(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：３．０〜８．０質量％、Ｍｇ：０．４〜２．５質量％、Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％を含有し、さらに、Ｍｎ：０．０１〜０．３質量％、Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．３質量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、対向配置された一対の板状のフランジとそれらを連結する１又は２以上の板状のウエブで構成され、プレス焼き入れで製造された７０００系アルミニウム合金押出形材の端部領域に、押出方向に対し垂直方向でかつ前記一対のフランジが互いに接近する方向の潰し加工を施して前記ウエブを曲げ変形させ部材化する７０００系アルミニウム合金部材の製造方法において、潰し加工の前に、前記押出形材の少なくとも前記領域に対し、０．４℃／秒以上の昇温速度で加熱し、２００〜５５０℃の温度範囲に０秒を超え６０秒以下保持し、次いで０．５℃／秒以上の冷却速度で冷却する復元処理を施し、復元処理後７２時間以内に、前記ウエブの曲げ内側半径が前記押出形材の端面において最も小さくなり、かつ前記ウエブの板厚をｔとし、前記端面における前記ウエブの曲げ内側半径をＲとしたとき、１．５ｍｍ≦ｔ≦４．０ｍｍ、３ｔ／２≦Ｒ≦１０ｔとなる条件で前記潰し加工を施し、潰し加工後、部材全体に時効処理を施すことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた７０００系アルミニウム合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度の７０００系アルミニウム合金押出形材の長手方向に沿った少なくとも一部領域に、潰し加工を施して部材化した７０００系アルミニウム合金部材の製造方法に関し、特に耐応力腐食割れ性に優れた７０００系アルミニウム合金部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１〜３には、対向配置された一対のフランジとそれらに連結された複数のウエブからなるアルミニウム合金押出形材の端部領域に、フランジ面に対し垂直方向に潰し加工を施し、ドアビームやバンパーリインフォース等の自動車用補強部材を製造することが記載されている。このような潰し加工は、加工精度及びコスト面から時効処理後に行うことが望ましいとされ、特許文献２には、プレス焼き入れした６０００系アルミニウム合金押出形材について、時効処理後に潰し加工を行うことが記載されている。
【０００３】
一方、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕなどの合金元素量が多く、時効処理したとき他の合金系に比して高強度化される７０００系アルミニウム合金押出形材では、時効処理後の成形性が悪く、時効処理後に潰し加工を行うと、潰し加工率（断面高さの減少率）が小さくても、曲げ変形するウエブに亀裂が発生する。なお、この傾向は高合金側でより顕著である。このため、例えば特許文献４では、押出後のＴ１調質の状態で潰し加工を行い、その後に時効処理を行うことが望ましいと記載されている。
しかし、７０００系アルミニウム合金押出形材は、プレス焼き入れ後、時効処理前の材料（Ｔ１調質）でも、自然時効によって硬化し、成形性が低下する。その成形性を改善するため、例えば特許文献５〜７に記載されているように、従来より、自然時効により硬化した７０００系アルミニウム合金の強度を低下させる復元処理が行われている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第３４６５８６２号公報
【特許文献２】特許第４１１１６５１号公報
【特許文献３】特開平７−２５２９６号公報
【特許文献４】特開２００３−１１８３６７号公報
【特許文献５】特開平７−３０５１５１号公報
【特許文献６】特開平１０−１６８５５３号公報
【特許文献７】特開２００７−１１９８５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
確かに、この復元処理をＴ１調質の７０００系アルミニウム合金押出形材に適用すると、同形材は強度が低下し、成形性が向上する。しかし、ウエブの板厚が１．５〜４ｍｍの実用材を用い、これに潰し加工を行った場合、潰し加工率の大きさによっては、ウエブの曲げ外側に亀裂が発生し、これは従来の復元処理では解消できない。同時に、潰し加工後のウエブに高い引張残留応力が付与され、耐応力腐食割れ性が低下するという問題もある。
【０００６】
本発明は、このような問題に鑑みてなされてもので、７０００系アルミニウム合金押出形材の長手方向に沿った少なくとも一部の領域に、押出方向に対し垂直方向の潰し加工を施して部材化した７０００系アルミニウム合金部材において、潰し加工による亀裂の発生を防止し、同時に引張残留応力を低減して耐応力腐食割れ性を改善することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係る耐応力腐食割れ性に優れた７０００系アルミニウム合金部材の製造方法は、Ｚｎ：３．０〜８．０質量％、Ｍｇ：０．５〜２．５質量％、Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％を含有し、さらに、Ｍｎ：０．０１〜０．３質量％、Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．３質量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、複数の板で構成されプレス焼き入れされた７０００系アルミニウム合金押出形材の長手方向に沿った少なくとも一部の領域に、押出方向に対し垂直方向の潰し加工を施して部材化するもので、前記７０００系アルミニウム合金押出形材の少なくとも前記領域（潰し加工を施す領域）に対し、０．４℃／秒以上の昇温速度で加熱し、２００〜５５０℃の温度範囲に０秒を超え６０秒以下保持し、次いで０．５℃／秒以上の冷却速度で冷却する復元処理を施し、復元処理後７２時間以内に、１．５ｍｍ≦ｔ≦４．０ｍｍ、３ｔ／２≦Ｒ≦１０ｔとなる条件で前記潰し加工を施し、潰し加工後、部材全体に時効処理を施すことを特徴とする。
前記７０００系アルミニウム合金押出形材は、典型的には、対向配置された一対のフランジとそれらを連結する１又は２以上のウエブからなる。その場合、通常、前記ウエブが潰し加工により最も大きく曲げ変形を受ける板となる。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、プレス焼き入れされた７０００系アルミニウム合金押出形材の長手方向に沿った少なくとも一部の領域に対し潰し加工を施して部材化する場合に、高強度で、亀裂の発生がなく、引張残留応力を低減して耐応力腐食割れ性が改善された７０００系アルミニウム合金部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】７０００系アルミニウム合金押出形材におけるＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｍｇ］＋［Ｚｎ]）の関係を示すグラフである。
【図２】実施例で作製した７０００系アルミニウム合金押出形材の断面図（２Ａ）、及び潰し加工の試験方法を説明する側面図（２Ｂ）である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下、本発明に係る７０００系アルミニウム合金部材及びその製造方法について、具体的に説明する。
（アルミニウム合金の組成）
まず、本発明に係る７０００系アルミニウム合金の組成について説明する。ただし、この組成自体は７０００系アルミニウム合金として公知のものである。
Ｚｎ：３．０〜８．０質量％
Ｍｇ：０．４〜２．５質量％
ＺｎとＭｇは金属間化合物であるＭｇＺｎ２を形成して、７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が３．０質量％未満又はＭｇ含有量が０．４質量％未満では、実用材として必要な２００ＭＰａ以上の耐力が得られない。一方、Ｚｎ含有量が８．０質量％を越え又はＭｇ含有量が２．５質量％を越えると、押出形材に対し潰し加工前に所定の復元処理を行っても、潰し加工による亀裂の発生を防止できず、同時に、潰し加工により付与される引張残留応力を低減できず、耐応力腐食割れ性が顕著に低下する。高強度化及び軽量化の観点からは、Ｚｎ含有量、Ｍｇ含有量はより高合金側、例えばそれぞれ５．０〜８．０質量％、１．０〜２．５質量％、合計で６．０〜１０．５質量％が望ましい。
【００１１】
Ｃｕ：０．０５〜２．０質量％
Ｃｕは７０００系アルミニウム合金の強度を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．０５質量％未満では十分な強度向上効果がなく、一方、２．０質量％を越えると押出加工性の低下を招く。Ｃｕ含有量は、望ましくは０．５〜１．５質量％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％
Ｔｉは７０００系アルミニウム合金の鋳造時に結晶粒を微細化して、押出形材の成形性（潰し加工性）を向上させる作用があり、０．００５質量％以上添加する。一方、０．２質量％を越えるとその作用が飽和し、かつ粗大な金属間化合物が晶出して、かえって成形性を低下させる。
【００１２】
Ｍｎ：０．０１〜０．３質量％
Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１〜０．３質量％
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒは７０００系アルミニウム合金押出形材の再結晶を抑制して、結晶組織を微細再結晶又は繊維状組織とし、耐応力腐食割れ性を向上させる作用があるため、その１種又は２種以上を上記範囲内で添加する。
不可避不純物
７０００系アルミニウム合金の主要な不可避不純物として、Ｆｅ及びＳｉが挙げられる。７０００系アルミニウム合金の諸特性を低下させないため、Ｆｅ：０．３５質量％以下、Ｓｉ：０．３質量％以下に制限される。
【００１３】
（アルミニウム合金部材の製造方法）
本発明に係る７０００系アルミニウム合金部材は、上記組成を有し、複数の板から構成される７０００系アルミニウム合金押出形材をプレス焼き入れで製造した後（通常、数十日〜数ヶ月の保管期間がある）、同形材の長手方向に沿った全部又は一部の領域に対し、０．４℃／秒以上の昇温速度で加熱し、２００〜５５０℃の温度範囲に０秒を超え６０秒以下保持し、次いで０．５℃／秒以上の冷却速度で冷却する復元処理を施し、復元処理後７２時間以内に、前記領域に押出方向に対し垂直方向の潰し加工を、前記複数の板のうち最も大きく曲げ変形を受けた板の板厚をｔとし、曲げ内側半径の最小値をＲとしたとき、１．５ｍｍ≦ｔ≦４．０ｍｍ、３ｔ／２≦Ｒ≦１０ｔとなる条件で施し、さらに部材全体に時効処理を施すことにより製造することができる。
【００１４】
素材である押出形材は、典型的には対向配置された一対のフランジとそれらを連結する１又は２以上のウエブからなり、これには例えば断面口型、日型、目型などほか、さらにフランジがウエブの左右に突出したものなどが含まれる。フランジ又はウエブは板状であるが、これには多少湾曲したものも含まれる。この押出形材を、一対のフランジが互いに接近する方向に潰し加工した場合、ウエブが最も大きく（大きい曲率で）曲げ変形を受けた板となる。以下、潰し加工により最も大きく曲げ変形を受ける板をウエブと称することにする。
本発明において、押出形材のウエブの板厚ｔを１．５ｍｍ≦ｔ≦４．０ｍｍと比較的厚めに規定したのは、本発明に係る７０００系アルミニウム合金部材の用途として、主としてドアビームやバンパーリインフォース等の自動車用補強部材を想定したためである。
【００１５】
プレス焼き入れで製造された押出形材は、自然時効により金属間化合物が析出し、硬化しているが、潰し加工の前に前記復元処理を受けることで金属間化合物が再固溶し、押出形材は軟化し、成形性（潰し加工性）が向上する。これにより、押出形材を潰し加工したとき、曲げ変形したウエブの曲げ外側に亀裂が発生するのを防止し、同時に、同ウエブに発生する引張残留応力を低減することができる。
【００１６】
前記復元処理において、昇温速度が０．４℃／秒未満では、昇温過程において金属間加工物の析出が促進され、復元処理の効果が得られない。保持温度（実体温度）が２００℃未満では、自然時効で析出した金属間化合物が再固溶せず、むしろ析出が促進されて粗大化し、一方、保持温度が５５０℃を越えると、押出形材がＯ材化し、いずれにしても時効処理後に必要な強度が得られない。保持時間は少なくとも０秒を越えることが必要である。要するに、押出形材が保持温度に到達後、同温度に所定時間保持してから冷却してもよく、直ちに冷却してもよい。保持時間の上限は特に限定的ではないが、例えば６０秒以内の短時間で済ます方が生産効率の点で望ましく、さらに１０秒以内、５秒以内のより短時間が望ましい。加熱手段として例えば高周波誘導加熱装置又は硝石炉を利用することができる。
また、保持温度からの冷却速度が０．５℃／秒未満の緩冷却では、冷却過程で再び金属間化合物の析出が生じ、この復元処理の効果が弱まり又は失われる。なお、従来の復元処理では、冷却過程の冷却速度について特に考慮されていなかった。
【００１７】
上記復元処理後、押出形材が自然時効により再硬化する前に潰し加工を行う。具体的には、復元処理後、７２時間以内に潰し加工を行うことが望ましい。潰し加工後のウエブの曲げ内側半径の最小値をＲとしたとき、１．５ｔ≦Ｒを満たす潰し加工率であれば、曲げ変形したウエブの曲げ外側に亀裂が発生するのを防止でき、同時にウエブに発生する引張残留応力の増大が防止できる。しかし、Ｒ＜１．５ｔでは、押出形材を潰し加工する前に上記復元処理を行っても、ウエブの曲げ外側に亀裂が発生するのを防止できない。同時に、ウエブに発生する引張残留応力が増大するのを防止できず、部材の耐応力腐食割れ性が低下する。一方、Ｒ＞１０ｔでは、押出形材を潰し加工する前に上記復元処理を行わなくても（押出形材がＴ１状態でも）亀裂の発生がない。
【００１８】
潰し加工後の時効処理は、通常の７０００系アルミニウム合金で行われている周知の条件でよい。この時効処理により、製品である７０００系アルミニウム合金部材において、２００ＭＰａ以上の強度（０．２％耐力値）が確保される。
上記製造方法で製造された７０００系アルミニウム合金部材は、高強度材であるにも関わらず、潰し加工を施した領域のウエブに亀裂の発生がなく、ウエブの引張残留応力σｓｒと部材の０．２％耐力値σ０．２の比Ｙ（σｓｒ／σ０．２）が、７０００系アルミニウム合金のＭｇ含有量［Ｍｇ］とＺｎ含有量［Ｚｎ]  の合計Ｘ（＝［Ｍｇ］＋［Ｚｎ]）との間で、下記式（１）を満たし、優れた耐応力腐食割れ性を示す。
Ｙ≦−０．１Ｘ＋１．４      ・・・（１）
【００１９】
図１に示すグラフは、ＺｎとＭｇの合計含有量Ｘ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）と、引張残留応力σｒｓと０．２％耐力σ０．２の比Ｙ（σｒｓ／σ０．２）からなるＸ−Ｙ座標に、後述する実施例のデータをプロット（△、□）したものであり、図中のラインは、Ｙ＝−０．１Ｘ＋１．４で表される直線である。図１において、△は実施例のＮｏ．１〜６に相当し、これらは全てＹ≦−０．１Ｘ＋１．４の領域に入り、表２に示すとおり、耐応力腐食割れ性に優れている。一方、□はＮｏ．７〜１４に相当し、全てＹ＞−０．１Ｘ＋１．４の領域に入り、表２に示すとおり、耐応力腐食割れ性が劣る。また、表２に示すとおり、Ｙ≦−０．１Ｘ＋１．４の領域に入るＮｏ．１〜６はいずれもウエブに亀裂がなく、Ｙ＞−０．１Ｘ＋１．４の領域に入るＮｏ．７〜１４はいずれもウエブに亀裂が生じている。
なお、図１において、Ｙの分母である０．２％耐力（σ０．２）は、後述する実施例に示すように、プレス焼き入れで製造された押出材を自然時効させた後、復元処理及び拡管加工を行うことなく時効処理した箇所の０．２％耐力である。
【実施例】
【００２０】
表１に示す７０００系アルミニウム合金を熱間押出成形し、押出直後にオンラインでファン空冷（プレス焼き入れ）し、図２Ａに示すように、対向配置された一対のフランジ（内側フランジ１，外側フランジ２）と、これらを垂直に接続する２個のウエブ３，４からなる断面略口型（突出フランジあり）の押出形材を製造した。この押出形材はドアビームを想定したもので、高さ３０．０ｍｍ、外側フランジ１の板厚４．０ｍｍ、幅４０．０ｍｍ、内側フランジ２の板厚４．０ｍｍ、幅５０．０ｍｍ、両ウエブ３，４の板厚２．０ｍｍ又は４．０ｍｍ、外側フランジ１は両ウエブ３，４から左右に各５ｍｍ突出し、内側フランジ２は両ウエブ３，４から左右に各１０ｍｍ突出している。
【００２１】
プレス焼き入れ後のＮｏ．１〜１４の押出形材を所定長さに切断して、Ｎｏ．１〜１４のそれぞれについて２本ずつの試験材（押出形材）を採取し、室温で２０日間放置して自然時効させた後、高周波誘導加熱装置を用い、表１に示す種々の昇温速度、到達温度（実体温度）、保持時間、及び冷却速度で復元処理を施した（Ｎｏ．１１のみ施さず）。復元処理は試験材の長手方向に沿った一部領域（端部領域）にのみ施した。
【００２２】
【表１】
0006795460.tif 000002
【００２３】
復元処理後、表１に示す時間経過した後、図２Ｂに示すように、試験材５を水平台６上に置き、水平台６の上方に配置された潰し加工用治具７で垂直にプレスし、同時に図示しない水平加工治具（特許文献３に記載された水平負荷用治具９参照）でウエブ３，４に内向きの負荷を加え、試験材５の復元処理した端部領域（Ｎｏ．１１のみ復元処理していない領域）を、潰し加工用治具７の傾斜面７ａで上下方向に潰し加工した。潰し加工により試験材５のウエブ３，４が曲げ変形し、中空部の内側に張り出した。この潰し加工において、潰し加工用治具７のストロークを一定とし、水平台６上で試験材５の長手方向（図２Ｂにおいて左右方向）の位置を調整することにより、Ｎｏ．１〜１４の試験材５（各２本）の潰し加工率、すなわちウエブ３，４の曲げ半径を調整した。
潰し加工後、Ｎｏ．１〜１４の試験材（各２本）全体に１３０℃×８時間の時効処理を施した。
時効処理後、Ｎｏ．１〜１４の一方の試験材を用い、下記要領で引張試験、ウエブの曲げ外側の亀裂発生の有無の検査、ウエブの曲げ内側半径（最小値Ｒ）の測定、及びウエブの引張残留応力の測定を行った。また、Ｎｏ．１〜１４のもう１つの試験材を用い、耐応力腐食割れ性試験を行った。その結果を表２に示す。
【００２４】
（引張試験）
試験材５の復元処理していない領域からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に規定する金属材料試験方法に準じて引張試験を行い、０．２％耐力（σ０．２）を測定した。  
（亀裂発生の有無）
試験材５の潰し加工した領域のウエブ３，４を目視で観察し、ウエブ３，４の曲げ外側における亀裂発生の有無を検査した。亀裂は主として試験材５の潰し加工した端面近傍に生じていた。
（曲げ内側半径の最小値Ｒ）
試験材５の潰し加工した端面においてウエブ３，４の曲げ内側半径が最も小さくなることから、同端面においてウエブ３，４の曲げ内側半径を測定した。
【００２５】
（ウエブの引張残留応力）
残留応力の測定法は切断法により次の手順で行った。測定対象位置として、図２に示す潰し加工開始位置Ａ、端部位置Ｂ、及び中間位置Ｃを選定し（いずれも高さ中央位置）、これら測定対象位置表面をサンドペーパーで研磨後、アセトン洗浄し、この研磨部位に歪みゲージを瞬間接着剤で接着し、２４時間室温放置後、歪みゲージのリード線を歪み計に接続してゼロ点設定をし、歪みゲージの周囲を金属のこぎりで１０ｍｍ角に切断して応力開放し、切断後の歪み量εを計測し、次式にて残留応力値σｒｓを算出した。σｒｓ＝−Ｅ×ε（Ｅ；ヤング率）、ここでＥ＝６８８９４Ｎ／ｍｍ２とした。
なお、Ｎｏ．１〜１４の試験材全てにおいて、潰し加工開始位置Ａで測定した引張残留応力値が最大値となった。これは、潰し加工開始位置Ａにおいて最も材料の拘束が大きく、一方、端部位置Ｂ及び中間位置Ｃでは材料の拘束が比較的小さく、潰し加工による歪みが解放されたためではないかと推測される。従って、表２に記載した残留応力値σｒｓは、潰し加工開始位置Ａで測定した値である。
【００２６】
（耐応力腐食割れ性）
クロム酸促進法による耐応力腐食割れ試験を行った。潰し加工した試験材を用いて、９０℃の試験溶液に最大１６時間まで浸漬し、応力腐食割れを目視で観察した。また、試験溶液は、蒸留水に参加クロム３６ｇ、２クロム酸カリウム３０ｇ及び食塩３ｇ（１リットルあたり）を加えて作製した。試験は１時間毎に試験材を溶液から取り出し、割れ発生の有無を確認し、割れ無し又は割れ発生までの時間が１２時間以上であったものを耐応力腐食割れ性が優れる(○)と評価し、割れ発生までの時間が１２時間未満であったものを劣る(×)と評価した。なお、応力腐食割れは全て潰し加工開始位置Ａ（図２（ｂ）参照）の付近で生じていた。
【００２７】
【表２】
0006795460.tif 000003
【００２８】
残留応力値（σｒｓ）と０．２％耐力値（σ０．２）から、両者の比Ｙ（＝σｒｓ／σ０．２）を算出した。また、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］とＭｇ含有量［Ｍｇ］から、ＺｎとＭｇの合計含有量Ｘ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）、及び前記式（１）の右辺（−０．１Ｘ＋１．４）の値を算出した。以上の算出結果を基に、Ｘ，Ｙの値が前記関係式（１）を満たす場合を○と判定し、満たさない場合を×と判定した。以上の算出結果及び判定結果を表２に示す。
表１，２から、本発明に規定する合金組成を有し、本発明に規定する条件で復元処理及び潰し加工を行ったＮｏ．１〜６の試験材は、潰し加工後のウエブに亀裂がなく、時効処理後の耐力値が２００ＭＰａ以上で、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たし、いずれも耐応力腐食割れ性が優れる。
【００２９】
一方、Ｎｏ．７の試験材は、Ｚｎ及びＭｇの含有量が過剰で、潰し加工によりウエブに亀裂が入り、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性が劣る。
Ｎｏ．８の試験材は、復元処理の冷却速度が遅いため復元処理の効果が失われ、潰し加工によりウエブに亀裂が入り、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性が劣る。
Ｎｏ．９の試験材は、復元処理の到達温度が低いため復元処理の効果がなく、時効処理により耐力が向上せず、比較的低Ｚｎ、Ｍｇであるにも関わらず、潰し加工によりウエブに亀裂が入るのを防止できなかった。また、Ｙ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性も劣る。
【００３０】
Ｎｏ．１０の試験材は、Ｒ／ｔが小さすぎる（潰し加工率が高すぎる）ため、復元処理の条件は適正であったが、比較的低Ｚｎ，Ｍｇであるにも関わらず、潰し加工による亀裂の発生を防止できなかった。また、Ｙ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性も劣る。
Ｎｏ．１１の試験材は、復元処理を行っていないため、潰し加工によりウエブに亀裂が発生した。また、Ｙ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性も劣る。
Ｎｏ．１２の試験材は、復元処理から潰し加工を行うまでの時間が長いため、復元処理の効果が失われ、潰し加工によりウエブに亀裂が入り、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性が劣る。
【００３１】
Ｎｏ．１３の試験材は、復元処理の昇温速度が小さいため復元処理の効果が得られず、潰し加工によりウエブに亀裂が入り、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性が劣る。
Ｎｏ．１４の試験材は、復元処理の冷却速度が小さいため復元処理の効果が失われ、潰し加工によりウエブに亀裂が入り、かつＹ（＝σｒｓ／σ０．２）とＸ（＝［Ｚｎ］＋［Ｍｇ］）が前記式（１）を満たさず、耐応力腐食割れ性が劣る。
【符号の説明】
【００３２】
１，２  フランジ
３，４  ウエブ
５  試験材（押出形材）
７  潰し加工用治具
【図１】
0006795460.tif 000004
【図２】
0006795460.tif 000005