抵抗が増大し、押出中に押し詰まりが起き、試験材の採取が不可能となった。試験材９５はＴｉおよびＢの添加量が上限を超えたため、延性が低下した。試験材９６はＦｅの添加量が上限を超えたため、延性が低下した。試験材９７はＺｎの添加量が上限を超えたため、延性が低下した。
【００４３】
比較例２
表１に示す合金ａのビレット（直径１５５ｍｍ）について、均質化処理を行った後、ポートホール押出によりパイプ形状の押出管材を作製した。ついで、押出管材を溶体化処理した後、引抜き加工を行って種々の径のパイプ形状に加工し、続いて時効処理を行い、得られた引抜き材を試験材とした。各試験材の製造条件を表７に示す。
【００４４】
試験材について、実施例１と同じ方法によって、結晶粒内の析出物の分散状態および平均アスペクト比を測定するとともに、引張性質を評価した。結果を表８に示す。なお、試験材１０７については、溶体化処理後、ファン空冷により５０℃／ｍｉｎの速度で冷却した。
【００４５】
【表７】
0005561846.tif 000008
【００４６】
【表８】
0005561846.tif 000009
【００４７】
表８に示すように、試験材９８、１００は均質化処理が不十分であったため、析出粒子の数密度が減少し、強度が低下した。試験材９９は均質化処理温度が高く、共晶融解が起きたため、強度と伸びが低下した。試験材１０１は押出温度が低いため、押出材に繊維状の結晶粒が不均一に残存し、平均アスペクト比が高くなり、強度が低下した。試験材１０２は押出温度が高いため、加工発熱により共晶融解が起き、押出材に割れが発生した。試験材１０３は変形抵抗が高く、押出中に押し詰まりが起き、試験材の採取が不可能となった。
【００４８】
試験材１０４、１０６は溶体化処理が不十分であったため、析出粒子の数密度が減少し、強度が低下した。試験材１０５は溶体化処理温度が高く、共晶融解が起きたため、強度と伸びが低下した。試験材１０７は溶体化処理後の冷却速度が遅いため、主要添加元素の固溶量が減少し、時効処理時に析出する粒子数が減少したため、強度が低下した。試験材１０８は引抜き加工の加工度が低いため、析出物の平均長さ及び長さの最大値が上限を超えて、強度が低下した。試験材１０９は引抜きの加工度が合金の限界を超えたため、引抜き加工中に材料が破断した。
【００４９】
試験材１１０は外形輪郭の縮小率が低いため、析出物の平均長さおよび長さの最大値が上限を超え、強度が低下した。試験材１１１は時効処理温度が低く、析出粒子の平均長さが下限未満であったため、強度が低下した。試験材１１２は時効処理温度が高く、析出粒子が粗大化し、強度が低下した。試験材１１３は時効処理が短時間であるため、析出粒子の平均長さが下限未満となり、強度が低下した。試験材１１４は時効処理時間が長いため、析出物が粗大化し、強度が低下した。