(57)【要約】【課題】軽量、高強度、かつ、低コストで製造可能なアルミニウム合金材およびその製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金材は、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＦｅと、０．３質量％以上２．０質量％以下のＣｕと、０．３質量％以上２．０質量％以下のＭｎと、０．５質量％以上３．０質量％以下のＭｇと、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＺｒと、を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなり、アルミニウム合金材の金属組織が再結晶組織からなり、アルミニウム合金材の押出方向に対して垂直な断面において再結晶組織の結晶粒径が、円相当径で１０μｍ以上１５０μｍ以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．０５質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、
０．０５質量％以上０．５質量％以下のＦｅと、
０．３質量％以上２．０質量％以下のＣｕと、
０．３質量％以上２．０質量％以下のＭｎと、
０．５質量％以上３．０質量％以下のＭｇと、
０．０５質量％以上０．３質量％以下のＺｒと、
を含み、
残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなり、
アルミニウム合金材の金属組織が再結晶組織からなり、
前記アルミニウム合金材の押出方向に対して垂直な断面において前記再結晶組織の結晶粒径が、円相当径で１０μｍ以上１５０μｍ以下である、
ことを特徴とするアルミニウム合金材。
【請求項２】
さらに、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＴｉ、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＣｒ、または、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＶのうち少なくとも１つの元素を含む、
ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金材。
【請求項３】
請求項１または２に記載のアルミニウム合金材の製造方法であって、
ビレットを用いた押出工程において、
前記アルミニウム合金材の固相線温度から、前記アルミニウム合金材の前記ビレットの温度を引いた値が１０℃以上７０℃以下である、
ことを特徴とする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、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】
近年、ＣＯ２削減による地球環境に対する配慮や、省エネルギーの観点から、輸送材や航空機材、建材等の各種構造部材の軽量化およびコストダウンの要求が高まり、各種部材の材料を鉄鋼からアルミニウムへ切り替えるための開発が行われている。従来の鉄鋼材においては板材が用いられており、溶接などによって所定の構造部材の形状を造りだすが、アルミニウム合金では押出による成形が可能なので、用途に合わせた構造部材の形状をしたアルミニウム合金材を押出成形することができる。そのため、アルミニウム合金押出材は成形加工の負荷を鉄鋼材と比べて削減することが可能であり、コストダウンの効果が期待される。各種構造部材に用いられているアルミニウム合金には、主にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６０００系アルミニウム合金（以下、６０００系合金）とＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の７０００系アルミニウム合金（以下、７０００系合金）とがあり、高強度で、靭性および耐久性、耐食性が求められる構造部材の要所においては、主に７０００系アルミニウム合金が用いられる。構造部材に用いられている７０００系合金としては、たとえば、ＪＩＳ規格で定められているＪＩＳ  ７Ｎ０１合金やＪＩＳ  ７００３合金等が挙げられる。７０００系合金はアルミニウム合金の中でも強度が高く、鉄鋼材と比べても強度が大きく劣らないので、アルミニウムを使用することによる軽量化の観点では７０００系合金を用いることが適している。
【０００３】
しかしながら、７０００系合金は高強度であるため、押出成形時に割れが生じることがある。そのため、従来の製造方法においては、７０００系合金の押出成形時の押出速度として１〜５ｍ／分程度の低速を用いることによって押出成形がされている。このことから、輸送材や航空機材、建材等の各種構造部材の軽量化とコストダウンに対する要求では、鉄鋼材料のアルミニウム材料使用への置き換えとして７０００系合金を用いることによって、鉄鋼材と同程度の強度を維持しつつ軽量化を図ることができるが、従来の製造方法においては、押出速度が低速であるため製造コストが上昇することがあった。
【０００４】
そのため、７０００系合金のような高強度アルミニウム合金の製造コストを下げるために、従来の製造方法における温度よりも高温の状態を維持して押出成形を行うことで、製造効率を上げるための製造方法が提案されてきている。
【０００５】
たとえば、特許文献１においては、ビレットを鋳造直後に従来の製造方法における温度よりも高温の状態で押出成形へ移行され、液相率４０〜６０％で押出成形をすることによって、高強度で応力腐食環境下での強度の低下が少ないアルミニウム合金が得られる旨が記載されている。特許文献１に記載の製造方法においては、均質化処理を入れずに押出成形に移行しているため、製造工程数が減っている。
【０００６】
また、特許文献２には、７０００系アルミニウム合金とマグネシウム合金とを液相率１０〜３０％の状態で押出成形することによって得られる押出成形品が再結晶し、従来の製造方法における熱間押出よりも低荷重で押出成形できる旨が記載されている。特許文献２に記載の製造方法においては、７０００系アルミニウム合金を低荷重で押出成形が可能であるため、ダイスの破損を防止しつつ、製造効率を上げることができると考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００５−１５４７８６号公報
【特許文献２】特表２０１１−５１１７１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に記載された製造方法においては、液相を含んだ状態で高強度を有するアルミニウム合金の押出材を製造する場合、その押出成形品が軟化し、所定の形状を保てないことがあった。
【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、軽量、高強度、かつ、低コストで製造可能な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を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の第一の観点に係るアルミニウム合金材は、
０．０５質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、
０．０５質量％以上０．５質量％以下のＦｅと、
０．３質量％以上２．０質量％以下のＣｕと、
０．３質量％以上２．０質量％以下のＭｎと、
０．５質量％以上３．０質量％以下のＭｇと、
０．０５質量％以上０．３質量％以下のＺｒと、
を含み、
残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなり、
アルミニウム合金材の金属組織が再結晶組織からなり、
前記アルミニウム合金材の押出方向に対して垂直な断面において前記再結晶組織の結晶粒径が、円相当径で１０μｍ以上１５０μｍ以下である、
ことを特徴とする。
【００１１】
さらに、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＴｉ、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＣｒ、または、０．０５質量％以上０．３質量％以下のＶのうち少なくとも１つの元素を含んでもよい。
【００１２】
本発明の第二の観点に係るアルミニウム合金材の製造方法は、
上記アルミニウム合金材の製造方法であって、
ビレットを用いた押出工程において、
前記アルミニウム合金材の固相線温度から、前記アルミニウム合金材の前記ビレットの温度を引いた値が１０℃以上７０℃以下である、
ことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、軽量、高強度、かつ、低コストで製造可能な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ができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者は、鋭意検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ−Ｍｇ系ベースの高強度アルミニウム合金を開発し、アルミニウム合金の固相線温度と押出成形時のビレット温度との温度差を制御することによって、ビレットを液相状態にすることなく、ポートホールのダイスによる高強度材料の高温での押出成形を行い、高温化によって材料の変形抵抗を下げて低荷重による押出成形を可能にした。さらに、高温化と低荷重によって、高い強度を有する７０００系合金ベースのＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金の従来の押出速度である１〜５ｍ／分よりも速い３０ｍ／分以上の押出速度を実現し、高速化によって製造効率を向上させてコストダウンを達成しうることを見出し、この知見に基づいて本発明に至った。
【００１５】
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金およびその製造方法について以下に説明する。
【００１６】
はじめに、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材（アルミニウム合金材）を構成するアルミニウム合金の成分元素を説明する。なお、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと、不可避不純物と、からなる。
【００１７】
（Ｓｉ、Ｆｅ）
ＳｉおよびＦｅには、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成して、靱性および機械的性質を向上する効果がある。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＳｉの含有率を０．０５質量％以上０．５質量％以下とし、Ｆｅの含有率を０．０５質量％以上０．５質量％以下とする。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金中のＳｉ、Ｆｅの含有率が０．０５質量％未満である場合、靱性および機械的性質を向上する効果が得られない。また、Ｓｉ、Ｆｅは不可避不純物としても本発明に係るアルミニウム合金に含有されるため、Ｓｉ、Ｆｅが０．０５質量％未満では、高純度のアルミニウム地金を使用しなければならず、コストの上昇を招いてしまう。また、Ｓｉ、Ｆｅの含有率が０．５質量％を超えると、粗大な金属間化合物が生成して、耐食性が低下する。また、アルミニウム合金中のＳｉの含有率を０．１質量％以上０．３質量％以下、Ｆｅの含有率を０．１質量％以上０．３質量％以下とすることが好ましい。
【００１８】
（Ｃｕ）
Ｃｕは機械的性質を向上するとともに、耐ＳＣＣ性（耐Ｓｔｒｅｓｓ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：耐応力腐食割れ性）を向上させる効果がある。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＣｕの含有率を０．３質量％以上２．０質量％以下とする。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金中のＣｕの含有率が０．３質量％未満では、耐ＳＣＣ性を向上させる効果が得られない。また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金中のＣｕの含有率が２．０質量％を超えると、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の耐食性が低下し、さらに固相線温度が低下するため、高温で押出成形を実施する場合に押出材が軟化して形状を保てなくなる。また、アルミニウム合金中のＣｕの含有率を、０．８質量％以上１．５質量％以下とすることが好ましい。
【００１９】
（Ｍｎ）
Ｍｎは、機械的性質を向上するとともに、鋳造時に晶出物を生成し、均熱時に析出物等の金属間化合物を生成し、押出材の再結晶を抑制して再結晶化による強度の低下を抑える効果を有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＭｎの含有率を０．３質量％以上２．０質量％以下とする。アルミニウム合金中のＭｎの含有率が０．３質量％未満では、十分な強度が得られず、再結晶を抑制する効果が低い。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有率が２．０質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物を生成し、再結晶を阻害し、強度および成形加工性にも悪影響を及ぼす。アルミニウム合金中のＭｎの含有率を１．０質量％以上１．６質量％以下とすることが好ましい。
【００２０】
（Ｍｇ）
Ｍｇも機械的性質を向上する効果を有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＭｇの含有率を０．５質量％以上３．０質量％以下とする。アルミニウム合金中のＭｇの含有率が ０．５質量％未満では十分な強度が得られなくなる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有率が３．０質量％を超えると、耐ＳＣＣ性および成形加工性が劣化し、生産性も低下するうえに、さらに固相線温度が低下するので高温で押出成形を行う場合に、押出材が軟化して形状を保てなくなる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有率を１．５質量％以上２．５質量％以下とすることが好ましい。
【００２１】
（Ｚｒ）
Ｚｒは合金中の再結晶粒の粗大化を抑制し、組織の安定化を図るとともに曲げ等の成形性を改善する効果を有する。さらに、焼入れによる強度上昇を促進させる効果も有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＺｒの含有率を０．０５質量％以上０．３質量％以下とする。アルミニウム合金中のＺｒの含有率が０．０５質量％未満では上記の効果をあまり得られず、アルミニウム合金中のＺｒの含有率が０．３質量％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物が生成して、靱性等の特性が劣化してしまう。また、アルミニウム合金中のＺｒの含有率を０．１質量％以上０．２質量％以下とすることが好ましい。
【００２２】
（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金は、含有率が０．０５質量％以上０．３質量％以下のＴｉ、含有率が０．０５質量％以上０．３質量％以下のＣｒ、または、含有率が０．０５質量％以上０．３質量％以下のＶのうち少なくとも１つの元素をさらに含むことが好ましい。
【００２３】
（Ｃｒ）
ＣｒはＭｎと同様、機械的性質を向上するとともに、鋳造時に晶出物を生成し、均熱時に析出物等の金属間化合物を生成し、押出材の再結晶化による強度の低下を抑える効果を有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＣｒの含有率は、０．０５質量％以上０．３質量％以下とすることが好ましい。アルミニウム合金中のＣｒの含有率が０．０５質量％以上であることによって十分な強度を得ることができ、また、０．３質量％以下であることによって、焼き入れ感受性の増大が抑制され、再結晶が促進され、強度および押出加工性にも良好な影響を及ぼす。より好ましくは０．１質量％以上０．２質量％以下である。
【００２４】
（Ｔｉ）
Ｔｉは、微細な金属間化合物を形成して結晶粒を微細化し、合金の強度と芯材の自己耐食性を向上させる効果を有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＴｉの含有率は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、０．０５質量％以上０．３質量％以下とすることが好ましい。アルミニウム合金中のＴｉの含有率が０．０５質量％以上であることによって、上述の効果を十分に得ることが可能となり、０．３質量％以下であることによって、アルミニウム合金の鋳塊に粗大な化合物が生じることが抑制され、高い成形性を維持することができる。より好ましくは、０．１質量％以上０．２質量％以下である。また、Ｔｉは単独で添加するか、Ｂと組み合わせて複合添加して含有させてもよい。結晶粒微細化のためにはＢを併せて含有することで、より大きな効果が得られる。
【００２５】
（Ｖ）
Ｖは、微細な金属間化合物を形成し、合金の強度を向上させる効果を有する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＶの含有率は、０．０５質量％以上０．３質量％以下とすることが好ましい。アルミニウム合金中のＶの含有率を０．０５質量％以上とすることによって、上述の効果を十分に得ることが可能となり、０．３質量％以下とすることによって、アルミニウム合金における巨大な金属間化合物の発生が抑制され、高い機械的性能を維持することができる。より好ましくは、０．１質量％以上０．２質量％以下である。
【００２６】
（その他の元素）
以上、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金に用いられる各合金元素について説明したが、その他のアルミニウム以外の不可避的不純物元素の含有率は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、それぞれ、０．０５質量％以下であることが好ましい。
【００２７】
（製造方法）
以下、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の製造方法を説明する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の製造工程は、鋳造工程、必要に応じて均質化処理工程、押出工程、必要に応じて溶体化処理工程、必要に応じて時効処理工程からなる。
【００２８】
（鋳造工程）
はじめに、所定の組成に調整したアルミニウム合金の溶湯を用いて、鋳造工程によって、アルミニウム合金の鋳塊を作製する。鋳造方法は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば、半連続鋳造法（ＤＣ法：Ｄｉｒｅｃｔ  Ｃｈｉｌｌ）、連続鋳造法（ＣＣ法：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｃｈｉｌｌ）等が用いられる。
【００２９】
（均質化処理工程）
アルミニウム合金の鋳塊の均質化処理は必要に応じて行なってもよい。均質化処理の条件は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、均質化処理温度は、たとえば、４７０℃以上５２０℃以下の温度が選択され、均質化処理のための保持時間は、たとえば、６時間以上１２時間以下が選択される。上記時間保持された後、炉冷もしくは放冷で、たとえば、５０℃／分以上１００℃／分以下の速度で鋳塊を冷却する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金材においては、押出成形前の熱処理により十分な強度のアルミニウム合金材が得られ、さらに、鋳塊の均質化処理工程を実施することによって、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ等の化合物を、より微細かつ均一に分散させて、より大きな強度のアルミニウム合金材を得ることができる。
また、用途によっては均質化処理を行わなくても良く、この場合鋳造時に得られる金属間化合物が微細な状態を維持したままでその後の工程に入ることができる。
【００３０】
（押出工程）
その後、アルミニウム合金の鋳塊をビレットとして、昇温速度１００℃／時間以上で、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の固相線温度Ａと、ビレットの温度Ｂとの温度差（Ａ−Ｂ＝ΔＴ）が、１０℃以上７０℃以下の範囲になるようにビレットを予熱し、予熱温度を維持したまま、押出成形を行う。押出成形方法は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば、丸管や棒とは異なる、軸に対して非対称性の複雑な形状をした形材を形成するためには、ポートホールダイスで押出することが、より好ましい。
【００３１】
ΔＴが１０℃以上７０℃以下の範囲であることによって（すなわち、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の固相線温度Ａから、ビレットの温度Ｂを引いた値が１０℃以上７０℃以下の範囲であることによって）、押出成形時の加工発熱によってビレットの温度が上昇しても、ビレットの液相化が抑制され、押出材が軟化したり、変形したりすることなく、高速での押出成形を可能となる。ここで、ΔＴが１０℃未満では押出成形時に加工発熱によりビレット温度が上昇し、固相線温度を超えてしまい、押出材が変形する可能性がある。また、ΔＴが７０℃を超えると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の高強度アルミニウム合金を高速で押出成形を行った場合に、押出材に割れが生じる可能性がある。したがって、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の固相線温度Ａと、ビレット温度Ｂとの温度差（Ａ−Ｂ＝ΔＴ）を１０℃以上７０℃以下とすることが望ましい。ここで、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の固相線温度Ａは、たとえば、５４５℃以上６１０℃以下である。また、ＡとＢとの温度差（Ａ−Ｂ＝ΔＴ）を１０℃以上７０℃以下、好ましくは４０℃以上６０℃以下とすることによって、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の押出成形後の金属組織に再結晶組織が形成される。再結晶組織が形成されることによる効果は後述する。
【００３２】
本発明の実施形態に係る製造方法におけるビレットを予熱した後の押出成形では、製造効率を向上させるために、従来の製造方法と比較して、より高速で押出成形を行うことができる。押出成形後は、空冷もしくは水冷で、１００℃以上の冷却速度でアルミニウム合金押出材の冷却が行われる。冷却速度が速いほど、押出成形までの過程で高温になったアルミニウム合金押出材に含有されるアルミニウム合金の化合物を、急冷によって過飽和固溶状態にして、後の時効処理工程において析出物の成長を促進させて、アルミニウム合金押出材の強度を一層向上させることができる。
【００３３】
（溶体化処理工程）
押出成形で得られたアルミニウム合金押出材に対して、必要に応じて、溶体化処理を行ってもよい。溶体化処理を行うことによって、アルミニウム合金中の十分に溶け込んでない元素を均一に溶け込ませて、金属組織や強度の局所的なバラツキを一層抑えることができる。
【００３４】
溶体化処理の条件は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば、溶体化処理温度を４５０℃以上５００℃以下とし、溶体化処理のための保持時間を１時間以上５時間以下とし、溶体化処理後の冷却速度を１００℃／分以上とすることによって、アルミニウム合金中の元素が均一に溶け込むとともに、急冷によって過飽和固溶状態になり、後の時効処理で析出物の成長を促進させて、アルミニウム合金押出材の強度を一層向上させることができる。
【００３５】
（時効処理工程）
押出成形で得られたアルミニウム合金押出材に対して、必要に応じて、時効処理を行ってもよい。時効処理工程は、押出成形後に行われてもよいし、溶体化処理後に行われてもよい。
【００３６】
時効処理の条件は、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば、時効処理の温度を１２０℃以上２２０℃以下とし、保持時間を２時間以上２４時間以下とすることによって、時効処理は析出物を粗大なＧＰゾーン（Ｇｕｉｎｉｅｒ−Ｐｒｅｓｔｏｎ  Ｚｏｎｅ）あるいは中間相へと成長させることができる。時効処理を行うことによって、より一層高い強度を有するアルミニウム合金押出材を得ることができる。
【００３７】
以上の工程によって、アルミニウム合金の固相線温度と押出成形時のビレット温度とのバランスを緻密に制御することによって、高い製造効率の下で本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材を製造することができる。
【００３８】
以下、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の特性について説明する。
【００３９】
(金属組織、結晶粒径)
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の内部組織は再結晶組織を含み、かつ、アルミニウム合金押出材の押出方向に対して垂直な断面（Ｌ−ＬＴ断面）に形成される再結晶組織の結晶粒径が、円相当径で１０μｍ以上１５０μｍ以下であることが好ましい。本明細書において、「円相当径」とは、顕微鏡の画像上で粒子の大きさを測定した時に、粒子の投影面積と同じ面積を持つ円の直径のことを言う。高温のビレットで押出成形が行われる場合、アルミニウム合金押出材の内部組織に再結晶が生じ、再結晶組織の結晶粒が粗大化すると、アルミニウム合金押出材の強度が低下してしまう。しかしながら、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材においては、再結晶組織の結晶粒径が制御されることによって、強度、成形加工性、かつ、耐食性に優れたアルミニウム合金押出材が得られる。ここで、再結晶組織の結晶粒径が円相当径で１０μｍ未満の場合、結晶粒界の腐食が生じやすくなり、アルミニウム合金押出材の耐食性が低下する。また、再結晶組織の結晶粒径が円相当径で１５０μｍを超えると、アルミニウム合金押出材の強度が低下して、変形しやすくなり、所定の形状を維持することが困難になる。したがって、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の再結晶組織の結晶粒径は、好適には円相当径で１０μｍ以上１５０μｍ以下である。本発明の実施形態においては、金属組織の観察方法として、たとえば、偏光顕微鏡等を用いて撮影された画像に対して、たとえば、画像解析ソフト等を用いて金属組織を判別し、結晶粒の円相当径を測定する方法等が用いられる。
【００４０】
また、たとえば、ポートホールダイスによる押出成形を行う場合、溶着部に溶着線が形成され、溶着線が割れや優先腐食の起点となり得る。しかしながら、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の製造方法によって製造されたアルミニウム合金押出材の溶着部の金属組織は、溶着部近傍の通常部と同サイズの、結晶粒径が円相当径１０μｍ以上１５０μｍ以下の再結晶組織となり、アルミニウム合金押出材における溶着部の割れや優先腐食の発生を抑えることができる。
【００４１】
以上に説明したように、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材は、強度、成形加工性、耐食性に優れ、従来の鉄鋼材と同等の強度を有し、かつ、軽量化を実現できる。さらに本発明の実施形態に係るアルミニウム合金押出材の製造方法は、アルミニウム合金の固相線温度と押出成形時のビレット温度とを制御することによって、アルミニウム合金押出材の上記特徴（高い強度、優れた成形加工性、優れた耐食性、軽量）を実現しつつ、ビレットの液相化を抑えることによって、特に高強度アルミニウム合金のポートホールの高速での押出を可能にし、製造効率を向上させてコストダウンを実現できる。
【００４２】
なお、本発明は上記実施の形態に限定されず、種々の変形及び応用が可能である。
【実施例】
【００４３】
以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
【００４４】
はじめに、表１に示す合金組成を有するアルミニウム合金（合金記号Ａ１〜Ａ２０）をＤＣ鋳造によって、直径φ２５９ｍｍの鋳塊を作製した。このとき、得られた鋳塊を示差熱分析（ＤＴＡ：Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ  Ｔｈｅｒｍａｌ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）によって熱分析を行い、得られた固相線温度を表１に示す。その後、温度４９０℃、保持時間１０時間で均質化処理を行い、表２に示すビレット温度で予熱を行った。このとき、表１に示すアルミニウム合金（合金記号Ａ１〜Ａ２０）と表２に示すビレット温度をと組み合わせたアルミニウム合金押出材の種類を表３および表４に示す（本発明例１〜１８および比較例１〜２９）。ポート数は４点で、ポートホールダイスを使用して、肉厚１ｍｍ、外径５０ｍｍ、長さ３００ｍｍの形状をした、評価用のポートホール管押出材を押出速度３０ｍ／分で作製した。押出成形後は、冷却速度２００℃／分でファン空冷を行い、温度２００℃、保持時間１０時間で人工時効処理を行った。なお、表１において、「−」は無添加であったことを示す。
【００４５】
【表１】
2015052131.tif 000002
【００４６】
【表２】
2015052131.tif 000003
【００４７】
【表３】
2015052131.tif 000004
【００４８】
【表４】
2015052131.tif 000005
【００４９】
以上の製造工程において、問題が発生せずに押出できた場合は、表３および表４に示す製造性を「○」とし、鋳造時の割れ、押出時の割れ、押出材の変形のような正常に最終製品を製造できなかった場合は、表３および表４において製造性を「×」として示す。
【００５０】
上記押出材の評価材を下記の各特性評価に供した結果を表５および表６に示す。なお、表３および表４における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記の特性評価を行なわなかった。表５および表６において、「−」は特性評価が行われなかったことを示す。
【００５１】
【表５】
2015052131.tif 000006
【００５２】
【表６】
2015052131.tif 000007
【００５３】
(金属組織)
上記押出材の評価材（本発明例１〜１８および比較例１〜２９）のＬ−ＬＴ断面を鏡面研磨し、バーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて観察した。その結果、断面の組織が再結晶組織と溶着部の再結晶を判別し、完全再結晶したものを○、部分再結晶と未再結晶を×としてそれぞれの欄に記入した。
【００５４】
(結晶粒径の測定)
本発明例１〜１８および比較例１〜２９の各押出材の評価材のＬ−ＬＴ断面を、アルミナ研磨剤を用いてバフ研磨によって鏡面研磨し、バーカー氏液を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡を用いて観察し、撮影した。撮影結果に基づいて、画像解析ソフト（Ａ像くん（登録商標）、旭化成エンジニアリング（株）社製）を用いて結晶組織をカウントし、画像解析によって結晶粒の円相当径を測定した。その結果、１０μｍ以上１５０μｍ以下の場合を合格「○」とし、１つでも１０μｍ未満、１５０μｍを超える結晶粒がみられた場合を不合格「×」とした。
【００５５】
(引張強さの測定)
本発明例１〜１８および比較例１〜２９の各押出材の評価材を、引張速度１０ｍｍ／分の条件で、引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取った。その結果、耐力が３００ＭＰａ以上の場合を合格「○」とし、３００ＭＰａ未満の場合を不合格「×」とした。
【００５６】
(硬度測定)
本発明例１〜１８および比較例１〜２９の各押出材の評価材のＬ−ＬＴ断面を、アルミナ研磨剤を用いてバフ研磨によって鏡面研磨し、ビッカース硬さ試験機を用いて、断面のポートホールの溶着部、および、溶着部以外の箇所（通常部）の硬度測定を実施した。その結果、溶着部と通常部の硬度が１００Ｈｖ以上を合格とし、１００Ｈｖ未満を不合格とした。
【００５７】
(拡管試験)
ＩＳＯ  ８４９３に定められている拡管試験を実施した。長さ１２０ｍｍ、角度３０°の円錐状マンドレルで本発明例１〜１８および比較例１〜２９の各押出材を押し広げ、割れが生じた時の押出材の外径を測定して、拡管率を計算した。このとき、拡管率が１０％以上のものを「○」とし、１０％未満のものを「×」とした。
【００５８】
(耐ＳＣＣ試験)
耐ＳＣＣ性は、クロム酸促進液による負荷応力９５％のＵ字曲げを用いて試験し、割れが発生せずに変化がなかったものを「○」、割れが発生したものを「×」と評価した。
【００５９】
(腐食深さの測定)
本発明例１〜１８および比較例１〜２９の中柱付の各押出材の評価材を長さ５０ｍｍに切り出し、断面を樹脂によってマスキングして、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＡＡＴ（Ｓｅａ  Ｗａｔｅｒ  Ａｃｅｔｉｃ  Ａｃｉｄ  Ｔｅｓｔ）試験に供し、試験期間７２０時間で腐食貫通の生じなかったものを耐食性良好「○」とし、７２０時間未満で腐食貫通の生じたものを不合格「×」とした。
【００６０】
（測定結果）
本発明例１〜１８のアルミニウム合金押出材は、製造性、金属組織、強度、成形性、耐食性のいずれもが合格であった。
【００６１】
比較例１のアルミニウム合金押出材は、Ｓｉの含有率が０．５質量％超過、および、Ｆｅの含有率が０．５質量％超過であったため、アルミニウム合金内に粗大な金属間化合物が生成して、耐ＳＣＣ性が低く、かつ、腐食貫通も生じた。
【００６２】
比較例２のアルミニウム合金押出材は、Ｃｕの含有率が０．３質量％未満であったため、耐力が低く、かつ、硬度も低かった。
比較例３のアルミニウム合金押出材は、Ｃｕの含有率が２．０質量％超過であったため、アルミニウム合金の固相温度が低下して、ビレット温度の方が高温になったため、ポートホールの押出成形時に変形が生じた。
【００６３】
比較例４のアルミニウム合金押出材は、Ｍｎの含有率が０．３質量％未満であったため、再結晶粒が粗大化し、且つ耐力および硬度が低かった。
比較例５のアルミニウム合金押出材は、Ｍｎの含有率が２．０質量％超過であったため、粗大なＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物が生成され、溶着部の再結晶が阻害された。そのため、拡管試験の際、拡管率１０％未満の時点で溶着部からの割れが生じた。また、耐ＳＣＣ性が低く、かつ、腐食貫通も生じた。
【００６４】
比較例６のアルミニウム合金押出材は、Ｍｇの含有率が０．５質量％未満であったため、耐力が低く、かつ、硬度も低かった。
比較例７のアルミニウム合金押出材は、Ｍｇの含有率が３．０質量％超過であったため、アルミニウム合金の固相温度が低下して、ビレット温度の方が高温になったため、ポートホールの押出成形時に変形が生じた。
【００６５】
比較例８のアルミニウム合金押出材は、Ｚｒの含有率が０．３質量％超過であったため、ポートホールの押出成形時に割れが生じた。
【００６６】
比較例９のアルミニウム合金押出材は、Ｔｉの含有率が０．３質量％超過、かつ、Ｃｒの含有率が０．３質量％超過であったため、ポートホールの押出成形時に割れが生じた。
【００６７】
比較例１０のアルミニウム合金押出材は、Ｃｒの含有率が０．３質量％超過、かつ、Ｖの含有率が０．３質量％超過であったため、ポートホールの押出成形時に割れが生じた。
【００６８】
比較例１１のアルミニウム合金押出材は、Ｔｉの含有率が０．３質量％超過、かつ、Ｖの含有率が０．３質量％超過であったため、ポートホールの押出成形時に割れが生じた。
【００６９】
比較例１２〜２０のアルミニウム合金押出材は、アルミニウム合金材の固相線温度から、アルミニウム合金材のビレットの温度を引いた値が７０℃超過であったため、従来技術よりも高速で押出成形した際に押出材に割れが生じた。
比較例２１〜２９のアルミニウム合金押出材は、アルミニウム合金材の固相線温度から、アルミニウム合金材のビレットの温度を引いた値が１０℃未満であったため、ポートホールの押出成形時に変形が生じた。