(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱処理型７０００系アルミニウム合金において、導電率を３９〜４０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金。
【請求項２】
熱処理型７０００系アルミニウム合金を均熱処理及び熱間加工後必要により冷間加工を行い所定の製品サイズに調整後、溶体化熱処理及び焼入れ後必要に応じて冷間加工を行った後、時効処理を１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ行うことで、導電率を３８〜４０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下であるミクロ組織を有する熱処理型７０００系アルミニウム合金を得ることを特徴とする高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、航空機、鉄道車両、自動車等の輸送機器及び一般機械部品等の使用に適する熱処理型７０００系アルミニウム合金に関するものであり、特に本発明は高強度で耐食性に優れる熱処理型７０００系アルミニウム合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
熱処理型７０００系アルミニウム合金は溶体化焼入れ後の人工時効により高い強度が得られる析出型合金であり、大別してＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金とＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金とに分けられる。代表的な合金として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金では７０７５（Ａｌ−５．９Ｚｎ−２．２Ｍｇ−１．４Ｃｕ−０．２Ｃｒ）、７０５０（Ａｌ−５．９Ｚｎ−２．２Ｍｇ−２．２Ｃｕ−０．１２Ｚｒ）、７０５５（Ａｌ−８．０Ｚｎ−２．２Ｍｇ−２．２Ｃｕ−０．１５Ｚｒ）が、またＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では７００３（Ａｌ−５．８Ｚｎ−０．８Ｍｇ−０．１５Ｚｒ）等がある。
【０００３】
代表的な製造方法は、押出形材製品では例えば溶解鋳造にてビレット等の鋳塊にした後、均質化処理し、熱間押出を行い、溶体化処理水焼入れを行った後、必要に応じてストレッチ等で引張加工し、目的に応じた熱処理を行った後出荷され、加工メーカーで最終製品に成形加工されている。また、板製品でも同様に、溶解鋳造にて鋳塊にした後、均質化熱処理し、熱間圧延、さらには必要に応じて冷間圧延を行った後、溶体化処理水焼入れを行った後必要に応じて冷間圧延や引張加工し、目的に応じた熱処理を行った後出荷され、加工メーカーで最終製品に成形加工されている。
【０００４】
熱処理型７０００系アルミニウム合金において最高強度はＴ６調質で得られる。ＪＩＳ−Ｗ１１０３及びＭＩＬ−６０８８Ｆが定める代表的な調質条件は、７０７５では、溶体化処理及び焼入れを行った後に１２０℃で２４ｈｒの熱処理を行うものである。ところが、耐食性は極端に低下する。例えば、ＡＳＴＭ−Ｇ４７に従った耐ＳＣＣ試験において、耐ＳＣＣ応力（ＳＴ方向）は、４８Ｎ／ｍｍ2以下と極めて低い。また、ＡＳＴＭ−Ｇ３４に従った剥離試験において、耐層 状腐食特性はランクＥＣ〜ＥＤと極めて低い。
【０００５】
耐食性を高くするため、Ｔ７調質で総称される過時効処理が一般に用いられている。耐ＳＣＣ応力は、例えばＴ７６調質、Ｔ７４調質及びＴ７３調質でそれぞれ１１７〜１７２、２４２及び２８９Ｎ／ｍｍ2と高くなり、また耐層状腐食特 性もそれぞれ、ランクＥＢ及びランクＥＡ〜Ｐと高くなる。しかしながら、強度低下が著しく、Ｔ６調質での強度に対して１５〜３０％低くなる。つまり、耐食性を高くするために強度をわざわざ低くして使用されるのが実状であった。
【０００６】
高強度で且つ高耐食性を狙った熱処理方法としては、ＵＳＰ３８５６５８４が提案されている。これは、溶体化処理焼入れ後に、３段階の熱処理を行うものであり、第１段階で時効処理を、第２段階で復元処理を、第３段階で再時効処理を行う。具体的な熱処理条件は、時効処理：１２０℃で２４ｈｒ（Ｔ６調質）、復元処理：２００℃〜２６０℃で７〜１２０秒、再時効処理：１１５〜１２５℃（時間は任意）である。しかしながら、復元時間は上述したように７〜１２０秒と極めて短く、このため厚肉材への適用は極めて困難なものである。また、復元時の熱処理方法もオイルバス等の浴槽型の熱処理炉に限定されてしまう。
【０００７】
また、同様な手法は、ＵＳＰ５２２１３７７でも提案されている。これは、遷移元素としてＺｒを含有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金において、時効処理及び再時効処理を１２０℃で２４ｈｒ、復元処理を１８２〜２４６℃の温度範囲内で５分以上保持するものである。これより、強度は７Ｘ５０−Ｔ６より１０％高くなり５７９Ｎ／ｍｍ2となる。また、耐層状腐食特性はランクＥＣ〜ＥＢと なり７Ｘ５０−Ｔ７６に匹敵するものになるとしている。しかしながら、耐ＳＣＣ特性については具体的にどのようなミクロ組織にすればこのような特性が得られるかは全く不明である。
【０００８】
以上のように、熱処理型７０００系アルミニウム合金において、耐食性を高くする熱処理方法としてＴ７６、Ｔ７４、Ｔ７３等の過時効処理があるが、強度の低下が著しい。そこで、高強度と高耐食性を同時に実現する熱処理方法として、溶体化処理及び焼入れ後の時効、復元及び再時効からなる３段階熱処理が提案されているが、復元時間が数十秒と極めて短く、工業的には実用的でない。また、復元条件を調整することで、熱処理時間の長時間化が図られているが、耐層状腐食性はＴ７６調質程度とまだまだ低く、耐ＳＣＣ性にいたっては全く不明である。さらに、どのようなミクロ組織にすれば高強度で高耐食性が得られるかは全く分からない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記従来の問題点に鑑みてなされたもので、航空機、鉄道車両、自動車等の輸送機器及び一般機械部品等の用途において、高強度でかつ高い耐食性（耐ＳＣＣ応力、耐層状腐食特性）が要求されてきた熱処理型７０００系アルミニウム合金において、強度及び耐食性をさらに高くし、且つこれらの特性が工業的にも容易に製造可能な熱処理型７０００系アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明に関わる高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金は、熱処理型７０００系アルミニウム合金において、導電率を３８〜４０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下であるミクロ組織を有することを特徴とする。
【００１１】
また、高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金の製造方法は、熱処理型７０００系アルミニウム合金を均熱処理及び熱間加工後必要により冷間加工を行い所定の製品サイズに調整後、溶体化熱処理及び焼入れ後必要に応じて冷間加工を行った後、時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ行うことで、導電率を３８〜４０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下であるミクロ組織を有する熱処理型７０００系アルミニウム合金を得ることを特徴とする。ここで、時効処理と再時効処理の望ましい条件は１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒの処理である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
さて、熱処理型７０００系アルミニウム合金は析出硬化型の合金であり、溶体化処理及び焼入れ後、例えば１２０℃で２４ｈｒ人工時効すると、粒内にＧＰゾーンが微細に析出するため強度は高くなる。また、粒界上には、η相が連続析出する。η相はアノディックであり溶出しやすい。このため、耐ＳＣＣ応力及び耐層状腐食特性は低い。一方、熱処理型７０００系アルミニウム合金を溶体化処理及び焼入れ後、過時効処理すると粒内のＧＰゾーンはη’相へと析出が進行し、強度は低下する。この際、η’相のサイズ分布は粗大化側にシフトする。しかしながら、粒界上のη相は粗大化し、不連続化するため、耐ＳＣＣ応力及び耐層状腐食特性等の耐食性は高くなる。
【００１３】
高強度及び高耐食性を同時に実現することを目的とした溶体化焼入れ後の時効処理、復元処理及び再時効処理からなる３段階の熱処理法では、粒内のＧＰゾーンの割合をできるだけ増やすことで高い強度を、また、粒界上では、η相の間隔を広げることで高耐食性を実現しようとするものである。３段階の熱処理中のミクロ組織の変化は、以下の通りとされている。すなわち、溶体化処理焼入れ後の時効処理で生じた粒内のＧＰゾーンは、復元処理で再固溶するが、その後の再時効処理で再びＧＰゾーンは析出する。一方、粒界上では、時効処理で生じたη相は復元処理で粗大化し、間隔が広がるために不連続化する。その後の再時効処理ではほとんど変化しない。
【００１４】
ＵＳＰ３８５６５８４では、復元温度の高温化で、処理時間を数十秒と短時間化されているが、熱処理時間が短すぎ、逆に工業化を困難としている。また、たとえ製品サイズに見合ったオイルバスを用意できた場合でも、厚肉材では加熱速度が遅く、このような短時間で復元処理を完全に行うことは不可能である。
一方、ＵＳＰ５２２１３７７では、復元処理温度を１８２〜２４６℃と、上記ＵＳＰ３８５６５８４の温度範囲２００〜２６０℃に比べ低温化することで、処理時間の長時間化を図っている。しかしながら、復元処理前後での時効処理及び再時効処理はそれぞれ１２０℃で２４ｈｒであり、このため３段階熱処理に必要な全熱処理時間は約５０ｈｒときわめて長い。また、得られる材料特性は、強度は高々５７９Ｎ／ｍｍ2であり、耐食性も耐層状腐食特性がランクＥＣ〜ＥＢと なる程度であり、耐ＳＣＣ応力に至っては具体的な記述すらない。また、適用される７０００系合金は遷移元素としてＺｒを含有するものと限定されている。しかも、どのようなミクロ組織にすればこのような特性が得られるかは、具体的な記述はなく皆目わからない。
【００１５】
本発明による溶体化焼入れ後の時効処理、復元処理及び再時効処理からなる３段階熱処理においては、復元処理温度を低温化し、望ましくは時効及び再時効処理温度を高温化することで、高強度と高耐食性を同時に実現するものである。
なお、７０００系アルミニウム合金の組成範囲を例示すれば、概略として、Ｚｎ：０．１〜１０ｗｔ％、Ｍｇ：０．１〜５ｗｔ％を含むとともに、Ｍｎ：０．４〜０．８ｗｔ％、Ｃｒ：０．１５〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｃ：０．０１〜０．５ｗｔ％、及びＣｕ０．１〜３ｗｔ％よりなる群から選ばれる１種以上を含み、残部がＡｌ及び他の不純物からなるものである。また、その他必要に応じて、Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ等の元素を含むこともある。これらの元素は、鋳塊組織の微細化という作用を発揮するものであるが、成形性の劣化という観点から０．３ｗｔ％以下に規制される。Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕは、高い強度を得るために添加される元素であり、０．１ｗｔ％未満では効果はない。また、Ｚｎ及びＭｇにおいては、添加量がそれぞれ１０ｗｔ％及び５ｗｔ％を越えると、きわめて加工性が劣化する。Ｃｕにおいては、添加量が３ｗｔ％を越えると耐食性は低下する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＳｃは、主に均熱処理時に分散粒子として析出する。これら分散粒子のサイズ分布は、添加量と均熱条件とを組み合わせることで種々変化させることができ、これでミクロ組織を亜結晶組織、ファイバー組織、等軸組織等と製品目的に応じて変化させることができる。但し、添加量がそれぞれ０．８ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．１５ｗｔ％、０．５ｗｔ％を越えると成形性は大幅に低下する。また、それぞれ０．４ｗｔ％、０．１５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％、０．０１ｗｔ％未満の添加では、上記の目的で組織制御することは困難となる。また、靱性及び疲労特性を高くするには、本出願人の出願に係る「破壊靱性、疲労特性および成形性に優れるアルミニウム合金」（特願平７−８９４０９号）のごとく、晶出物間距離及び分散粒子間距離を規制することで得られることは当然である。
【００１６】
本発明者らは特にミクロ組織と強度及び耐食性との関係を鋭意研究した結果、熱処理型７０００系合金において、導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲において、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上であり且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下にミクロ組織を制御すれば、高強度と高耐食性（高耐ＳＣＣ応力、高耐層状腐食特性）とを同時に実現できることが分かった。
粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ未満であると、各η相が腐食環境下において連続的に溶出するため、耐ＳＣＣ応力及び耐層状腐食特性は劣る。強度にはＧＰゾーンが寄与するわけであるが、これは導電率３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲内において、粒内のη’相の最大サイズを２０ｎｍ以下にすることで高い強度が得られる。たとえ導電率３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲内においても粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍを越えるような時効状態では、強度に寄与すべきＧＰゾーンはη’相へと析出が進行している。このため、ＧＰゾーンの析出量が減少し、高い強度は得られない。また、このような時効状態では、一部のη’相がη相へと析出が進行しているため、ますますＧＰゾーンの析出量は減少する。一方、導電率が４０ＩＡＣＳ％を越える領域では、粒内中のη相の割合が顕著に増加する時効段階にあり、高い強度は得られない。また、導電率が３８ＩＡＣＳ％以下では、粒界上のη相は粗大化しないため、η相の間隔を大きくすることができず、このため耐食性は低下する。
【００１７】
また、これらのミクロ組織は、熱処理型７０００系アルミニウム合金において、常法に則り均熱処理及び熱間加工後必要により冷間加工を行い所定の製品サイズに調整後、常法に則り溶体化熱処理及び焼入れ後、必要に応じて冷間加工を行った後、時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ望ましくは１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ望ましくは１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ行うことで容易に得られる。
【００１８】
特に、復元処理においては温度が高すぎたり、あるいは低温でも処理時間が長すぎるとＧＰゾーンの復元が進行するとともに、η相及び粗大なη’相が析出してしまい、その後の再時効処理を行っても高い強度を得ることは困難である。復元処理でη相及び粗大なη’相の析出を防止するには、１９５℃を越えると処理時間が０．５ｈｒ未満とする必要がある。また、１４０℃未満では、処理時間が３０ｈｒを越えてしまう。それぞれ工業的に実用的条件ではない。従って、復元処理条件は１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒとする。
【００１９】
時効処理においては、粒内にη相及び粗大なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させてはならず、そのような状態まで時効析出が進行すると、復元処理時に復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効処理時に最終的に析出するＧＰゾーンの量が減る。このため、十分な強度は得られない。また、逆に時効処理が不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合、この状態で次の復元処理を行っても、上述したように復元処理時に復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効処理時に最終的に析出するＧＰゾーンが減る。このため、十分な強度は得られない。このように時効処理時には、復元処理時に復元するＧＰゾーンを十分に析出させる必要がある。
【００２０】
時効処理温度が１４５℃を越えると短時間でη相及び粗大なη’相が析出しやすくなり、その分ＧＰゾーンの量が減る。また、１００℃未満では、十分なＧＰゾーンを析出させるには５０ｈｒを越える処理時間を必要とする。従って、時効処理条件は１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理を１３０〜１４５℃で高温化すると十分なＧＰゾーンが析出し易く、また、時効処理時間を短縮化できるため、工業的にも有利である。さらに、粒界上では、η相が１３０℃未満で時効処理した場合に比べ間隔を広げて析出する。時効処理後の復元処理時には、これらのη相が粗大化するわけであり、時効処理時に既にη相の間隔を広げておくことで、復元処理が終わった時点でもη相の間隔を広げる事ができる。η相の間隔を広げる事で耐食性も高くすることができる。
【００２１】
再時効処理においても、粒内にη相及び粗大なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させてはならず、そのような状態にまで時効析出が進行すると、当然のことながら高い強度は得られない。また、逆に時効処理が不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合でも、当然のことながら、十分な強度は得られない。このため、再時効条件は、時効条件と同様に１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理は溶体化処理及び焼入れ後に行うため、空孔濃度が高くＺｎ、Ｍｇ等の溶質原子が拡散し易い。一方、再時効処理は時効処理及び復元処理を行った後に行うため空孔濃度は低下しており、高い強度が得られる程にＺｎ、Ｍｇを拡散させるには、時効処理に比べて時間を要する。従って、再時効処理は、１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒの条件中でも１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒで行うことがなお望ましい。
【００２２】
なお、時効処理、復元処理及び再時効処理の各条件は、製品サイズによって熱処理時間が前後することは当然であるが、要するに導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲において、結晶粒界上のη相の最小間隔を２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズを２０ｎｍ以下に制御することが重要である。
【００２３】
本発明の高強度で耐食性に優れる熱処理型７０００系アルミニウム合金は、押出形材製品では例えば溶解鋳造にて鋳塊にした後、均質化熱処理及び熱間押出後、溶体化処理及び焼入れが行われ、その後必要に応じて行われる冷間加工（例えば、ストレッチ加工）後、時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ望ましくは１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ望ましくは１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒ行うことにより製造される。溶解鋳造、均質化熱処理、熱間押出、溶体化処理及び焼入れ、ストレッチ等の各製造工程での条件は常法に則り行われればよく、溶解鋳造は半連続鋳造法、連続鋳造圧延法であってもよい。
【００２４】
溶体化処理及び焼入れ条件は金属間化合物を再固溶し且つ冷却中の再析出を十分に抑制するため、特に本発明材を航空機材に適用する場合はＪＩＳ−Ｗ−１１０３、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆに規定された条件内にて行うことが望ましい。溶体化処理及び焼入れ後の結晶粒径は熱間押出あるいは熱間圧延時の温度、加工率等の条件とその後必要に応じて行われる冷間加工での圧下率さらには溶体化処理中の昇温速度との組合せにより任意に調整できる。溶体化処理に使用される熱処理炉はバッチ炉、連続焼鈍炉、溶融塩浴炉のいずれを用いてもよいが、結晶粒径を微細にするには５℃／分以上の昇温速度で加熱することがなお望ましい。また焼入れは水浸漬、水噴射、空気噴射のいずれを用いてもよい。
溶体化処理及び焼入れ後に行われる時効処理、復元処理及び再時効処理はバッチ炉、連続焼鈍炉、熱風ファン、オイルバス、温湯浴槽等のいずれを用いてもよい。
【００２５】
なお、本発明は熱処理型７０００系アルミニウム合金展伸材に適用できるものであり板材、形材及び鍛造材を問わないことは当然のことである。
【００２６】
【実施例】
以下、実施例により本発明をさらに詳述する。
（実施例１）
Ｚｎ５．９ｗｔ％、Ｍｇ２．３ｗｔ％、Ｃｕ１．４ｗｔ％、Ｃｒ０．１９ｗｔ％、Ｆｅ０．２３ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、φ４００ｍｍの鋳塊とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した後、φ３８０ｍｍまで面削し、４５０℃に再加熱し、ｔ２５×ｗ１２０ｍｍサイズに押し出した。これを４７５℃に加熱した塩浴炉中で４０分間溶体化処理した後水焼入れし、０．５％のストレッチ引張を行った後に、下記表１に示す時効処理、復元処理及び再時効処理からなる３段階の熱処理を行い、それぞれ供試材とした。
【００２７】
【表１】
0003843363.tif 000002
【００２８】
続いて、この供試材につき、導電率、粒内η’相最大サイズ、粒界η相の最小間隔、強度、耐ＳＣＣ応力、耐層状腐食特性を調べた。その結果を表２に示す。なお、導電率はＪＩＳ−Ｈ０５０５の導電率測定方法に従い、強度は押出方向に採取したＪＩＳ１４Ａ号試験片を用いてＪＩＳ−Ｚ２２４１の引張試験方法に従い、耐ＳＣＣ応力はＡＳＴＭ−Ｇ４７の耐ＳＣＣ試験に従い、耐層状腐食特性はＡＳＴＭ−Ｇ３４の剥離試験に従って求めた。粒内η’相最大サイズ及び粒界η相最小間隔はＴＥＭによるミクロ組織観察の結果である。粒内η’相最大サイズは５万倍の倍率で２０視野（視野：５ｃｍ×３．５ｃｍ）以上観察し、全視野中の最大サイズを示す。また、粒界η相間隔も５万倍の倍率で２０視野以上観察し、全視野中の最小間隔を示す。
【００２９】
【表２】
0003843363.tif 000003
【００３０】
表２よりわかるように、導電率、粒内η’相最大サイズ及び粒界η相最小間隔が本発明の規定を満たすＮｏ．１〜４は、そのいずれをも満たさないＮｏ．５，６に比べ、強度及び耐食性が向上している。粒内η’相最大サイズがより小さく、粒界η相間隔がより大きくなっているＮｏ．１〜３、なかでもＮｏ．１の強度及び耐食性が向上している。
製造法の面からみると、Ｎｏ．４の製造法のようにＮｏ．５，６に比べ復元温度を低温化することで強度及び耐食性は向上している。時効処理及び再時効処理温度を高温化したＮｏ．１〜３では、強度及び耐食性はさらに向上する。特に、Ｎｏ．１では強度と耐食性が優れ、総熱処理時間は約２３ｈｒと、Ｎｏ．５，６に比べて半減している。
【００３１】
（実施例２）
Ｚｎ５．９ｗｔ％、Ｍｇ２．３ｗｔ％、Ｃｕ２．２ｗｔ％、Ｚｒ０．１２ｗｔ％、Ｆｅ０．０９ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０１５ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、φ４００ｍｍの鋳塊とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した後、φ３８０ｍｍまで面削し、４５０℃に再加熱し、ｔ２５×ｗ１２０ｍｍサイズに押し出した。これを４７５℃に加熱した塩浴炉中で４０分間溶体化処理した後、水焼入れし、０．５％のストレッチ引張を行った後に、下記表３に示す時効処理、復元処理及び再時効処理からなる３段階の熱処理を行い、それぞれ供試材とし、この供試材につき、実施例１と同様に導電率、粒内η’相最大サイズ、粒界η相最小間隔、強度、耐ＳＣＣ応力、耐層状腐食特性を調べた。その結果を表４に示す。
【００３２】
【表３】
0003843363.tif 000004
【００３３】
【表４】
0003843363.tif 000005
【００３４】
表４よりわかるように、導電率、粒内η’相最大サイズ及び粒界η相最小間隔が本発明の規定を満たすＮｏ．７〜９は、そのいずれか又はいずれをも満たさないＮｏ．１０，１１に比べ、強度及び耐食性が向上している。なかでも、粒内η’相最大サイズがより小さく、粒界η相間隔がより大きくなっているＮｏ．７，８の強度及び耐食性が向上している。
製造法の面からみると、Ｎｏ．９の製造法のようにＮｏ．１０，１１に比べ復元温度を低温化することで強度及び耐食性は向上している。さらに、時効処理及び再時効処理温度を高温化したＮｏ．７，８では、強度及び耐食性はさらに向上し、総熱処理時間は約２３ｈｒと、Ｎｏ．１０，１１に比べて半減する。
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、熱処理型７０００系アルミニウム合金の強度及び耐食性をさらに高くすることができ、且つこれを工業的にも容易に製造可能となる。