(57)【要約】【課題】高強度な７０００系アルミニウム合金押出材を提供する。【解決手段】Ｚｎを７．０％以上含むＺｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の７０００系アルミニウム合金押出材の、押出したままの状態での組織として、押出されたままの状態での、押出材の軸中心部を通る押出方向に平行な断面の組織として、押出材表層部の再結晶粒や軸中心部における結晶粒を微細化するとともに、押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率が一定以上である微細な押出加工組織（繊維状組織）として、高強度を得る。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｚｎ：７．０〜１４．０％、Ｍｇ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金押出材であって、押出されたままの状態での、押出材の軸中心部を通る押出方向に平行な断面の組織として、押出材の表層部の再結晶粒の平均結晶粒径が１００μｍ以下であるとともに、押出材軸中心部における結晶粒の半径方向の平均切片長さが３５μｍ以下であり、かつ、押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率が０．５以上１．０以下で、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比、＜００１＞／＜１１１＞が０．２５以下であることを特徴とする強度に優れたアルミニウム合金押出材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金押出材が、更に、質量％で、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｓｃ：０．０５〜０．３％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１に記載のアルミニウム合金押出材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金押出材が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％を含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合金押出材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は強度に優れた７０００系アルミニウム合金押出材に関するものである。本発明で言う押出されたままの状態とは、熱間押出終了後に、押出温度からの冷却以外は、組織が変化する熱処理や加工を何も加えていない、押出上がりの押出材の組織状態のことを言う。
【背景技術】
【０００２】
従来から、自動車、自転車、鉄道車両等の輸送機器、建築物、構造物における構造部材や、ボルトなどの締結部材などに向けて、強度と耐食性、軽量化に優れた材料として、Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系である７０００系のアルミニウム合金押出材が用いられている。
【０００３】
前記７０００系アルミニウム合金押出材は高強度であり、押出後にＴ６調質された材料では、引張強さが７００ＭＰａ以上のものも、従来から種々提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、Ｚｎ含有量が８質量％を超えるような７０００系アルミニウム合金の線棒押出材につき、時効処理により容易に引張強さ７２０ＭＰａを超える強度が付与できるとしている。しかし、同文献では、粗大な再結晶粒層が必然的に生じるので、押出材を大径ボルトに鍛造や転造などの塑性加工（成形加工）する際に発生する割れの原因となる。このため、塑性加工前に押出材表面（表層部）の粗大な再結晶粒層を除去することを必須としている。
【０００５】
これに対して、このような再結晶粒層自体を抑制しようとする試みも、従来から種々提案されている。例えば、特許文献２では、押出温度を４８０〜５００℃の比較的低温で行って、７０００系アルミニウム合金押出材内部を繊維状組織、表層の再結晶層の肉厚を１０％以下とし、その再結晶粒径を１５０μｍ以下に制御することが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１０−２３６６６５号公報
【特許文献２】特許２９０８９９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ただ、特許文献２のように、押出温度を４８０〜５００℃の比較的低温で行っても、この温度域の押出では、やはり７０００系アルミニウム合金は再結晶してしまう。このため、押出材の表層部や内部における再結晶化が避けがたく、再現性よく、引張強さで７００ＭＰａ以上の強度を得ることができない。
【０００８】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、押出材の表層部や内部の再結晶化が抑制され、引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度が得られる７０００系アルミニウム合金押出材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記目的を達成するための本発明の強度に優れたアルミニウム合金押出材の要旨は、質量％で、Ｚｎ：７．０〜１４．０％、Ｍｇ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金押出材であって、押出されたままの状態での、押出材の軸中心部を通る押出方向に平行な断面の組織として、押出材の表層部の再結晶粒の平均結晶粒径が１００μｍ以下であるとともに、押出材軸中心部における結晶粒の半径方向の平均切片長さが３５μｍ以下であり、かつ、押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率が０．５以上１．０以下で、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比、＜００１＞／＜１１１＞が０．２５以下であることとする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明は、熱間押出終了後に、押出温度からの冷却以外は、組織が変化する熱処理や加工を何も加えていない、押出されたまま(押出上がり)の押出材の組織状態として、表層部だけでなく、押出材内部の再結晶（再結晶化）も抑制して、微細な押出加工組織（繊維状組織）とする。そして、これによって、人工時効処理後の引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度を得る。
【００１１】
また、押出材表層部（表面部）の再結晶粒層を抑制できれば、押出材表層部の再結晶粒層を除去することなく、前記各用途の部材製品形状まで加工できる利点もあり、耐ＳＣＣ性や耐粒界腐食感受性などの耐食性も向上できる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】本発明で規定する押出材断面組織の模式図である。
【図２】押出材の結晶粒方位の逆極点図における単位ステレオ三角形である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下に、本発明の実施の形態につき、順に要件ごとに具体的に説明する。
【００１４】
成分組成：
本発明における７０００系アルミニウム合金は、押出材として人工時効処理後の引張強さを７００ＭＰａ以上とする高強度化のために、質量％で、Ｚｎ：７．０〜１４．０％、Ｍｇ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ-Ｃu組成とする。ここで、各元素の含有量の％表示は、以下に記載の各元素の含有量を含めて、全て質量％の意味である。
【００１５】
Ｚｎ：７．０〜１４．０％
必須の合金元素であるＺｎは、Ｍｇとともに、後述する人工時効処理時に、本発明で規定するＭｇとＺｎとの金属間化合物である時効析出物を形成して強度を向上させる。Ｚｎ含有量が７．０％未満では強度が不足し、１４．０％を超えると鋳造時に鋳塊割れが発生しやすくなり造塊が困難となる。従って、Ｚｎ含有量は７．０〜１４．０％の範囲、好ましくは８．０〜１２．０％の範囲とする。なお、Ｚｎ含有量が高いと、ＳＣＣ感受性が鋭くなるが、それを抑えるためには、後述するＣｕあるいはＡｇを添加することが望ましい。
【００１６】
Ｍｇ：１．０〜３．５％
必須の合金元素であるＭｇは、Ｚｎとともに、後述する人工時効処理時に、本発明で規定するＭｇとＺｎとの金属間化合物である時効析出物を形成して強度と伸びを向上させる。Ｍｇ含有量が１．０％未満では強度が不足し、３．５質量％を超えると、鋳造ビレットの再結晶温度未満の低温での押出性が低下し、ＳＣＣ感受性も強くなる。従って、Ｍｇ含有量は１．０〜３．５％の範囲、好ましくは１．５〜３．０％の範囲とする。
【００１７】
Ｃｕ：０．５〜２．０％
ＣｕはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の耐ＳＣＣ性を向上させる作用がある。これを含有する場合、Ｃｕ含有量が０．５％未満では、耐ＳＣＣ性向上効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋳造時の割れが、鋳造ビレットの再結晶温度未満の低温での押出性を却って低下させ、耐食性も劣化させる。従って、Ｃｕ含有量は０．５〜２．０％の範囲、好ましくは０．８〜１．８％の範囲とする。
【００１８】
Ｚｒ：０．０５〜０．３％
Ｚｒは鋳塊及び最終製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。Ｚｒ含有量が０．０５％未満では微細化効果が小さい。一方、Ｚｒ含有量が０．３％を超えると、鋳造時に粗大な初晶化合物を形成し、押出時の焼付や、製品の伸びの低下をもたらす。従って、Ｚｒ含有量は０．０５〜０．３％の範囲、好ましくは０．０８〜０．２％の範囲とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｓｃ：０．０５〜０．３％
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃは、鋳塊及び最終製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。これらをいずれか一種、或いは二種以上を選択的に含有させる場合、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃの含有量がいずれも加減未満では、含有量が不足して、強度が低下する。一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃの含有量がそれぞれの上限を超えた場合には、粗大晶出物を形成するための伸びが低下する。従って、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｓｃ：０．０５〜０．３％の各範囲、好ましくはＭｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜０．２％、Ｓｃ：０．１〜０．２％の各範囲とする。
【００２０】
Ａｇ：０．０１〜０．２％
Ａｇも鋳塊及び最終製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。選択的に含有させる場合、Ａｇ含有量が０．０１％未満では微細化効果が小さい。一方、Ａｇ含有量が０．２％を超えると、鋳造時に粗大な初晶化合物を形成し、押出時の焼付や、製品の伸びの低下をもたらす。従って、Ａｇ含有量は０．０１〜０．２％の範囲とする。
【００２１】
Ｔｉ、Ｂ：
Ｔｉ、Ｂは押出材としては不純物であるが、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果があるので、７０００系合金としてＪＩＳ規格で規定する範囲での各々の含有を許容する。
【００２２】
その他の元素：
これら記載した以外の、Ｆｅ、Ｓｉなどのその他の元素は不可避的な不純物である。溶解原料として、純アルミニウム地金以外に、アルミニウム合金スクラップの使用による、これら不純物元素の混入なども想定（許容）して、７０００系合金のＪＩＳ規格で規定する範囲での各々の含有を許容する。例えば、Ｆｅ、Ｓｉは各０．５質量％以下（０％を含む）の範囲で、それぞれ含有してもよい。
【００２３】
組織：
本発明では、規定するＺｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金押出材の組織を、押出されたままの状態での組織として規定する。そして同時に、この組織を押出材の軸中心部を通る押出方向に平行な断面の組織として規定する。図１に、本発明で規定する、軸中心部（軸心）を通る押出方向に平行な断面の組織を、中実な丸棒形状の押出材の断面組織の模式図として示す。
【００２４】
表層部の組織：
本発明では、この押出されたままの状態での、押出材表層部の再結晶粒の平均結晶粒径を１００μｍ以下に微細化させる。押出材表層部に存在する再結晶粒の結晶粒径は、図１に示す、押出材軸中心部（軸心）を通る押出方向に平行な断面の組織において、押出材の押出方向と半径方向との互いに直交する２つの矢印で各々示す、押出方向と半径方向との各切片長さで表される。本発明では、これらの押出方向と半径方向との各切片長さを合計して平均化した（足して２で割った）値を、押出材表層部の再結晶粒の平均結晶粒径として規定し、これを１００μｍ以下とする。ちなみに、押出材表層部とは再結晶により構成される深さ領域を意味し、後述する実施例の通り、その厚みは、組成、製法によって種々異なる。
【００２５】
表層部の再結晶粒の平均結晶粒径を１００μｍ以下に制御することで、押出材の溶体化処理後、或いは押出材の前記各用途の部材形状への鍛造などの熱間加工したあとの溶体化処理後の、表層部の再結晶粒も微細に制御することができる。また、押出材表層部の再結晶粒層が大きく抑制できれば、押出材表層部の再結晶粒層を除去することなく、前記各用途の部材製品形状まで加工できる利点もあり、耐ＳＣＣ性や耐粒界腐食感受性などの耐食性も向上できる。
【００２６】
これに対して、前記押出したままの状態での押出材表層部の再結晶粒の平均結晶粒径が１００μｍ以上では、押出材の溶体化処理後に、表層部に粗大粒が発生し、強度が低下すると共に耐ＳＣＣ性や耐粒界腐食感受性などの耐食性も劣化する。この押出材の溶体化処理とは、押出材の前記各用途の部材形状への鍛造などの熱間加工した後か、或いはこの熱間加工前の溶体化処理後であっても良いが、いずれの場合でも通常の溶体化処理の条件では、表層部に粗大粒が発生する。
【００２７】
内部の組織：
本発明では、押出されたままの押出材の組織として、表層部だけでなく、押出材内部の再結晶化も抑制して、微細な押出加工組織（繊維状組織）とする。これによって、人工時効処理後の引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度を得る。ここで、押出材の内部とは、組織測定の再現性の点で押出材の軸中心部と規定する。
【００２８】
このような微細な押出加工組織（繊維状組織）であることの基準として、押出材の軸中心部の結晶粒の半径方向の平均切片長さを３５μｍ以下として、まず押出材の半径方向（押出方向に対して直角方向）に結晶粒の微細化を保障する。この押出材軸中心部における結晶粒の半径方向の平均切片長さとは、図１に示す、押出材軸中心部（軸心）を通る押出方向に平行な断面の組織において、押出材軸中心部の結晶粒の、押出材の半径方向の矢印で示す切片長さで表される。本発明では、この押出材軸中心部における結晶粒の半径方向の平均切片長さを３５μｍ以下とする。
【００２９】
このように、押出材内部（軸中心部）の結晶粒の半径方向の平均切片長さを上記サイズ以下に制御することで、押出材の熱間加工前の溶体化処理後、或いは押出材の前記各用途の部材形状への鍛造などの熱間加工したあとの溶体化処理後の、押出材内部の結晶粒の半径方向の平均切片長さも微細に制御することができる。標記平均切片長さ以上では、押出材の溶体化処理後、或いは押出材の前記各用途の部材形状への鍛造などの熱間加工したあとの溶体化処理後の、押出材内部に粗大粒が発生し、人工時効処理後の強度が低下する。
【００３０】
押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒：
本発明では、これだけでなく、押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率を０．５以上１．０以下とし、かつ、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比、＜００１＞／＜１１１＞が０．２５以下とする。
【００３１】
押出方向の結晶粒が微細であり、押出加工組織（繊維状組織）となっていることを示す  ＜１１１＞方位の結晶粒成分を上記範囲に増大させることで、押出方向の強度を増大させることができる。押出材の微細な加工組織（繊維組織）は結晶構造がＦＣＣ(面心立方格子)であり、＜１１１＞面が最密面で、単位面積あたりの原子数が一番多く、面間隔が一番広い面となる。ちなみに、＜１１１＞方向とは、ＦＣＣの単位格子の辺に沿ってｘｙｚ軸を定義した時の、（０，０，０）と（１，１，１）を通る線で示される方向で、＜１１１＞面はそれに垂直な面である。
【００３２】
また、本発明では、これに加えて、更に粗大な再結晶粒を示す前記＜００１＞方位の結晶粒を抑制し、前記＜００１＞／＜１１１＞を上記範囲に低減させることで、＜１１１＞方位の結晶粒成分の量を保障し、押出方向の強度増大を保障することができる。前記＜００１＞方位の結晶粒が全て再結晶粒ではないが、再結晶粒の主な方位成分は＜００１＞方位であり、＜００１＞方位の結晶粒の割合が再結晶化の目安になりうる。したがって、本発明では、前記＜００１＞／＜１１１＞を規定し、再結晶を抑制する。
【００３３】
押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率が０．５未満か、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比＜００１＞／＜１１１＞が０．２５を超えて、上記規定範囲を外れると、従来の押出材のように、微細な押出加工組織（繊維状組織）ではなく、再結晶化が進んだ組織となっていることを示している。このため人工時効処理後の押出材の強度が低下する。
【００３４】
組織の測定：
以上の組織の規定は、押出されたたままの状態での押出材の軸中心部を通る押出方向に平行な断面組織の面方位を、この主の組織解析に汎用される、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）−後方散乱電子回折［ＥＢＳＰ「Electron Back Scattering Pattern」と、ＥＢＳＤ「Electron Back Scattering Diffraction」を用いて測定・解析できる。これらの結晶解析では、電子チャネリングパターン法（ＥＣＰ法）による結晶解析手法を用い、ＳＥＭと組み合わせて、材料に電子線を照射して走査しながら、材料表面で生じる電子線後方散乱回折により菊池線回折図形すなわちＥＢＳＤパターンを測定、解析する。これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報/Vol.52 No.2(Sep.2002)P66-70などに詳細に記載されている。
【００３５】
これによって、押出材の表層部あるいは軸中心部を測定、解析することで、これらの押出材の各部位の微小領域における、結晶粒径や、半径方向の結晶粒の切片長さ、結晶方位に関する情報が得られる。すなわち、押出材の表層部の再結晶粒の平均結晶粒径（μｍ）、押出材の軸中心部の半径方向の結晶粒の平均切片長さ（μｍ）押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比＜００１＞／＜１１１＞が測定できる。
【００３６】
ここで、図２に、本発明で規定している＜１１１＞方位や＜００１＞方位と、他の＜１０１＞方位との結晶方位の関係を表示する。ここで、図２は逆極点図における単位ステレオ三角形であり、結晶粒毎の材料基準軸方位（押出方向）を表示したものである。アルミニウム合金押出材の全ての結晶粒は、この単位ステレオ三角形内のいずれかの位置に存在する。前記押出方向の＜１１１＞方位の面積とは、前記ＥＢＳＰ測定を行った領域において、＜１１１＞方位から１５°以内の方位の領域（範囲）に存在する結晶粒の面積である。また、前記押出方向の＜１１１＞方位の面積率とは、前記ＥＢＳＰ測定を行った領域において、＜１１１＞方位から１５°以内の方位の領域（範囲）に存在する結晶粒の面積の、測定エリア全体の面積に占める割合である。これは前記＜００１＞方位でも同様である。
【００３７】
公知の事項として、結晶方位の表示方法として、ステレオ投影法を用いて結晶の配向を表示させる場合、一般には標準投影という方法を使用する。アルミニウム合金のような立方晶の場合は、立方晶の標準投影として、投影面の中心に（００１）面を持ってきた投影図で結晶方位を表示する。この投影図の中の一部に存在する、三角形の部位「（００１）−（０１１）−（−１１１）」が単位ステレオ三角形にあたる。なお、この投影図には、他にも「（００１）−（０−１１）−（１−１１）」等も含めて多数の同様な三角形が存在しているが、いずれも結晶学的には等価で全て同じものである。この単位ステレオ三角形を用いて表示しているのが、前記図２の逆極点図である。すなわち、逆極点図とは、結晶軸に関して、試料のある選ばれた方向の相対的な分布を示しており、逆極点図を表すための投影面は結晶の標準投影を用いるが、そのうちの単位ステレオ三角形だけで全てを表示することが可能である。本発明は押出材であり、その押出方向の相対的な分布の表示に、前記逆極点図を使用している。以上の事項は公知であって、例えば「カリティ新版Ｘ線回折要論」（松村源太郎訳、株式会社アグネ発行）の２−１１ステレオ投影の欄に記載されており、前記図２の逆極点図も、この文献では「逆極図形」と呼んで、９−１０の逆極図形の欄（２９０〜２９２頁）に説明が記載されている。
【００３８】
ここで、押出方向の＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比＜００１＞／＜１１１＞は、＜００１＞方位から１５°以内の方位の領域に存在する結晶粒の面積率と、＜１１１＞方位から１５°以内の方位の領域に存在する結晶粒の面積率との比で表される。これらは前記ＥＢＳＰシステムに付属している解析ソフトで計算される。これらの解析を、押出材の表層部や、軸中心部で行う。
【００３９】
本発明においては、基本的に、これらの結晶面から±１５°以下の方位のずれ（傾角）のものは同一の結晶面（方位因子）に属するものとする。また、隣り合う結晶粒の方位差（傾角）が５°以上の結晶粒の境界を結晶粒界と定義する。なお、前記平均結晶粒径も、傾角が５°以上の粒界で測定、算出する。言い換えると、本発明では、±５°以下の方位のずれは同一の結晶粒に属するものと定義し、隣り合う結晶粒の方位差（傾角）が５°以上の結晶粒の境界を結晶粒界と定義した上で、平均結晶粒径を以下の式により算出する。
平均結晶粒径＝（Σｘ）／ｎ（ここで、ｎは測定した結晶粒の数、ｘはそれぞれの結晶粒径を示す）
【００４０】
押出材の測定箇所は、表層部あるいは軸中心部の各部位から複数サンプリングし、押出方向に平行で、かつ半径方向にも平行な断面において測定した結果を平均化する。この際、上記各部位から複数サンプリングした試料表面は、機械研磨して試料表面から約０．２５ｍｍを機械研磨により削り落とし、更に、バフ研磨および電解研磨を行なって表面を調整した試料を用意する。
【００４１】
製造方法：
本発明では、押出材のままの状態での組織を、前記した通り、表層部だけでなく、押出材内部の再結晶化も抑制して、微細な押出加工組織（繊維状組織）とし、これによって、人工時効処理後の引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度を得る。このための押出材の好ましい製造方法（熱間押出方法）について、以下に工程順に説明する。
【００４２】
（溶解、鋳造）
先ず、溶解、鋳造工程では、上記７０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造してビレットとする。
【００４３】
（均質化熱処理）
熱間押出に先立って、鋳造されたアルミニウム合金ビレット（鋳塊）を均質化熱処理（均熱処理）して、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすなど）を行う。
【００４４】
但し、押出材のままの状態での組織を、前記した通り、表層部だけでなく、押出材内部の再結晶化も抑制して、微細な押出加工組織（繊維状組織）とするためには、均熱条件として、２段或いは２回均熱工程で行うことが好ましい。２段均熱とは、1回目（１段目）の均熱処理後にビレットを、室温まで冷却することなく、再加熱するかあるいは冷却して２回目（２段目）の均熱温度とした上で２回目の均熱処理を行い、そのままの温度で押出を開始するか、さらに押出開始温度まで冷却するものである。また、２回均熱とは、1回目の均熱処理後にビレットを一旦室温あるいは室温近くまで冷却し、その後再加熱して２回目の均熱温度とした上で２回目の均熱処理を行い、そのままの温度で押出を開始するか、さらに押出開始温度まで冷却するものである。ちなみに、通常の熱間押出前の均熱は１段或いは１回均熱工程で行われる。
【００４５】
２段或いは２回均熱工程では、１段目或いは１回目の均熱工程で、遷移元素系の化合物を分散させて押出・溶体化処理後の結晶粒組織を微細化することを狙い、２段目或いは２回目の均熱工程においては、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕの固溶を促進し、人工時効処理時の強度向上を狙う。
【００４６】
１段目或いは１回目の均熱温度を４００〜４５０℃に制御することで、Ｚｒ系化合物や、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃからなる化合物を微細に分散させ、押出後や溶体化後の結晶粒組織を微細化する。４００℃未満では十分な微細化効果が得られない。４５０℃を超えると、これらの化合物が粗大化するため、微細化効果が低下する。好ましくは４００〜４４０℃、１段目或いは１回目の均熱時の保持時間は１〜８時間程度とする。
【００４７】
２段目或いは２回目の均熱温度を４５０℃〜固相線温度に制御することで、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕの固溶を促進し、溶体化後の人工時効処理時の強度を向上させる。４５０℃未満ではこれらの元素の固溶が十分に得られず強度が増大しない。また、固相線温度を超えると部分溶融が起こり、機械的特性が劣化するために上限は固相線温度以下とする。好ましくは４７０℃〜固相線温度。２段目或いは２回目の均熱時の保持時間は１〜８時間程度とする。
【００４８】
（熱間押出）
押出材のままの状態での組織を、表層部だけでなく、押出材内部の再結晶化も抑制するためには、再結晶温度未満の３００〜４００℃の範囲の低い押出温度（ビレットの押出開始温度と押出加工中の温度）で押出を行うことが好ましい。押出温度を、３００〜４００℃の範囲とすることで、Ｚｎ含有量が７質量％を超えるような７０００系アルミニウム合金の、押出材の表層部だけでなく、内部の再結晶化も抑制して、微細な押出加工組織（繊維状組織）とすることができる。
【００４９】
この押出温度が４００℃を超えると、押出時の温度が上昇し、Ｚｎ含有量が７質量％を超えるような７０００系アルミニウム合金では、押出後に直ちに高温での再結晶が起こり、押出材の表層部や内部に粗大な再結晶組織が形成され、耐食性の劣化や強度の低下をもたらす。一方で、押出温度は低いほど良いが、低温側では変形抵抗が増大して押出が困難になるため、３００℃程度を下限とする。好ましくは３２０〜３８０℃とする。
【００５０】
また、押出速度としては、押出時の加工発熱を押さえ、押出時の前記再結晶を抑制するために５ｍ／分以下とすることが好ましい。より好ましくは１ｍ／分以下とする。
【００５１】
これら熱間押出後の冷却については、放冷を含めてその手段や冷却速度を問わないが、押出工程の効率からは、強制的に空冷さらには水冷することが好ましい。
【００５２】
押出方法としては、直接押出あるいは間接押出でも良いが、前記押出条件にて、焼き付きが多く発生する場合には静水圧押出で行うことが好ましい。
【００５３】
直接押出や、間接押出は、静水圧押出に比べれば効率的ではあるが、押出材表層部（表面部）の再結晶粒層が、押出材内部の比較的細かい、押出方向に伸長した繊維状結晶粒（押出加工）組織に比して、粒状の粗大な結晶粒になりやすい問題がある。また、本発明のように、Ｚｎ含有量が７質量％を超えるような７０００系アルミニウム合金を押出する場合には、直接押出あるいは間接押出の場合には、再結晶温度域未満の押出加工はかなり困難がある。
【００５４】
これは、たとえ、押出素材であるビレットを再結晶温度域未満の低い加熱温度としても、直接押出あるいは間接押出では、その押出機の構造上、ビレットがコンンテナ壁面やダイスと接触して押し出されるために摩擦熱が生じ、この結果、押出中の温度は必然的に再結晶温度域となる。このため、必然的に特許文献１自身で問題とするような粗大な再結晶（粒）層が押出材の表層部にできやすいことによる。
【００５５】
これに対して、熱間静水圧押出は、コンテナとビレットの間に潤滑剤を入れ、この潤滑剤の中に、押出用のビレットが浮いている状態を作り、ステム（ダミーブロック付き）によって押し出す。このため、ビレットは、この潤滑剤の作用によって、直接押出や間接押出と違って、コンテナやダイスと直接接触しない。すなわち、ビレットが直接接触するのは、ダイスの厚みの約５ｍｍ程度を通過する間だけである。この結果、摩擦や摩擦熱も軽減され、メタルフローも均一に近くなる。この結果、Ｚｎ含有量が高い、本発明のような７０００系アルミニウム合金のビレットであっても、再結晶温度未満の低温でも押出加工が可能であり、押出材の表層部や内部の再結晶粒層を抑制（微細化）することが可能となる。
【００５６】
このため、熱間静水圧押出による押出材は、再結晶粒層を含めて、あるいは再結晶粒層が存在していても、表層部から内部までの組織の均一性が図れる。この結果、線棒あるいは線棒製品の素材としても、抽伸性や伸線性あるいは加工性、成形性が著しく向上する。また、本発明のように再結晶粒層を抑制すれば、微細な押出加工組織であることによって、アルミニウム合金製ボルトなどの線棒製品に要求される耐へたり性などの基本特性も保証できる。
【００５７】
押出材の製品加工と熱処理
以上の熱間押出後の押出材は、更に前記各用途の部材の製品形状に加工される。例えば押出材を冷間でさらに加工するために、この加工前に焼鈍処理を行っても良い。具体的に、押出材を細径化するために、抽伸により伸線加工する場合には、抽伸加工前の押出材に、あるいは抽伸加工中に、焼鈍処理を行っても良い。
【００５８】
そして、このような製品加工の完了前あるいは製品加工の完了後に溶体化および焼入れ処理を行い、更に、人工時効処理を行って強度を向上させる。
【００５９】
前記溶体化処理は、好ましくは４５０℃以上、固相線温度以下で、より好ましくは４８０℃以上、固相線温度以下で、保持時間は１〜４時間の範囲で行う。この溶体化処理後、直ちに１０℃／秒以上の冷却速度で急冷処理（焼入れ処理）を行う。溶体化後の冷却はミスト冷却或いは水冷で行うか、室温〜１００℃までの温湯に焼き入れる。これらの条件を外れると製品の機械的な特性を低下させる可能性がある。
【００６０】
前記人工時効硬化処理は、この種７０００系アルミニウム合金押出材の一般的な人工時効条件（Ｔ６、Ｔ７）で行えば良い。言い換えると、このような一般的な人工時効条件で引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度が出る点が本発明の利点でもある。目安としては、１００〜２００℃での人工時効処理を１２〜３６時間（ｈｒ）行う。
【００６１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００６２】
次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す組成のＺｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系である７０００系アルミニウム合金を鋳造後、表２に示す、均熱処理条件、押出開始温度および押出速度によって熱間静水圧押出を施して、共通して１５ｍｍφの断面が円形な線棒材を製造した。ここで、全ての発明例は前記した２段均熱あるいは２回均熱にて均熱処理を行い、熱間静水圧押出を未再結晶領域にて行った。一方、比較例は、組成、均熱、熱間静水圧押出などの条件を種々変えてつくり分けた。
【００６３】
この押出材の押出されたままの状態での組織として、表層部の再結晶粒の平均結晶粒径（μｍ）、押出材の軸中心部における結晶粒の半径方向の平均切片長さ（μｍ）、押出方向の＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率、＜００１＞方位の結晶粒の平均面積率と＜１１１＞方位の結晶粒の平均面積率との比＜００１＞／＜１１１＞を測定した。これらの結果を表３に示す。
【００６４】
この組織の測定は前記した測定方法により行った。具体的には、前記ＴＳＬ社製ＥＢＳＰ測定・解析システム(OIM）を搭載した、日本電子社製ＳＥＭ（JEOL JSM 6500F）を用いた。各例とも、押出材の長手方向の任意の箇所から採取した試験片５個について、押出されたままの状態での図１に示す押出材軸中心部を通る押出方向に平行な断面の組織における表層部と内部の軸中心部との組織を各々測定して、これらの測定値を平均化した。各試験片の測定領域は各々押出軸方向に４００μｍ、半径方向に８００μｍの領域とし、測定ステップ間隔も共通して２．０μｍとした。
【００６５】
この押出された線棒材を、その表層部（表面部）の再結晶粒層を除去することなく、前記各用途の部材への製品加工後の調質を模擬して、４８０℃×３時間の溶体化処理および溶体化処理終了直後に４０℃の水に焼き入れて１０分保持して室温まで冷却する焼入れ処理を行った。その後、更に１２０℃×２４時間の人工時効処理した。
【００６６】
そして、この人工時効処理後の押出材の、機械的特性、耐食性などの諸特性を評価した。これらの結果も表３に示す。
【００６７】
機械的性質：
前記調質した押出材の機械的性質は、各々試験片を採取して、引張試験機を用いて、５ｍｍ／分のクロスヘッド速度で、常温中で、破断まで引張試験を行った。応力―歪速度より、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。伸び（％）は前記引張試験時の引張試験前後のケガキ線の間隔（引張試験前の間隔１０ｍｍ）より算出した。なお、これらの測定値は、各例とも３本の試験片の各測定値の平均値とした。
【００６８】
耐食性：
前記耐食性を評価するために、前記調質した押出材のＪＩＳ−Ｗ１１０３法の４．４．３項に記載の方法に準じた腐食試験を行った。すなわち、腐食試験条件は、まず、９３℃のエッチング溶液（７０％濃硝酸５０ｍｌ、４８％、ふっ化水素酸５ｍｌ、蒸留水９４５ｍｌの組成）に１分間浸漬後、蒸留水で洗浄し、乾燥させた。その後、３０℃の腐食促進液（ＮａＣｌを５７ｇ、３０％過酸化水素水１０ｍｌを蒸留水で１ｌに希釈したもの) に６時間浸漬した。そして、試験片平行断面を、エッチング溶液（７０％濃硝酸２．５ｍｌ、濃塩酸１．５ｍｌ、４８％ふっ化水素酸１．０ｍｌ、蒸留水９５．０ｍｌの組成) に１０秒間浸漬後、蒸留水で洗浄して乾燥した。この試験片平行断面の腐食状況を２００倍の金属顕微鏡により観察した。腐食の観察は、前記顕微鏡視野内において、他の孔食腐食や全面腐食などと区別した上で、耐食性が良くない表３の比較例○との比較で、耐食性を判断した。即ち、この比較例○に比して、腐食の程度が大きい場合を×、小さい場合を○と評価した。
【００６９】
表１〜表３まで同じ通し番号である１〜１２の各発明例は、表１の通りアルミニウム合金は本発明成分組成範囲内である。また、表２の通り、特定温度範囲での２段均熱あるいは２回均熱にて均熱処理を行い、熱間静水圧押出を未再結晶領域にて行う、好ましい製造条件にて製造されている。この結果、表３の通り、表層部や内部を含めて再結晶化が抑制され、微細な押出加工組織（繊維状組織）となっている。この結果、引張強さが７００ＭＰａ以上で伸びが７％以上である特性を有する。また、耐食性にも優れている。
【００７０】
これに対して、表１〜表３まで同じ通し番号である１３〜２４の各比較例は、表１の通りアルミニウム合金は本発明成分組成範囲から外れている。
比較例１３はＺｎが下限から外れる。
比較例１４はＺｎが上限から外れる。
比較例１５はＭｇが下限から外れる。
比較例１６はＭｇが上限から外れる。
比較例１７はＣｕが下限から外れる。
比較例１８はＣｕが上限から外れる。
比較例１９はＺｒが下限から外れる。
比較例２０はＺｒが上限から外れる。
比較例２１はＭｎが上限から外れる。
比較例２２はＣｒが上限から外れる。
比較例２３はＳｃが上限から外れる。
比較例２４はＡｇが上限から外れる。
【００７１】
このため、これら比較例は、好ましい製造方法で製造されているものの、表３の通り、鋳造割れが発生して製造できないものや、表層部や内部を含めて再結晶化が抑制されておらず、引張強さが７００ＭＰａ未満となるか、或いは引張強度は増大しているものの、伸びや耐食性が劣化したりして、総合的な評価で劣っている。
【００７２】
また、表１〜表３まで同じ通し番号である２５〜２９の各比較例は、表１の通りアルミニウム合金は本発明成分組成範囲内であるものの、表２の通り、好ましい製造条件から外れて製造されている。この結果、表３の通り、表層部や内部を含めて再結晶化が抑制されておらず、引張強さが７００ＭＰａ未満となっている。
比較例２５は1回しか均熱処理していない。
比較例２６、２７は２段均熱あるいは２回均熱だが、いずれかの均熱処理温度が好適条件から外れて、高すぎるか、低すぎる。
比較例２５〜２９は、組成に対して押出開始温度が高すぎ、熱間静水圧押出が再結晶領域にて行われている。
【００７３】
【表１】
2014125676.tif 000003
【００７４】
【表２】
2014125676.tif 000004
【００７５】
【表３】
2014125676.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００７６】
本発明によれば、押出材の表層部や内部再結晶化が抑制され、引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度な７０００系アルミニウム合金押出材を提供できる。このため、本発明は、軽量化された前記各用途の部材として、好適に用いることができる。
【図１】
2014125676.tif 000006
【図２】
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