(57)【要約】耐食性および二次加工性に優れ、自動車等の輸送機器の構造材として好適に使用できる高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供する。Ｓｉ：０．６％〜１．２％、Ｍｇ：０．８％〜１．３％、Ｃｕ：１．３％〜２．１％を含有すると共に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕの含有量につき所定の条件式（１）〜（４）を満足し、更に、Ｃｒ：０．０４％〜０．３５％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを０．０５％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなる組成を有する押出材であり、押出材の断面が平均結晶粒径５００μｍ以下の微細な再結晶組織をそなえている。  また、ソリッドダイスのベアリングの長さ（Ｌ）が０．５ｍｍ以上で、Ｌ≦５Ｔ（Ｔ：押出加工される中実材の肉厚）であるソリッドダイスを用いて中実材に押出加工するか、あるいは、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の非溶着部での流速に対する溶着部での流速の比を１．５以下として中空材に押出加工する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．６％（質量％、以下同じ）〜１．２％、Ｍｇ：０．８％〜１．３％、Ｃｕ：１．３％〜２．１％を含有するとともに、下記の条件式（１）、（２）、（３）、（４）を満足し、
３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％−−−（１）
Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％−−−（２）
Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％−−−（３）
Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％−−−（４）
さらにＣｒ：０．０４％〜０．３５％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを０．０５％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなり、結晶粒径（平均結晶粒径、以下同じ）５００μｍ以下の再結晶組織を有することを特徴とする高強度アルミニウム合金押出材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、さらにＺｒ：０．０３％〜０．２％、Ｖ：０．０３％〜０．２％、Ｚｎ：０．０３％〜２．０％のうちの１種類以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
【請求項３】
請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する方法であって、ソリッドダイスのベアリングの長さ（Ｌ）が０．５ｍｍ以上で、且つ該ベアリングの長さ（Ｌ）と押出加工される中実材の肉厚（Ｔ）との関係がＬ≦５Ｔであるソリッドダイスを用いて押出加工し、押出加工された中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることを特徴とする耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項４】
前記ソリッドダイスの前面にフローガイドを配設してなり、該フローガイドは、そのガイド孔の内周面がソリッドダイスのベアリングに連続するオリフィスの外周面から５ｍｍ以上離れており、且つその厚さがビレットの直径の５〜２５％であることを特徴とする請求項３記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する方法であって、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の非溶着部での流速に対する溶着部での流速の比を１．５以下として中空材に押出加工し、該中空材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることを特徴とする耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金のビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理と、均質化処理後のビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して押出加工する工程とからなることを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項７】
押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上に保持された状態で１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却するプレス焼入れまたは前記押出材を５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度域に加熱する溶体化処理を行った後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理工程と、１７０〜２００℃で２〜２４時間の熱処理を施す焼戻し処理工程とからなることを特徴とする請求項３〜６のいずれかに記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材、とくに、自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造材として好適に使用される耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法に関する。
【背景技術】  自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造体に要求される性能としては、（１）強度、（２）耐食性、（３）破壊力学特性（耐疲労亀裂伝播、破壊靱性などの特性）が挙げられ、最近の材料の開発動向としては強度だけでなく、材料の製造から組立、運用も含めた総合的な評価が行われている。
高強度アルミニウム合金としては、従来からＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系（２０００系）やＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系（７０００系）のアルミニウム合金が知られているが、これらのアルミニウム合金は強度面では優れているが、耐食性が必ずしも十分でなく、また押出性も劣り熱間割れが生じ易く押出速度を遅くして押出加工しなければならないため、製造原価が高くなるという難点がある。さらに、ポートホールダイスやスパイダダイスを用いて中空形状に押出加工することは困難であるため、ソリッド形状を組み合わせて構造体としなければならず、適用範囲が限定されていた。
一方、アルミニウム材料のうち６０６１合金、６０６３合金に代表される６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）のアルミニウム合金は、加工性が良く製造が容易であり、耐食性にも優れているが、前記の７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）や２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）の高強度アルミニウム合金と比べ強度面で劣るという難点がある。強度を向上させた６０００系アルミニウム合金として６０１３合金、６０５６合金、６０８２合金などが開発されているが、これらの開発合金も、車両の軽量化の進行に伴う材料の薄肉化の要求を満足させるには、強度、耐食性の面で必ずしもなお十分な特性をそなえていない。
６０００系アルミニウム合金における上記の問題点を解決して、良好な耐食性を有する高強度アルミニウム合金押出材を得ることを目的として、Ｓｉ：０．５％〜１．５％、Ｍｇ：０．９％〜１．６％、Ｃｕ：１．２％〜２．５％を含有するとともに、条件式、３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、２％≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦３．５％、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％を満足し、さらにＣｒ：０．０２％〜０．４％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを０．０５％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の中空押出材であって、押出により形成される中空断面内の溶着部について押出方向と直角方向に引張試験を行った場合に溶着部以外の部分で破断することを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材が提案されている（特開平１０−３０６３３８号公報）。
また、上記アルミニウム合金押出材にＭｎを含有させてさらに強度を改善するとともに、押出材の再結晶層厚さを制御して耐食性を維持したものとして、Ｓｉ：０．５％〜１．５％、Ｍｇ：０．９％〜１．６％、Ｃｕ：０．８％〜２．５％を含有するとともに、条件式、３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％を満足し、さらにＭｎ：０．５％〜１．２％を含有し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、該押出材の最小肉厚をｔ（ｍｍ）、押出比をＲとしたとき、押出材の表層部の再結晶層の厚さＧ（μｍ）がＧ≦０．３２６ｔ×Ｒを満たすことを特徴とするアルミニウム合金押出材が提案された（特開２００１−１１５５９号公報）。
上記のアルミニウム合金押出材は、Ｍｎを添加して表層部の再結晶層以外の結晶組織を繊維状化したもので、強度は改善されるが押出加工において条件によっては押出割れが生じるなど押出性になお問題があるため、本出願の発明者の一人は他の発明者とともに、ソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する場合には、ソリッドダイスのベアリング長さ、およびベアリング長さと押出材の肉厚の関係を特定した条件で押出加工し、ポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する場合には、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の非溶着部での流速に対する溶着室での流速の比を特定した条件で押出加工することにより押出性を改善する方法を提案した（特願２００２−３１９４５３号）。
しかしながら、これらの押出材は、押出（一次加工）後に曲げ加工、切削加工などの２次加工を経て使用されることが多いが、Ｍｎを含有する上記のアルミニウム合金押出材は、表層部が再結晶組織、内部が繊維組織をそなえたものであるため、再結晶組織が粗大になると、２次加工後の表面性状や寸法精度が低下し、厳しい寸法公差から外れることがあり、また切削性が劣るという問題もある。
【発明の開示】
発明者らは、上記の問題点を解消するとともに、さらに安定した押出加工性をそなえた耐食、高強度アルミニウム合金押出材を得ることを目的として、上記で提案されたアルミニウム合金組成、押出条件をベースとして、さらに試験、検討を重ねた結果、特定量のＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕを含有し、さらに特定量のＣｒを含有し、不純物としてのＭｎ量を制限したアルミニウム合金を、上記で提案された押出条件で押出加工することにより、押出性がさらに改善され、押出材の断面全体で微細な再結晶組織となり、優れた耐食性と高強度をそなえたアルミニウム合金押出材が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、押出加工における生産性を低下させることなく、自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造体に要求される強度および耐食性を満足し、且つ曲げ加工や切削加工など２次加工において良好な品質を得ることを可能とするアルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
上記の目的を達成するため、本発明の請求項１による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材は、Ｓｉ：０．６％〜１．２％、Ｍｇ：０．８％〜１．３％、Ｃｕ：１．３％〜２．１％を含有するとともに、下記の条件式（１）、（２）、（３）、（４）を満足し、
３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％−−−（１）
Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％−−−（２）
Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％−−−（３）
Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％−−−（４）
さらにＣｒ：０．０４％〜０．３５％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを０．０５％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなり、結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有することを特徴とする。
請求項２による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材は、請求項１において、前記アルミニウム合金が、さらにＺｒ：０．０３％〜０．２％、Ｖ：０．０３％〜０．２％、Ｚｎ：０．０３％〜２．０％のうちの１種類以上を含有することを特徴とする。
請求項３による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する方法であって、ソリッドダイスのベアリングの長さ（Ｌ）が０．５ｍｍ以上で、且つ該ベアリングの長さ（Ｌ）と押出加工される中実材の肉厚（Ｔ）との関係がＬ≦５Ｔであるソリッドダイスを用いて押出加工し、押出加工された中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることを特徴とする。
請求項４による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３において、前記ソリッドダイスの前面にフローガイドを配設してなり、該フローガイドは、そのガイド孔の内周面がソリッドダイスのベアリングに連続するオリフィスの外周面から５ｍｍ以上離れており、且つその厚さがビレットの直径の５〜２５％であることを特徴とする。
請求項５による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する方法であって、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の非溶着部での流速に対する溶着部での流速の比を１．５以下として中空材に押出加工し、該中空材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることを特徴とする。
請求項６による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３〜５のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金のビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理と、均質化処理後のビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して押出加工する工程とからなることを特徴とする。
請求項７による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３〜６のいずれかにおいて、押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上に保持された状態で１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却するプレス焼入れまたは前記押出材を５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度域に加熱する溶体化処理を行った後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理工程と、１７０〜２００℃で２〜２４時間の熱処理を施す焼戻し処理工程とからなることを特徴とする。
【図面の簡単な説明】  図１は、本発明で用いるソリッドダイスとフローガイドを示す断面図である。
図２は、本発明の中実押出材の肉厚Ｔを示す図である。
図３は、本発明で用いるポートホールダイスの雄型の正面図である。
図４は、本発明で用いるポートホールダイスの雌型の背面図である。
図５は、図３のポートホールダイスの雄型と図４の雌型を合わせた縦断面図である。
図６は、図５のポートホールダイスの成形部の拡大図である。
図７は、ポートホールダイスにおけるブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比とダイス内でのメタルの流速比との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】  本発明のアルミニウム合金における合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
Ｓｉは、Ｍｇと共存して微細な金属間化合物、Ｍｇ２Ｓｉを析出してアルミニウム合金の強度を向上させる機能を有する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．６％〜１．２％であり、０．６％未満ではその効果が十分でなく、１．２％を越えると耐食性が低下する。Ｓｉのより好ましい含有範囲は０．７％〜１．０％である。
Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ２Ｓｉを析出し、更にＣｕと共存することによりＣｕＭｇＡｌ２を微細析出させ、アルミニウム合金の強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有範囲は０．８％〜１．３％であり、０．８％未満ではその効果が十分でなく、１．３％を越えて含有すると耐食性が低下する。Ｍｇのより好ましい含有範囲は０．９％〜１．２％である。
Ｃｕは、Ｓｉ、Ｍｇと同様に強度向上に寄与する元素成分であり、その好ましい含有範囲は１．３％〜２．１％である。１．３％未満ではその効果が小さく、２．１％を越えて含有すると耐食性が低下し、押出の際の変形抵抗が高くなって中空形状の押出材の製造において押詰まりが生じる。Ｃｕのより好ましい含有範囲は１．５％〜２．０％である。
Ｃｒは、合金の結晶組織を微細化して成形性を向上させるとともに、耐食性向上に寄与する。Ｃｒの好ましい含有範囲は０．０４％〜０．３５％であり、０．０４％未満ではその効果が十分でなく耐食性が劣り、０．３５％を越えると粗大な金属間化合物が生成し易くなって、再結晶粒が不均一となり、加工された際の成形性が低下する。Ｃｒのより好ましい含有範囲は０．１％〜０．２％である。
Ｍｎは、結晶粒を微細にして強度を向上させるが、Ｍｎ系の金属間化合物が生成し、このＭｎ系化合物が孔食の起点となって腐食を促進するから、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限することが重要である。
本発明のアルミニウム合金においては、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒを必須成分とし、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ相互間の条件式（１）〜（４）を満足する必要があり、これによって、金属間化合物の好ましい分散状態が得られ、強度、耐食性および成形性に優れたものとなる。必須成分Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計含有量が３％未満では所望の強度を得ることができず、４％を越えると耐食性が低下する。ＭｇとＳｉの量的関係をＭｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、ＭｇとＣｕの量的関係をＣｕ％／２≦Ｍｇ≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％とすることによって、金属間化合物の生成量、分布状態が制御され、合金にバランスの良い強度特性、成形加工性、耐食性を与えることができる。
上記の本発明のアルミニウム合金に、選択成分として添加されるＺｒ、Ｖ、Ｚｎは、金属間化合物を形成して結晶粒径を微細にするとともに、強度を向上させるよう機能する。Ｚｒ、Ｖ、Ｚｎが、それぞれ下限値に満たないとその効果が小さく、上限値を越えると粗大な金属間化合物の生成量が増加し、成形性、耐食性が低下する。なお、本発明のアルミニウム合金には、通常、鋳塊組織微細化のために添加される少量のＴｉ、Ｂが含まれていても本発明の特性が害されることはない。
本発明のアルミニウム合金押出材の好ましい製造方法について説明すると、まず、前記の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、例えば、半連続鋳造によりビレットに造塊し、得られたビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理する。均質化処理温度が５００℃未満では、鋳塊偏析の除去が十分に行われず、強度向上に寄与するＭｇ２Ｓｉの生成やＣｕの固溶が不十分となり、十分な強度、伸びが得られない。
均質化処理後、ビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して熱間押出を行う。結晶粒径が５００μｍ以下の微細な再結晶組織を得るために押出温度と押出速度の組合わせを調整するが、押出温度が４７０℃未満では添加元素の固溶が不十分で強度が低下する。
プレス焼入れを行う場合には、押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上の温度に保持された状態とし、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する。プレス焼入れ工程において、押出材の表面温度が４５０℃未満では、溶質成分が析出する所謂焼入れ遅れが生じ、所望の強度が得られない。冷却速度が１０℃／秒未満では、化合物が望ましくない分散状態に析出して耐食性、強度、伸びが不十分となる。より好ましい冷却速度は５０℃／秒以上である。
押出材を、通常の焼入れ処理工程に従い、雰囲気炉や塩浴炉等の熱処理炉中で５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度で溶体化処理した後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却してもよい。溶体化処理時の熱処理温度が４８０℃未満では、析出物の固溶が不十分となり十分な強度および伸びが得られず、５８０℃を越えると、局部的な共晶融解により伸びが低下する。焼入れ処理時の冷却速度が１０℃／秒未満では、プレス焼入れ工程の場合と同様、化合物が望ましくない分散状態に析出して耐食性、強度、伸びが不十分となる。より好ましい冷却速度は５０℃／秒以上である。
焼入れの終了した押出材は、室温時効した状態（Ｔ４調質）でも優れた伸びを示すが、焼入れ後に引張矯正を行い、１７０〜２００℃で２〜２４時間焼戻し処理を行うことが望ましい。焼戻し処理温度が１７０℃未満では、所望の強度を得るために長時間の焼戻し処理を行わなければならず、工業生産上好ましくない。焼戻し処理温度が２００℃を越えた場合には強度が低下する。熱処理時間が２時間に満たないと十分な強度を得られず、２４時間を越えると強度が低下する。
つぎに、本発明による押出加工方法の具体的な態様について述べる。本発明の押出方法のうち中実材の押出加工について説明すると、所定の組成を有するアルミニウム合金は、通常の半連続鋳造によりビレットに造塊され、ソリッドダイスを用いて熱間で中実材に押出加工される。ソリッドダイスを用いて中実材を押出加工する場合の装置構成を図１に示す。長い押出材を製造する場合には、ビレットを押継ぎするためにソリッドダイス１の前面にフローガイド４を配置する。
コンテナ７内に装入されたアルミニウム合金のビレット９は、押出ステム８で矢印方向に押されてフローガイド４のガイド孔５に進入した後、ソリッドダイス１のオリフィス３に入り、ソリッドダイス１のベアリング面２で成形されて中実材１０として押し出される。
中実材の押出加工においては、ソリッドダイスのベアリングにより押出材の形状が決定され、ベアリング長さＬは押出材の特性に影響を与える。本発明においては、０．５ｍｍ≦Ｌとし、且つＬと押出加工された中実材１０の直角断面における肉厚Ｔ（図２）との関係をＬ≦５Ｔ、好ましくはＬ≦３Ｔとすることが重要であり、この寸法をそなえたソリッドダイスを用いて押出加工することにより、押し出される中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることができる。断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材は、優れた強度、耐食性および２次加工性をそなえている。なお、肉厚Ｔとは、図２に示すように、押出加工された中実押出材の直角断面において、各部位の肉厚のうち最も大きいものをいう。
ベアリングの長さが０．５ｍｍ未満になると、ベアリングの加工が難しくなり、ベアリングが弾性変形して寸法が不安定となり易い。また、ベアリングの長さが５Ｔを越えると、押し出される中実材の断面組織の結晶粒径が大きくなる。
ソリッドダイス１の前面にフローガイド４を配設する場合は、フローガイド４のガイド孔５の内周面６がソリッドダイス１のオリフィス３の外周面から５ｍｍ以上離れており（Ａ≧５ｍｍ）、且つその厚さＢがビレット９の直径の５〜２５％であること（Ｂ＝Ｄ×５〜２５％）が重要であり、前記のベアリング寸法をそなえたソリッドダイスとの組合わせで、押し出される中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織となり、優れた強度、耐食性および２次加工性をそなえた中実押出材が得られる。
フローガイド４のガイド孔５の内周面６とソリッドダイス１のオリフィス３の外周面との距離Ａが５ｍｍ未満では、フローガイド５内でのビレットの加工度が大きくなり、押し出される中実材の結晶粒径が大きくなる。フローガイド４の長さＢがビレット９の直径（Ｄ）の５％未満では、フローガイド５の強度が十分でなく変形が生じ易くなり、フローガイド５の長さＢがビレット９の直径（Ｄ）の２５％を越えて長くなると、フローガイド内でのビレットの加工度が大きくなり、押し出された中実材に割れが生じて、強度や伸びが大幅に低下する。なお、中実押出材の形状が矩形の場合には、角部に０．５ｍｍ以上のＲを付けることにより角部の割れを防止することができる。
つぎに、本発明の押出方法のうち中空材の押出加工について説明すると、所定の組成を有するアルミニウム合金は、通常の半連続鋳造によりビレットに造塊され、ポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて熱間で中空材に押出加工される。図３〜４にポートホールダイスの構成を示す。図３はダイス雄型１２をマンドレル１５側から見た正面図、図４はマンドレル１５が嵌まり込むダイス部１６をそなえたダイス雌型１３の背面図、図５はダイス雄型１２と雌型１３を合わせてなるポートホールダイス１１の縦断面図、図６は図５の成形部の拡大図である。
ポートホールダイス１１は、複数のポート部１４、１４とマンドレル１５を有する雄型１２と、ダイス部１６をそなえた雌型１３を、図５に示すように合わせてなるもので、押出ステム（図示せず）で押されたビレットは、分断されてダイス雄型１２のポート部１４、１４に進入したのち、溶着室１７においてマンドレル１５を取り囲んで再び一体化（溶着）し、溶着室１７を出る時、内面をマンドレル１５のベアリング部１５Ａで、外面をダイス部１６のベアリング部１６Ａで成形され中空材となる。なお、ブリッジダイスは、ダイス内でのメタルのフロー、押出圧力、押出作業性などを考慮して雄型の構造を変えたもので、基本的にはポートホールダイスと同様な構造のものである。
この場合、複数のポート部１４に進入したアルミニウム合金（メタル）は、ポート部１４から出て溶着室１７に入ると、ポート部１４とポート部１４の間のブリッジ部１８の裏側へも回り込み、互いに接合（溶着）するが、ポート部１４から出てそのままダイス部１６へ流出し、他のポート部１４から出るメタルとの溶着に関わらない、すなわち非溶着部でのメタルの流速は、ブリッジ部１８の裏側に流れ、他のポート部１４から出るメタルとの溶着に関わる、すなわち溶着部でのメタルの流速より速くなり、溶着室１７内のメタルの流速に差が生じる。なお、図３〜４では、ポート部およびブリッジ部が各２個あるポートホールダイスを示しているが、ポート部およびブリッジ部が各３個以上あるポートホールダイスでも同様である。
発明者らは、ダイス内におけるメタルの流速の違いと押出された中空材の特性との関係について、試験、検討を重ねた結果、押出割れや溶着部の組織粗大化は、この流速差に起因するものであり、これを防止するためには、溶着室１７におけるメタルの溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を１．５以下（非溶着部での流速／溶着部での流速≦１．５）として押出加工することが必要であり、メタルの流速比をこの限界範囲内とすることによって、押し出される中空材の断面組織において結晶粒径５００μ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることができ、強度、耐食性、２次加工性に優れた中空押出材が得られる。
ダイスの溶着室１７におけるメタルの非溶着部での流速に対する溶着部での流速の比を１．５以下として押出加工するためには、例えば、ポートホールダイスのブリッジ幅Ｗ（図３）に対するチャンバー深さＤ（図５〜６）の比を調整したダイスを用いる。図７に、Ｄ／Ｗと（溶着部でのメタルの流速／非溶着部でのメタルの流速）の関係の一例を示す。
上記の合金組成、製造条件の組合わせによって、押出材の断面組織が結晶粒径５００μｍ以下の微細な再結晶組織となり、強度、耐食性に優れ、且つ曲げ加工、切削加工などの２次加工において良好な品質をそなえたアルミニウム合金押出材を得ることができる。
【実施例】  以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
【実施例１】  表１に示す組成を有するアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを５２５℃で８時間均質化処理をした後、各押出用ビレットとした。
これらの押出用ビレットを、４８０℃に加熱し、ソリッドダイスを用いて、押出比２７、押出速度３ｍ／分で押出加工し、肉厚１２ｍｍ、幅２４ｍｍの矩形形状の中実押出材とした。ソリッドダイスのベアリングの長さは６ｍｍ、オリフィスの角部に０．５ｍｍのＲを付けた。また、フローガイドはガイド孔を矩形形状とし、ガイド孔の内周面とオリフィスの外周面との距離（Ａ）を１５ｍｍ、厚さ（Ｂ）をビレットの直径１００ｍｍに対して１５ｍｍとした。（Ｂ＝ビレット直径の１５％）
ついで、得られた中実押出材を、昇温速度１０℃／秒で５３０℃の温度まで加熱して溶体化処理した後、１０秒以内に水冷による焼入れ処理を行い、焼入れ処理の３日後に、１８０℃で１０時間の人工時効処理（焼戻し処理）を行いＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、以下の方法に従って、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い特性を評価した。評価結果を表２に示す。
（１）結晶粒度の測定：押出材の直角断面について、結晶粒毎にその短径を光学顕微鏡を用いて測定し、その平均値を求めた。
（２）引張試験：ＪＩＳ  Ｚ２２４１に基づいて各試験片について引張強さ（ＵＴＳ）、耐力（ＹＳ）、破断伸び（δ）を測定する。
（３）粒界腐食試験：塩化ナトリウム（ＮａＣｌ）５７ｇ、３０％Ｈ２Ｏ２１０ｍｌを蒸留水で１リットルに調整して試験液とし、この試験液を３０℃にして各試験片を６時間浸漬し腐食減量を測定する。腐食減量が１．０％未満のものを耐食性良好と判断した。
また、２次加工における品質の評価方法として、上記のＴ６材について９０°曲げ加工を行い、その曲げ加工部外側の表面状態を目視にて観察し、表面不良発生の無いものを良好（○）、表面不良の発生したものを不良（×）とした。
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表２にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜１４はいずれも、優れた強度および良好な耐食性をそなえている。
比較例１
表３に示す組成のアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを、実施例１と同様に処理して押出用ビレットとし、これらの各押出用ビレットを４８０℃に加熱し、実施例１と同じソリッドダイスおよびフローガイドを用いて、実施例１と同一の条件で矩形形状の中実材に押出加工し、実施例１と同様に処理してＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例１と同じく、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。また、試験材Ｎｏ．２２、２３については、曲げ加工後の表面状態検査も実施した。結果を表４に示す。なお、表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
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表４に示すように、試験材Ｎｏ．１５〜１７は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量およびＣｕ量が多いため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．１８〜２０は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量およびＣｕ量が少ないため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．２１はＭｎ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成し耐食性を低下させている。試験材Ｎｏ．２２はＣｒ量が少ないため、耐食性が低下する。試験材Ｎｏ．２３はＣｒ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成して結晶粒が不均一となり、曲げ加工後の表面状態検査で不良が発生した。試験材Ｎｏ．２４はＭｇとＳｉとの量的関係、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％を満足しないため耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２５および２６は、それぞれＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が本発明で規定される範囲の下限未満および上限を超えているため、それぞれ強度および耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２７はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％を満足しないため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．２８はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６を満足しないため耐食性が劣る。
【実施例２】  表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して直径１００ｍｍのビレットを製造し、５００℃の温度で均質化処理を行った後、このビレットを表５に示すベアリング長さを有するソリッドダイスを用いて矩形形状の中実押出材（肉厚１２ｍｍ、幅２４ｍｍ）に押出加工した。押出温度はＮｏ．３４以外は４８０℃、試験材Ｎｏ．３４は４３０℃とし、押出速度は３ｍ／分とした。
中実押出材を、表５に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例１と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表５において、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、また、曲げ加工後の表面状態検査を実施し、特性を評価した。評価結果を表６に示す。
比較例２
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを表５に示す各製造条件により処理して、試験材Ｎｏ．２９〜３７、４１、４２についてはベアリング長さ６ｍｍ、試験材Ｎｏ．３９についてはベアリング長さ０．４ｍｍ、試験材Ｎｏ．４０についてはベアリング長さ６５ｍｍのソリッドダイスを用い、また試験材Ｎｏ．２９〜４０についてはフローガイドを配置することなく、試験材Ｎｏ．４１、４２についてはフローガイドを配置して、矩形形状の中実押出材に押出加工した。
中実押出材を、表５に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例１と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表５において、プレス焼入れの冷却速度は水冷前の材料温度から１００℃までの平均冷却速度、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（２）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。評価結果を表６に示す。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
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表６に示すように、本発明の製造条件に従う試験材Ｎｏ．２９〜３１、３３、３６、３８はいずれも、優れた強度、良好な耐食性を示した。これに対して、試験材Ｎｏ．３２プレス焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。試験材Ｎｏ．３４は押出温度が低いため添加元素の固溶が不十分であり、強度が劣っている。試験材Ｎｏ．３５は焼入れ、溶体化処理前の昇温速度が低いため、結晶粒が粗大化し伸びが低下し、曲げ加工後の表面性状が劣る。試験材Ｎｏ．３７は焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。
試験材Ｎｏ．３９はソリッドダイスのベアリング長さが短いため、押出中にベアリングが破損し押出を中止した。試験材Ｎｏ．４０はソリッドダイスのベアリング長さが長過ぎるため、押出温度が上昇して再結晶粒が粗大化し、伸びが低下し、耐食性が劣るものとなった。また、曲げ加工後の表面性状も劣る。
フローガイドを配設してビレットを押継ぎする場合、試験材Ｎｏ．４１はソリッドダイスの前面に配置したフローガイドのガイド孔の内周面とソリッドダイスのオリフィスの外周面との距離Ａが小さいため、押出温度が上昇して再結晶粒が粗大化し、曲げ加工後の表面性状が劣るものとなった。一方、Ａが５ｍｍ以上である試験材Ｎｏ．４２は、微細な再結晶粒が得られ、強度、伸び、耐食性、曲げ加工後の表面性状は良好であった。
【実施例３】  表１に示す組成を有するアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径２００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを５２５℃で８時間均質化処理をして押出用ビレットとした。これらの各押出用ビレットを、ブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比が０．５〜０．６のポートホールダイスを用いて、押出温度４８０℃、押出速度３ｍ／分で外径３０ｍｍ、内径２０ｍｍの管形状に押出加工（押出比：２０）した。ダイスの溶着室におけるアルミニウム合金の非溶着部での流速に対する溶着部での流速の比は１．３〜１．４であった。
ついで、得られた管状押出材を、昇温速度１０℃／秒で５３０℃の温度に加熱して溶体化処理した後、１０秒以内に水冷による焼入れ処理を行い、１８０℃で１０時間の人工時効処理（焼戻し処理）を行いＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例１と同じ方法に従って、（１）直角断面における結晶粒度、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い特性を評価した。評価結果を表７に示す。
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表７にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．４３〜５６はいずれも、優れた強度、良好な耐食性をそなえている。
比較例３
表３に示す組成のアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを、実施例３と同様に処理して押出用ビレットとし、これらの各押出用ビレットを４８０℃に加熱し、実施例１と同じポートホールダイスを用いて管状押出材とし、実施例３と同様に処理してＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例３と同じく、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（２）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。試験材Ｎｏ．６４、６５については、曲げ加工後の表面性状検査も行った。試験結果を表８に示す。なお、表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
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表８に示すように、試験材Ｎｏ．５７〜５９は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が多いため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．６０〜６２は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が少ないため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．６３はＭｎ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成し耐食性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．６４はＣｒ量が少ないため、耐食性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．６５はＣｒ量が多いため、粗大な金属間化合物が成形して結晶粒が不均一となり、曲げ加工後の表面性状が劣る。試験材Ｎｏ．６６はＭｇとＳｉとの量的関係、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％を満足しないため耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．６７および６８は、それぞれＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が本発明で規定される範囲の下限未満および上限を超えているため、それぞれ強度および耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．６９はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％を満足しないため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．７０はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６を満足しないため耐食性が劣る。
【実施例４】  表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径２００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを５００℃の温度で均質化処理後、押出温度４８０℃（但し、試験材Ｎｏ．７６は４３０℃）、押出速度３ｍ／分で管状押出材を作製した。押出ダイスとしては、実施例３と同じポートホールダイスを用いた。
管状押出材を、表９に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例３と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表９において、プレス焼入れの冷却速度は水冷前の材料温度から１００℃までの平均冷却速度、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
得られたＴ６材を試験材として、実施例３と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。また、曲げ加工後の表面性状検査を行った。結果を表１０に示す。
比較例４
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを５００℃の温度で均質化処理後、押出温度４８０℃（但し、試験材Ｎｏ．７６は４３０℃）、押出速度３ｍ／分で管状押出材を作製した。試験材Ｎｏ．７１〜７９については、実施例３と同じポートホールダイスを用いて押出しを行い、試験材Ｎｏ．８０については、ブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比（Ｗ／Ｄ）が、０．４３のポートホールダイスを用いて押出しを行った。
ついで、管状押出材を、表９に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例３と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（２）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。評価結果を表１０に示す。なお、表９〜１０において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
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表１０に示すように、本発明の製造条件に従う試験材Ｎｏ．７１〜７３、７５、７８はいずれも、優れた強度、良好な耐食性を示した。これに対して、試験材Ｎｏ．７４はプレス焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。試験材Ｎｏ．７６は押出温度が低いため、添加元素が十分固溶せず、強度が低下した。試験材Ｎｏ．７７は焼入れ、溶体化処理前の昇温速度が低いため、結晶粒が粗大化し伸びが低下した。また、曲げ加工後の表面性状が劣っている。試験材Ｎｏ．７９は焼入れ時の冷却速度が低いため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．８０は流速比が大きいため、押出温度の上昇に伴って再結晶粒が大きくなり、曲げ加工後の表面性状が劣るものとなった。
【産業上の利用可能性】  本発明によれば、耐食性および二次加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法が提供される。本発明によるアルミニウム合金押出材は、従来の鉄系の構造材に代わって自動車、鉄道車両、航空機等の輸送機器の構造材として好適に使用することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【手続補正書】
【提出日】平成17年11月7日(2005.11.7)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ:0.6％（質量％、以下同じ）〜1.2 ％、Ｍｇ:0.8％〜1.3 ％、Ｃｕ:1.3％〜2.1 ％を含有するとともに、下記の条件式(1) 、(2) 、(3) 、(4) を満足し、
３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％---(1)
Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％---(2)
Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％---(3)
Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％---(4)
さらにＣｒ:0.04 ％〜0.35％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを0.05％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなり、結晶粒径（平均結晶粒径、以下同じ）５００μｍ以下の再結晶組織を有することを特徴とする耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、さらにＺｒ:0.03 ％〜0.2 ％、Ｖ:0.03 ％〜0.2 ％、Ｚｎ:0.03 ％〜2.0 ％のうちの１種類以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材。
【請求項３】
請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する方法であって、ソリッドダイスのベアリングの長さ（Ｌ）が０．５ｍｍ以上で、且つ該ベアリングの長さ（Ｌ）と押出加工される中実材の肉厚（Ｔ）との関係がＬ≦５Ｔであるソリッドダイスを用いて押出加工し、押出加工された中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることを特徴とする耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項４】
前記ソリッドダイスの前面にフローガイドを配設してなり、該フローガイドは、そのガイド孔の内周面がソリッドダイスのベアリングに連続するオリフィスの外周面から５ｍｍ以上離れており、且つその厚さがビレットの直径の５〜２５％であることを特徴とする請求項３記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する方法であって、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を１．５以下として中空材に押出加工し、該中空材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることを特徴とする耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金のビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理と、均質化処理後のビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して押出加工する工程とからなることを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【請求項７】
押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上に保持された状態で１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却するプレス焼入れまたは前記押出材を５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度域に加熱する溶体化処理を行った後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理工程と、１７０〜２００℃で２〜２４時間の熱処理を施す焼戻し処理工程とからなることを特徴とする請求項３〜６のいずれかに記載の耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【書類名】  明細書
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材、とくに、自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造材として好適に使用される耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造体に要求される性能としては、（１）強度、（２）耐食性、（３）破壊力学特性（耐疲労亀裂伝播、破壊靱性などの特性）が挙げられ、最近の材料の開発動向としては強度だけでなく、材料の製造から組立、運用も含めた総合的な評価が行われている。
【０００３】
高強度アルミニウム合金としては、従来からＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系（２０００系）やＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系（７０００系）のアルミニウム合金が知られているが、これらのアルミニウム合金は強度面では優れているが、耐食性が必ずしも十分でなく、また押出性も劣り熱間割れが生じ易く押出速度を遅くして押出加工しなければならないため、製造原価が高くなるという難点がある。さらに、ポートホールダイスやスパイダダイスを用いて中空形状に押出加工することは困難であるため、ソリッド形状を組み合わせて構造体としなければならず、適用範囲が限定されていた。
【０００４】
一方、アルミニウム材料のうち６０６１合金、６０６３合金に代表される６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）のアルミニウム合金は、加工性が良く製造が容易であり、耐食性にも優れているが、前記の７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）や２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）の高強度アルミニウム合金と比べ強度面で劣るという難点がある。強度を向上させた６０００系アルミニウム合金として６０１３合金、６０５６合金、６０８２合金などが開発されているが、これらの開発合金も、車両の軽量化の進行に伴う材料の薄肉化の要求を満足させるには、強度、耐食性の面で必ずしもなお十分な特性をそなえていない。
【０００５】
６０００系アルミニウム合金における上記の問題点を解決して、良好な耐食性を有する高強度アルミニウム合金押出材を得ることを目的として、Ｓｉ:0.5％〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9％〜1.6 ％、Ｃｕ:1.2％〜2.5 ％を含有するとともに、条件式、３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、２％≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦３．５％、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％を満足し、さらにＣｒ:0.02 ％〜0.4 ％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを0.05％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の中空押出材であって、押出により形成される中空断面内の溶着部について押出方向と直角方向に引張試験を行った場合に溶着部以外の部分で破断することを特徴とするＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材が提案されている（特開平１０−３０６３３８号公報）。
【０００６】
また、上記アルミニウム合金押出材にＭｎを含有させてさらに強度を改善するとともに、押出材の再結晶層厚さを制御して耐食性を維持したものとして、Ｓｉ:0.5％〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9％〜1.6 ％、Ｃｕ:0.8％〜2.5 ％を含有するとともに、条件式、３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％を満足し、さらにＭｎ:0.5％〜1.2 ％を含有し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、該押出材の最小肉厚をｔ（ｍｍ）、押出比をＲとしたとき、押出材の表層部の再結晶層の厚さＧ（μｍ）がＧ≦０．３２６ｔ×Ｒを満たすことを特徴とするアルミニウム合金押出材が提案された（特開２００１−１１５５９号公報）。
【０００７】
上記のアルミニウム合金押出材は、Ｍｎを添加して表層部の再結晶層以外の結晶組織を繊維状化したもので、強度は改善されるが押出加工において条件によっては押出割れが生じるなど押出性になお問題があるため、本出願の発明者の一人は他の発明者とともに、ソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する場合には、ソリッドダイスのベアリング長さ、およびベアリング長さと押出材の肉厚の関係を特定した条件で押出加工し、ポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する場合には、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を特定した条件で押出加工することにより押出性を改善する方法を提案した（特願２００２−３１９４５３号）。
【０００８】
しかしながら、これらの押出材は、押出（一次加工）後に曲げ加工、切削加工などの２次加工を経て使用されることが多いが、Ｍｎを含有する上記のアルミニウム合金押出材は、表層部が再結晶組織、内部が繊維組織をそなえたものであるため、再結晶組織が粗大になると、２次加工後の表面性状や寸法精度が低下し、厳しい寸法公差から外れることがあり、また切削性が劣るという問題もある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
発明者らは、上記の問題点を解消するとともに、さらに安定した押出加工性をそなえた耐食、高強度アルミニウム合金押出材を得ることを目的として、上記で提案されたアルミニウム合金組成、押出条件をベースとして、さらに試験、検討を重ねた結果、特定量のＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕを含有し、さらに特定量のＣｒを含有し、不純物としてのＭｎ量を制限したアルミニウム合金を、上記で提案された押出条件で押出加工することにより、押出性がさらに改善され、押出材の断面全体で微細な再結晶組織となり、優れた耐食性と高強度をそなえたアルミニウム合金押出材が得られることを見出した。
【００１０】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、押出加工における生産性を低下させることなく、自動車、鉄道車両、航空機などの輸送機器の構造体に要求される強度および耐食性を満足し、且つ曲げ加工や切削加工など２次加工において良好な品質を得ることを可能とするアルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記の目的を達成するため、本発明の請求項１による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材は、Ｓｉ:0.6％〜1.2 ％、Ｍｇ:0.8％〜1.3 ％、Ｃｕ:1.3％〜2.1 ％を含有するとともに、下記の条件式(1) 、(2) 、(3) 、(4) を満足し、
３％≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦４％---(1)
Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％---(2)
Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％---(3)
Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％---(4)
さらにＣｒ:0.04 ％〜0.35％を含有し、且つ不純物としてのＭｎを0.05％以下に制限し、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなり、結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有することを特徴とする。
【００１２】
請求項２による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材は、請求項１において、前記アルミニウム合金が、さらにＺｒ:0.03 ％〜0.2 ％、Ｖ:0.03 ％〜0.2 ％、Ｚｎ:0.03 ％〜2.0 ％のうちの１種類以上を含有することを特徴とする。
【００１３】
請求項３による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをソリッドダイスを用いて中実材に押出加工する方法であって、ソリッドダイスのベアリングの長さ（Ｌ）が０．５ｍｍ以上で、且つ該ベアリングの長さ（Ｌ）と押出加工される中実材の肉厚（Ｔ）との関係がＬ≦５Ｔであるソリッドダイスを用いて押出加工し、押出加工された中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることを特徴とする。
【００１４】
請求項４による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３において、前記ソリッドダイスの前面にフローガイドを配設してなり、該フローガイドは、そのガイド孔の内周面がソリッドダイスのベアリングに連続するオリフィスの外周面から５ｍｍ以上離れており、且つその厚さがビレットの直径の５〜２５％であることを特徴とする。
【００１５】
請求項５による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１または２記載のアルミニウム合金のビレットをポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて中空材に押出加工する方法であって、ビレットが分断されてダイスのポート部に進入したのちマンドレルを取り囲んで再び一体化する溶着室におけるアルミニウム合金の溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を１．５以下として中空材に押出加工し、該中空材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることを特徴とする。
【００１６】
請求項６による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３〜５のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金のビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理と、均質化処理後のビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して押出加工する工程とからなることを特徴とする。
【００１７】
請求項７による耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項３〜６のいずれかにおいて、押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上に保持された状態で１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却するプレス焼入れまたは前記押出材を５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度域に加熱する溶体化処理を行った後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理工程と、１７０〜２００℃で２〜２４時間の熱処理を施す焼戻し処理工程とからなることを特徴とする。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明のアルミニウム合金における合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
Ｓｉは、Ｍｇと共存して微細な金属間化合物、Ｍｇ２Ｓｉを析出してアルミニウム合金の強度を向上させる機能を有する。Ｓｉの好ましい含有範囲は0.6 ％〜1.2 ％であり、0.6 ％未満ではその効果が十分でなく、1.2 ％を越えると耐食性が低下する。Ｓｉのより好ましい含有範囲は0.7 ％〜1.0 ％である。
【００１９】
Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ２Ｓｉを析出し、更にＣｕと共存することによりＣｕＭｇＡｌ２を微細析出させ、アルミニウム合金の強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有範囲は0.8 ％〜1.3 ％であり、0.8 ％未満ではその効果が十分でなく、1.3 ％を越えて含有すると耐食性が低下する。Ｍｇのより好ましい含有範囲は0.9 ％〜1.2 ％である。
【００２０】
Ｃｕは、Ｓｉ、Ｍｇと同様に強度向上に寄与する元素成分であり、その好ましい含有範囲は1.3 ％〜2.1 ％である。1.3 ％未満ではその効果が小さく、2.1 ％を越えて含有すると耐食性が低下し、押出の際の変形抵抗が高くなって中空形状の押出材の製造において押詰まりが生じる。Ｃｕのより好ましい含有範囲は1.5 ％〜2.0 ％である。
【００２１】
Ｃｒは、合金の結晶組織を微細化して成形性を向上させるとともに、耐食性向上に寄与する。Ｃｒの好ましい含有範囲は0.04％〜0.35％であり、0.04％未満ではその効果が十分でなく耐食性が劣り、0.35％を越えると粗大な金属間化合物が生成し易くなって、再結晶粒が不均一となり、加工された際の成形性が低下する。Ｃｒのより好ましい含有範囲は0.1 ％〜0.2 ％である。
【００２２】
Ｍｎは、結晶粒を微細にして強度を向上させるが、Ｍｎ系の金属間化合物が生成し、このＭｎ系化合物が孔食の起点となって腐食を促進するから、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.02％以下、さらに好ましくは0.01％以下に制限することが重要である。
【００２３】
本発明のアルミニウム合金においては、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒを必須成分とし、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ相互間の条件式(1) 〜(4) を満足する必要があり、これによって、金属間化合物の好ましい分散状態が得られ、強度、耐食性および成形性に優れたものとなる。必須成分Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計含有量が3 ％未満では所望の強度を得ることができず、4 ％を越えると耐食性が低下する。ＭｇとＳｉの量的関係をＭｇ％≦１．７×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦２．７％、ＭｇとＣｕの量的関係をＣｕ％／２≦Ｍｇ≦（Ｃｕ％／２）＋０．６％とすることによって、金属間化合物の生成量、分布状態が制御され、合金にバランスの良い強度特性、成形加工性、耐食性を与えることができる。
【００２４】
上記の本発明のアルミニウム合金に、選択成分として添加されるＺｒ、Ｖ、Ｚｎは、金属間化合物を形成して結晶粒径を微細にするとともに、強度を向上させるよう機能する。Ｚｒ、Ｖ、Ｚｎが、それぞれ下限値に満たないとその効果が小さく、上限値を越えると粗大な金属間化合物の生成量が増加し、成形性、耐食性が低下する。なお、本発明のアルミニウム合金には、通常、鋳塊組織微細化のために添加される少量のＴｉ、Ｂが含まれていても本発明の特性が害されることはない。
【００２５】
本発明のアルミニウム合金押出材の好ましい製造方法について説明すると、まず、前記の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、例えば、半連続鋳造によりビレットに造塊し、得られたビレットを５００℃以上融点未満の温度で均質化処理する。均質化処理温度が５００℃未満では、鋳塊偏析の除去が十分に行われず、強度向上に寄与するＭｇ２Ｓｉの生成やＣｕの固溶が不十分となり、十分な強度、伸びが得られない。
【００２６】
均質化処理後、ビレットを４７０℃以上融点未満の温度に加熱して熱間押出を行う。結晶粒径が５００μｍ以下の微細な再結晶組織を得るために押出温度と押出速度の組合わせを調整するが、押出温度が４７０℃未満では添加元素の固溶が不十分で強度が低下する。
【００２７】
プレス焼入れを行う場合には、押出直後の押出材の表面温度が４５０℃以上の温度に保持された状態とし、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する。プレス焼入れ工程において、押出材の表面温度が４５０℃未満では、溶質成分が析出する所謂焼入れ遅れが生じ、所望の強度が得られない。冷却速度が１０℃／秒未満では、化合物が望ましくない分散状態に析出して耐食性、強度、伸びが不十分となる。より好ましい冷却速度は５０℃／秒以上である。
【００２８】
押出材を、通常の焼入れ処理工程に従い、雰囲気炉や塩浴炉等の熱処理炉中で５℃／秒以上の昇温速度で４８０〜５８０℃の温度で溶体化処理した後、１０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却してもよい。溶体化処理時の熱処理温度が４８０℃未満では、析出物の固溶が不十分となり十分な強度および伸びが得られず、５８０℃を越えると、局部的な共晶融解により伸びが低下する。焼入れ処理時の冷却速度が１０℃／秒未満では、プレス焼入れ工程の場合と同様、化合物が望ましくない分散状態に析出して耐食性、強度、伸びが不十分となる。より好ましい冷却速度は５０℃／秒以上である。
【００２９】
焼入れの終了した押出材は、室温時効した状態（Ｔ４調質）でも優れた伸びを示すが、焼入れ後に引張矯正を行い、１７０〜２００℃で２〜２４時間焼戻し処理を行うことが望ましい。焼戻し処理温度が１７０℃未満では、所望の強度を得るために長時間の焼戻し処理を行わなければならず、工業生産上好ましくない。焼戻し処理温度が２００℃を越えた場合には強度が低下する。熱処理時間が２時間に満たないと十分な強度を得られず、２４時間を越えると強度が低下する。
【００３０】
つぎに、本発明による押出加工方法の具体的な態様について述べる。本発明の押出方法のうち中実材の押出加工について説明すると、所定の組成を有するアルミニウム合金は、通常の半連続鋳造によりビレットに造塊され、ソリッドダイスを用いて熱間で中実材に押出加工される。ソリッドダイスを用いて中実材を押出加工する場合の装置構成を図１に示す。長い押出材を製造する場合には、ビレットを押継ぎするためにソリッドダイス１の前面にフローガイド４を配置する。
【００３１】
コンテナ７内に装入されたアルミニウム合金のビレット９は、押出ステム８で矢印方向に押されてフローガイド４のガイド孔５に進入した後、ソリッドダイス１のオリフィス３に入り、ソリッドダイス１のベアリング面２で成形されて中実材１０として押し出される。
【００３２】
中実材の押出加工においては、ソリッドダイスのベアリングにより押出材の形状が決定され、ベアリング長さＬは押出材の特性に影響を与える。本発明においては、０．５ｍｍ≦Ｌとし、且つＬと押出加工された中実材１０の直角断面における肉厚Ｔ（図２）との関係をＬ≦５Ｔ、好ましくはＬ≦３Ｔとすることが重要であり、この寸法をそなえたソリッドダイスを用いて押出加工することにより、押し出される中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材とすることができる。断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織を有する中実押出材は、優れた強度、耐食性および２次加工性をそなえている。なお、肉厚Ｔとは、図２に示すように、押出加工された中実押出材の直角断面において、各部位の肉厚のうち最も大きいものをいう。
【００３３】
ベアリングの長さが０．５ｍｍ未満になると、ベアリングの加工が難しくなり、ベアリングが弾性変形して寸法が不安定となり易い。また、ベアリングの長さが５Ｔを越えると、押し出される中実材の断面組織の結晶粒径が大きくなる。
【００３４】
ソリッドダイス１の前面にフローガイド４を配設する場合は、フローガイド４のガイド孔５の内周面６がソリッドダイス１のオリフィス３の外周面から５ｍｍ以上離れており（Ａ≧５ｍｍ）、且つその厚さＢがビレット９の直径の５〜２５％であること（Ｂ＝Ｄ×５〜２５％）が重要であり、前記のベアリング寸法をそなえたソリッドダイスとの組合わせで、押し出される中実材の断面組織において結晶粒径５００μｍ以下の再結晶組織となり、優れた強度、耐食性および２次加工性をそなえた中実押出材が得られる。
【００３５】
フローガイド４のガイド孔５の内周面６とソリッドダイス１のオリフィス３の外周面との距離Ａが５ｍｍ未満では、フローガイド４内でのビレットの加工度が大きくなり、押し出される中実材の結晶粒径が大きくなる。フローガイド４の厚さＢがビレット９の直径（Ｄ）の５％未満では、フローガイド４の強度が十分でなく変形が生じ易くなり、フローガイド４の厚さＢがビレット９の直径（Ｄ）の２５％を越えて長くなると、フローガイド内でのビレットの加工度が大きくなり、押し出された中実材に割れが生じて、強度や伸びが大幅に低下する。なお、中実押出材の形状が矩形の場合には、角部に０．５ｍｍ以上のＲを付けることにより角部の割れを防止することができる。
【００３６】
つぎに、本発明の押出方法のうち中空材の押出加工について説明すると、所定の組成を有するアルミニウム合金は、通常の半連続鋳造によりビレットに造塊され、ポートホールダイスまたはブリッジダイスを用いて熱間で中空材に押出加工される。図３〜４にポートホールダイスの構成を示す。図３はダイス雄型１２をマンドレル１５側から見た正面図、図４はマンドレル１５が嵌まり込むダイス部１６をそなえたダイス雌型１３の背面図、図５はダイス雄型１２と雌型１３を合わせてなるポートホールダイス１１の縦断面図、図６は図５の成形部の拡大図である。
【００３７】
ポートホールダイス１１は、複数のポート部１４、１４とマンドレル１５を有する雄型１２と、ダイス部１６をそなえた雌型１３を、図５に示すように合わせてなるもので、押出ステム（図示せず）で押されたビレットは、分断されてダイス雄型１２のポート部１４、１４に進入したのち、溶着室１７においてマンドレル１５を取り囲んで再び一体化（溶着）し、溶着室１７を出る時、内面をマンドレル１５のベアリング部１５Ａで、外面をダイス部１６のベアリング部１６Ａで成形され中空材となる。なお、ブリッジダイスは、ダイス内でのメタルのフロー、押出圧力、押出作業性などを考慮して雄型の構造を変えたもので、基本的にはポートホールダイスと同様な構造のものである。
【００３８】
この場合、複数のポート部１４に進入したアルミニウム合金（メタル）は、ポート部１４から出て溶着室１７に入ると、ポート部１４とポート部１４の間のブリッジ部１８の裏側へも回り込み、互いに接合（溶着）するが、ポート部１４から出てそのままダイス部１６へ流出し、他のポート部１４から出るメタルとの溶着に関わらない、すなわち非溶着部でのメタルの流速は、ブリッジ部１８の裏側に流れ、他のポート部１４から出るメタルとの溶着に関わる、すなわち溶着部でのメタルの流速より速くなり、溶着室１７内のメタルの流速に差が生じる。なお、図３〜４では、ポート部およびブリッジ部が各２個あるポートホールダイスを示しているが、ポート部およびブリッジ部が各３個以上あるポートホールダイスでも同様である。
【００３９】
発明者らは、ダイス内におけるメタルの流速の違いと押出された中空材の特性との関係について、試験、検討を重ねた結果、押出割れや溶着部の組織粗大化は、この流速差に起因するものであり、これを防止するためには、溶着室１７におけるメタルの溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を１．５以下（非溶着部での流速／溶着部での流速≦１．５）として押出加工することが必要であり、メタルの流速比をこの限界範囲内とすることによって、押し出される中空材の断面組織において結晶粒径５００μ以下の再結晶組織を有する中空押出材とすることができ、強度、耐食性、２次加工性に優れた中空押出材が得られる。
【００４０】
ダイスの溶着室１７におけるメタルの溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比を１．５以下として押出加工するためには、例えば、ポートホールダイスのブリッジ幅Ｗ（図３）に対するチャンバー深さＤ（図５〜６）の比を調整したダイスを用いる。図７に、Ｄ／Ｗと（非溶着部でのメタルの流速／溶着部でのメタルの流速）の関係の一例を示す。
【００４１】
上記の合金組成、製造条件の組合わせによって、押出材の断面組織が結晶粒径５００μｍ以下の微細な再結晶組織となり、強度、耐食性に優れ、且つ曲げ加工、切削加工などの２次加工において良好な品質をそなえたアルミニウム合金押出材を得ることができる。
【００４２】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００４３】
実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを５２５℃で８時間均質化処理をした後、各押出用ビレットとした。
【００４４】
これらの押出用ビレットを、４８０℃に加熱し、ソリッドダイスを用いて、押出比２７、押出速度３ｍ／分で押出加工し、肉厚１２ｍｍ、幅２４ｍｍの矩形形状の中実押出材とした。ソリッドダイスのベアリングの長さは６ｍｍ、オリフィスの角部に０．５ｍｍのＲを付けた。また、フローガイドはガイド孔を矩形形状とし、ガイド孔の内周面とオリフィスの外周面との距離（Ａ）を１５ｍｍ、厚さ（Ｂ）をビレットの直径１００ｍｍに対して１５ｍｍとした。（Ｂ＝ビレット直径の１５％）
【００４５】
ついで、得られた中実押出材を、昇温速度１０℃／秒で５３０℃の温度まで加熱して溶体化処理した後、１０秒以内に水冷による焼入れ処理を行い、焼入れ処理の３日後に、１８０℃で１０時間の人工時効処理（焼戻し処理）を行いＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、以下の方法に従って、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い特性を評価した。評価結果を表２に示す。
【００４６】
（１）結晶粒度の測定：押出材の直角断面について、結晶粒毎にその短径を光学顕微鏡を用いて測定し、その平均値を求めた。
（２）引張試験：ＪＩＳ  Ｚ２２４１に基づいて各試験片について引張強さ（ＵＴＳ）、耐力（ＹＳ）、破断伸び（δ）を測定する。
（３）粒界腐食試験：塩化ナトリウム（ＮａＣｌ）５７ｇ、３０％Ｈ２Ｏ２１０ｍｌを蒸留水で１リットルに調整して試験液とし、この試験液を３０℃にして各試験片を６時間浸漬し腐食減量を測定する。腐食減量が１．０％未満のものを耐食性良好と判断した。
また、２次加工における品質の評価方法として、上記のＴ６材について９０°曲げ加工を行い、その曲げ加工部外側の表面状態を目視にて観察し、表面不良発生の無いものを良好（○）、表面不良の発生したものを不良（×）とした。
【００４７】
【表１】
2004090186.tif 000019
【００４８】
【表２】
2004090186.tif 000020
【００４９】
表２にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜１４はいずれも、優れた強度および良好な耐食性をそなえている。
【００５０】
比較例１
表３に示す組成のアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを、実施例１と同様に処理して押出用ビレットとし、これらの各押出用ビレットを４８０℃に加熱し、実施例１と同じソリッドダイスおよびフローガイドを用いて、実施例１と同一の条件で矩形形状の中実材に押出加工し、実施例１と同様に処理してＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例１と同じく、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。また、試験材Ｎｏ．２２、２３については、曲げ加工後の表面状態検査も実施した。結果を表４に示す。なお、表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５１】
【表３】
2004090186.tif 000021
【００５２】
【表４】
2004090186.tif 000022
【００５３】
表４に示すように、試験材Ｎｏ．１５〜１７は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量およびＣｕ量が多いため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．１８〜２０は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量およびＣｕ量が少ないため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．２１はＭｎ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成し耐食性を低下させている。試験材Ｎｏ．２２はＣｒ量が少ないため、耐食性が低下する。試験材Ｎｏ．２３はＣｒ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成して結晶粒が不均一となり、曲げ加工後の表面状態検査で不良が発生した。試験材Ｎｏ．２４はＭｇとＳｉとの量的関係、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％を満足しないため耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２５および２６は、それぞれＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が本発明で規定される範囲の下限未満および上限を超えているため、それぞれ強度および耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２７はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％を満足しないため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．２８はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６を満足しないため耐食性が劣る。
【００５４】
実施例２
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して直径１００ｍｍのビレットを製造し、５００℃の温度で均質化処理を行った後、このビレットを表５に示すベアリング長さを有するソリッドダイスを用いて矩形形状の中実押出材（肉厚１２ｍｍ、幅２４ｍｍ）に押出加工した。押出温度はＮｏ．３４以外は４８０℃、試験材Ｎｏ．３４は４３０℃とし、押出速度は３ｍ／分とした。
【００５５】
中実押出材を、表５に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例１と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表５において、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
【００５６】
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、また、曲げ加工後の表面状態検査を実施し、特性を評価した。評価結果を表６に示す。
【００５７】
比較例２
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを表５に示す各製造条件により処理して、試験材Ｎｏ．２９〜３７、４１、４２についてはベアリング長さ６ｍｍ、試験材Ｎｏ．３９についてはベアリング長さ０．４ｍｍ、試験材Ｎｏ．４０についてはベアリング長さ６５ｍｍのソリッドダイスを用い、また試験材Ｎｏ．２９〜４０についてはフローガイドを配置することなく、試験材Ｎｏ．４１、４２についてはフローガイドを配置して、矩形形状の中実押出材に押出加工した。
【００５８】
中実押出材を、表５に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例１と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表５において、プレス焼入れの冷却速度は水冷前の材料温度から１００℃までの平均冷却速度、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
【００５９】
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。評価結果を表６に示す。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００６０】
【表５】
2004090186.tif 000023
【００６１】
【表６】
2004090186.tif 000024
【００６２】
表６に示すように、本発明の製造条件に従う試験材Ｎｏ．２９〜３１、３３、３６、３８はいずれも、優れた強度、良好な耐食性を示した。これに対して、試験材Ｎｏ．３２はプレス焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。試験材Ｎｏ．３４は押出温度が低いため添加元素の固溶が不十分であり、強度が劣っている。試験材Ｎｏ．３５は焼入れ、溶体化処理前の昇温速度が低いため、結晶粒が粗大化し伸びが低下し、曲げ加工後の表面性状が劣る。試験材Ｎｏ．３７は焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。
【００６３】
試験材Ｎｏ．３９はソリッドダイスのベアリング長さが短いため、押出中にベアリングが破損し押出を中止した。試験材Ｎｏ．４０はソリッドダイスのベアリング長さが長過ぎるため、押出温度が上昇して再結晶粒が粗大化し、伸びが低下し、耐食性が劣るものとなった。また、曲げ加工後の表面性状も劣る。
【００６４】
フローガイドを配設してビレットを押継ぎする場合、試験材Ｎｏ．４１はソリッドダイスの前面に配置したフローガイドのガイド孔の内周面とソリッドダイスのオリフィスの外周面との距離Ａが小さいため、押出温度が上昇して再結晶粒が粗大化し、曲げ加工後の表面性状が劣るものとなった。一方、Ａが５ｍｍ以上である試験材Ｎｏ．４２は、微細な再結晶粒が得られ、強度、伸び、耐食性、曲げ加工後の表面性状は良好であった。
【００６５】
実施例３
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径２００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを５２５℃で８時間均質化処理をして押出用ビレットとした。これらの各押出用ビレットを、ブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比が０．５〜０．６のポートホールダイスを用いて、押出温度４８０℃、押出速度３ｍ／分で外径３０ｍｍ、内径２０ｍｍの管形状に押出加工（押出比：２０）した。ダイスの溶着室におけるアルミニウム合金の溶着部での流速に対する非溶着部での流速の比は１．３〜１．４であった。
【００６６】
ついで、得られた管状押出材を、昇温速度１０℃／秒で５３０℃の温度に加熱して溶体化処理した後、１０秒以内に水冷による焼入れ処理を行い、１８０℃で１０時間の人工時効処理（焼戻し処理）を行いＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例１と同じ方法に従って、（１）直角断面における結晶粒度、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い特性を評価した。評価結果を表７に示す。
【００６７】
【表７】
2004090186.tif 000025
【００６８】
表７にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．４３〜５６はいずれも、優れた強度、良好な耐食性をそなえている。
【００６９】
比較例３
表３に示す組成のアルミニウム合金を半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。これらのビレットを、実施例３と同様に処理して押出用ビレットとし、これらの各押出用ビレットを４８０℃に加熱し、実施例１と同じポートホールダイスを用いて管状押出材とし、実施例３と同様に処理してＴ６材に調質した。これらのＴ６材を試験材として、実施例３と同じく、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。試験材Ｎｏ．６４、６５については、曲げ加工後の表面性状検査も行った。試験結果を表８に示す。なお、表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００７０】
【表８】
2004090186.tif 000026
【００７１】
表８に示すように、試験材Ｎｏ．５７〜５９は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が多いため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．６０〜６２は、それぞれＳｉ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が少ないため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．６３はＭｎ量が多いため、粗大な金属間化合物が生成し耐食性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．６４はＣｒ量が少ないため、耐食性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．６５はＣｒ量が多いため、粗大な金属間化合物が成形して結晶粒が不均一となり、曲げ加工後の表面性状が劣る。試験材Ｎｏ．６６はＭｇとＳｉとの量的関係、Ｍｇ％≦１．７×Ｓｉ％を満足しないため耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．６７および６８は、それぞれＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が本発明で規定される範囲の下限未満および上限を超えているため、それぞれ強度および耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．６９はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｃｕ％／２≦Ｍｇ％を満足しないため耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．７０はＣｕ量とＭｇ量との関係、Ｍｇ％≦（Ｃｕ％／２）＋０．６を満足しないため耐食性が劣る。
【００７２】
実施例４
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径２００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを５００℃の温度で均質化処理後、押出温度４８０℃（但し、試験材Ｎｏ．７６は４３０℃）、押出速度３ｍ／分で管状押出材を作製した。押出ダイスとしては、表９の流速比を有するポートホールダイスを用いた。
【００７３】
管状押出材を、表９に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例３と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。なお、表９において、プレス焼入れの冷却速度は水冷前の材料温度から１００℃までの平均冷却速度、焼入れ処理の冷却速度は溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度であり、溶体化処理加熱は雰囲気炉を使用した。
【００７４】
得られたＴ６材を試験材として、実施例３と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。また、曲げ加工後の表面性状検査を行った。結果を表１０に示す。
【００７５】
比較例４
表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ａを半連続鋳造により造塊して、直径１００ｍｍのビレットを製造した。このビレットを５００℃の温度で均質化処理後、押出温度４８０℃（但し、試験材Ｎｏ．７６は４３０℃）、押出速度３ｍ／分で管状押出材を作製した。試験材Ｎｏ．７１〜７９については、表９の流速比を有するポートホールダイスを用いて押出しを行い、試験材Ｎｏ．８０については、ブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比（Ｄ／Ｗ）が、０．４３のポートホールダイスを用いて押出しを行った。
【００７６】
ついで、管状押出材を、表９に示す条件でプレス焼入れまたは焼入れ処理し、さらに実施例３と同一の条件で焼戻し処理してＴ６材とした。
【００７７】
得られたＴ６材を試験材として、実施例１と同様、（１）直角断面における結晶粒度の測定、（２）引張試験、（３）粒界腐食試験を行い、特性を評価した。評価結果を表１０に示す。なお、表９〜１０において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００７８】
【表９】
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【００７９】
【表１０】
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【００８０】
表１０に示すように、本発明の製造条件に従う試験材Ｎｏ．７１〜７３、７５、７８はいずれも、優れた強度、良好な耐食性を示した。これに対して、試験材Ｎｏ．７４はプレス焼入れ時の冷却速度が低いため強度が劣る。試験材Ｎｏ．７６は押出温度が低いため、添加元素が十分固溶せず、強度が低下した。試験材Ｎｏ．７７は焼入れ、溶体化処理前の昇温速度が低いため、結晶粒が粗大化し伸びが低下した。また、曲げ加工後の表面性状が劣っている。試験材Ｎｏ．７９は焼入れ時の冷却速度が低いため強度が十分でない。試験材Ｎｏ．８０は流速比が大きいため、押出温度の上昇に伴って再結晶粒が大きくなり、曲げ加工後の表面性状が劣るものとなった。
【産業上の利用可能性】
【００８１】
本発明によれば、耐食性および二次加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法が提供される。本発明によるアルミニウム合金押出材は、従来の鉄系の構造材に代わって自動車、鉄道車両、航空機等の輸送機器の構造材として好適に使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】
本発明で用いるソリッドダイスとフローガイドを示す断面図である。
【図２】
本発明の中実押出材の肉厚Ｔを示す図である。
【図３】
本発明で用いるポートホールダイスの雄型の正面図である。
【図４】
本発明で用いるポートホールダイスの雌型の背面図である。
【図５】
図３のポートホールダイスの雄型と図４の雌型を合わせた縦断面図である。
【図６】
図５のポートホールダイスの成形部の拡大図である。
【図７】
ポートホールダイスにおけるブリッジ幅Ｗに対するチャンバー深さＤの比とダイス内でのメタルの流速比との関係を示すグラフである。
【国際調査報告】
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