(57)【要約】【課題】陽極酸化処理後における表面品質および耐応力腐食割れ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を提供すること。【解決手段】陽極酸化処理を施す高強度アルミニウム合金において、質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有し、耐力が３５０ＭＰａ以上であり、金属組織が再結晶組織よりなる。【選択図】図１
2015040320.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
陽極酸化処理を施す高強度アルミニウム合金において、
質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有し、
耐力が３５０ＭＰａ以上であり、
金属組織が再結晶組織よりなることを特徴とする高強度アルミニウム合金。
【請求項２】
上記再結晶組織は、その結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、熱間加工方向に平行な方向の結晶粒長さが、熱間加工方向に直角方向の結晶粒長さに対して０．５〜４倍であることを特徴とする請求項１に記載の高強度アルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の高強度アルミニウム合金を製造する方法であって、
質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有する鋳塊を作製し、
上記鋳塊を５４０℃超え５８０℃以下の温度で１〜２４時間加熱する均質化処理を行い、
加工開始時における上記鋳塊の温度を４４０℃〜５６０℃とした状態で該鋳塊に熱間加工を施して展伸材とし、
該展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始した後、該展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して冷却する急冷処理を行い、
該急冷処理またはその後の冷却により該展伸材の温度を室温まで冷却し、
その後、該展伸材に対して人工時効処理を行うことを特徴とする高強度アルミニウム合金の製造方法。
【請求項４】
上記人工時効処理として、上記展伸材を８０〜１２０℃の温度で１〜５時間加熱する第１人工時効処理を行い、その後、上記第１人工時効処理と連続して上記展伸材を１４５〜２００℃の温度で２〜１５時間加熱する第２人工時効処理を行うことを特徴とする請求項３に記載の高強度アルミニウム合金の製造方法。
【請求項５】
上記人工時効処理として、上記展伸材を１４５〜１７０℃の温度で１〜２４時間加熱することを特徴とする請求項３に記載の高強度アルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、少なくとも外観特性と耐応力腐食割れ性の双方が重要視される部位に用いられる高強度アルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
少なくとも強度特性及び外観特性が重要視されるスポーツ用具、輸送機器、機械部品その他の用途に用いられる材料として、アルミニウム合金を採用することが増えてきている。これらの用途には耐久性が要求されるため、耐力が３５０ＭＰａ以上である高強度のアルミニウム合金を用いることが望まれる。強度特性と外観特性との双方が重視される用途に用いるアルミニウム合金としては、例えば特許文献１に記載のアルミニウム合金押出材が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１２-２４６５５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１に示された７０００系アルミニウム合金は、時効処理でＴ６処理を行うと、応力腐食割れが生じやすい問題がある。また、その対策として、過時効処理を行うと、耐応力腐食割れ性は改善できるものの強度が低くなる問題がある。
【０００５】
このように、例えば特許文献１に記載された従来の７０００系アルミニウム合金は、高い耐力を有するものの、応力腐食割れ性への対策がとられているとは言えない。そのため、これらの合金は、腐食環境下において応力が常に負荷された状態で長期間使用される用途には適していない。
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたもので、陽極酸化処理後における表面品質および耐応力腐食割れ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を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の一態様は、陽極酸化処理を施す高強度アルミニウム合金において、
質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有し、
耐力が３５０ＭＰａ以上であり、
金属組織が再結晶組織よりなることを特徴とする高強度アルミニウム合金にある。
【０００７】
本発明の他の態様は、上記高強度アルミニウム合金を製造する方法であって、
質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有する鋳塊を作製し、
上記鋳塊を５４０℃超え５８０℃以下の温度で１〜２４時間加熱する均質化処理を行い、
加工開始時における上記鋳塊の温度を４４０℃〜５６０℃とした状態で該鋳塊に熱間加工を施して展伸材とし、
該展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始した後、該展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して冷却する急冷処理を行い、
該急冷処理またはその後の冷却により該展伸材の温度を室温まで冷却し、
その後、該展伸材に対して人工時効処理を行うことを特徴とする高強度アルミニウム合金の製造方法にある。
【発明の効果】
【０００８】
上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有しており、耐力が３５０ＭＰａ以上であり、かつ、金属組織が再結晶組織よりなる。これにより、上記高強度アルミニウム合金は、高強度であるとともに、耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、陽極酸化処理後の表面品質に優れたものとなり、強度特性、外観特性及び耐応力腐食割れ性が重要視される部位に好適に使用することができる。
【０００９】
すなわち、上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有することによって、優れた耐応力腐食割れ特性を確保することができ、これにより、腐食環境下において使用しても優れた耐久性を発揮することができる。
【００１０】
また、上記高強度アルミニウム合金は、上記従来の７０００系アルミニウム合金材と同等以上の耐力、つまり、３５０ＭＰａ以上の耐力を有している。そのため、例えば軽量化のための薄肉化に対応し得る強度特性を確保するなどの強度要求を比較的容易に満たすことができる。
【００１１】
また、上記高強度アルミニウム合金は、上記特定の化学成分を有していると共に金属組織が再結晶組織からなるため、陽極酸化処理後において、繊維状組織に起因する筋状模様が発生すること等を抑制し、良好な表面品質を得ることができる。
【００１２】
次に、上記高強度アルミニウム合金材の製造方法では、上記特定の処理温度、処理時間及び処理手順により上記高強度アルミニウム合金を製造する。そのため、上記の優れた高強度アルミニウム合金を容易に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】実施例１における、試料４の金属組織を示す図面代用写真。
【図２】実施例１における、試料Ａ１９の金属組織を示す図面代用写真。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
上記高強度アルミニウム合金は、質量％において、Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０２％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなると共に、Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７以上３．１以下である化学成分を有している。まず、各元素の含有量範囲の限定理由について説明する。
【００１５】
Ｚｎ：５．０％以上７．０％以下、
Ｚｎは、アルミニウム合金中においてＭｇと共存することでη’相を析出させる元素である。Ｍｇと共にＺｎを含有させることにより、析出強化による強度向上を得ることができる。Ｚｎの含有量が５．０％以下の場合には、η’相の析出量が少なくなるため、強度向上効果が低くなる。そのため、Ｚｎの含有量は５．０％より多い方が良く、好ましくは５．２％以上が良い。一方、Ｚｎの含有量が７．０％を超えると、耐応力腐食割れ性が低下する。そのため、Ｚｎの含有量は７．０％以下が良く、好ましくは６．８％以下が良い。
【００１６】
Ｍｇ：２．２％超え３．０％以下、
Ｍｇは、アルミニウム合金中においてＺｎと共存することでη’相を析出させる元素である。Ｚｎと共にＭｇを含有させることにより、析出強化による強度向上を得ることができる。Ｍｇの含有量が２．２％以下の場合には、η’相の析出量が少なくなるため、強度向上効果が低くなる。一方、Ｍｇの含有量が３．０％を超えると、熱間加工性が低下し生産性が低下するとともに、耐応力腐食割れ性が低下する。
【００１７】
Ｚｎ／Ｍｇ比：１．７以上３．１以下、
ＺｎとＭｇの含有量はそれぞれ上述した限定範囲内で、かつ、必ず、上記Ｚｎ量／Ｍｇ量比の値が１．７〜３．１の範囲内となるように、選択する。Ｚｎ／Ｍｇ比が１．７未満の場合には強度が低くなりやすく、一方、３．１を超える場合には耐応力腐食割れ性が低下する。なお、Ｚｎ／Ｍｇ比は、Ｚｎ含有量（質量％）／Ｍｇ含有量（質量％）の値を意味する。
【００１８】
Ｃｕ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｃｕは、上記高強度アルミニウム合金材の原料としてリサイクル材を使用する場合に混入する可能性がある。Ｃｕの含有量が０．１０％を超える場合には、化学研磨後の光沢の低下や、陽極酸化処理による黄色への色調変化など、表面品質が低下する原因となり、Ｃｕの含有量が０．０１％未満の場合には、耐応力腐食割れ性が低下する。このような耐応力腐食割れ性および表面品質の低下は、Ｃｕの含有量を０．０１％以上０．１０％以下に制御することで回避することができる。
【００１９】
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｚｒの含有量が０．１０％を超える場合は、再結晶組織の生成が抑制され、その替わりに繊維状組織が生成されやすくなる。上記繊維状組織が存在すると、陽極酸化処理を行った後に、上記繊維状組織に起因する筋状模様が表面に現れやすくなるため、表面品質が低下するおそれがある。そのため、Ｚｒ含有量は０．１０％以下とする。
【００２０】
Ｃｒ：０．０２％以下、
Ｃｒが０．０２％以上含有されている場合には、陽極酸化処理後の表面が黄色の色調を帯びるおそれがある。このような色調変化等による表面品質の低下は、Ｃｒの含有量を０．０２％未満に規制することで抑制することができる。
【００２１】
Ｆｅ：０．３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．０２％以下、
Ｆｅ、Ｓｉはアルミニウム地金中の不純物として混入し、Ｍｎはリサイクル材を使用する場合に混入する可能性のある成分である。Ｆｅ、ＳｉおよびＭｎは、Ａｌとの間にＡｌＭｎ系、ＡｌＭｎＦｅ系もしくはＡｌＭｎＦｅＳｉ系の金属間化合物を形成することにより再結晶化を抑制する作用を有する。そのため、上記３成分が上記高強度アルミニウム合金材に過度に混入した場合には再結晶組織の生成が抑制され、その替わりに繊維状組織が生成されやすくなる。繊維状組織が存在すると、陽極酸化処理を行った後に、繊維状組織に起因する筋状模様が表面に現れやすくなるため、表面品質が低下するおそれがある。このような筋状模様による表面品質の低下は、Ｆｅを０．３０％％以下に、Ｓｉを０．３０％以下に、Ｍｎを０．０２％以下にそれぞれ規制することで抑制することが可能となる。
【００２２】
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
Ｔｉは、アルミニウム合金に添加されることにより鋳塊組織を微細化する作用を有する。鋳塊組織が微細になるほど、斑がなく高い光沢の表面状態が得られるため、Ｔｉが含有されることにより表面品質を向上させることができる。Ｔｉの含有量が０．００１％より少ない場合には、鋳塊組織の微細化が充分に為されないため、上記高強度アルミニウム合金材の表面に斑および筋状模様を生じるおそれがある。また、Ｔｉの含有量が０．０５％より多い場合には、Ａｌとの間に形成されるＡｌＴｉ系金属間化合物などが原因となり、点状や筋状模様の欠陥が発生しやすくなるため、表面品質が低下するおそれがある。
【００２３】
次に、上記高強度アルミニウム合金材は、上述したごとく、金属組織が粒状の再結晶組織より構成されている。通常、熱間加工を行って作製したアルミニウム合金は繊維状組織よりなる金属組織を有するため、表面に筋状模様が生じ、その結果表面品質が低くなるおそれがある。一方、上記高強度アルミニウム合金では、金属組織が再結晶組織で構成されているため、表面に筋状模様は発生せず、表面品質が良好となる。
【００２４】
また、上記高強度アルミニウム合金は、硫酸浴を用いた陽極酸化処理後において測定された、ＪＩＳ  Ｚ８７２９（ＩＳＯ７７２４−１）に規定されるＬ*ａ*ｂ*表色系におけるｂ*値（青〜黄の色度）が０以上０．８以下であることが好ましい。陽極酸化処理後において、ｂ*値が上記の範囲内にあるアルミニウム合金材は、黄色濃度が適度であるため、意匠性に優れたアルミニウム合金材となる。
【００２５】
上記高強度アルミニウム合金材は、少なくとも上記特定の化学成分を有していることによって、ｂ*値が０．８以下となる色調を実現することができる。ｂ*値が０．８を超える場合は、陽極酸化処理後に色調が黄色味を帯びるため、意匠性が低下するおそれがある。なお、上記化学成分を有するアルミニウム合金材に対して陽極酸化処理を行う場合には、０未満となるｂ*値を有するアルミニウム合金材を得ることは困難である。
【００２６】
また、上記再結晶組織は、その結晶粒の平均粒径が５００μｍ以下であり、熱間加工方向に平行な方向の結晶長さを、熱間加工方向に直角方向の結晶長さに対して０．５倍以上４倍以下であることが好ましい。
【００２７】
上記結晶粒の平均粒径が５００μｍを超えると、結晶粒が過度に粗大となるため、陽極酸化処理等の表面処理を行った後に、表面に斑が生じやすく、表面品質が低下するおそれがある。そのため、上記結晶粒の平均粒径は小さいほど良い。
【００２８】
また、上記結晶粒のアスペクト比、つまり、熱間加工方向に直角方向の結晶長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶長さの比が４を超えると、陽極酸化処理を行った後の表面に筋状模様が現れるおそれがある。一方、アスペクト比が０．５未満となる結晶粒は、実質的な製造設備では得ることが難しい。
【００２９】
なお、上記金属組織は、例えばアルミニウム合金材の表面に電解研磨を行い、得られた表面を偏光顕微鏡により観察することで再結晶組織であるか否かを確認できる。つまり、上記金属組織が再結晶組織よりなる場合には、粒状晶よりなる均一な金属組織が観察され、粗大な金属間化合物や浮遊晶等に代表される、鋳造時に形成され得る凝固組織はみられない。同様に、再結晶組織よりなる金属組織には、押出や圧延等の塑性加工によって形成される筋状の組織（いわゆる加工組織）はみられない。
【００３０】
また、上記再結晶組織における結晶粒の平均粒径は、上述の偏光顕微鏡を用いた観察により得られる金属組織像に対し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（ＡＳＴＭ  Ｅ  １１２−９６、ＡＳＴＭ  Ｅ  １３８２−９７）に規定された切断法に準じて算出することができる。つまり、上記金属組織像中の任意の位置において縦、横、斜め方向に各一本ずつの切断線を引き、この切断線の長さを、切断線を横切る結晶粒界の数で割ることにより平均粒径が算出できる。
【００３１】
また、上記アスペクト比、すなわち、熱間加工方向に直角方向の結晶長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶長さの比は、上述の方法に準じて算出することができる。つまり、上述の方法と同様に、上記金属組織像中に、熱間加工方向と平行な方向及び直角方向の切断線を任意の位置に引き、各々の切断線から熱間加工方向と平行な方向及び直角方向の平均粒径を算出する。そして、熱間加工方向に平行な方向の平均粒径を熱間加工方向に直角方向の平均粒径で割ることにより、上記アスペクト比を算出することができる。
【００３２】
また、上記再結晶組織は、熱間加工時に生成されたものであることが好ましい。再結晶組織は、その製造過程により動的再結晶組織と静的再結晶組織に分類することができ、熱間加工時に変形を受けると同時に再結晶を繰り返すことにより生成されるものを動的再結晶組織という。一方、静的再結晶組織は、熱間加工や冷間加工を行った後、溶体化処理や焼鈍処理等の熱処理工程を追加することにより生成されるものをいう。前述した本発明が解決すべき課題は、いずれの再結晶組織であっても解決しうるが、動的再結晶組織の場合には、生産工程が簡素となるため、容易に製造することができる。
【００３３】
次に、上記高強度アルミニウム合金材の製造方法においては、上記化学成分を有する鋳塊に対し、５４０℃を超え５８０℃以下の温度で１時間以上２４時間以下の加熱をする、均質化処理を行う。上記均質化処理の加熱温度が５４０℃以下の場合には、鋳塊偏析層の均質化が不十分となる。その結果、結晶粒の粗大化や、不均一な結晶組織の形成等が起こるため、最終的に得られる合金材の表面品質が低下する。一方、加熱温度が５８０℃より高いと、上記鋳塊が局部的に溶融を起こすおそれがあるため、製造が困難となる。従って、上記均質化処理の温度は、５４０℃を超え５８０℃以下であることが好ましい。
【００３４】
また、上記均質化処理の加熱時間が１時間未満の場合には、鋳塊偏析層の均質化が不十分となるため、上記と同様に最終的な表面品質が低下する。一方、加熱時間が２４時間を超えると、鋳塊偏析層の均質化が充分なされた状態になるため、それ以上の効果を見込むことができない。従って、上記均質化処理の時間は、１時間以上２４時間以内であることが好ましい。
【００３５】
上記均質化処理を行った鋳塊は、熱間加工を施して展伸材とする。熱間加工開始時の上記鋳塊の温度は、４４０℃以上５６０℃以下とする。熱間加工前の鋳塊の加熱温度が４４０℃より低いと、変形抵抗が高く、実質的な製造設備では加工が困難となる。一方、５６０℃を超える温度まで鋳塊を加熱した後に熱間加工を行うと、加工時の加工発熱が加わることにより上記鋳塊が局所的に融解し、その結果熱間割れが発生するおそれがある。従って、熱間加工前の上記鋳塊の温度は、４４０℃以上５６０℃以下であることが好ましい。なお、上記熱間加工としては、押出加工や圧延加工などを採用することができる。
【００３６】
また、上記熱間処理の後に、上記展伸材の温度が４００℃以上である間に冷却を開始し、上記展伸材の温度が１５０℃以下となるまで冷却する急冷処理を行う。上記急冷処理前の上記展伸材の温度が４００℃未満である場合には、焼入れ効果が不十分となり、その結果得られる展伸材の耐力が３５０ＭＰａ未満となるおそれがある。また、急冷処理後の展伸材の温度が１５０℃を超える場合にも焼入れ効果が不十分となり、その結果得られる展伸材の耐力は３５０ＭＰａ未満となるおそれがある。
【００３７】
なお、上記急冷処理とは、上記展伸材を強制的な手段により冷却する処理を意味する。上記急冷処理としては、例えばファンによる強制急冷やシャワー冷却もしくは水冷等の方法を採用できる。
【００３８】
また、上記急冷処理は、上記展伸材の温度が４００℃から１５０℃の範囲にある間の平均冷却速度を１℃／秒以上３００℃／秒以下に制御して行う。上記平均冷却速度が３００℃／秒を超える場合には、設備が過大になる上、それに見合った効果を得ることができない。一方、平均冷却速度が１℃／秒未満であると、焼入れ効果が不十分となるため、得られる展伸材の耐力が３５０ＭＰａに満たなくなるおそれがある。従って、平均冷却速度は早いほうがよく、１℃／秒以上３００℃／秒以下、好ましくは３℃／秒以上３００℃／秒以下がよい。
【００３９】
また、上記急冷処理を行った後に、上記展伸材の温度を室温まで到達させる。これは、上記急冷処理により室温に到達してもよく、または急冷処理の後に追加の冷却処理を行うことにより到達してもよい。展伸材の温度を室温まで到達させることにより、室温時効の効果が現れるため、展伸材の強度が向上する。なお、上記追加の冷却処理には、例えばファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却もしくは水冷等の方法を採用できる。
【００４０】
ここで、上記展伸材を、室温を維持した状態で保管すると、室温時効効果により該展伸材の強度がより向上する。室温時効時間は、初期の段階においては時間が長いほど強度が向上するが、室温時効時間が２４時間以上となる場合には、室温時効の効果が飽和してくる。
【００４１】
次に、上記のごとく室温まで冷却を行った上記展伸材を加熱する、人工時効処理を行う。人工時効処理を行うことにより、上記展伸材内にＭｇＺｎ2が微細かつ均一に析出するため、上記展伸材の耐力を容易に３５０ＭＰａ以上にすることができる。上記人工時効処理の具体的な条件としては、以下のいずれかの態様を適用することができる。
【００４２】
まず、上記人工時効処理としては、上記展伸材を８０〜１２０℃の温度で１〜５時間加熱する第１人工時効処理を行い、その後、上記第１人工時効処理と連続して上記展伸材を１４５〜２００℃の温度で２〜１５時間加熱する第２人工時効処理を行うことができる。
【００４３】
ここで、第１人工時効処理と第２人工時効処理とを連続して行うとは、第１人工時効処理が完了した後に、上記展伸材の温度を維持しつつ第２人工時効処理を行うことを意味している。つまり、第１人工時効処理と第２人工時効処理との間で、上記展伸材が冷却されなければよく、具体的な方法として、第１人工時効処理の後、熱処理炉から取り出すことなく第２人工時効処理を行う方法などがある。
【００４４】
このように、上記第１人工時効処理と上記第２人工時効処理とを連続して行うことにより、人工時効処理時間を短縮することができる。また、第２人工時効処理における処理温度は１４５〜２００℃がよい。第２人工時効処理において１７０〜２００℃の範囲で加熱を行う場合には、上記展伸材の延性が大きくなるため、加工性をより向上させることができる。なお、第２人工時効処理において、上記の温度範囲または時間範囲を外れる条件がある場合には、得られる展伸材の応力腐食割れが生じやすくなるおそれや、耐力が３５０ＭＰａ未満になるおそれがある。
【００４５】
また、上記人工時効処理として、上記展伸材を１４５〜１７０℃の温度で１〜２４時間加熱する処理を行うこともできる。この場合には、製造工程が簡素なものとなるため、容易に製造を行うことができる。上記の人工時効処理が上記の温度範囲または時間範囲を外れると、得られる展伸材の応力腐食割れが生じやすくなるおそれや、耐力が３５０ＭＰａ未満となるおそれがあり、充分な強度特性を有する展伸材を得ることが困難となる。
【実施例】
【００４６】
（実施例１）
上記高強度アルミニウム合金材に係る実施例について、表１〜表３を用いて説明する。本例では、表１に示すごとく、アルミニウム合金材の化学成分を変化させた試料（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３０）を同一の製造条件にて作製し、各試料の強度測定、金属組織観察を行った。更に、各試料に表面処理を行った後、表面品質評価を行った。
以下に、各試料の製造条件、強度測定方法及び金属組織観察方法、ならびに表面処理方法及び表面品質評価方法を説明する。
【００４７】
【表１】
2015040320.tif 000003
【００４８】
【表２】
2015040320.tif 000004
【００４９】
＜試料の製造条件＞
半連続鋳造により、表１および表２に記載された化学成分を有する直径９０ｍｍの鋳塊を鋳造する。その後、該鋳塊を５５０℃の温度で６時間加熱する均質化処理を行う。その後、上記鋳塊の温度が５２０℃である状態で、該鋳塊を熱間押出加工することにより、幅３５ｍｍ、厚さ７ｍｍの展伸材を形成する。その後、該展伸材の温度が５０５℃である状態で、該展伸材を６０℃／秒の平均冷却速度で１００℃まで冷却する急冷処理を行う。そして、上記急冷処理を行った上記展伸材を室温まで冷却し、室温下で２４時間の室温時効を行う。その後、熱処理炉を用いて上記展伸材を１００℃の温度で４時間加熱する第１人工時効処理を行う。次いで、上記展伸材を熱処理炉から取り出すことなく炉内温度を１６０℃に昇温し、１６０℃で８時間加熱する第２人工時効処理を実施して試料とする。
【００５０】
＜強度測定方法＞
試料から、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に準拠する方法により試験片を採取し、引張強さ、耐力及び伸びの測定する引張試験を行う。引張試験の結果において３５０ＭＰａ以上の耐力を示すものを、強度特性が合格であると判定する。
【００５１】
＜金属組織観察方法＞
試料を電解研磨および電解エッチングした後、倍率５０倍〜１００倍の偏光顕微鏡により試料表面の顕微鏡像を取得する。該顕微鏡像に対し画像解析を行い、上述のごとく、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定された切断法に準じて試料の金属組織を構成する結晶粒の平均粒径を求める。また、アスペクト比（熱間加工方向に直角方向の結晶長さに対する熱間加工方向に平行な方向の結晶長さの比を指す）は、上述のごとく、熱間加工方向に平行な方向の平均粒径を熱間加工方向に直角方向の平均粒径で割ることにより算出する。この結果、平均粒径については５００μｍ以下であるもの、アスペクト比については、０．５〜４．０の範囲内にあるものを好ましい結果と判定する。
【００５２】
＜表面処理方法＞
上記人工時効処理を行った試料の表面をバフ研磨した後、水酸化ナトリウム水溶液によりエッチングを行い、次いでデスマット処理を行う。該デスマット処理を行った試料を、リン酸−硝酸法を用いて９０℃の温度で２分間の化学研磨を行う。そして、該化学研磨を行った試料を、１５％硫酸浴下において１５０Ａ／ｍ2の電流密度で陽極酸化処理を行い、１０μｍの陽極酸化皮膜を形成する。最後に、上記陽極酸化処理後の試料を沸騰水に浸漬し、上記陽極酸化皮膜の封孔処理を行う。
【００５３】
＜表面品質評価方法＞
上記表面処理を行った試料の表面を目視観察する。目視観察では、表面に筋状模様、斑状模様または点状欠陥等が現れていないものを合格と判定する。
次いで、試料の表面の色調を色差計により計測し、ＪＩＳ  Ｚ８７２９に記載のＬ*ａ*ｂ*表色系における各座標の値を取得する。その結果、ｂ*値（青〜黄の色度）：０〜０．８の範囲内にあるものを合格と判定する。
【００５４】
＜応力腐食割れ試験方法＞
ＪＩＳ  Ｈ８７１１（ＩＳＯ−９５９１）に準拠して試験を実施する。各試料から、外径２０ｍｍ、内径１７ｍｍ、軸方向厚さ７ｍｍのリング状形状から円周上の一部に切り欠き部を設けたＣリング形状の試験片を削り出す。Ｃリング形状の中心と切り欠き部とを結ぶ方向は、試料作製時の押出方向に揃える。試験片への応力の負荷は、上記押出方向に直交する方向にＣリング形状を縮める方向に、３３０ＭＰａの応力を負荷する。この負荷状態で、２５℃の温度雰囲気中で、試験片の３．５％ＮａＣｌ水溶液への１０分間の浸漬と、５０分間の乾燥とを交互に行う交互浸漬を７２０時間行う。試験結果は、クラック発生の有無で判定する。クラックなしを良（○）、クラックが発生したものを不良（×）とする。
【００５５】
表１及び表２に示す各試料の評価結果を、表３に示す。なお、各々の評価結果において合格と判定されなかったものもしくは好ましい結果と判定されなかったものについては、表３中の当該評価結果に下線を付して示した。
【００５６】
【表３】
2015040320.tif 000005
【００５７】
表３より知られるごとく、試料１〜１５は、全ての評価項目で合格となり、強度、表面品質、耐応力腐食割れ性とも、優れた特性を示した。
【００５８】
優れた表面品質を有する試料の代表例として、図１に、試料４の金属組織観察結果を示す。優れた表面品質を有する試料は、同図より知られるごとく、粒状の再結晶組織よりなる金属組織を有すると同時に、目視確認においても筋状模様は観察されず、斑がなく高い光沢を有する。
【００５９】
試料１６は、Ｚｎ含有量が低すぎるため、強度向上効果が充分に得られず、耐力が不合格と判定された。
試料１７は、Ｚｎ含有量が高すぎるため、耐応力腐食割れ性が劣り不合格と判定された。
試料１８は、Ｍｇ含有量が低すぎるため、強度向上効果が充分に得られず、耐力が不合格と判定された。
【００６０】
試料１９は、Ｍｇ含有量が高すぎるため、押出時に部分的に割れが生じ、さらに耐応力腐食割れ性が劣り不合格と判定された。
試料２０は、Ｚｎ／Ｍｇ比が低すぎるため、強度が劣り不合格と判定された。
試料２１は、Ｚｎ／Ｍｇ比が高すぎるため応力腐食割れ性が低下し不合格と判定された。
【００６１】
試料２２は、Ｃｕ含有量が低すぎるため、耐応力腐食割れ性が劣り不合格と判定された。
試料２３は、Ｃｕ含有量が高すぎるため、表面の色調が黄色を帯び不合格と判定された。
試料２４は、Ｆｅ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認され不合格と判定された。
【００６２】
試料２５は、Ｓｉ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認され不合格と判定された。
試料２６は、Ｍｎ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認され不合格と判定された。
試料２７は、Ｃｒ含有量が高すぎるため、表面の色調が黄色を帯び不合格と判定された。
【００６３】
試料２８は、Ｚｒ含有量が高すぎるため、繊維状組織が形成された結果、表面に筋状模様が視認され不合格と判定され。
試料２９は、Ｔｉ含有量が低すぎるため、粗大な鋳塊組織に起因する筋状模様が現れ不合格と判定された。
試料３０は、Ｔｉ含有量が高すぎるため、Ａｌとの金属間化合物が形成された結果、表面に筋状および点状欠陥が視認され不合格と判定された。
【００６４】
（実施例２）
次に、上記高強度アルミニウム合金の製造方法に係る実施例について、表４〜表６を用いて説明する。
本例では、表４に示す化学成分を含有するアルミニウム合金（材質Ｎｏ．Ａ）を用い、表５及び表６に示すごとく製造条件を変化させて試料（Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２９）を作製し、各試料の強度測定、金属組織観察を行った。更に、各試料に表面処理を行った後、表面品質評価を行った。
以下に、各試料の製造条件を詳説する。なお、各試料の強度測定方法、金属組織観察方法、表面処理方法及び表面品質評価方法は、上記実施例１と同一の方法により行った。
【００６５】
＜試料の製造条件＞
半連続鋳造により、表４に記載された化学成分を有する直径９０ｍｍの鋳塊を鋳造する。その後、表５及び表６に示す温度、時間または平均冷却速度の組み合わせを用いて、上記鋳塊に均質化処理、熱間押出加工、急冷処理、第１人工時効処理及び第２人工時効処理をこの順で施し、各試料を得る。なお、表５及び表６に記載の室温時効時間とは、急冷処理を行った後、展伸材が室温に達してから第１人工時効処理を行うまでの時間を意味する。
【００６６】
【表４】
2015040320.tif 000006
【００６７】
【表５】
2015040320.tif 000007
【００６８】
【表６】
2015040320.tif 000008
【００６９】
上記のごとく作製した各試料の評価結果を、表７に示す。なお、各々の測定結果において合格と判定されなかったものもしくは好ましい結果と判定されなかったものについては、表７中の当該評価結果に下線を付して示した。
【００７０】
【表７】
2015040320.tif 000009
【００７１】
表７より知られるごとく、試料Ａ１〜Ａ１７は、全ての評価項目で合格となり、強度、表面品質共に優れた特性を示した。
【００７２】
試料Ａ１８は、均質化処理における加熱温度が低すぎたため、耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。同時に、結晶粒が粗大となり、表面に斑状模様も視認された。
試料Ａ１９は、均質化処理における処理時間が短すぎたため、耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。同時に、結晶粒が粗大となり、表面に斑状模様も視認された。
【００７３】
試料Ａ２０は、熱間押出加工前における鋳塊の加熱温度が高すぎたため、押出加工時に部分溶融した結果、熱間加工割れを起こし、急冷処理以降の処理を行うことができなかった。
【００７４】
試料Ａ２１は、急冷処理における平均冷却速度が低すぎたため、焼入れ効果が不十分となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定した。
試料Ａ２２は、第２人工時効処理における処理温度が低すぎたため、耐応力腐食割れ性が不十分となり不合格と判定された。
【００７５】
試料Ａ２３は、第２人工時効処理における処理温度が高すぎたため、過時効となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。
試料Ａ２４は、第２人工時効処理における処理時間が短すぎたため、時効硬化が不十分となり耐力が３５０ＭＰａに満たず、耐応力腐食割れ性も不十分となり不合格と判定された。
【００７６】
試料Ａ２５は、第２人工時効処理における処理時間が長すぎたため、過時効となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。
試料Ａ２６は、１段のみの人工時効処理を施したものであるが、その人工時効処理における処理温度が低すぎたため、耐応力腐食割れ性が不十分となり不合格と判定された。
【００７７】
試料Ａ２７は、１段のみの人工時効処理を施したものであるが、その人工時効処理における処理温度が高すぎたため、過時効となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。
試料Ａ２８は、第１人工時効処理における処理時間が短すぎたため、時効硬化が不十分となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定された。
試Ａ２９は、第１人工時効処理における処理時間が長すぎたため、過時効となり耐力が３５０ＭＰａに満たず不合格と判定した。
【００７８】
表面品質が不合格となった試料のうち、筋状模様が視認された試料の代表例として、図２に、試料Ａ１９の金属組織観察結果を示す。筋状模様が視認された試料は、同図より知られるごとく、繊維状組織よりなる金属組織を有する。
【図１】
2015040320.tif 000010
【図２】
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