JP3670706B2 - 曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、曲げ加工性に優れ、自動車の構造材をはじめ、車両、電気機器、建築用等の材料に適した高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は押出性に優れる上に、熱処理によって高強度が得られるため、車両、船舶、建築等の用途に広く使用されている。
近年、自動車の軽量化の観点から、アルミニウム合金の押出型材が自動車の構造部材に適用されるようになり、その材料として、上記のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が注目されている。しかしながら、本系合金は熱処理型合金であるため、押出成形後、時効処理を行って使用されるため、製造コストが高くなる。また、この型材を自動車の構造部材等に用いる場合には、曲げ加工等の二次加工が必要であるが、時効処理された型材は強度が高く、伸びが低くなるために曲げ加工性に劣るという欠点があった。
一方、自動車の生産工程を見ると、ボディを組み立てた後、塗装焼付のために１５０〜２００℃で２０〜３０分の加熱を行う工程がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を押出成形後、溶体化処理および時効処理を行わない型材を用いて自動車のボディを組み立て、その後の塗装焼付工程での加熱を利用して時効硬化させれば、型材の曲げ加工性が改善され、時効処理に要するコストも節約でき、なおかつ、構造部材としての強度も確保できる。
本発明は以上の事情を背景としてなされたもので、良好な曲げ加工性を有すると同時に、塗装焼付時に十分な強度上昇が得られるアルミニウム合金押出型材の製造方法を提供することを目的としたものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の時効硬化に及ぼす合金成分および押出型材の製造条件の影響について種々検討した結果、本系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、押出型材の製造工程において、温度履歴を特定することによって上記目的を達成できることを見い出し、本発明をなすに至ったものである。
すなわち、本発明は、
（１）重量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．２〜１．８％を含有し、残部はＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金の鋳塊を４００〜５５０℃で予熱して熱間押出成形を行ってから５０℃／分以上の冷却速度で５０〜１４０℃の間の温度まで冷却し、５０〜１４０℃の温度範囲で、合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以下になる範囲内で１〜５０時間保持する安定化処理を行うことを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法。
【０００５】
（２）上記（１）記載のアルミニウム合金が、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｚｎ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．４％、Ｚｒ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜０．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有する前記（１）記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法。
（３）熱間押出成形後、５０℃以下の温度まで冷却し、１時間以内に５０〜１４０℃の温度範囲に加熱して上記安定化処理を行うことを特徴とする（１）または（２）記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法にある。
【０００６】
【作用】
以下に本発明を詳細に説明する。まず、成分組成の限定理由を述べる。
Ｍｇ：Ｍｇは本発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であり、Ｓｉとともに化合物を形成して強度の上昇に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では、塗装焼付工程での析出硬化によって強度の向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、十分な強度が得られず、一方、１．５％を越えれば押出加工性が低下する上に、曲げ加工性が低下することから、Ｍｇ量は０．３〜１．５％の範囲内とした。好ましくは０．４〜１．０％がよい。
【０００７】
Ｓｉ：Ｓｉも本発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇとともに化合物を形成して強度の向上に寄与する。Ｓｉが０．２％未満では硬化に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少ない上に、析出速度が小さくなるため、塗装焼付のような短時間の加熱では十分な強度が得られない。一方、１．８％を越えると、凝固の際に粗大Ｓｉ相が晶出して押出加工性や曲げ加工性を低下させる。従って、Ｓｉ量は０．２〜１．８％の範囲とした。強度と曲げ加工性のバランスからは０．６〜１．３％が好ましい。
上記の基本組成以外に、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉの中から１種以上を含有させることも有効である。
Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強度を高める元素である。０．０５％未満ではその効果が十分に得られず、一方、１．０％を越えると耐食性が低下する。従って、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％の範囲内とした。
【０００８】
Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉ：これらの元素は強度の向上や結晶粒の微細化のために１種または２種以上添加する。これらのうち、Ｚｎは合金の時効硬化性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素であり、その含有量が０．０３％未満では上記の効果が不十分であり、一方、１．５％を越えると曲げ加工性および耐食性が低下するため、Ｚｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％の範囲内とした。さらに、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅは強度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、いずれも含有量が０．０３％未満では上記の効果が十分に得られず、一方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ、およびＶの場合には０．４％，Ｆｅの場合には０．６％を越えると上記効果は飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物が生成されて押出加工性、曲げ加工性に悪影響を及ぼす恐れがある。従って、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの含有量はいずれも０．０３〜０．４％範囲内、Ｆｅの含有量は０．０３〜０．６％の範囲内とした。
【０００９】
また、Ｔｉは一般に鋳塊の結晶粒微細化のため、単独あるいは微量のＢと組み合わせて添加する。この場合、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では上記の効果は得られず、０．２％を越えるとその効果は飽和する。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２％の範囲内とする。Ｂの添加量は０．０００５〜０．０３％が有利である。
【００１０】
次に、本発明における製造方法について説明する。
押出用の鋳塊は従来の一般的な方法、たとえばＤＣ鋳造法等によって所定の寸法に鋳造した後、均質化処理したものを用いればよい。
本発明では、熱間押出後、特に溶体化処理を行わないため、押出用鋳塊の予熱は溶体化処理を兼ねるものでなくてはならない。予熱温度が４００℃未満ではＭｇやＳｉの過飽和固溶量が少なく、塗装焼付時の加熱で十分に強度が上昇しない。一方、予熱温度が５５０℃を越えると熱間押出加工時の加工発熱による温度上昇とも相まって共晶融解や結晶粒の粗大化を起こす恐れがある。そのため、鋳塊の予熱温度は４００〜５５０℃とした。好ましくは４８０〜５４０℃がよい。
【００１１】
熱間押出は直接押出法、間接押出法等の通常の押出方法が利用できる。熱間押出成形後には、５０℃／分以上の冷却速度で冷却し、１時間以内に押出された型材を５０〜１４０℃の温度範囲にコントロールする。ここで、押出後の冷却速度が５０℃／分未満では、冷却中に粗大なＭｇ2 Ｓｉが多量に析出して過飽和度が低下するため、塗装焼付時の加熱で十分な強度の上昇が望めなくなる。
熱間押出後、５０℃／分以上の冷却速度で冷却して、５０℃以下の温度に１時間以上放置すると、この間にＭｇ，Ｓｉのクラスターが形成され、このクラスターは塗装焼付時の加熱による強度上昇に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの析出を抑制するため、塗装焼付による強度向上には不利である。一方、熱間押出後、５０〜１４０℃の温度範囲に直接冷却した場合あるいは５０℃以下に冷却しても１時間以内に５０〜１４０℃の温度範囲に加熱すれば、クラスターの形成が少なく、塗装焼付時に加熱による強度上昇が大きい。
【００１２】
５０〜１４０℃の温度範囲にある押出型材にはその温度範囲で１〜５０時間の安定化処理を行う。安定化処理は、最終的に析出硬化に寄与する析出物の安定性を向上させ、押出成形後の型材の経時変化を抑制して、塗装焼付時の加熱によって十分な強度を得るとともに良好な曲げ加工性を確保するために必要な工程である。ここで、安定化処理を行わないかあるいは安定化処理の温度が５０℃未満の場合には、室温での自然時効による強度の上昇（経時変化）が大きく、塗装焼付時の加熱による強度向上が望めない上に曲げ加工性も低下する。一方、安定化処理の温度が１４０℃を越えると高温時効によって型材の強度が高くなり、曲げ加工性が低下してしまう。また、安定化処理における５０〜１４０℃での保持時間が１時間未満ではその後の室温での経時変化が大きくなって、塗装焼付時の加熱による強度向上が望めない上に曲げ加工性も低下する。一方、保持時間が５０時間以上になるか合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以上になると型材の強度が高すぎてやはり曲げ加工性が低下する。従って、安定化処理は５０〜１４０℃の温度範囲で１〜５０時間とし、合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以下となるように上限を規制する。
【００１３】
以上のように、本発明では合金の成分組成を適切に調整するとともに、押出型材の製造工程において、４００〜５５０℃での鋳塊の予熱、押出成形後の５０℃／分以上の冷却速度での冷却、５０〜１４０℃での安定化処理を施すことによって、押出型材製造後の室温での経時変化、すなわち、室温での自然時効を抑制することが可能となり、その結果、押出成形後に溶体化処理、時効等の熱処理を施さなくても高強度が得られる上に、押出型材として優れた曲げ加工性も確保することが可能である。
【００１４】
【実施例】
次に、本発明を実施例で説明する。
実施例１
表１に示す化学成分を有する各合金を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。これらの素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出型材の形状は板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型である。押出後、１００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却し、その温度で５〜１０時間保持して各合金の耐力を１００〜１２０Ｎ／ｍｍ2 に調整した。このようにして得られた各合金について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。それらの結果を表２に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れの３段階で評価した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
Ｎｏ．１〜２８はいずれも合金の成分組成が本発明で規定する範囲内で、かつ製造条件も本発明で規定する条件を満たした例である。これらの場合は、いずれも塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱を行う前は伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、Ｎｏ．２９〜４０はＮｏ．３０を除いて、製造条件が本発明で規定する範囲内であるが、合金の成分範囲が本発明で規定する条件を満たさなかったため、Ｎｏ．２９〜３１は曲げ加工は可能であるが、塗装焼付に相当する１７５℃での加熱後の強度が低い。Ｎｏ．３２は曲げ加工性に劣る上に、１７５℃での加熱後の強度も低い。Ｎｏ．３４〜４０は１７５℃での加熱後の強度は高いが曲げ加工性に劣り、割れが生じる。また、Ｎｏ．３３は押出後の１００℃で１時間の保持ですでに耐力が本発明で規定する１２０Ｎ／ｍｍ2 を越えてしまったため、曲げ加工性が著しく劣った。
【００１８】
実施例２
表１に示す合金のうち合金Ｎｏ．１９を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。この素材を３５０，４００，４５０，５００，５５０および５７５℃の各温度で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出後、１００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却し、その温度で５〜１０時間保持して合金の耐力を１００〜１２０Ｎ／ｍｍ2 に調整した。このようにして得られた各押出型材（板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型）について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。その結果を表３に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れの３段階で評価した。
【００１９】
予備加熱温度が４００，４５０，５００および５５０℃の場合はいずれも本発明で規定する製造条件を満たしているため、塗装焼付に相当する１７５℃での加熱を行う前には伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、予備加熱温度が３５０℃の場合には本発明で規定される製造条件を満たさなかったため、曲げ加工時に割れが生じ、塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱による強度上昇もわずかであった。また、予備加熱温度が５７５℃の場合には、押出成形時に部分溶融が生じたため、健全な押出型材が得られなかった。
【００２０】
【表３】
【００２１】
実施例３
表１に示す合金のうち合金Ｎｏ．１９を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。この素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出後、表４に示す条件で冷却および安定化処理を行った。このようにして得られた各押出型材（板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型）について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。その結果を表５に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れ の３段階で評価した。
【００２２】
【表４】
【００２３】
【表５】
【００２４】
製造条件Ａ〜Ｇはいずれも本発明で規定する条件を満たした例である。これらの場合には、いずれも塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱を行う前は伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、製造条件Ｈ〜Ｍは本発明で規定する製造条件を満たさなかったため、Ｈ，ＪおよびＬの場合は曲げ加工性には優れているが、塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱によっても十分な強度上昇が得られず、Ｉ，ＫおよびＭの場合は曲げ加工性に劣る上に、１７５℃×３０分の加熱によっても十分な強度上昇が得られなかった。
【００２５】
【発明の効果】
以上の説明で明らかなように、本発明によると押出成形後の室温での経時変化、すなわち、室温での自然時効を抑制することが可能になり、その結果、押出成形後に溶体化処理、時効等の熱処理を施さなくても高強度が得られる上に、曲げ加工性にも優れたアルミニウム合金押出型材を得ることができる。
【産業上の利用分野】
本発明は、曲げ加工性に優れ、自動車の構造材をはじめ、車両、電気機器、建築用等の材料に適した高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は押出性に優れる上に、熱処理によって高強度が得られるため、車両、船舶、建築等の用途に広く使用されている。
近年、自動車の軽量化の観点から、アルミニウム合金の押出型材が自動車の構造部材に適用されるようになり、その材料として、上記のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が注目されている。しかしながら、本系合金は熱処理型合金であるため、押出成形後、時効処理を行って使用されるため、製造コストが高くなる。また、この型材を自動車の構造部材等に用いる場合には、曲げ加工等の二次加工が必要であるが、時効処理された型材は強度が高く、伸びが低くなるために曲げ加工性に劣るという欠点があった。
一方、自動車の生産工程を見ると、ボディを組み立てた後、塗装焼付のために１５０〜２００℃で２０〜３０分の加熱を行う工程がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を押出成形後、溶体化処理および時効処理を行わない型材を用いて自動車のボディを組み立て、その後の塗装焼付工程での加熱を利用して時効硬化させれば、型材の曲げ加工性が改善され、時効処理に要するコストも節約でき、なおかつ、構造部材としての強度も確保できる。
本発明は以上の事情を背景としてなされたもので、良好な曲げ加工性を有すると同時に、塗装焼付時に十分な強度上昇が得られるアルミニウム合金押出型材の製造方法を提供することを目的としたものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の時効硬化に及ぼす合金成分および押出型材の製造条件の影響について種々検討した結果、本系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、押出型材の製造工程において、温度履歴を特定することによって上記目的を達成できることを見い出し、本発明をなすに至ったものである。
すなわち、本発明は、
（１）重量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．２〜１．８％を含有し、残部はＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金の鋳塊を４００〜５５０℃で予熱して熱間押出成形を行ってから５０℃／分以上の冷却速度で５０〜１４０℃の間の温度まで冷却し、５０〜１４０℃の温度範囲で、合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以下になる範囲内で１〜５０時間保持する安定化処理を行うことを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法。
【０００５】
（２）上記（１）記載のアルミニウム合金が、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｚｎ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．４％、Ｚｒ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜０．６％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有する前記（１）記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法。
（３）熱間押出成形後、５０℃以下の温度まで冷却し、１時間以内に５０〜１４０℃の温度範囲に加熱して上記安定化処理を行うことを特徴とする（１）または（２）記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法にある。
【０００６】
【作用】
以下に本発明を詳細に説明する。まず、成分組成の限定理由を述べる。
Ｍｇ：Ｍｇは本発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であり、Ｓｉとともに化合物を形成して強度の上昇に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では、塗装焼付工程での析出硬化によって強度の向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、十分な強度が得られず、一方、１．５％を越えれば押出加工性が低下する上に、曲げ加工性が低下することから、Ｍｇ量は０．３〜１．５％の範囲内とした。好ましくは０．４〜１．０％がよい。
【０００７】
Ｓｉ：Ｓｉも本発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇとともに化合物を形成して強度の向上に寄与する。Ｓｉが０．２％未満では硬化に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少ない上に、析出速度が小さくなるため、塗装焼付のような短時間の加熱では十分な強度が得られない。一方、１．８％を越えると、凝固の際に粗大Ｓｉ相が晶出して押出加工性や曲げ加工性を低下させる。従って、Ｓｉ量は０．２〜１．８％の範囲とした。強度と曲げ加工性のバランスからは０．６〜１．３％が好ましい。
上記の基本組成以外に、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉの中から１種以上を含有させることも有効である。
Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強度を高める元素である。０．０５％未満ではその効果が十分に得られず、一方、１．０％を越えると耐食性が低下する。従って、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％の範囲内とした。
【０００８】
Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉ：これらの元素は強度の向上や結晶粒の微細化のために１種または２種以上添加する。これらのうち、Ｚｎは合金の時効硬化性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素であり、その含有量が０．０３％未満では上記の効果が不十分であり、一方、１．５％を越えると曲げ加工性および耐食性が低下するため、Ｚｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％の範囲内とした。さらに、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｆｅは強度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、いずれも含有量が０．０３％未満では上記の効果が十分に得られず、一方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ、およびＶの場合には０．４％，Ｆｅの場合には０．６％を越えると上記効果は飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物が生成されて押出加工性、曲げ加工性に悪影響を及ぼす恐れがある。従って、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの含有量はいずれも０．０３〜０．４％範囲内、Ｆｅの含有量は０．０３〜０．６％の範囲内とした。
【０００９】
また、Ｔｉは一般に鋳塊の結晶粒微細化のため、単独あるいは微量のＢと組み合わせて添加する。この場合、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では上記の効果は得られず、０．２％を越えるとその効果は飽和する。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２％の範囲内とする。Ｂの添加量は０．０００５〜０．０３％が有利である。
【００１０】
次に、本発明における製造方法について説明する。
押出用の鋳塊は従来の一般的な方法、たとえばＤＣ鋳造法等によって所定の寸法に鋳造した後、均質化処理したものを用いればよい。
本発明では、熱間押出後、特に溶体化処理を行わないため、押出用鋳塊の予熱は溶体化処理を兼ねるものでなくてはならない。予熱温度が４００℃未満ではＭｇやＳｉの過飽和固溶量が少なく、塗装焼付時の加熱で十分に強度が上昇しない。一方、予熱温度が５５０℃を越えると熱間押出加工時の加工発熱による温度上昇とも相まって共晶融解や結晶粒の粗大化を起こす恐れがある。そのため、鋳塊の予熱温度は４００〜５５０℃とした。好ましくは４８０〜５４０℃がよい。
【００１１】
熱間押出は直接押出法、間接押出法等の通常の押出方法が利用できる。熱間押出成形後には、５０℃／分以上の冷却速度で冷却し、１時間以内に押出された型材を５０〜１４０℃の温度範囲にコントロールする。ここで、押出後の冷却速度が５０℃／分未満では、冷却中に粗大なＭｇ2 Ｓｉが多量に析出して過飽和度が低下するため、塗装焼付時の加熱で十分な強度の上昇が望めなくなる。
熱間押出後、５０℃／分以上の冷却速度で冷却して、５０℃以下の温度に１時間以上放置すると、この間にＭｇ，Ｓｉのクラスターが形成され、このクラスターは塗装焼付時の加熱による強度上昇に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの析出を抑制するため、塗装焼付による強度向上には不利である。一方、熱間押出後、５０〜１４０℃の温度範囲に直接冷却した場合あるいは５０℃以下に冷却しても１時間以内に５０〜１４０℃の温度範囲に加熱すれば、クラスターの形成が少なく、塗装焼付時に加熱による強度上昇が大きい。
【００１２】
５０〜１４０℃の温度範囲にある押出型材にはその温度範囲で１〜５０時間の安定化処理を行う。安定化処理は、最終的に析出硬化に寄与する析出物の安定性を向上させ、押出成形後の型材の経時変化を抑制して、塗装焼付時の加熱によって十分な強度を得るとともに良好な曲げ加工性を確保するために必要な工程である。ここで、安定化処理を行わないかあるいは安定化処理の温度が５０℃未満の場合には、室温での自然時効による強度の上昇（経時変化）が大きく、塗装焼付時の加熱による強度向上が望めない上に曲げ加工性も低下する。一方、安定化処理の温度が１４０℃を越えると高温時効によって型材の強度が高くなり、曲げ加工性が低下してしまう。また、安定化処理における５０〜１４０℃での保持時間が１時間未満ではその後の室温での経時変化が大きくなって、塗装焼付時の加熱による強度向上が望めない上に曲げ加工性も低下する。一方、保持時間が５０時間以上になるか合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以上になると型材の強度が高すぎてやはり曲げ加工性が低下する。従って、安定化処理は５０〜１４０℃の温度範囲で１〜５０時間とし、合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以下となるように上限を規制する。
【００１３】
以上のように、本発明では合金の成分組成を適切に調整するとともに、押出型材の製造工程において、４００〜５５０℃での鋳塊の予熱、押出成形後の５０℃／分以上の冷却速度での冷却、５０〜１４０℃での安定化処理を施すことによって、押出型材製造後の室温での経時変化、すなわち、室温での自然時効を抑制することが可能となり、その結果、押出成形後に溶体化処理、時効等の熱処理を施さなくても高強度が得られる上に、押出型材として優れた曲げ加工性も確保することが可能である。
【００１４】
【実施例】
次に、本発明を実施例で説明する。
実施例１
表１に示す化学成分を有する各合金を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。これらの素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出型材の形状は板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型である。押出後、１００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却し、その温度で５〜１０時間保持して各合金の耐力を１００〜１２０Ｎ／ｍｍ2 に調整した。このようにして得られた各合金について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。それらの結果を表２に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れの３段階で評価した。
【００１５】
【表１】
【表２】
Ｎｏ．１〜２８はいずれも合金の成分組成が本発明で規定する範囲内で、かつ製造条件も本発明で規定する条件を満たした例である。これらの場合は、いずれも塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱を行う前は伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、Ｎｏ．２９〜４０はＮｏ．３０を除いて、製造条件が本発明で規定する範囲内であるが、合金の成分範囲が本発明で規定する条件を満たさなかったため、Ｎｏ．２９〜３１は曲げ加工は可能であるが、塗装焼付に相当する１７５℃での加熱後の強度が低い。Ｎｏ．３２は曲げ加工性に劣る上に、１７５℃での加熱後の強度も低い。Ｎｏ．３４〜４０は１７５℃での加熱後の強度は高いが曲げ加工性に劣り、割れが生じる。また、Ｎｏ．３３は押出後の１００℃で１時間の保持ですでに耐力が本発明で規定する１２０Ｎ／ｍｍ2 を越えてしまったため、曲げ加工性が著しく劣った。
【００１８】
実施例２
表１に示す合金のうち合金Ｎｏ．１９を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。この素材を３５０，４００，４５０，５００，５５０および５７５℃の各温度で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出後、１００℃／分の冷却速度で１００℃まで冷却し、その温度で５〜１０時間保持して合金の耐力を１００〜１２０Ｎ／ｍｍ2 に調整した。このようにして得られた各押出型材（板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型）について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。その結果を表３に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れの３段階で評価した。
【００１９】
予備加熱温度が４００，４５０，５００および５５０℃の場合はいずれも本発明で規定する製造条件を満たしているため、塗装焼付に相当する１７５℃での加熱を行う前には伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、予備加熱温度が３５０℃の場合には本発明で規定される製造条件を満たさなかったため、曲げ加工時に割れが生じ、塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱による強度上昇もわずかであった。また、予備加熱温度が５７５℃の場合には、押出成形時に部分溶融が生じたため、健全な押出型材が得られなかった。
【００２０】
【表３】
実施例３
表１に示す合金のうち合金Ｎｏ．１９を常法により、溶解、鋳造し、面削、均質化処理を行って熱間押出用素材とした。この素材を５００℃で５分間予備加熱後、２０ｍ／分の押出速度で熱間押出成形を行った。押出後、表４に示す条件で冷却および安定化処理を行った。このようにして得られた各押出型材（板厚２ｍｍ、一辺４０ｍｍのロ型）について、室温で３０日経過時点での機械的性質および曲げ加工性の評価を行った。さらに、室温で３０日経過後１７５℃×３０分の塗装焼付に相当する加熱処理を行った後の機械的性質についても調査した。その結果を表５に示す。なお、曲げ加工性はプレス曲げ試験によって行い、○：良好、△：しわ有り、×：割れ の３段階で評価した。
【００２２】
【表４】
【表５】
製造条件Ａ〜Ｇはいずれも本発明で規定する条件を満たした例である。これらの場合には、いずれも塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱を行う前は伸びが十分に大きく、曲げ加工性に優れており、かつ１７５℃での加熱によって大きな強度上昇が得られている。
これに対して、製造条件Ｈ〜Ｍは本発明で規定する製造条件を満たさなかったため、Ｈ，ＪおよびＬの場合は曲げ加工性には優れているが、塗装焼付に相当する１７５℃×３０分の加熱によっても十分な強度上昇が得られず、Ｉ，ＫおよびＭの場合は曲げ加工性に劣る上に、１７５℃×３０分の加熱によっても十分な強度上昇が得られなかった。
【００２５】
【発明の効果】
以上の説明で明らかなように、本発明によると押出成形後の室温での経時変化、すなわち、室温での自然時効を抑制することが可能になり、その結果、押出成形後に溶体化処理、時効等の熱処理を施さなくても高強度が得られる上に、曲げ加工性にも優れたアルミニウム合金押出型材を得ることができる。
Claims (3)
- 重量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．２〜１．８％を含有し、残部はＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金の鋳塊を４００〜５５０℃で予熱して熱間押出成形を行ってから５０℃／分以上の冷却速度で５０〜１４０℃の間の温度まで冷却し、５０〜１４０℃の温度範囲で、合金の耐力が１２０Ｎ／ｍｍ2 以下になる範囲内で１〜５０時間保持する安定化処理を行うことを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法。
- 請求項１記載のアルミニウム合金が、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｚｎ：０．０３〜１．５％、
Ｍｎ：０．０３〜０．４％、
Ｃｒ：０．０３〜０．４％、
Ｚｒ：０．０３〜０．４％、
Ｖ ：０．０３〜０．４％、
Ｆｅ：０．０３〜０．６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
のうちの１種または２種以上を含有する請求項１記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法。 - 熱間押出成形後、５０℃以下の温度まで冷却し、１時間以内に５０〜１４０℃の温度範囲に加熱して安定化処理を行うことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金押出型材の製造方法。
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