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WO2012165086A1 - アルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法 Download PDF

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WO2012165086A1
WO2012165086A1 PCT/JP2012/060949 JP2012060949W WO2012165086A1 WO 2012165086 A1 WO2012165086 A1 WO 2012165086A1 JP 2012060949 W JP2012060949 W JP 2012060949W WO 2012165086 A1 WO2012165086 A1 WO 2012165086A1
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aluminum alloy
extrusion
extruded
less
corrosion cracking
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PCT/JP2012/060949
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English (en)
French (fr)
Inventor
吉田　朋夫
Original Assignee
アイシン軽金属株式会社
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
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    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
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    • B21C23/002—Extruding materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special extruding methods of sequences
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    • B60R19/02—Bumpers, i.e. impact receiving or absorbing members for protecting vehicles or fending off blows from other vehicles or objects
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    • B60R2019/1806—Structural beams therefor, e.g. shock-absorbing
    • B60R2019/1813—Structural beams therefor, e.g. shock-absorbing made of metal
    • B60R2019/182—Structural beams therefor, e.g. shock-absorbing made of metal of light metal, e.g. extruded

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy having high strength, excellent resistance to stress corrosion cracking and high productivity, and a method for producing an extruded shape using the same.
  • Patent Document 1 A high-strength aluminum alloy that has been quenched at a post-cooling rate of 1000 ° C./min or higher is proposed (Patent Document 1). Although the aluminum material disclosed in this publication has high strength and excellent toughness, water quenching is required to ensure a cooling rate of 1000 ° C./min or more. For this reason, when hydrogen is taken into the extruded material by water quenching, it is assumed that the material becomes brittle, and there is room for further improvement in resistance to stress corrosion cracking.
  • Patent Document 2 discloses Mg: 0.9 to 1.3%, Zn: 8.0 to 10.0%, Cu: 0.45 to 0.00 as an aluminum alloy characterized by the addition amount of Mg, Zn and Cu. 55% of aluminum alloys for automobile components are disclosed. Patent Document 3 discloses Mg: 1.0 to 1.5%, Zn: 5.0 to 7.0%, Cu: 0.1 to 0.3% However, since these aluminum alloys have Mg addition amounts of 1.3% or less and 1.5% or less, it is difficult to ensure a 0.2% proof stress value of 470 MPa or more. Moreover, since patent document 2 has a high Zn addition amount of 8% or more, there is a problem in stress corrosion cracking resistance.
  • Patent Document 4 discloses an aluminum alloy to which Mg: 1.9 to 2.6%, Zn: 5.7 to 6.7%, and Cu: 2.0 to 2.6% are added. Since 0.0% or more is added, the extrudability is expected to be remarkably lowered, and it is unsuitable for the production of a hollow cross-sectional extruded material such as a bumper reinforcement.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength aluminum alloy excellent in stress corrosion cracking resistance and extrudability, and a method for producing an extruded shape using the same.
  • the aluminum alloy according to the present invention is, in mass%, Mg: 1.6 to 2.6%, Zn: 6.0% to 7.0%, Cu: 0.5% or less, Ti: 0.01 to 0 .05% and the balance being Al and inevitable impurities.
  • water quenching is performed immediately after extrusion, or heating and water quenching is not performed after extrusion, and high strength with 0.2% proof stress of 470 MPa or more is achieved by quenching at an air cooling level. Is obtained. Further, since water quenching is unnecessary, there is no uptake of hydrogen, which is one of the causes of stress corrosion cracking, so that stress corrosion cracking resistance is also improved.
  • one or more of Mn, Cr and Zr may be added in a total amount of 0.15 to 0.6%.
  • a billet is cast, homogenized at a temperature in the range of 500 to 560 ° C., and when extruded, a cooling rate in the range of 50 ° C./min to 500 ° C./min immediately after extrusion. Since it is cooled by air cooling of the fan and water quenching is not required, stress corrosion cracking resistance can be improved while ensuring high strength.
  • the reason for selecting the chemical component (mass%) and the manufacturing conditions will be described. If the Mg content is less than 1.6%, the high strength necessary to reduce the weight of the product cannot be ensured, and if it exceeds 2.6%, the extrudability decreases. Therefore, the addition amount of Mg is preferably in the range of 1.6 to 2.6%. If the Zn content is less than 6.0%, the required high strength cannot be ensured, and if it exceeds 7.0%, the stress corrosion cracking resistance decreases. Therefore, the addition amount of Zn is preferably in the range of 6.0 to 7.0%. The Cu component contributes to strength, but if it exceeds 0.5%, the extrudability decreases.
  • the addition amount of Cu is preferably 0.5% or less, and from the viewpoint of obtaining the effect of addition of Cu, the addition amount of Cu is preferably in the range of 0.1 to 0.5%. More preferably, the amount of Cu added is in the range of 0.15 to 0.4%.
  • Mn, Cr and Zr components suppress the formation of coarse recrystallized grains on the surface of the extruded material and suppress the propagation of cracks, which contributes to the improvement of stress corrosion cracking resistance, but less than 0.15% in total If the total exceeds 0.6%, the quenching sensitivity becomes sharp and the required strength cannot be ensured.
  • the range of 0.10 to 0.30% alone is preferable.
  • the Ti component has an effect of refining crystal grains when a molten aluminum alloy is cast into a billet, and is generally added in a range of 0.01 to 0.05%.
  • the Fe component and the Si component are often mixed as impurities in aluminum scouring and casting processes. In the case of a 7000 series high-strength aluminum alloy, if there is a large amount of Fe and Si mixed, the toughness may decrease, and the amount of Fe component mixed is 0.3% or less, preferably 0.2% or less. .
  • the amount of Si component mixed is preferably 0.1% or less.
  • the billet homogenization treatment is preferably in the range of 500 to 560 ° C.
  • the billet is not heated at a temperature of 400 ° C. or higher during extrusion, a shape temperature of 500 ° C. or higher cannot be secured, and a supersaturated solid solution is not formed by press-end quenching by fan air cooling after extrusion. It is not possible to secure a sufficient strength.
  • the shape temperature of the extruded shape exceeds 585 ° C., defects such as pick-up and stuffiness occur on the surface of the extruded shape. Accordingly, it is preferable to control so that the preheating temperature of the billet is 400 ° C. or more and the shape material temperature immediately after extrusion is in the range of 500 to 585 ° C.
  • the cooling rate after extrusion is less than 50 ° C / min, the required strength cannot be secured, and in order to achieve a cooling rate of 500 ° C / min or higher, the cooling capacity is insufficient with fan air cooling.
  • a cooling rate of 500 ° C./min or more is ensured by water cooling after extrusion (die end T6), the material is embrittled by incorporation of hydrogen and stress corrosion cracking resistance decreases. There is a fear. Therefore, it is preferable to control the cooling rate in the range of 50 to 500 ° C./min by fan air cooling without water cooling.
  • the aluminum alloy according to the present invention can obtain a high strength with a proof stress value of 470 MPa or more by air cooling without water quenching after extrusion by optimizing the combination of added amounts of Mg, Zn and Cu components, and Cu components
  • the extrudability is excellent by suppressing the content to 0.5% or less. Therefore, not only a solid cross-sectional shape as shown in FIG. 7 but also a hollow cross-sectional shape having a square shape as shown in FIGS. 5 and 6 can be extruded.
  • strength is obtained without water quenching, the fall of the stress corrosion cracking resistance resulting from hydrogen uptake
  • the chemical component of the aluminum alloy which concerns on this invention is shown.
  • the chemical composition of the aluminum alloy used for comparative evaluation is shown.
  • the extrusion conditions and evaluation results using the aluminum alloy according to the present invention are shown.
  • the extrusion conditions and evaluation results using comparative evaluation aluminum alloys are shown.
  • An example of a cross-sectional shape of an extruded profile is shown.
  • An example of a cross-sectional shape of an extruded profile is shown.
  • An example of a cross-sectional shape of an extruded profile is shown.
  • the aluminum alloy according to the present invention shown in the table of FIG. 1 and the aluminum alloy melt having the chemical composition shown in the table of FIG. 2 as a comparative example for evaluation were prepared, and billets were cast.
  • surface shows the analytical value after casting.
  • a billet having a diameter of 8 inches was cast and subjected to extrusion.
  • Tables of FIGS. 3 and 4 show the billet homogenization treatment (HOMO holding temperature) conditions, extrusion conditions, and evaluation results.
  • the HOMO holding temperature and extrusion conditions in the table show an appropriate range, and each data shows a measured value.
  • the billet temperature indicates the preheating temperature of the billet before extrusion
  • the post-extrusion shape temperature indicates the measurement result of the surface temperature of the extruded shape immediately after extrusion.
  • the cooling rate after extrusion was measured by blowing air onto the extruded shape with a fan device immediately after extrusion until the temperature of the shaped material reached 200 ° C. or less.
  • SCC indicates stress corrosion cracking resistance and was evaluated as follows. The stress corrosion cracking resistance is obtained by immersing a sample loaded with a stress resistance of 80% of the proof stress in a 3.5% NaCl aqueous solution at 25 ° C. for 10 minutes, and then naturally immersing it in an environment of 40% humidity at 25 ° C. for 50 minutes.
  • ⁇ B is the tensile strength
  • ⁇ 0 . 2 is the proof stress value
  • ⁇ is the elongation
  • a No. 5 test piece based on JIS Z2241 was cut out from the extruded profile and measured.
  • the recrystallization rate in the microstructure was calculated by calculating the area ratio of the recrystallized region by microscopic measurement of a cross section cut in a direction orthogonal to the extrusion direction. The extrudability is normal when there is no surface defect with a depth of 0.5 mm or more in the shape measurement when the cross-sectional shape shown in FIGS. 5 to 7 is extruded. , Pickup) was evaluated.
  • Examples 1 to 13 can ensure a strength of 470 MPa or more necessary for reducing the weight of bumper reinforcement and the like, and are excellent in stress corrosion cracking resistance.
  • ⁇ Comparative Examples 1 and 2 had a HOMO holding temperature higher than 560 ° C. and could be extruded with little local melting, but there were few precipitates produced by the homogenization treatment, and recrystallization of the extruded profile could not be suppressed. Stress corrosion cracking resistance decreased. In Comparative Examples 3, 5, 8, 10 to 15 and 20, the amount of Mg added was less than 1.6%, and the yield strength of 470 MPa or more could not be secured. In Comparative Examples 16 and 25, the Zn addition amount was more than 7.0%, and the stress corrosion cracking resistance was lowered.
  • the Mg addition amount is less than 1.6%, but since the Zn addition amount is more than 7.0%, the necessary strength is ensured, but the stress corrosion cracking resistance is reduced. .
  • the amount of Zn added was less than 6.0%, and the required strength could not be ensured.
  • the cooling rate after extrusion was less than 50 ° C./min, so the required strength could not be ensured.
  • the HOMO holding temperature was out of the set conditions, and when the temperature was low, the required strength could not be ensured, and when the temperature was high, the billet was locally melted and could not be extruded. .
  • Comparative Example 19 the amount of Mg added was less than 1.6%, and the cooling rate after extrusion was less than 50 ° C./min, so the required strength could not be ensured.
  • Comparative Example 21 the amount of Mg added is less than 1.6%, the required strength cannot be ensured, and the total amount of Mn + Cr + Zr added is less than 0.15%, thereby suppressing recrystallization of the extruded profile. The stress corrosion cracking resistance deteriorated without being able to.
  • Comparative Example 22 since the amount of Mg added is small, the required strength cannot be ensured, and since water cooling after extrusion was performed, the cooling rate was greater than 500 ° C./min, and hydrogen was incorporated into the material.
  • FIG. 5 is an example of an extruded profile having a cross-sectional shape used for bumper reinforcement or the like.
  • the dimension a is more than 40 mm and 75 mm or less and the dimension b is 120 mm or less, 3 ⁇ t in unit mm. 1 ⁇ 8, 1 ⁇ t 2 ⁇ 6, 1 ⁇ t 3 (t 31 , t 32 ,...) ⁇ 6 indicates that an extruded profile can be extruded.
  • the dimension range that can be extruded is displayed in the drawing in the same meaning as in FIG. 5.

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Abstract

耐応力腐食割れ性及び押出性に優れた高強度のアルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法の提供を目的とする。前記目的を解決するアルミニウム合金は、質量％で、Ｍｇ：１．６～２．６％、Ｚｎ：６．０～７．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％及び残部がＡｌと不可避不純物からなることを特徴とする。

Description

アルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法
　本発明は、高強度、耐応力腐食割れ性に優れ、生産性が高いアルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法に関する。
　車両のサイドメンバー等の構造部材やハンパーリインホースメント、サイドドアビーム等のエネルギー吸収部材に合っては、軽量化による燃費向上を図るのに高強度アルミ材料への要求が高い。
　しかし、ＪＩＳ７０００系のアルミニウム合金において、材料強度向上を目的にＭｇ，Ｚｎ，Ｃｕ等の添加量を増すと、強度と背反の靱性の低下や、結晶粒界にアルミニウムに対して電位が卑なＭｇＺｎ２析出物が生成するために、耐応力腐食割れ性が低下するのみならず押出性が著しく低下する問題があった。
　本出願人は、これまでにＭｇ：１．５～２．０％，Ｚｎ：７．０～９．０％，Ｃｕ：０．２～０．４％等を添加したアルミニウム合金を用いて押出後冷却速度１０００℃／ｍｉｎ以上の速さで焼入れ処理した高強度アルミニウム合金を提案している（特許文献１）。
　同公報に開示するアルミ材料は高強度で靱性に優れるものの、冷却速度１０００℃／ｍｉｎ以上を確保するには水焼入れが必要であった。
　そのため、水焼入れにて押出材に水素が取り込まれた場合に脆化することも想定され、さらなる耐応力腐食割れ性の改善の余地が残されていた。
　Ｍｇ，Ｚｎ及びＣｕの添加量に特徴があるアルミニウム合金として、特許文献２はＭｇ：０．９～１．３％，Ｚｎ：８．０～１０．０％，Ｃｕ：０．４５～０．５５％の自動車の構成部材用アルミニウム合金を開示し、特許文献３はＭｇ：１．０～１．５％，Ｚｎ：５．０～７．０％，Ｃｕ：０．１～０．３％の高強度アルミニウム合金を開示するが、これらのアルミニウム合金はＭｇの添加量が、それぞれ１．３％以下、１．５％以下なので０．２％耐力値で４７０ＭＰａ以上を確保するのが難しい。
　また、特許文献２はＺｎ添加量が８％以上と高いので耐応力腐食割れ性にも問題がある。
　特許文献４はＭｇ：１．９～２．６％，Ｚｎ：５．７～６．７％，Ｃｕ：２．０～２．６％を添加したアルミニウム合金を開示するが、Ｃｕ成分が２．０％以上添加されているので押出性が著しく低下することが予想され、例えばバンパーリインホースメントのような中空断面形状の押出材の製造には不向きであった。
日本国特許第３７３５４０７号公報 日本国特許第３８３４０７６号公報 日本国特許第２９２８４４５号公報 日本国特許第４４９８１８０号公報
　本発明は、耐応力腐食割れ性及び押出性に優れた高強度のアルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法の提供を目的とする。
　本発明に係るアルミニウム合金は、質量％で、Ｍｇ：１．６～２．６％，Ｚｎ：６．０％～７．０％，Ｃｕ：０．５％以下，Ｔｉ：０．０１～０．０５％及び残部がＡｌと不可避的不純物からなることを特徴とする。
　このような化学成分からなるアルミニウム合金を用いると、押出直後に水焼き入れ、あるいは押出加工後に加熱及び水焼入れすることはなく、空冷レベルの焼入れで０．２％耐力値が４７０ＭＰａ以上の高強度が得られる。
　また、水焼入れが不要なので応力腐食割れの原因の一つである水素の取り込みがないために耐応力腐食割れ性も改善される。
　また、押出加工時に押出材表面の再結晶粒の生成を抑制するには、Ｍｎ，Ｃｒ及びＺｒのうち１種又は２種以上を合計で０．１５～０．６％添加してもよい。
　このように押出材表面の再結晶粒の生成を抑制すると、さらに耐応力腐食割れ性が向上する。
　このようなアルミニウム合金を用いて、ビレットを鋳造し、温度５００～５６０℃の範囲にて均質化処理し、押出加工する際に、押出直後に冷却速度５０℃／ｍｉｎ～５００℃／ｍｉｎの範囲のファン空冷にて冷却し、水焼入れを不要としたので、高強度を確保しつつ、耐応力腐食割れ性を改善できる。
　次に、化学成分（質量％）の選定理由及び製造条件について説明する。
　Ｍｇ成分は１．６％より少ないと製品を軽量化するために必要な高強度を確保することができず、２．６％を超えると押出性が低下する。
　従って、Ｍｇの添加量は１．６～２．６％の範囲がよい。
　Ｚｎ成分は６．０％より少ないと必要な高強度を確保することができず、７．０％を超えると耐応力腐食割れ性が低下する。
　従って、Ｚｎの添加量は６．０～７．０％の範囲がよい。
　Ｃｕ成分は強度に寄与するが、０．５％を超えると押出性が低下する。
　従って、Ｃｕの添加量は０．５％以下が好ましく、Ｃｕの添加の効果を得る観点からはＣｕの添加量を０．１～０．５％の範囲にするのが好ましい。
　さらに好ましくは、Ｃｕの添加量を０．１５～０．４％の範囲にするのがよい。
　Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ成分は押出材表面の粗大な再結晶粒の生成を抑制し、割れの伝播を抑制することから耐応力腐食割れ性の向上に寄与するが、合計で０．１５％より少ないとその効果を得ることができず、合計で０．６％を超えると焼入れ感受性が鋭くなり、必要な強度を確保することができない。
　Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒのいずれかを単独で添加する場合は、単独で０．１０～０．３０％の範囲が好ましい。
　なお、Ｚｒは単独でも充分に再結晶粒の生成を抑える効果があるが、繊維組織の安定化のためにはＭｎ、Ｃｒとの組み合せがよい。
　Ｔｉ成分は、アルミニウム合金の溶湯をビレットに鋳造する際に結晶粒を微細化する効果があり、一般的には０．０１～０．０５％の範囲になるように添加される。
　Ｆｅ成分及びＳｉ成分はアルミニウムの精練及び鋳造工程にて不純物として混入される場合が多い。
　７０００系の高強度アルミニウム合金にあっては、Ｆｅ及びＳｉの混入量が多いと靱性が低下する恐れがあり、Ｆｅ成分の混入量は０．３％以下、好ましくは０．２％以下がよい。
　また、Ｓｉ成分の混入量は０．１％以下が好ましい。
　上記以外の不純物もＦｅ、Ｓｉを除くトータルで０．１％以下に抑えるのが望ましい。
　次にビレットの均質化処理条件及び押出条件について説明する。
　ビレットの均質化処理は５００℃より低くなると、溶質元素の固溶が充分に行われないために、必要な強度を確保することができず、５６０℃を越えて均質化処理するとビレットが局部融解する恐れがあるし、局部融解が少なく押出可能であっても、均質化処理により生成する析出物が少なく、押出形材の再結晶を抑制することができずに耐応力腐食割れ性が低下する。
　よって、ビレットの均質化処理は５００～５６０℃の範囲がよい。
　また、押出時にビレットを４００℃以上の温度で加熱しなければ、５００℃以上の形材温度を確保することができず、押出後のファン空冷によるプレス端焼入れによって過飽和固溶体が形成されないために必要な強度を確保することができない。
　また、押出形材の形材温度が５８５℃を超えると、押出形材表面にピックアップやムシレなど欠陥が発生する。
　よって、ビレットの予熱温度は４００℃以上で、押出直後の形材温度は５００～５８５℃の範囲になるように制御するのが好ましい。
　押出後の冷却速度は５０℃／ｍｉｎより小さいと必要な強度を確保することができず、５００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度を達成するには、ファン空冷では冷却能力が不足するため製造することが困難であり、押出後水冷（ダイス端Ｔ６）することによって、５００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度を確保しても、材料に水素が取り込まれることで脆化し、耐応力腐食割れ性が低下する恐れがある。
　そこで、水冷をしないファン空冷にて冷却速度を５０～５００℃／ｍｉｎ範囲に制御するのが好ましい。
　本発明に係るアルミニウム合金は、Ｍｇ，Ｚｎ及びＣｕ成分の添加量の組み合せの最適化を図ることで押出後に水焼入れをすることなくファン空冷により耐力値４７０ＭＰａ以上の高強度が得られ、Ｃｕ成分を０．５％以下に抑えたことで押出性に優れる。
　よって、図７に示すような中実断面形材のみならず、図５，図６に示すような目字形状の中空断面形材の押出しも可能である。
　このように水焼入れをすることなく高強度が得られるので、水素の取り込みに寄因する耐応力腐食割れ性の低下を防止することができる。
本発明に係るアルミニウム合金の化学成分を示す。 比較評価に用いたアルミニウム合金の化学成分を示す。 本発明に係るアルミニウム合金を用いた押出条件及び評価結果を示す。 比較評価のアルミニウム合金を用いた押出条件及び評価結果を示す。 押出形材の断面形状例を示す。 押出形材の断面形状例を示す。 押出形材の断面形状例を示す。
　図１の表に示した本発明に係るアルミニウム合金及び評価のために比較例とした図２の表に示す化学成分組成のアルミニウム合金の溶湯を調整し、ビレットを鋳造した。
　なお、表中の成分値（質量％）は鋳造後の分析値を示す。
　直径８インチのビレットを鋳造し押出に供した。
　ビレットの均質化処理（ＨＯＭＯ保持温度）条件及び押出条件と評価結果を図３及び図４の表に示す。
　表中のＨＯＭＯ保持温度，押出条件は適正な範囲を示し、個々のデータは測定値を示す。
　表中、ビレット温度は押出前のビレットの予熱温度を示し、押出後形材温度は押出直後の押出形材の表面温度の測定結果を示す。
　また、押出後冷却速度は押出直後にファン装置でエアーを押出形材に吹き付け形材温度が２００℃以下になるまでの冷却速度を測定した。
　表中、ＳＣＣは耐応力腐食割れ性を示し、以下のように評価した。
　耐応力腐食割れ性は、耐力の８０％の耐応力を材料に負荷したサンプルを、２５℃で３．５％ＮａＣｌ水溶液に１０ｍｉｎ浸漬し、その後に室温２５℃で湿度４０％の環境に５０ｍｉｎ自然乾燥するサイクルを１サイクルとする環境による促進試験を実施し、７２０サイクルで耐応力腐食割れが発生しなければバンパリインホースメントなど構造材に適用できる耐応力腐食割れ性があると判断した。
　表中の機械的性質において、σＢは引張強度、σ０．２は耐力値、δは伸びを示し、押出形材からＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づく５号試験片を切り出し測定した。
　また、ミクロ組織における再結晶率は押出方向とは直交方向に切断した断面を顕微鏡測定により再結晶領域の面積比率を算出した。
　押出性は、図５～図７に示した断面形状の形材を押し出した際に形状測定で、深さ０．５ｍｍ以上の表面欠陥がない場合は正常とし、それ以上の表面欠陥（いわゆるムシレ、ピックアップ）の有無について評価した。
　＜考察＞
　・実施例１～１３は、バンパリインホースメントなどを軽量化するために必要な耐力値４７０ＭＰａ以上の強度を確保することができ、且つ、耐応力腐食割れ性に優れている。
　　・比較例１，２はＨＯＭＯ保持温度が５６０℃より高く、局部融解は少なく押出できたが、均質化処理により生成する析出物が少なく、押出形材の再結晶を抑制することができずに耐応力腐食割れ性が低下した。
　・比較例３，５，８，１０～１５，２０はＭｇ添加量が１．６％より少なく、耐力４７０ＭＰａ以上を確保することができなかった。
　・比較例１６，２５はＺｎ添加量が７．０％より多く、耐応力腐食割れ性が低下した。
　・比較例４，６は、Ｍｇ添加量が１．６％より少ないが、Ｚｎ添加量が７．０％より多いため、必要な強度は確保しているが、耐応力腐食割れ性が低下した。
　・比較例７はＺｎ添加量が６．０％より少なく、必要な強度を確保することができなかった。
　・比較例９は押出後の冷却速度が５０℃／ｍｉｎより小さいため、必要な強度を確保することができなかった。
　・比較例１７，１８はＨＯＭＯ保持温度が設定条件から外れており、温度が低いときは必要な強度を確保することができないし、温度が高いときは、ビレットが局部融解したため、押出できなかった。
　・比較例１９は、Ｍｇ添加量が　１．６％より少なく、押出後の冷却速度が５０℃／ｍｉｎより小さいため、必要な強度を確保することができなかった。
　・比較例２１は、Ｍｇ添加量が１．６％より少なく、必要な強度を確保することができないし、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ添加量の合計が０．１５％より少ないため、押出形材の再結晶を抑制することができずに耐応力腐食割れ性が低下した。
　・比較例２２は、Ｍｇ添加量が少ないため、必要な強度を確保することができないし、押出後の水冷却を行ったために冷却速度が５００℃／ｍｉｎより大きく、材料に水素を取り込んだために脆化し、耐応力腐食割れ性が低下した。
　・比較例２３，２４は押出後の形材温度が５８５℃より高く、形材表面にピックアップが発生したり、ムシレが発生したりした。
　・比較例２６は、Ｍｇ添加量が１．６％より少ないため、必要な強度を確保することができないし、Ｚｎ添加量が７％より多いため、耐応力腐食割れ性を確保することができなかった。
　・比較例２７，２８は、Ｍｇ添加量が１．６％より少ないため、必要な強度を確保することができないし、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｎ添加量の合計が０．１５％より少ないため、押出形材の再結晶を抑制することができずに耐応力腐食割れ性が低下した。
　本発明に係るアルミニウム合金は押出性に優れ、図５～図７に示した断面形状の押出形材を製造することができる。
　図５は、バンパリインホースメント等に用いる目字断面形状の押出形材の例であり、寸法ａが４０ｍｍを越え７５ｍｍ以下で、寸法ｂが１２０ｍｍ以下であれば、単位ｍｍで３≦ｔ１≦８，１≦ｔ２≦６，１≦ｔ３（ｔ３１，ｔ３２，・・・・・）≦６の範囲の押出形材を押し出すことができることを示す。
　図６、及び、図７に示した断面形状の押出形材についても、図５と同様の意味にて図中に押出加工可能な寸法範囲を表示した。
　本発明に係るアルミニウム合金を用いると、高強度で耐応力腐食割れ性に優れた押出形材を得ることができるので、車両の構造部材等に適用できる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｍｇ：１．６～２．６％，Ｚｎ：６．０％～７．０％，Ｃｕ：０．５％以下，Ｔｉ：０．０１～０．０５％及び残部がＡｌと不可避的不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金。
  2. 　質量％で、Ｍｇ：１．６～２．６％，Ｚｎ：６．０～７．０％，Ｃｕ：０．１～０．５％，Ｔｉ：０．０１～０．０５％，さらにＭｎ，Ｃｒ及びＺｒのうち１種又は２種以上の合計で０．１５～０．６％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金。
  3. 　請求項１又は２記載のアルミニウム合金を用いてビレットを鋳造し、温度５００～５６０℃の範囲にて均質化処理後に押出加工し、当該押出加工は形材の押出直後に冷却速度５０℃／ｍｉｎ～５００℃／ｍｉｎの範囲にて冷却することを特徴とするアルミニウム合金押出形材の製造方法。
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