(57)【要約】【課題】本発明によれば、人工時効処理後の引張強さが８００ＭＰａ以上かつ全伸びが５％以上である機械部品を製造可能な７０００系アルミニウム合金押出材を提供する。【解決手段】Ｚｎ：８．０〜１４．０質量％、Ｍｇ：２．０〜４．０質量％、Ｃｕ：０．５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜１．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であって、ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値が３．０μｍ以下であり、円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物が面積率で４．０％以下であることを特徴とする押出材である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：８．０〜１４．０質量％、
Ｍｇ：２．０〜４．０質量％、
Ｃｕ：０．５〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．２〜１．５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物であって、
ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値が３．０μｍ以下であり、円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物が面積率で４．０％以下であることを特徴とする押出材。
【請求項２】
Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、および
Ｓｃ：０．０２〜０．５質量％
から成る群から選択される一種または二種をさらに含有する請求項１に記載の押出材。
【請求項３】
Ａｇ：０．０５〜０．６質量％、および
Ｓｎ：０．０１〜０．２質量％
から成る群から選択される一種または二種をさらに含有する請求項１または２に記載の押出材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金からなる押出材に関するものである。より詳細には、７０００系アルミニウム合金からなる押出材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来から、ボルトおよびナットのねじ部品、ならびにばね（スプリング）などの様々な機械部品用の素材としては、強度、耐食性および軽量性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金（以下において、７０００系アルミニウム合金と言うことがある）からなる押出材が用いられている。
【０００３】
７０００系アルミニウム合金からなる押出材は高強度であり、押出後にＴ６調質することで、引張強さが７００ＭＰａ以上であるものも、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いて、時効処理により引張強さ７２０ＭＰａを超える強度が付与できることが開示されている。しかし、同文献に係る押出材では、粗大な再結晶粒層が生じるため、押出材を鍛造または転造等して大径ボルトに塑性加工（成形加工）する際に、割れが発生する原因となる。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℃の比較的低温として押出を行い、７０００系アルミニウム合金押出材内部を繊維状組織とし、表層の再結晶層厚さを肉厚の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。
しかし、特許文献２のように、押出温度を４８０〜５００℃の比較的低温として押出を行っても、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ため、押出材の表層部および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場合があった。
【０００６】
これに対して、特許文献３では、熱間静水圧押出によって７０００系アルミニウム合金押出材を製造することが開示されている。当該押出材は、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以下であることが開示されている。
【０００７】
特許文献３では、これにより、熱間押出終了後、押出温度からの冷却以外には熱処理および加工処理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）も抑制している。これにより、微細な押出加工組織（繊維状組織）を得て、人工時効処理後の引張強さで７００ＭＰａ以上の高強度を得ることが開示されている。
しかし、特許文献３でも、その実施例の表３の記載の通り、得られる人工時効処理後の引張強さは７００ＭＰａ以上ではあるが、８００ＭＰａ未満程度でしかない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１０−２３６６６５号公報
【特許文献２】特開平８−１７０１３９号公報
【特許文献３】特開２０１４−１２５６７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ボルトおよびナットのねじ部品、ならびにばね（スプリング）などの様々な機械部品用の素材としてのアルミニウム合金押出材には、従来から主に使われている鋼材を置換するために、人工時効処理後において、引張強さが８００ＭＰａ以上かつ全伸びが５％以上であることが求められている。しかし、従来の７０００系アルミニウム合金押出材では、ある程度の高強度化が図れるものの、ボルトおよびバネ等の高強度が要求される機械部品の素材として十分な強度を安定的に得ることが難しい場合があった。
【００１０】
本発明は、このような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、人工時効処理後の引張強さが８００ＭＰａ以上かつ全伸びが５％以上である機械部品を製造可能な７０００系アルミニウム合金押出材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の態様１は、
Ｚｎ：８．０〜１４．０質量％、
Ｍｇ：２．０〜４．０質量％、
Ｃｕ：０．５〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．２〜１．５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物であって、
ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値が３．０μｍ以下であり、円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物が面積率で４．０％以下であることを特徴とする押出材である。
【００１２】
本発明の態様２は、
Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、および
Ｓｃ：０．０２〜０．５質量％
から成る群から選択される一種または二種をさらに含有する態様１に記載の押出材である。
【００１３】
本発明の態様３は、
Ａｇ：０．０５〜０．６質量％、および
Ｓｎ：０．０１〜０．２質量％
から成る群から選択される一種または二種をさらに含有する態様１または２に記載の押出材である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、人工時効処理後の引張強さが８００ＭＰａ以上かつ全伸びが５％以上である機械部品を製造可能な７０００系アルミニウム合金押出材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、倍率８００倍におけるＳＥＭ反射電子像の一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、ボルトおよびバネ等の機械部品として十分に優れた引張り強度および全伸びを有する機械部品を製造可能な７０００系アルミニウム合金押出材を実現すべく、様々な角度から検討した。
本発明者らは、材料中に分散する数μｍ程度の金属間化合物について、そのサイズが大きいと、材料の変形時の破断の起点となりやすいことに着眼した。
鋭意検討した結果、７０００系アルミニウム合金として通常の化学成分組成を有し、押出材中に分散している金属化合物の大きさの平均値を低減するとともに、所定の大きさ以上の粗大な金属間化合物の割合を低減することにより、人工時効処理後に高い引張り強度と全伸びとを有する機械部品を製造することができることを見出した。
すなわち、押出材の組織として、ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値を３．０μｍ以下に制御するとともに、円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物の割合を面積率で４．０％以下に制御することにより、材料の変形時の破断の起点となる粗大な金属化合物を低減することができ、その結果、このような粗大な金属化合物が低減された押出材を用いることにより、人工時効処理後の引張強さが８００ＭＰａ以上かつ全伸びが５％以上である機械部品を製造することができることを見出したのである。
なお、本明細書でいう「金属間化合物」とは、Ａｌ−Ｍｎ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｚｒ系等の析出物および晶出物を意味する。
【００１７】
以下に、本発明の実施形態にかかるアルミニウム合金押出材の詳細を示す。
本明細書でいう「押出材」とは、熱間押出して得られる押出材だけでなく、その後さらに抽伸加工および／または４００℃程度の焼鈍処理を行った線棒押出材を含む概念である。
本明細書でいう「人工時効処理後」とは、「溶体化処理、焼入れ処理および人工時効処理とを施した後」という意味である。
【００１８】
１．組織
上述したように、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材は、後述する７０００系アルミニウム合金として通常の化学成分組成を有した上で、材料中に分散する金属化合物の大きさの平均値を低減し、かつ一定の大きさ以上の粗大な金属化合物の量を低減することにより、材料の変形時の破断の起点の数を減少することができる。そのため、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金材を素材として用いることにより、人工時効処理後に優れた引張強度と全伸びとを有する機械部品を製造することができる。
以下に、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の組織について説明する。
【００１９】
（１）ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値：３．０μｍ以下
ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値が３．０μｍを超えると、材料の変形時の破断の起点数が増して、強度と伸びのバランスが低下する。そのため、ＳＥＭを用いて測定した金属間化合物の円相当直径の平均値は３．０μｍ以下であり、好ましくは２．５μｍ以下である。押出材の組織をこのような形態にすることで、材料の変形時の破断の起点の数を減少することができる。そのため、本発明の実施形態に係る押出材を用いて、適切な条件により機械加工と熱処理を施した場合に、優れた引張り強度と全伸びとを有する機械部品を得ることができる。
【００２０】
（２）円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物の面積率：４．０％以下
金属間化合物のサイズが大きいほど、材料の変形時の破断の起点となりやすい。特に、金属間化合物の円相当直径が３．０μｍ以上の場合には、人工時効後の機械部品の全伸びが著しく低下する。そのため、本発明の実施形態に係る押出材の組織において、円相当直径が３．０μｍ以上の金属間化合物の面積率は４．０％以下であり、好ましくは３．５％以下である。押出材の組織をこのような形態にすることで、材料の変形時の破断の起点の数を減少することができる。そのため、本発明の実施形態に係る押出材を用いて、適切な条件により機械加工と熱処理を施した場合に、優れた引張り強度と全伸びとを有する機械部品を得ることができる。
円相当直径が３．０μｍ以上の化合物の面積率は少ないほど好ましいが、実際の製造方法の限界からして、完全に０％とすることは難しい。
【００２１】
・金属間化合物の分散の測定
金属間化合物の円相当直径の平均値と、円相当直径が３．０μｍ以上である金属間化合物の面積率は、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）にて反射電子像を撮像することにより測定することができる。
具体的には、棒状試験片の表面から中心方向へ１／４部の任意の点において、ＳＥＭを用いて測定する。撮像した反射電子像を画像解析して、円相当直径が０．７８μｍ以上である金属間化合物の平均値と、円相当直径が３．０μｍ以上である金属間化合物の面積率（すなわち、撮影面積に対する百分率）を算出する。解析ソフトとして、例えば、“Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ”等を用いてよい。ＳＥＭの１視野あたりの測定領域を１５０μｍ×１２０μｍとし、各試験片につき１０箇所（１０視野）の撮像と画像解析を行い、その平均値を求めることにより算出することができる。金属間化合物の分散の測定に当たっては、ＳＥＭの倍率を８００倍とすることが好ましい。
図１に８００倍のＳＥＭ反射電子像の一例を示す。図１に示すように、白色および灰色に写っている箇所が、本発明の実施形態で対象とするＡｌ−Ｍｎ系およびＺｎ−Ｍｇ系等の金属間化合物（析出物、晶出物）である。
【００２２】
なお、本発明で規定する化合物の円相当直径とは、不定形である化合物と同じ面積を有する円の直径であり、化合物の大きさを、正確に、かつ再現性良く測定する方法として、従来から汎用されている。円相当直径（L）の算出式としては、
2018080355.tif 000002
を用いることができる。
【００２３】
２．化学成分組成：
次に、本発明の実施形態に係る押出材の組成について説明する。本発明の実施形態に係る押出材は７０００系アルミニウム合金からなるものであり、その成分組成は、７０００系アルミニウム合金として通常の化学成分組成を有していればよい。
【００２４】
（１）Ｚｎ：８．０〜１４．０質量％
Ｚｎは、Ｍｇとともに、後述する人工時効処理時に、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元素である。
Ｚｎ含有量が８．０質量％未満では機械部品としての強度が不足する。そのため、Ｚｎ含有量は８．０質量％以上であり、好ましくは９．０質量％以上である。
一方、Ｚｎ含有量が１４．０質量％を超えると、素材押出材用の鋳造ビレットの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。そのため、Ｚｎ含有量は１４．０質量％以下であり、好ましくは１３．０質量％以下である。
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。
【００２５】
（２）Ｍｇ：２．０〜４．０質量％
Ｍｇは、Ｚｎとともに、後述する人工時効処理時に、本発明の実施形態で規定するＭｇとＺｎとの金属間化合物である時効析出物を形成して機械部品としての強度と伸びを向上させる元素である。
Ｍｇ含有量が２．０質量％未満では強度が不足する。そのためＭｇ含有量は２．０質量％以上であり、好ましくは２．５質量％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が４．０質量％を超えると、素材押出材用の鋳造ビレットの未再結晶温度域（再結晶温度未満の温度域）の低温での押出性が低下し、ＳＣＣ感受性が強くなる。そのため、Ｍｇ含有量は４．０質量％以下であり、好ましくは３．５質量％以下である。
【００２６】
（３）Ｃｕ：０．５〜２．０質量％
Ｃｕは機械部品としての耐ＳＣＣ性を向上させる作用がある。
Ｃｕ含有量が０．５質量％未満では、耐ＳＣＣ性向上効果が小さい。そのため、Ｃｕ含有量は０．５質量％以上であり、好ましくは０．７質量％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が２．０質量％を超えると、押出材用の鋳造ビレットの鋳造時に割れが生じやすくなり、鋳造ビレットの押出性を低下させる。そのため、Ｃｕ含有量は２．０質量％以下であり、好ましくは１．８質量％以下である。
【００２７】
（４）Ｍｎ：０．２〜１．５質量％
Ｍｎは、結晶粒を微細化するほか、分散粒子を形成して、機械部品の強度向上に寄与する。
Ｍｎ含有量が０．２質量％未満では、含有量が不足して強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．２質量％以上であり、好ましくは０．３質量％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が１．５質量％を超えると、粗大晶出物を形成するため伸びが低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５質量％以下であり、好ましくは１．２質量％以下である。
【００２８】
（５）Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％
Ｚｒは、微細な析出物を形成し、再結晶も抑制して、機械部品の強度向上に寄与する。
Ｚｒの含有量が０．０５質量％未満では、含有量が不足して強度が低下する。そのため、Ｚｒ含有量は０．０５質量％以上であり、好ましくは０．１質量％以上である。
一方、Ｚｒの含有量が上限を超えた場合には、粗大晶出物を形成するため、伸びが低下する。そのため、Ｚｒ含有量は０．３質量％以下であり、好ましくは０．２５質量％以下である。
【００２９】
（６）残部
好ましい１つの実施形態では、残部は、Ａｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＦｅ、Ｓｉ、ＴｉおよびＢなどの微量元素の混入が想定される。しかし、７０００系合金のＪＩＳ規格で規定する範囲において、これら不可避的不純物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質量％を含む）の範囲で、それぞれ含有してもよい。
【００３０】
本発明の実施形態に係る押出材は、上述した組成に限定されるものではない。本発明の実施形態に係る押出材の特性を維持できる限り、必要に応じてその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
【００３１】
（７）Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｓｃ：０．０２〜０．５質量％のうちの一種または二種
ＣｒおよびＳｃは、Ｚｒと同様、微細な析出物を形成し、再結晶も抑制して機械部品の強度向上に寄与する。
これらをいずれか一種または二種を選択的に含有させる場合、Ｃｒの含有量が０．０５質量％未満である場合や、Ｓｃの含有量が０．０２質量％未満である場合は、強度向上効果が得られない可能性がある。そのため、Ｃｒの含有量は０．０５質量％以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましい。同様の理由で、Ｓｃ含有量は０．０２質量％以上が好ましく、０．０５質量％以上がより好ましい。
【００３２】
一方、Ｃｒの含有量が０．３質量％を超える場合や、Ｓｃの含有量が０．５質量％を超える場合には、粗大晶出物を形成するため、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｃｒ含有量は０．３質量％以下が好ましく、０．２５質量％以下がより好ましい。同様の理由から、Ｓｃ含有量は０．５質量％以下が好ましく、０．４質量％以下がより好ましい。
【００３３】
（８）Ａｇ：０．０５〜０．６質量％、Ｓｎ：０．０１〜０．２質量％のうちの一種または二種
ＡｇおよびＳｎは、人工時効処理での結晶粒界近傍の無析出帯の形成を抑制して機械部品の強度向上に寄与する。
選択的に含有させる場合、Ａｇの含有量が０．０５質量％未満である場合や、Ｓｎの含有量が０．０１質量％未満である場合は、微細化効果が小さい可能性がある。そのため、Ａｇ含有量は０．０５質量以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましい。同様の理由から、Ｓｎ含有量は０．０１質量以上が好ましく、０．０３質量％以上がより好ましい。
【００３４】
一方、Ａｇの含有量が０．６質量％を超える場合、またＳｎの含有量が０．２質量％を超える場合は、素材押出材用の鋳造ビレットの鋳造時に粗大な初晶化合物を形成し、押出加工時の焼付や、製品としての機械部品の伸びの低下をもたらす可能性がある。そのため、Ａｇ含有量は０．６質量％以下が好ましく、０．５質量％以下がより好ましい。同様の理由から、Ｓｎ含有量は０．２質量％以下が好ましく、０．１５質量％以下がより好ましい。
【００３５】
３．機械的特性
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材は、７０００系アルミニウム合金として通常の化学成分組成を有した上で、組織中の金属間化合物の分散状態を上述したように制御することにより、適切な条件で機械部品に模して加工して熱処理を行った場合に、優れた引張り強度および全伸びを発揮することができる。
【００３６】
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材が、機械加工および熱処理後に優れた引張り強度および全伸びを有することは、次のようにして確認することができる。
例えば、本発明の実施形態に係る合金押出材を、断面形状が円形であり、７０〜９０％の減面率で抽伸加工した線棒材とし、当該線棒材に対して４５０〜５５０℃の温度で０．５〜１０時間保持する溶体化処理を行った後水冷し、その後１００〜２００℃で２時間以上保持する人工時効処理を施して機械部品を得る。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材を用いて、このような条件で機械加工および熱処理を施して製造した機械部品は、８００ＭＰａ以上の引張強さおよび５％以上の全伸びとを有することができる。
【００３７】
４．製造方法
本発明の実施形態に係る押出材の製造方法について説明する。
【００３８】
（１）溶解、鋳造
（鋳造時の平均冷却速度：液相線温度から固相線温度までを３０℃／分以上）
溶解、鋳造工程では、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してよい。
鋳造時の冷却において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度が遅すぎると、冷却中に生成するＡｌ−Ｍｎ系などの金属間化合物が粗大化し、人工時効処理後の引張り強さおよび伸びが劣化する。そのため、鋳造時の液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度は３０℃／分以上であり、好ましくは４０℃／分以上である。
【００３９】
このような冷却速度は、例えば、ビレットの大きさ、断面積および形状を調整する、鋳型の素材を選択する、等の手段により達成することができる。
【００４０】
（２）均質化熱処理
後述する熱間押出に先立って、得られたアルミニウム合金ビレット（鋳塊）に対して均質化熱処理（均熱処理）を行う。これにより組織の均質化（すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくす等）を行うことができる。
【００４１】
（均熱温度：４００〜４５０℃）
本発明の実施形態に係る押出材の製造方法は、均熱温度を４００〜４５０℃に制御する。これにより、Ｚｎ−Ｍｇ系などの金属間化合物を微細に分散させることができる。
均熱温度が４００℃未満であると、均質化の効果が不十分となり、鋳塊に存在していた金属間化合物が粗大なまま残存する。そのため、均熱温度は４００℃以上であり、好ましくは４１０℃以上である。
一方、均熱温度が４５０℃を超えると、鋳塊に存在していた金属間化合物が粗大化する。そのため、均熱温度は４５０℃以下であり、好ましくは４４０℃以下である。
均熱温度での保持時間は特に制限しないが、１〜８時間程度が好ましい。
【００４２】
（平均冷却速度：８０℃／時間以上）
均熱処理の後は、一旦室温まで冷却した後、熱間押出の開始温度に加熱してもよく、あるいは、室温まで冷却せずに、均熱温度から熱間押出の開始温度まで直接冷却してもよい。いずれの場合であっても、均熱温度からの平均冷却速度を８０℃／時間以上とすることにより、冷却中におけるＺｎ−Ｍｇ系等の金属間化合物の生成を抑制することができる。均熱温度からの平均冷却速度は、１００℃／時間以上が好ましい。
均熱処理の後一旦室温まで冷却する場合は、均熱温度から２００℃までの平均冷却速度を８０℃／時間以上とする。この温度間の平均冷却速度８０℃／時間未満の場合には、冷却中に生成するＺｎ−Ｍｇ系などの化合物量が増加する。
【００４３】
（３）熱間押出
（押出開始温度：３００〜３８０℃）
熱間押出によって、最終の機械部品形状に応じた、この最終形状に近い押出材形状とする。熱間押出により、押出材の表層部だけでなく、押出材内部の再結晶化も抑制して、微細な押出加工組織とすることができる。
押出開始温度が３８０℃を超えると、押出時の温度が上昇し、高温で再結晶が起こりやすくなり、押出材の表層部および内部に粗大な再結晶組織が形成されるだけでなく、粗大粒子が析出し、強度と伸びの低下をもたらす。そのため、押出開始温度は３８０℃以下であり、好ましくは３７０℃以下である。
一方、押出開始温度は低いほど好ましいが、低すぎると、変形抵抗が増大して押出が困難になる。そのため、押出開始温度は３００℃以上とする。好ましくは３２０℃以上である。
【００４４】
押出方法としては、直接押出あるいは間接押出でもよいが、前記した未再結晶域の好ましい押出条件にて、焼き付きが多く発生する場合がある。そのため、押出加工が困難な場合には静水圧押出で行うことが好ましい。
【００４５】
直接押出および間接押出は、静水圧押出に比べて効率的ではあるが、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という問題がある。また、本発明の実施形態のように、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。
【００４６】
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、ビレットがコンテナ壁面およびダイスと接触して押し出されるために摩擦熱が生じる。この結果、押出中の温度は再結晶温度域となる。このため、特許文献１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。
【００４７】
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、直接押出および間接押出と違って、コンテナおよび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、摩擦および摩擦熱も軽減され、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、本発明の実施形態のような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、押出材の表層部および内部の再結晶粒層を抑制（微細化）することが可能となる。
【００４８】
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、伸線性あるいは加工性および成形性が著しく向上する。また、本発明の実施形態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。
【００４９】
押出材は、更に抽伸加工および／または焼鈍を行ってもよい。このような処理を施したとしても、上述した本発明の実施形態に係る押出材の組織の規定は維持される。
【００５０】
なお、前述した焼鈍処理は選択的であり、抽伸または転造の途中で焼鈍処理を行ってもよい。焼鈍処理を行う場合には、例えば、４００℃で数時間程度の条件で行ってもよい。抽伸加工は、例えば９０％程度以下の減面率で行ってもよい。
【００５１】
以上に説明した本発明の実施形態に係る押出材の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明の実施形態に係る押出材を得ることができる可能性がある。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５３】
１．サンプル作成
表１に示す組成の７０００系アルミニウム合金鋳塊を鋳造後、表１に示す均熱温度（均質化処理温度）で保持時間４時間の均質化処理を経て、熱間静水圧押出を行い、各例とも共通して、断面が円形な直径２５ｍｍの線棒押出材を製造した。鋳造時の液相線温度〜固相線温度までの冷却は、各例とも共通して、表１に示す平均冷却速度で行った。均熱後の冷却は、各例とも共通して、表１に示す平均冷却速度で行った。押出条件は、各例とも共通して、表１に示す押出開始温度で熱間静水圧押出を行った。
【００５４】
各例とも共通して、機械部品を模擬して、線棒押出材に減面率が８４％の抽伸加工を施し、断面形状が円形である１０ｍｍφの線棒材とした上で、この線棒材に、４８０℃で１時間の溶体化処理を施した後水冷し、１２０℃で７２時間保持する人工時効処理を行った。
【００５５】
２．金属間化合物の分散の測定
金属間化合物の円相当直径の平均値と、円相当直径が３．０μｍ以上である金属間化合物の面積率は、ＳＥＭを用いて、倍率を８００倍として、反射電子像を撮像することにより測定した。具体的には、線棒材の表面（側面）から中心方向へ１／４部の任意の点において、ＳＥＭを用いて撮像した反射電子像を画像解析して、円相当直径が０．７８μｍ以上である金属間化合物の平均値と、円相当直径が３．０μｍ以上である金属間化合物の面積率（すなわち、撮影面積に対する百分率）を算出した。解析ソフトとして、“Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ”を用いた。ＳＥＭの１視野あたりの測定領域を１５０μｍ×１２０μｍとし、各線棒材につき１０箇所（１０視野）の撮像と画像解析を行い、その平均値を求めることにより算出した。測定結果を表１に示す。
３．機械的性質の測定
人工時効処理後の線棒材から、丸棒平滑引張試験片（３ｍｍφ×１２mmＧＬ）を採取し、当該引張試験片の機械的性質を、引張試験機を用いて測定した。具体的には、１２ｍｍ／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）を測定した。全伸び（％）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、各例とも前記５個の試験片の平均値とした。測定結果を表１に示す。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
４．まとめ
表１に示すとおり、発明例１〜７は、本発明で規定する要件（組成、製造条件および押出材の組織）を満たす押出材を用いて機械部品を製造したものである。その結果、発明例１〜６による得られる機械部品はいずれも、引張強さ：８００ＭＰａ以上かつ全伸び：５％以上の優れた機械特性を示した。
【００５８】
比較例１は、Ｚｎ含有量が少なすぎ、人工時効処理後の線棒材の引張強さが不足した。
【００５９】
比較例２は、Ｍｇ含有量が少なすぎ、人工時効処理後の線棒材の引張強さが不足した。
【００６０】
比較例３は、Ｍｎ含有量が少なすぎ、人工時効処理後の線棒材の引張強さが不足した。
【００６１】
比較例４は、Ｍｎ含有量が多すぎ、粗大な化合物の割合が増加し、人工時効処理後の線棒材の全伸びが不足した。
【００６２】
比較例５は、Ｚｒ含有量が少なすぎ、人工時効処理後の線棒材の引張強さが不足した。
【００６３】
比較例６は、鋳造時の平均冷却速度が小さすぎ、化合物が粗大になり、人工時効処理後の線棒材の引張強さおよび全伸びが低下した。
【００６４】
比較例７は、均質化熱処理温度が低すぎ、粗大な化合物の割合が増加し、人工時効処理後の線棒材の引張強さおよび全伸びが低下した。
【００６５】
比較例８は、均質化熱処理温度が高すぎ、粗大な化合物の割合が増加し、人工時効処理後の線棒材の引張強さが低下した。
【００６６】
比較例９は、均質化熱処理後の冷却速度が小さすぎ、化合物が粗大になり、人工時効処理後の線棒材の引張強さおよび全伸びが低下した。
【００６７】
比較例１０は、押出開始温度が高すぎ、化合物が粗大になり、人工時効処理後の線棒材の引張強さが低下した。
【図１】
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