(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．６〜１．１重量％，Ｓｉ：０．７〜１．２重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．８重量％，Ｆｅ：０．１〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含み、更にＭｎ：０．２〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．１〜０．４重量％，Ｚｒ：０．１〜０．２重量％の１種又は２種以上を合計で０．３〜０．８重量％含み、Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉが０．１〜０．７重量％の範囲にあり、残部が実質的にＡｌの組成をもつアルミ合金のビレットを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜５７０℃となるように押し出し、４２０℃までは３０℃／分以上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を冷却し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃の温度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却するアルミ合金押出し材の製造方法。
【請求項２】
アルミ合金のビレットを４３０〜５２０℃に加熱保持して押出す請求項１記載のアルミ合金押出し材の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２記載の押出し材を１６０〜２１０℃×１〜１５時間の時効処理を施すアルミ合金押出し材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、７０００系並みの強度が必要とされる構造材として使用され、優れた強度及び寸法精度が要求されるアルミ合金押出し材を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
６０００系を始めとするアルミ合金は、高温で溶体化処理した後、急冷することにより、後続する時効処理工程でＭｇ２  Ｓｉ等を析出させて機械的特性を向上させている。溶体化処理後の急冷は、時効処理工程での析出硬化を得るために必要な工程である。
溶体化処理後の急冷を押出し時に適用し、押出し機から送り出された直後の押出し材を強制冷却すると、押出し材の形状や肉厚等に起因して押出し材の断面に関して温度分布が不均一になる。不均一な温度分布は、室温に冷却された押出し材の断面形状に崩れ（形状の変化）や長手方向の曲り等の変形を発生させ、寸法精度を悪化させる原因となる。
断面変形，曲り等の形状不良は、押出し成形直後の押出し材を６００〜４００℃の温度域で３０〜６０℃／秒で冷却し、次いで４００〜１００℃の温度域を１００〜１５０℃／秒で急冷することにより防止できることが特開平８−１９９３１９号公報に紹介されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、３０〜６０℃／秒や１００〜１５０℃／秒等の冷却速度は、ファンによる空冷（約３℃／秒）や直接水冷による冷却法（約１０００℃／秒）に比較すると、冷却条件を適正に制御することが難しい。実際、形材をこの条件下で冷却するためには、非常に高度な技術及び特殊な冷却設備を必要とし、熱処理コストが高くなる。また、この冷却速度では、特に押出し形材の断面形状に変化を生じさせ易い。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、アルミ合金の特定された組成と特定された冷却条件との組合せにより、時効処理によって高い強度が発現し、しかも寸法精度が良好なアルミ合金押出し材を製造することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明のアルミ合金押出し材製造方法は、その目的を達成するため、Ｍｇ：０．６〜１．１重量％，Ｓｉ：０．７〜１．２重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．８重量％，Ｆｅ：０．１〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％，Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％を含み、更にＭｎ：０．２〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．１〜０．４重量％，Ｚｒ：０．１〜０．２重量％の１種又は２種以上を合計で０．３〜０．８重量％含み、Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉが０．１〜０．７重量％の範囲にあり、残部が実質的にＡｌの組成をもつアルミ合金のビレットを、押出し機から出てきた直後の温度が５１０〜５７０℃となるように押し出し、４２０℃までは３０℃／分以上，１０００℃／分未満の冷却速度で押出し材を冷却し、４２０〜２８０℃の温度域では１０００℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却し、２８０〜１５０℃の温度域では３０℃／分以上の冷却速度で押出し材を冷却することを特徴とする。
押出しに先立って、アルミ合金のビレットを４３０〜５２０℃に加熱保持することが好ましい。得られた押出し材には、１６０〜２１０℃×１〜１５時間の時効処理が施される。
【０００５】
【作用】
本発明に従ったＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、時効処理工程でＭｇ２  Ｓｉを析出させて高強度化を図ると共に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移元素を添加することにより押出し時の再結晶や再結晶粒の粗大化を抑制し、且つ押出し加工で生成した繊維状組織を残すことにより、６０００系でありながら７０００系に匹敵する高強度を得ている。しかし、Ｍｇ２  Ｓｉは、押出し後の冷却過程でもマトリックスから析出する傾向を示す。たとえば、本発明に従ったＡｌ合金は、多量のＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含むのでこの傾向が特に著しく、図１に示すＴＴＰ曲線の右側にある条件下で保持されると、Ｍｇ２  Ｓｉが析出する。このようなＭｇ２  Ｓｉの析出があると、時効処理による析出硬化作用が不足し、強度の向上が十分でなくなる。そこで、本発明においては、押出し後の冷却過程でＭｇ２  Ｓｉの析出を抑制する冷却条件をアルミ合金の組成との関連で特定することにより、高強度で寸法精度の良好な押出し材を得ている。
【０００６】
以下、本発明で特定した組成及び温度条件を説明する。
Ｍｇ：０．６〜１．１重量％
時効処理時にＭｇ２  Ｓｉとして析出し、押出し材の強度を向上させる作用を呈する。Ｍｇ含有量が０．６重量％に満たないと、時効処理時に析出するＭｇ２  Ｓｉ量が不足し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．１重量％を超える多量のＭｇが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時にＭｇ２  Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与しないＭｇ２  Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理時のＭｇ２  Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得られない。
【０００７】
Ｓｉ：０．７〜１．２重量％
時効処理時にＭｇ２  Ｓｉとして析出し、押出し材の強度を向上させる作用を呈する。Ｓｉ含有量が０．７重量％未満では、時効処理時に析出するＭｇ２  Ｓｉ量が不足し、十分な機械的強度が得られない。逆に、１．２重量％を超える多量のＳｉが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時にＭｇ２  Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与しないＭｇ２  Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理時のＭｇ２  Ｓｉ析出量が減少し、十分な機械的強度が得られない。
過剰Ｓｉ：０．１〜０．７重量％
Ｓｉ％−０．５８×Ｍｇ％として計算される過剰Ｓｉは、機械的強度の改善に有効なＭｇ２  Ｓｉを析出させるときの指標として重要である。過剰Ｓｉが０．１重量％未満では、Ｍｇ２  Ｓｉの有効析出が不足し、十分な機械的強度が得られない。逆に、０．７重量％を超える過剰Ｓｉでは、押出し材の伸びが低下する。
【０００８】
Ｃｕ：０．０５〜０．８重量％
Ｃｕ含有量が０．０５重量％以上に多くなるに応じ機械的強度が向上する。
しかし、０．８重量％を超える多量のＣｕが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時にＭｇ２  Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも強度向上に寄与しないＭｇ２  Ｓｉが析出し、強度向上に寄与する時効処理時のＭｇ２  Ｓｉ析出量が減少する。
Ｆｅ：０．１〜０．３重量％
ＡｌＦｅＳｉ相を形成し、押出し材の結晶粒を微細化することにより機械的性質を改善する作用を呈する。このような作用は、０．１重量％以上のＦｅ含有量で顕著になる。しかし、０．３重量％を超える多量のＦｅが含まれると、ＡｌＦｅＳｉ相の量は増加するものの、その分だけＳｉが減少し、時効処理工程で析出するＭｇ２  Ｓｉの量が少なくなる。その結果、十分な強度が得られない。
【０００９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％
鋳塊の結晶粒を微細化し、鋳造割れを抑制する作用を呈する。このような作用は、０．００５重量％以上のＴｉ含有量で顕著になる。しかし、０．０５重量％を超える多量のＴｉが含まれると、押出し性が劣化する。
Ｂ：０．００１〜０．０１重量％
Ｔｉと複合添加するとき、鋳塊の結晶粒を更に微細化する作用を呈する。Ｂの添加効果は、０．００１重量％以上で顕著になる。しかし、０．０１重量％を超える多量のＢが含まれると、押出し性が阻害される。
【００１０】
0003550944.tif 000002
合金成分Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒは、ビレットの均質化処理時に化合物として析出し、押出し時に組織が再結晶や再結晶粒が粗大化することを抑制し、組織強化により機械的強度を向上させる。このような作用は、０．２重量％以上のＭｎ，０．１重量％以上のＣｒ又は０．１重量％以上のＺｒを含むとき顕著になる。しかし、０．６０重量％を超えるＭｎ，０．４重量％を超えるＣｒ，０．２重量％を超えるＺｒ，又は合計量が０．８重量％を超える多量のＭｎ，Ｃｒ及び／又はＺｒが含まれると、押出し直後の押出し材の冷却時にＭｇ２  Ｓｉが析出し易くなる。その結果、本発明で規定した冷却条件下でも、強度向上に寄与しないＭｇ２  Ｓｉが析出し、強度向上に有効な時効処理時のＭｇ２  Ｓｉ量が減少し、十分な機械的強度が得られない。
【００１１】
押出し機から出てきた直後の温度：５１０〜５７０℃
押出し材は、押出し直後の温度によって機械的性質が大きく変わる。押出し直後の温度が５１０℃を下回るようになると、Ｍｇ，Ｓｉ等の合金成分が十分に固溶せず、時効処理工程で析出するＭｇ２  Ｓｉが減少し、必要とする機械的性質が得られなくなる。しかし、押出し直後の温度が５７０℃を超えるようになると、テアリングが発生し易くなり、生産性が低下する。
押出し直後の温度は、ビレット温度により制御できる。具体的には、押し出し直後の温度を５１０〜５７０℃の範囲に維持するためには、ビレットを４３０〜５１０℃の温度範囲に加熱保持する。４３０℃未満のビレット温度では、押出し圧力が上昇し、押出し製品速度が抑えられる。そのため、押出し直後の形材温度を５１０℃以上とすることができず、十分な機械的性質が得られない。また、低い押出し製品速度のため、生産性も阻害される。しかし、ビレット温度が５１０℃を超えるようになると、テアリング発生を防止するため押出し速度を上げることができず、生産性が低くなる。
【００１２】
また、押出しに供されるビレットを均質化処理しておくことも有効である。均質化処理によってＭｇ，Ｓｉ等の合金成分がマトリックスに析出し、時効処理工程で必要な強度を得るためのＭｇ２  Ｓｉの析出が促進される。均質化処理としては、２００℃／時以下（好ましくは１００℃／時以下）の昇温速度で５００〜５６０℃（好ましくは５００〜５５０℃）に加熱し、この温度で１時間以上保持し、次いで２００℃／時以上の冷却速度で室温まで急冷する条件が採用される。この均質化処理により、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の濃度偏析が解消される。本発明のようにＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含む合金系にあっては、この均質化処理によってＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒを微細均一に析出させ、押出し材の結晶粒を微細化させることができる。その結果、得られた製品の機械的性質が向上する。
【００１３】
４２０℃までの温度域における冷却速度：３０℃／分以上で１０００℃／分未満４５０℃から４２０℃までは、時効処理後の機械的性質を低下させることになるＭｇ２  Ｓｉが析出する温度域である。しかし、Ｍｇ２  Ｓｉの析出には、４５０〜４２０℃で比較的長い時間を必要とする。そのため、押出し直後から４２０℃までの温度域では、比較的緩やかな冷却速度で押出し材を冷却しても、機械的性質が劣化することはない。
緩やかに冷却することにより、押出し材が均一に冷却され、断面変形，曲り等の形状不良が発生しない。しかし、３０℃／分に達しない遅い冷却速度では、強度の改善に寄与しないＭｇ２  Ｓｉが析出し、時効処理工程で必要とする機械的強度が得られない。また、３０℃／分に達しない冷却速度で冷却するためには、特別な装置が必要になり、生産コストが上昇する。他方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含有する合金は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒを含有していない合金に比較して強度が高いため変形しにくいものの、１０００℃／分以上の冷却速度で冷却すると、押出し材の冷却ムラが大きくなり、本発明で規定した組成をもつ合金でも変形が生じてしまう。なお、冷却水等を使用した冷却方法よりも、冷却ムラが比較的発生しにくい強制空冷で達成可能な冷却速度３００℃／分以下で冷却することが好ましい。
【００１４】
４２０〜２８０℃の温度域における冷却速度：１０００℃／分以上
４２０〜２８０℃は、時効処理後の機械的性質を低下させることになるＭｇ２  Ｓｉが析出する温度域である。Ｍｇ２  Ｓｉは、図１に示すように、この温度域では非常に短時間で析出する。そこで、４２０〜２８０℃の温度域では、Ｍｇ２  Ｓｉが析出しないように冷却速度を１０００℃／分以上と高く設定する。冷却速度が１０００℃／分に達しないと、Ｍｇ２  Ｓｉが析出し、時効処理工程で必要とする機械的強度が得られない。１０００℃／分以上の冷却速度は、水槽への浸漬等の適宜の方法で達成される。また、水槽の水温や水槽に焼入れ助剤等を投入することによっても、冷却速度を制御できる。なお、機械的強度をより向上させるためには、５０００℃／分以上の冷却速度で冷却することが好ましい。更に、４２０℃まで冷却してから冷却ムラが発生しても、押出し直後から冷却する場合に比較して冷却ムラの度合いも少ない。
【００１５】
２８０〜１５０℃の温度域における冷却速度：３０℃／分以上
２８０〜１５０℃は、Ｍｇ２  Ｓｉが析出する温度域である。しかし、この温度域においてはＭｇ２  Ｓｉの析出に比較的長時間がかかり、３０℃／分以上で冷却する限りＭｇ２  Ｓｉの析出が抑制される。
１５０℃から室温までの温度域では、冷却速度が特に限定されるものではない。そのため、２８０〜１５０℃の温度域と同じ冷却条件で、押出し材を室温まで冷却することもできる。或いは、放置冷却によって押出し材を室温まで冷却しても良い。
【００１６】
時効処理：１６０〜２１０℃×１〜１５時間
室温まで冷却された押出し材は、次いで時効処理でＭｇ２  Ｓｉを析出させることにより高強度化される。必要とする強度を得るためには、時効処理条件が１６０〜２１０℃×１〜１５時間に設定される。時効温度が１６０℃未満では、１５時間の時効処理では十分な強度が得られず、逆に２１０℃を超えるとピーク強度が低下し、十分な強度が得られない。また、１５時間を超える時効処理では、生産性が低下するばかりか、過時効となる虞れもある。逆に１時間に達しない時効処理では、安定した強度が得られない。
【００１７】
【実施例】
実施例１〜３：
表１に組成を示すアルミ合金を電気炉で溶製し、ＤＣ鋳造法で直径２０３ｍｍのビレットに鋳造した。ビレットを１００℃／時で昇温し、５４０℃×４時間保持→空冷（冷却速度２００℃／時）の均質化処理を施した。
均質化処理したビレットを、押出し直後の温度が５５０℃となるように４６０℃に加熱保持した後、図２に示した寸法の日型断面形状に押し出した。得られた押出し材を、表２に示す冷却条件下で室温まで冷却した。
【００１８】
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【００１９】
比較例１：
均質化処理された試験番号１，２のアルミ合金を、押出し直後の温度が約５５０℃となるように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイズ及び形状に押し出し、７０℃の温水槽への浸漬により５５０℃から室温まで３０００℃／分の冷却速度で冷却した。
比較例２：
均質化処理された試験番号１，２のビレットを、押出し直後の温度が５５０℃となるように４２０℃に加熱保持した後、実施例と同じ形状及びサイズに押し出した。得られた押出し材を、５５０℃から室温まで５０℃／分の冷却速度で室温まで放置冷却した。
比較例３：
均質化処理された試験番号１，２のアルミ合金を、押出し直後の温度が比較的低温の約５００℃となるように４６０℃に加熱保持した後、実施例と同じサイズ及び形状に押し出し、５５０℃から４２０℃までの温度域を５０℃／分で冷却し、次いで沸騰水槽への浸漬により室温まで１５００℃／分の冷却速度で急冷した。
【００２０】
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【００２１】
室温に冷却された実施例１〜３及び比較例１〜３の各押出し材に、１８０℃×６時間の時効処理を施した。時効処理された押出し材について、機械的強度（引張強さ，０．２％耐力，伸び）を測定し、変形量を調査した。変形量は、押出し材の長さ５ｍおきの測定点５点で図２に示す箇所の角度を測定し、角度の平均的な変化によって変形量を評価した。
表３の調査結果にみられるように、本発明に従った実施例１〜３では何れの押出し材も寸法精度が良好で、ＪＩＳ  Ｈ４１００の角度の特殊級の規格±１度以内であった。また、７Ｎ０１合金Ｔ６材のＨ４１００規格値である引張強さ３３５Ｎ／ｍｍ２  以上，０．２％耐力２７５Ｎ／ｍｍ２  以上，伸び１０％以上を満足する優れた機械的性質を示していた。
【００２２】
これに対し、押出し後から室温までを５０００℃／分以上で急冷した比較例１では、角度形状の不良がひどく、製品として出荷できなかった。押出し後から室温まで５０℃／分で徐冷した比較例２では、必要とする機械的強度が得られなかった。押出し直後の温度が低い比較例３では、同じアルミ合金を使用したにも拘らず、時効処理後に低い強度が示された。これは、ビレットを均質化処理する際の冷却過程で析出したＭｇ２  Ｓｉが押出し形材の温度が低いためにマトリックスに固溶せず、結果として時効処理時に析出するＭｇ２  Ｓｉ量が不足したことが原因である。
【００２３】
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【００２４】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、成分・組成が特定されたアルミ合金を押出し成形する際、押出し直後の温度及び押出し後から室温までの冷却条件を制御することにより、急冷による断面変形や曲り等の形状不良が発生することを防止し、時効処理工程で析出硬化に有効なＭｇ２  Ｓｉ量を確保している。そのため、時効処理後の強度が高く、寸法精度の良好な押出し材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のＴＴＰ曲線を示すグラフ
【図２】実施例で製造した押出し形材
【図１】
0003550944.tif 000006
【図２】
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