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WO2020085082A1 - Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法 - Google Patents

Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2020085082A1
WO2020085082A1 PCT/JP2019/039625 JP2019039625W WO2020085082A1 WO 2020085082 A1 WO2020085082 A1 WO 2020085082A1 JP 2019039625 W JP2019039625 W JP 2019039625W WO 2020085082 A1 WO2020085082 A1 WO 2020085082A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
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mass
extruded material
less
aluminum alloy
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/039625
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
恵造 北村
Original Assignee
昭和電工株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Publication of WO2020085082A1 publication Critical patent/WO2020085082A1/ja

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • 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
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to an Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded material having high strength and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same.
  • the Al-Mg-Si based aluminum alloy is a practical alloy in that it has strength and is excellent in corrosion resistance and recyclability, so that it can be used in vehicles, ships, automobiles, motorcycles, etc., that require high strength and corrosion resistance. It is used as a structural material for transport aircraft.
  • Al-Mg-Si based aluminum alloys 6061 is particularly often used, but further weight reduction is required in order to improve transportation efficiency by reducing the weight of the vehicle body structure. Strengthening is required. In order to achieve such high strength, improvement by changing the additive metal species of the aluminum alloy and the content thereof is being studied.
  • corrosion resistance means that the amount of corrosion is small in a corrosive environment. For example, if the weight loss due to corrosion is large, there may be a problem in durability as a structural material. Therefore, in order to improve the corrosion resistance, it is important to suppress the stress corrosion cracking and how to reduce or suppress the corrosion weight loss.
  • a molten alloy of a specific composition is cast, the obtained cast product is subjected to homogenization treatment and plastic working, and the obtained plastic worked product is subjected to solution treatment and water quenching.
  • Treatment and artificial aging hardening treatment, and the aging treatment time after the peak aging time in the artificial aging hardening treatment is such that the conductivity of the plastically worked product is greater than 0 with respect to the conductivity at the peak aging time of 1 IACS%.
  • a manufacturing method is known in which overaging treatment is performed with the time having the following increments (Patent Document 1).
  • Patent Document 2 An aluminum alloy extruded material having a recrystallized structure with a thickness of 500 ⁇ m or less on one side has been proposed (Patent Document 2).
  • An aluminum alloy extruded material in which the area ratio of the texture is 95% or more has been proposed (Patent Document 3).
  • Patent Document 2 there is no disclosure regarding corrosion weight loss as an evaluation of corrosion resistance, and therefore, knowledge of what configuration should be used to reduce or suppress corrosion weight loss cannot be obtained from Patent Document 2.
  • Patent Document 3 does not disclose the corrosion weight loss as an evaluation of corrosion resistance, and therefore, knowledge of what configuration should be adopted to reduce or suppress the corrosion weight loss cannot be obtained from Patent Document 3.
  • the preferred embodiments of the present invention have been made in view of the above and / or other problems in the related art.
  • the preferred embodiments of the present invention can significantly improve existing methods and / or devices.
  • the present invention has been made in view of the above technical background, and is an Al-Mg-Si-based aluminum alloy extruded material that has high strength and can suppress corrosion weight loss to a small extent even when used in a corrosive environment and the like, and It is an object to provide a manufacturing method thereof.
  • the present invention provides the following means.
  • Si 0.95 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.80 mass% to 1.05 mass%, Cu: 0.30 mass% to 0.50 mass%, Mn: 0.40 Mass% to 0.60 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30 mass%, Cr: 0.09 mass% to 0.21 mass%, B: 0.0001 mass% to 0.03 mass% Zn content is 0.25 mass% or less, Zr content is 0.05 mass% or less, Ti content is 0.10 mass% or less, and the balance is Al and inevitable impurities.
  • the metal structure In the cross section parallel to the extrusion direction of the aluminum alloy extruded material, the metal structure has a fibrous structure in the cross section passing through the center of gravity of the extruded material, and the ratio of the area of the fibrous structure to the entire area of the cross section. Of 90% or more, a recrystallized layer is present on the outer surface of the extruded material, and the thickness of the recrystallized layer is 100 ⁇ m or less. .
  • Si 0.95% by mass to 1.25% by mass
  • Mg 0.80% by mass to 1.05% by mass
  • Cu 0.30% by mass to 0.50% by mass
  • Mn 0.40 Mass% to 0.60 mass%
  • Fe 0.15 mass% to 0.30 mass%
  • Cr 0.09 mass% to 0.21 mass%
  • B 0.0001 mass% to 0.03 mass%
  • Zn content is 0.25 mass% or less
  • Zr content is 0.05 mass% or less
  • Ti content is 0.10 mass% or less
  • the balance is Al and inevitable impurities.
  • a molten metal forming step of obtaining a molten aluminum alloy A casting step of obtaining a billet by casting the obtained molten metal; A homogenizing heat treatment step of performing a homogenizing heat treatment on the billet, An extrusion step of obtaining an extruded material by performing hot extrusion processing on the billet after the homogenization heat treatment, A quenching step of quenching the extruded material within 0.01 to 60 seconds after the hot extrusion processing, An aging treatment step of heating the extruded material that has gone through the quenching step to perform an aging treatment,
  • the extruded material obtained through the aging treatment step is a cross section parallel to the extrusion direction, and the metal structure has a fibrous structure in the cross section passing through the center of gravity of the extruded material, and occupies the entire area of the cross section.
  • the area ratio of the fibrous structure is 90% or more, a recrystallized layer exists on the outer surface of the extruded material, and the thickness of the recrystallized layer is 100 ⁇ m or less.
  • -Method for producing a Si-based aluminum alloy extruded material is
  • Si 0.95% by mass to 1.25% by mass
  • Mg 0.80% by mass to 1.05% by mass
  • Cu 0.30% by mass to 0.50% by mass
  • Mn 0.40 Mass% to 0.60 mass%
  • Fe 0.15 mass% to 0.30 mass%
  • Cr 0.09 mass% to 0.21 mass%
  • B 0.0001 mass% to 0.03 mass%
  • Zn content is 0.25 mass% or less
  • Zr content is 0.05 mass% or less
  • Ti content is 0.10 mass% or less
  • the balance is Al and inevitable impurities.
  • a molten metal forming step of obtaining a molten aluminum alloy A casting step of obtaining a billet by casting the obtained molten metal; A homogenizing heat treatment step in which the billet is kept at a temperature of 480 ° C to 530 ° C for 2 hours to 15 hours; A cooling step of cooling the billet after the homogenizing heat treatment to 200 ° C. or less at an average cooling rate of 150 ° C./hour or more; An extrusion step of obtaining an extruded material by performing hot extrusion processing at an extrusion speed of 3 m / min to 30 m / min in a state where the billet that has undergone the cooling step is at 500 ° C.
  • the extruded material obtained through the aging treatment step is a cross section parallel to the extrusion direction, and the metal structure has a fibrous structure in the cross section passing through the center of gravity of the extruded material, and occupies the entire area of the cross section.
  • the area ratio of the fibrous structure is 90% or more, a recrystallized layer exists on the outer surface of the extruded material, and the thickness of the recrystallized layer is 100 ⁇ m or less.
  • -Method for producing a Si-based aluminum alloy extruded material is
  • the invention of [1] can provide an Al-Mg-Si-based aluminum alloy extruded material that has high strength and can suppress corrosion weight loss even when used in a corrosive environment.
  • FIG. 1 is a perspective view showing an example of an Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded material according to the present invention.
  • 3 is a photograph of a metal structure of a vertical section of the Al-Mg-Si-based aluminum alloy extruded material of Example 4 (a cross section parallel to the extrusion direction and passing through the center of gravity of the extruded material).
  • the aluminum alloy extruded material according to the present invention has Si: 0.95 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.80 mass% to 1.05 mass%, Cu: 0.30 mass% to 0.50 mass%. %, Mn: 0.40 mass% to 0.60 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30 mass%, Cr: 0.09 mass% to 0.21 mass%, B: 0.0001 mass% % To 0.03 mass%, Zn content is 0.25 mass% or less, Zr content is 0.05 mass% or less, Ti content is 0.10 mass% or less, and the balance Is an aluminum alloy extruded material composed of Al and unavoidable impurities, and the metal structure has a fibrous structure in a cross section parallel to the extrusion direction of the aluminum alloy extruded material and passing through the center of gravity of the extruded material, and The ratio of the area of the fibrous tissue to the entire area of the cross section is 9 Not less than%, the and recrystallized layer is present on the outer surface of the extruded
  • the aluminum alloy extruded material (hollow material or solid material) having the above structure has high strength and can suppress the corrosion weight loss to be small even when used in a corrosive environment. Therefore, for example, a vehicle body of a vehicle such as an automobile or a railway. It is suitable as a structural material (frame, etc.).
  • FIG. 1 An embodiment of the aluminum alloy extruded material 1 according to the present invention is shown in FIG.
  • the aluminum alloy extruded material 1 shown in FIG. 1 is a solid material, but is not particularly limited to such a shape.
  • the cross-sectional shape of the extruded material 1 is not particularly limited, but it is preferable to adopt a cross-sectional shape that can realize weight reduction of the vehicle structural member and can secure sufficient rigidity and strength as the structural material. preferable.
  • composition of the above aluminum alloy (the significance of limiting the content range of each component, etc.) will be collectively described in detail in the paragraph after the description of the manufacturing method of the present invention.
  • Si 0.95% by mass to 1.25% by mass
  • Mg 0.80% by mass to 1.05% by mass
  • Cu 0.30% by mass to 0.50% by mass
  • Mn 0. 40 mass% to 0.60 mass%
  • Fe 0.15 mass% to 0.30 mass%
  • Cr 0.09 mass% to 0.21 mass%
  • B 0.0001 mass% to 0.03
  • the content of Zn is 0.25 mass% or less
  • the content of Zr is 0.05 mass% or less
  • the content of Ti is 0.10 mass% or less
  • the balance is Al and unavoidable impurities.
  • a casting step for obtaining a billet by casting the obtained molten metal a casting step for obtaining a billet by casting the obtained molten metal.
  • molten metal forming process Si: 0.95 mass% to 1.25 mass%, Mg: 0.80 mass% to 1.05 mass%, Cu: 0.30 mass% to 0.50 mass%, Mn: 0.40 mass% to 0.60 mass%, Fe: 0.15 mass% to 0.30 mass%, Cr: 0.09 mass% to 0.21 mass%, B: 0.0001 mass% to 0.
  • the content of Zn is 0.25 mass% or less, the content of Zr is 0.05 mass% or less, the content of Ti is 0.10 mass% or less, and the balance is Al and unavoidable.
  • An aluminum alloy melt prepared by melting so as to have a composition of impurities is obtained.
  • a casting material is obtained by casting the obtained molten metal (casting step).
  • the casting method is not particularly limited, and a conventionally known method may be used, and examples thereof include a continuous casting and rolling method, a hot top casting method, a float casting method, and a semi-continuous casting method (DC casting method).
  • DC casting method a semi-continuous casting method
  • the obtained billet is subjected to homogenizing heat treatment. That is, a homogenizing heat treatment is carried out by holding the billet at a temperature of 480 ° C to 530 ° C for 2 hours to 15 hours. If the temperature is lower than 480 ° C, the ingot billet is not sufficiently softened, the pressure during the hot extrusion process is significantly increased, the appearance quality is deteriorated, and the productivity is reduced. On the other hand, when the temperature exceeds 530 ° C., the effect of suppressing recrystallization is reduced due to coarsening of Mn and Cr precipitates, and the occurrence of recrystallization reduces the toughness of the extruded material and also provides high strength. hard. Above all, the homogenizing heat treatment temperature is preferably set to 485 ° C. to 525 ° C.
  • the homogenizing heat treatment time is less than 2 hours, the ingot billet will not be sufficiently softened, the pressure during hot extrusion will be significantly high, and the appearance quality will be reduced, and the productivity will also be reduced. Further, if it is less than 2 hours, it becomes insufficient to eliminate the segregation in the crystal grains in the ingot structure and to homogenize it, and the toughness of the extruded material decreases, and it is difficult to obtain high strength. On the other hand, when the homogenizing heat treatment time exceeds 15 hours, no further effect of the homogenizing heat treatment can be obtained, and the productivity is rather reduced.
  • the billet after the homogenization heat treatment is cooled to a temperature of 200 ° C. or less at an average cooling rate of 150 ° C./hour or more.
  • the cooling method in this cooling step is not particularly limited, but examples thereof include fan cooling and mist cooling.
  • the reason for forcibly cooling the billet at an average cooling rate of 150 ° C./hour or more is to suppress coarse growth of solid solution precipitates in the cooling process after the homogenizing heat treatment. By suppressing the coarse growth, the strength can be sufficiently improved by the subsequent aging treatment, and the toughness of the extruded material can be sufficiently ensured.
  • extrusion process An extruded material is obtained by performing hot extrusion processing at an extrusion speed of 3 m / min to 30 m / min in a state where the billet that has undergone the cooling step is at 500 ° C. to 560 ° C. If the heating temperature is lower than 500 ° C., the elements added to the ingot remain unmelted in the matrix, and the strength cannot be improved by the aging treatment. On the other hand, when the heating temperature exceeds 560 ° C., the exothermic heat after the extrusion may cause local eutectic melting (burning) in the extruded material. Therefore, the heating temperature during hot extrusion is set to 500 ° C to 560 ° C.
  • the heating temperature during hot extrusion is preferably set to 510 ° C to 550 ° C.
  • the billet heating time is not particularly limited, but considering that the heating device is installed online in the extrusion process, it is set to a time that can ensure good productivity, It is preferably set within 30 minutes, and particularly preferably set within 15 minutes.
  • the extrusion speed during the hot extrusion process is set to 3 m / min to 30 m / min. In consideration of productivity, the higher the extrusion rate, the more preferable, but if the extrusion rate exceeds 30 m / min, peeling or cracking may occur on the surface of the extruded material. On the other hand, if the extrusion speed is less than 3 m / min, the productivity will decrease.
  • the extruded material is rapidly cooled within 0.01 to 60 seconds after the hot extrusion processing. At this time, it is preferable that the extruded material is rapidly cooled from 500 ° C. to 570 ° C. to 150 ° C. or less at a cooling rate of 100 ° C./second or more.
  • the temperature of the extruded material the temperature of the extruded material immediately after being discharged from the mold is measured with a non-contact thermometer or a contact thermometer. If the measured temperature is less than 500 ° C., the elements added to the ingot remain unmelted in the matrix, and the strength cannot be improved by the aging treatment.
  • the temperature of the extruded material after the hot extrusion is 510 ° C. to 560 ° C. Further, it is preferable to quench the extruded material within 0.01 to 30 seconds after the hot extrusion processing, and quench the extruded material within 0.01 seconds to 15 seconds after the hot extrusion processing. Is particularly preferable.
  • the extruded material at a temperature of 500 ° C. to 570 ° C. is rapidly cooled to 150 ° C. or less at a cooling rate of 100 ° C./sec or more.
  • a rapid cooling is provided, for example, on the extrusion outlet side. It can be carried out using a cooling device.
  • the quenching under the above conditions is such that the metal structure of the extruded material has a fibrous structure and the ratio of the area of the fibrous structure to the entire area of the cross section of the extruded material is 90% or more. Is an important step in forming the metallographic structure.
  • the cooling rate is less than 100 ° C./sec, quenching during cooling becomes insufficient, the toughness of the extruded material decreases, and it is difficult to obtain high strength.
  • the cooling rate is preferably 500 ° C./second or less, and in this case, deformation due to a difference in heat shrinkage between the thick portion and the thin portion is difficult to occur and the dimensional accuracy is good.
  • the cooling rate in this quenching step is particularly preferably 200 ° C./sec to 400 ° C./sec.
  • the cooling method in the rapid cooling step is not particularly limited, but examples thereof include fan air cooling, mist cooling, shower cooling, liquid nitrogen cooling, and water cooling. Further, rapid cooling may be performed by appropriately combining the cooling methods illustrated above.
  • the extruded material that has undergone the quenching step is heated at a temperature of 160 ° C. to 200 ° C. for 1 hour to 12 hours to perform an aging treatment. If the aging temperature is less than 160 ° C., the precipitate becomes too fine and the age hardening is not sufficient, so that a high-strength extruded material cannot be obtained. On the other hand, when the aging treatment temperature exceeds 200 ° C., overaging treatment causes coarsening of precipitates, making it impossible to obtain a high-strength extruded material. Further, if the aging treatment time is less than 1 hour, it becomes a sub-aging treatment and a high strength extruded material cannot be obtained.
  • the aging treatment time exceeds 12 hours, the overaging treatment is performed and a high-strength extruded material cannot be obtained. Above all, it is preferable to set the aging treatment temperature to 170 ° C. to 190 ° C.
  • the aging treatment time is preferably set to 2 hours to 10 hours.
  • the aluminum alloy extruded material obtained through the above-mentioned molten metal forming step, casting step, homogenization heat treatment step, cooling step, extrusion step, quenching step, and aging treatment step has a cross section parallel to the extrusion direction and
  • the metal structure has a fibrous structure in a cross section passing through the center of gravity, and the ratio of the area of the fibrous structure to the entire area of the cross section is 90% or more, and a recrystallized layer exists on the outer surface of the extruded material.
  • the obtained aluminum alloy extruded material 1 in which the thickness of the recrystallized layer is 100 ⁇ m or less has high strength and can suppress corrosion weight loss to be small even when used in a corrosive environment.
  • the formed fibrous structure will be impaired, so such a solution treatment or a quenching treatment is performed. Not desirable to do.
  • a drawing process for example, in order to be applied as a vehicle body structural material (frame or the like) of a vehicle such as an automobile or a railroad, if necessary, after the extrusion step, a drawing process, a cutting process, a bending process, or a bending process.
  • You may implement 1 type, or 2 or more types of process, a crushing process, a welding process, a machine fastening process, etc.
  • the aluminum alloy contains Si: 0.95% by mass to 1.25% by mass, Mg: 0.80% by mass to 1.05% by mass, Cu: 0.30% by mass to 0.50% by mass, Mn: 0.
  • the Si coexists with Mg to form a Mg 2 Si-based precipitate, which contributes to improving the strength of the extruded material.
  • Si is added to the Mg content in excess of the amount that produces Mg 2 Si, so that the strength can be sufficiently improved by the aging treatment. Therefore, the Si content is 0.95. Set to mass% or more.
  • the Si content is set to 0.95% by mass to 1.25% by mass.
  • the Si content is preferably set to 1.00% by mass to 1.20% by mass, more preferably 1.05% by mass to 1.15% by mass.
  • the Mg coexists with Si to form a Mg 2 Si-based precipitate, which contributes to improving the strength of the extruded material. If the Mg content is less than 0.80% by mass, the effect of precipitation strengthening cannot be sufficiently obtained and high strength cannot be secured. On the other hand, if the Mg content exceeds 1.05 mass%, the toughness of the extruded material will be reduced due to an excessive increase of Mg 2 Si-based precipitates, and the extrusion pressure during hot extrusion will be significantly increased. This deteriorates the appearance quality and lowers the productivity. Therefore, the Mg content is set to 0.80 mass% to 1.05 mass%. Above all, the Mg content is preferably set to 0.85% by mass to 1.05% by mass, and more preferably set to 0.90% by mass to 1.00% by mass.
  • the Fe has the effect of preventing the coarsening of crystal grains by crystallizing out as an AlFeSi phase. If the Fe content is less than 0.15 mass%, the effect of preventing coarsening of crystal grains cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Fe content exceeds 0.30 mass%, a coarse intermetallic compound is generated, the toughness of the extruded material is reduced, and an appearance defect called a pickup may occur during hot extrusion processing. Therefore, the Fe content is set to 0.15% by mass to 0.30% by mass. Among them, the Fe content is preferably set to 0.15% by mass to 0.25% by mass.
  • the Mn crystallizes as an AlMnSi phase, and Mn that does not crystallize has the effect of suppressing recrystallization. Due to the effect of suppressing this recrystallization, the structure after hot extrusion can be made into a fibrous structure, so that high strength can be realized.
  • the Mn content is less than 0.40% by mass, the above recrystallization suppressing effect cannot be obtained, the recrystallized structure becomes coarse and grows, and the strength decreases (high strength cannot be secured). It becomes difficult to control, and the toughness deteriorates due to the structure state in which the fibrous structure and the recrystallized structure are mixed.
  • the Mn content is set to 0.40% by mass to 0.60% by mass.
  • the Mn content is preferably set to 0.44% by mass to 0.56% by mass. It should be noted that Mn can synergistically improve the above effects by being added in a complex manner with Cr having the same effect.
  • the Cu increases the apparent supersaturation amount of the Mg 2 Si-based precipitate and increases the Mg 2 Si precipitation amount, thereby significantly promoting the age hardening of the extruded material of the final product.
  • the Cu content is less than 0.30% by mass, sufficient age hardening cannot be obtained.
  • the Cu content exceeds 0.50% by mass, the toughness of the extruded material decreases and the extrudability during hot extrusion processing deteriorates.
  • the addition amount is excessively increased, the corrosion resistance may be lowered, the susceptibility to intergranular corrosion may be increased, and stress corrosion cracking may be caused. Therefore, the Cu content is set to 0.30 mass% to 0.50 mass%.
  • the Cu content is preferably set to 0.35% by mass to 0.50% by mass, more preferably 0.40% by mass to 0.50% by mass.
  • the above-mentioned Cr crystallizes as an AlCrSi phase, and Cr that does not crystallize has the effect of suppressing recrystallization. Due to the effect of suppressing this recrystallization, the structure after hot extrusion can be made into a fibrous structure, so that high strength can be realized.
  • the Cr content is less than 0.09% by mass, the above recrystallization suppressing effect cannot be obtained, the recrystallized structure becomes coarse and grows, and the strength decreases (high strength cannot be secured). It becomes difficult to control, and the toughness deteriorates due to the structure state in which the fibrous structure and the recrystallized structure are mixed.
  • the Cr content is set to 0.09% by mass to 0.21% by mass.
  • the Cr content is preferably set to 0.11% by mass to 0.19% by mass.
  • the above-mentioned B (boron) is an element effective in coordinating with Ti to refine the crystal grains. If the B content is less than 0.0001% by mass, the effect of refining the crystal grains may not be sufficiently obtained. On the other hand, when the B content exceeds 0.03% by mass, TiB2 may be excessively produced and the machinability may be deteriorated. Therefore, the B content is set to 0.0001% by mass to 0.03% by mass.
  • Ti is an effective element for refining crystal grains, and also contributes to prevent ingot cracking in the casting rod (billet). If the Ti content exceeds 0.10% by mass, coarse Ti compounds crystallize and the toughness of the extruded material is reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.10 mass% or less (not containing Ti; that is, including the Ti content of 0 mass%).
  • Zr is an element that has the effect of suppressing recrystallization, but the Zr content is set to 0.05 mass% or less.
  • the Zr content is set to 0.05% by mass or less. It may be Zr-free (Zr content may be 0% by mass). Above all, the Zr content is preferably set to 0.01% by mass or less (including 0% by mass; that is, including Zr-free).
  • the Zn is an element effective in improving the castability, but if the Zn content exceeds 0.25 mass%, the corrosion resistance and toughness may be reduced. Therefore, the Zn content is set to 0.25% by mass or less (Zn is not contained; that is, the Zn content is 0% by mass is included).
  • the ingot billet was subjected to homogenizing heat treatment at 500 ° C. for 8 hours (homogenizing heat treatment step).
  • the ingot ingot after the homogenization heat treatment step was forcibly cooled at a ingot cooling rate of 220 ° C./hour until the ingot reached a temperature of 150 ° C. or less (cooling step).
  • the ingot billet that has undergone the cooling step is subjected to hot extrusion processing under the conditions of an ingot heating temperature of 535 ° C. and an extrusion speed of 12 m / min, to obtain a plate-shaped plate having a width of 80 mm and a thickness of 6.0 mm.
  • An extruded material (see FIG. 1) was obtained (extrusion step).
  • the extruded material at 540 ° C. immediately after the hot extrusion processing (within 2 seconds after the hot extrusion processing) (the temperature of the extruded material at the exit of the extrusion die was measured by a contact thermometer) was 400 ° C./second. It was rapidly cooled to a temperature of 100 ° C. or less at a cooling rate (quenching step). The extruded material that had been subjected to the quenching step was cut into a length of 300 mm, and then heated at 170 ° C. for 8 hours for aging treatment (aging treatment step). Thus, the Al—Mg—Si based aluminum alloy extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained.
  • Example 2 As the molten aluminum alloy, aluminum alloy No. 1 shown in Table 1 was used. A homogenizing heat treatment was performed under the condition of 480 ° C. ⁇ 8 hours using an aluminum alloy melt made of A2 (the aluminum alloy containing the elements shown in Table 1 in the content rates shown in the table, the balance being Al and unavoidable impurities). Except for the above, in the same manner as in Example 1, an Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained.
  • Example 4 As the molten aluminum alloy, aluminum alloy No. 1 shown in Table 1 was used. A homogenizing heat treatment is performed under the condition of 525 ° C. ⁇ 8 hours using an aluminum alloy melt made of A2 (the aluminum alloy containing the elements shown in Table 1 at the content rates shown in the table and the balance being Al and unavoidable impurities). Except for the above, in the same manner as in Example 1, an Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained.
  • Examples 3, 5 to 17> As the above-mentioned aluminum alloy molten metal, except that an aluminum alloy molten metal having an aluminum alloy composition shown in Table 1 (an aluminum alloy containing the elements shown in Table 1 in the content ratios shown in the table and the balance being Al and inevitable impurities) is used In the same manner as in Example 1, the Al—Mg—Si based aluminum alloy extruded material 1 shown in FIG. 1 was obtained.
  • Table 1 an aluminum alloy containing the elements shown in Table 1 in the content ratios shown in the table and the balance being Al and inevitable impurities
  • Aluminum alloy molten metal an aluminum alloy molten metal composed of aluminum alloy plasticity shown in Table 2 (aluminum alloy containing the elements shown in Table 2 in the content ratios shown in the table, and the balance being Al and inevitable impurities) is used, and homogeneous An Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded material was obtained in the same manner as in Example 1 except that the chemical heat treatment was performed at 565 ° C for 8 hours.
  • the ingot billet was subjected to homogenizing heat treatment at 500 ° C for 7 hours (homogenizing heat treatment step).
  • the ingot billet after the homogenization heat treatment step was forcibly cooled at a ingot cooling rate of 150 ° C./hour until the ingot reached a temperature of 150 ° C. or less (cooling step).
  • the ingot billet that has undergone the cooling step is heated to an ingot heating temperature of 530 ° C., and hot forged, thereby forging a cylindrical body having a diameter of 80 mm and a height of 80 mm to a height of 16 mm. It processed and obtained the forged material.
  • the forged material was subjected to a solution heat treatment at a temperature of 530 ° C. for 4 hours, water-quenched, and then heated at 170 ° C. for 8 hours to perform an aging treatment.
  • an Al-Mg-Si based aluminum alloy forged material was obtained.
  • the above is judged as “fibrous structure” (see Tables 3 and 4), and the above ratio is 20% or more and less than 90% (the structure other than the fibrous structure is a recrystallized structure). It was judged as “mixed structure”, and those in which the ratio was less than 20% (structures other than fibrous structure were recrystallized structures) were judged as “recrystallized structures” (see Tables 3 and 4).
  • the thickness of the recrystallized layer from the outermost surface was obtained in the metallographic photograph using the optical microscope for the one having the form of a fibrous structure (see FIG. 2).
  • the cross section (cut surface) of the forged material was mirror-polished and then electrolytically etched, and then the cross section (cut surface) was observed with an optical microscope.
  • the judgment was made by obtaining the morphology and proportion of the metal structure (see Table 4).
  • ⁇ Tensile property evaluation method (tensile strength and 0.2% proof stress measurement method)> A 0.2% proof stress (MPa) of the extruded material (or forged material) was measured by performing a tensile test at room temperature (25 ° C.) according to JIS Z2241-2011. That is, a JIS No. 5 test piece was sampled from the extruded material (or forged material) by the method described in JIS Z2201-1998. The size of the JIS No. 5 test piece was 25 mm in width of the parallel portion ⁇ 60 mm in length of the parallel portion ⁇ 2.5 mm in thickness. In addition, the distance between the gauge points in the test piece was set to 50 mm.
  • a tensile test was performed on the test piece using an Instron type tensile tester.
  • the tensile test speed was set to 2 mm / min, and after the proof stress measurement was set to 10 mm / min.
  • the number of n of JIS No. 5 test piece was three, and the average value of the three test pieces was “0.2% proof stress” (see Tables 3 and 4).
  • those having a 0.2% proof stress of 370 MPa or more are indicated by “ ⁇ ”
  • those having a 0.2% proof stress of 350 MPa or more and less than 370 MPa are indicated by “ ⁇ ”
  • Those having a 2% proof stress of less than 350 MPa were expressed as “x”.
  • ⁇ Evaluation method of corrosion weight loss in corrosive environment (corrosion resistance evaluation method)>
  • a plate-shaped extruded material having a width of 80 mm and a thickness of 6.0 mm was cut into a length of 120 mm to obtain a test piece for evaluation.
  • the forged material was cut from the forged material of Comparative Example 8 into a size of 80 mm in width, 6.0 mm in thickness and 120 mm in length to prepare a test piece for evaluation.
  • the corrosion weight loss was evaluated by the CCT test described in the automobile part external appearance corrosion test method (JASO M610-92). In this CCT test, salt spray (5% NaCl aqueous solution, 35 ° C.) ⁇ 2 hours, drying at 60 ° C.
  • the CCT test is generally carried out for 120 cycles or less, but as can be seen from the results of Tables 3 and 4, there is no significant difference in the value of the corrosion weight loss in the 120 cycles. On the other hand, when evaluated for a long period of 360 cycles, a significant difference was observed in the value of corrosion weight loss. After the 360-cycle CCT test, the corrosion weight loss was 0.80 mg / cm 2 or less was expressed as “ ⁇ ”, and the corrosion weight loss exceeding 0.80 mg / cm 2 was expressed as “x”.
  • the Al-Mg-Si based aluminum alloy extruded materials of Examples 1 to 17 according to the present invention have a 0.2% proof stress of 350 MPa or more and high strength, and a CCT test of 360 cycles. The subsequent corrosion weight loss was sufficiently suppressed.
  • the Al-Mg-Si-based aluminum alloy extruded material according to the present invention and the Al-Mg-Si-based aluminum alloy extruded material obtained by the production method of the present invention have high strength and can be used even in a corrosive environment. Since the corrosion weight loss can be suppressed to a small level, it can be suitably used as a substitute for conventional iron-based materials. For example, it can contribute to weight reduction of a vehicle body by using it as a structural material (frame or the like) of a vehicle body of a transportation machine such as a vehicle, a ship, an automobile or a motorcycle.

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Abstract

腐食環境でも腐食減量を抑制できるAl-Mg-Si系アルミニウム合金押出材を提供する。　Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下である構成とする。

Description

Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法
　本発明は、高強度で耐食性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法に関する。
　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金は、強度を有しながら耐食性やリサイクル性に優れる点で実用的な合金であることから、高強度と耐食性が要求される車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の構造材として用いられている。
　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金の中では、特に６０６１が多用されているが、車体構造の軽量化による輸送効率向上のために、更なる軽量化が求められており、そのために材料としての高強度化を図ることが要求されている。このような高強度化を図るべくアルミニウム合金の添加金属種及びその含有率の変更等による改良が検討されている。
　その一方で、アルミニウム合金を高強度化すると、耐食性が低下しやすいという問題があった。例えば７０００系アルミニウム合金では、高強度化により応力腐食割れが発生する恐れが高くなるため、適切な表面処理を施さなければ、腐食環境下での使用は困難である。また、６０００系アルミニウム合金では、７０００系と比較すると応力腐食割れは生じ難いと言えるが、しかし高強度化の実現のために添加元素量を多くすると耐食性が低下することが知られている。ここで、耐食性とは、腐食環境下での腐食量の少なさを意味するものである。例えば腐食による減量が大きいと構造材としての耐久性に問題を生じ得る。従って、耐食性の向上に関しては、応力腐食割れの抑制と共に、腐食減量をいかに低減または抑制するかが重要となってくる。
　耐食性の向上を図る従来技術としては、特定組成のアルミ合金の溶湯を鋳造し、得られた鋳造品に均質化処理および塑性加工を施し、得られた塑性加工品に、溶体化処理、水焼入れ処理および人工時効硬化処理を施し、前記人工時効硬化処理におけるピーク時効時点以降の時効処理時間を、当該塑性加工品の導電率が、ピーク時効時点での導電率に対して０より大で１ＩＡＣＳ％以下の増分を有する時間とした過時効処理を用いる製造方法が知られている（特許文献１）。
　また、耐食性の向上を図るものとして、特定組成のアルミ合金からなり、０．２％耐力が２７０～３３０ＭＰａであり、この押出材の厚み方向断面における組織が主として繊維状組織であり、表層部の再結晶組織の厚さが片側５００μｍ以下であるアルミニウム合金押出材が提案されている（特許文献２）。
　また、耐食性を向上し得るものとして、特定組成のアルミ合金からなり、耐力が３５０ＭＰａ以上であり、晶出物の粒径が５μｍ以下に規制されており、熱間押出方向と平行な断面における繊維状組織の面積比率が９５％以上であるアルミニウム合金押出材が提案されている（特許文献３）。 
特許第４８０１３８６号公報 特許第５４７３７１８号公報 特許第６０２２８８２号公報
　特許文献１に記載の製法では、塑性加工後の後工程で溶体化処理を行うので、加工歪みが駆動力となって再結晶を引き起こしやすい傾向がある。再結晶、特に粗大再結晶は、強度の低下、強度のばらつき、耐食性の低下を引き起こす可能性がある。また、塑性加工後の後工程で溶体化処理を行うことでコストの増大も招く。また、特許文献１に記載の耐食性向上（腐食減量の抑制）のための過時効処理についても強度の低下とコスト増大を招く懸念があった。
　また、特許文献２には、耐食性の評価として腐食減量に関して開示がなく、従って腐食減量を低減または抑制するにはいかなる構成にすればよいかについての知見は、特許文献２からは得られない。また、特許文献３には、耐食性の評価として腐食減量に関して開示がなく、従って腐食減量を低減または抑制するにはいかなる構成にすればよいかについての知見は、特許文献３からは得られない。
　本発明の好ましい実施形態は、関連技術における上述した及び／又は他の問題点に鑑みてなされたものである。本発明の好ましい実施形態は、既存の方法及び／又は装置を著しく向上させることができるものである。
　本発明は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明のその他の目的及び利点は、以下の好ましい実施形態から明らかであろう。
　前記目的を達成するために、本発明は以下の手段を提供する。
　［１］Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、
　前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材。
　［２］Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
  前記ビレットに均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
  前記均質化熱処理後のビレットに熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
　上記熱間押出加工後から０．０１秒～６０秒以内に前記押出材を急冷する急冷行程と、
　前記急冷行程を経た押出材を加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
　前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
　［３］Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
　前記ビレットを４８０℃～５３０℃の温度に２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
　前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で３ｍ／分～３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
　前記熱間押出加工後から０．０１秒～６０秒以内に前記押出材を５００℃～５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
　前記急冷工程を経た押出材を１６０℃～２００℃の温度で１時間～１２時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
　前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
　本発明の効果は次のとおりである。
　［１］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を提供できる。
　［２］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を製造できる。
　［３］の発明では、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量をより小さく抑制できるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を製造できる。
本発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の一例を示す斜視図である。 実施例４のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の縦断面（押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る縦断面）の金属組織写真である。
　本発明に係るアルミニウム合金押出材は、Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とする。前記アルミニウム合金押出材としては、アルミニウム合金中空押出材またはアルミニウム合金中実押出材が挙げられる。前記再結晶層の厚さは５０μｍ以下であるのが好ましい。
　上記構成のアルミニウム合金押出材（中空材又は中実材）は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるので、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体の構造材（フレーム等）として好適である。
　本発明に係るアルミニウム合金押出材１の一実施形態を図１に示す。この図１に示すアルミニウム合金押出材１は、中実材であるが、特にこのような形状に限定されるものではない。前記押出材１の断面形状としては、特に限定されるものではないが、車両構造部材の軽量化を実現できて、且つ構造材としての十分な剛性と強度を確保できる断面形状を採用するのが好ましい。
　なお、上記アルミニウム合金の組成（各成分の含有率範囲の限定意義等）については、本発明の製造方法を説明した後の段落においてまとめて詳細に説明する。
　次に、本発明に係る、アルミニウム合金押出材１の製造方法について説明する。本製造方法は、Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、を含む。
　（溶湯形成工程）
　前記溶湯形成工程では、Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム合金溶湯を得る。
　（鋳造工程）
　次に、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよく、例えば、連続鋳造圧延法、ホットトップ鋳造法、フロート鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。この鋳造工程において、冷却速度の速い鋳造加工を行うことによって鋳塊（ビレット）中に形成される金属組織や晶出物の結晶粒径を小さくするのが好ましい。
　以下、順に、均質化熱処理工程、冷却工程、押出工程、急冷工程、時効処理工程を実施するのがよい。
  （均質化熱処理工程）
　得られたビレットに対して均質化熱処理を行う。即ち、ビレットを４８０℃～５３０℃の温度で２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う。４８０℃未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が悪化するし、生産性も低下する。一方、５３０℃を超えると、ＭｎとＣｒの析出物が粗大化することで再結晶を抑制する効果が低下し、再結晶の発生により、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。中でも、均質化熱処理の温度は、４８５℃～５２５℃に設定するのが好ましい。
　また、均質化熱処理の時間が２時間未満では、鋳塊ビレットの軟化が不十分となり、熱間押出加工時の圧力が著しく高くなって、外観品質が低下するし、生産性も低下する。また、２時間未満では、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析を無くして均質化することが不十分になり、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。一方、均質化熱処理の時間が１５時間を超えると、均質化熱処理によるそれ以上の効果は得られず、かえって生産性を低下させるものとなる。
　（冷却工程）
　次に、前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。平均冷却速度は、大きい方がより好ましい。この冷却工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン冷却、ミスト冷却などが挙げられる。このようにビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で強制冷却する理由は、均質化熱処理後の冷却過程で固溶元素の析出物が粗大に成長するのを抑制するためである。粗大成長を抑制することで、後の時効処理による強度向上を十分に実現できると共に、押出材の靱性を十分に確保できる。
　（押出工程）
　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で３ｍ／分～３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る。加熱温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、押出加工後の加工発熱により押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。従って、熱間押出加工時の加熱温度は５００℃～５６０℃に設定する。中でも、熱間押出加工時の加熱温度は５１０℃～５５０℃に設定するのが好ましい。なお、ビレットの加熱時間は、特に限定されるものではないが、加熱装置が押出工程のオンライン上に設置されていることを考慮して、良好な生産性を確保できる時間に設定されるが、３０分以内に設定されるのが好ましく、１５分以内に設定されるのが特に好ましい。
　前記熱間押出加工の際の押出速度は、３ｍ／分～３０ｍ／分に設定する。押出速度は、生産性を考慮すると、速ければ速いほど好ましいものの、押出速度が３０ｍ／分を超えると、押出材の表面に剥離や割れが生じる恐れがある。一方、押出速度が３ｍ／分未満では、生産性が低下する。
　（急冷工程）
　前記熱間押出加工後から０．０１秒～６０秒以内に前記押出材を急冷する。このとき、押出材を５００℃～５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷するのが好ましい。押出材の温度は、金型から排出された直後の押出材の温度を非接触温度計または接触温度計で計測する。この計測温度が５００℃未満では、鋳塊に添加されている元素がマトリックス中に溶けずに残留することで時効処理による強度向上を実現できない。前記計測温度が５７０℃を超えている場合には、押出材に局所的に共晶融解（バーニング）が発生する恐れがある。中でも、前記熱間押出加工後の押出材の温度が５１０℃～５６０℃になっているのが好ましい。また、前記熱間押出加工後から０．０１秒～３０秒以内に前記押出材を急冷するのが好ましく、前記熱間押出加工後から０．０１秒～１５秒以内に前記押出材を急冷するのが特に好ましい。
　前記熱間押出加工直後の５００℃～５７０℃の温度の押出材を１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷するが、このような急冷は、例えば、押出出口側に設置してある冷却装置を用いて実施することができる。上記のような条件での急冷（上記の急冷工程）は、押出材の金属組織が繊維状組織を有し、かつ押出材の断面の全体面積に占める繊維状組織の面積の割合が９０％以上である金属組織を形成させる上で重要な工程である。この急冷工程において、冷却速度が１００℃／秒未満では、冷却時の焼き入れが不十分となって、押出材の靱性が低下するし、高強度も得られ難い。前記冷却速度は５００℃／秒以下であるのが好ましく、この場合には肉厚の厚い部分と薄い部分で熱収縮差による変形が生じ難く寸法精度が良い。この急冷工程での冷却速度は２００℃／秒～４００℃／秒であるのが特に好ましい。
　前記急冷工程における冷却方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却、液体窒素冷却、水冷等の方法が挙げられる。また、前記例示の冷却方法を適宜組み合わせて急冷を実施するようにしてもよい。
　（時効処理工程）
　次に、前記急冷工程を経た押出材を１６０℃～２００℃の温度で１時間～１２時間加熱して時効処理を行う。時効処理温度が１６０℃未満では、析出物が微細になりすぎて時効硬化が十分になされず、高強度の押出材が得られなくなる。一方、時効処理温度が２００℃を超えると、過時効処理となって析出物が粗大化して、高強度の押出材が得られなくなる。また、時効処理時間が１時間未満では、亜時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。時効処理時間が１２時間を超えると、過時効処理となって高強度の押出材が得られなくなる。中でも、前記時効処理温度を１７０℃～１９０℃に設定するのが好ましい。また、前記時効処理時間は２時間～１０時間に設定するのが好ましい。
　上述した溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、冷却工程、押出工程、急冷工程、時効処理工程を経て得られたアルミニウム合金押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下である得られたアルミニウム合金押出材１は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できる。
　なお、本発明の上記製造方法において、押出工程以降に、溶体化処理や焼き入れ処理を行うと、形成された繊維状組織が損なわれてしまうので、このような溶体化処理や焼き入れ処理を行うのは望ましくない。
　また、本発明の上記製造方法において、例えば、自動車、鉄道等の車両の車体構造材（フレーム等）等として適用するために、必要に応じて、押出工程以降に、引抜加工、切削加工、曲げ加工、潰し加工、溶接加工、機械締結加工等のうちの１種又は２種以上の加工を実施してもよい。
　次に、上述した本発明に係るアルミニウム合金押出材および本発明に係るアルミニウム合金押出材の製造方法における「アルミニウム合金」の組成について、以下詳述する。前記アルミニウム合金は、Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金である。
　前記Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、押出材の強度向上に寄与する。Ｓｉは、上述したとおりＭｇの含有量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する量を超えて過剰に添加することにより、時効処理による強度向上を十分に実現できることから、Ｓｉ含有率は、０．９５質量％以上に設定する。一方、Ｓｉ含有率が１．２５質量％を超えると、Ｓｉの粒界析出が多くなり、押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。従って、Ｓｉ含有率は、０．９５質量％～１．２５質量％に設定する。中でも、Ｓｉ含有率は、１．００質量％～１．２０質量％に設定するのが好ましく、１．０５質量％～１．１５質量％に設定するのがより好ましい。
　前記Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、押出材の強度向上に寄与する。Ｍｇ含有率が０．８０質量％より小さいと、析出強化の効果が十分に得られず高強度を確保することができない。一方、Ｍｇ含有率が１．０５質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物が増加し過ぎることによって、押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時の押出圧力が著しく高くなることにより外観品質が悪化し、生産性を低下させる。従って、Ｍｇ含有率は、０．８０質量％～１．０５質量％に設定する。中でも、Ｍｇ含有率は、０．８５質量％～１．０５質量％に設定するのが好ましく、０．９０質量％～１．００質量％に設定するのがより好ましい。
　前記Ｆｅは、ＡｌＦｅＳｉ相として晶出することで結晶粒の粗大化を防止する効果がある。Ｆｅ含有率が０．１５質量％より小さいと、結晶粒の粗大化防止効果が十分に得られない。一方、Ｆｅ含有率が０．３０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させるし、熱間押出加工時にピックアップと呼ばれる外観不良が発生する恐れがある。従って、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％～０．３０質量％に設定する。中でも、Ｆｅ含有率は、０．１５質量％～０．２５質量％に設定するのが好ましい。
　前記Ｍｎは、ＡｌＭｎＳｉ相として晶出し、晶出しないＭｎは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｍｎ含有率が０．４０質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｍｎ含有率が０．６０質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｍｎ含有率は、０．４０質量％～０．６０質量％に設定する。中でも、Ｍｎ含有率は、０．４４質量％～０．５６質量％に設定するのが好ましい。なお、Ｍｎは、同様の効果を有するＣｒと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
　前記Ｃｕは、Ｍｇ2Ｓｉ系析出物の見かけの過飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させることによって最終製品の押出材の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕ含有率が０．３０質量％より小さいと、時効硬化が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有率が０．５０質量％を超えると、押出材の靱性が低下するし、熱間押出加工時の押出性が悪くなる。また、過度に添加量を増やし過ぎると、耐食性を低下させ、粒界腐食の感受性を高め、応力腐食割れを引き起こす恐れがある。従って、Ｃｕ含有率は、０．３０質量％～０．５０質量％に設定する。中でも、Ｃｕ含有率は、０．３５質量％～０．５０質量％に設定するのが好ましく、０．４０質量％～０．５０質量％に設定するのがより好ましい。
　前記Ｃｒは、ＡｌＣｒＳｉ相として晶出し、晶出しないＣｒは析出して再結晶を抑制する効果がある。この再結晶を抑制する作用により、熱間押出加工後の組織を繊維状組織化できることで高強度を実現できる。Ｃｒ含有率が０．０９質量％より小さいと、上記の再結晶抑制効果が得られなくなり、再結晶組織が粗大化して成長することで強度が低下する（高強度を確保できない）上に、組織制御が困難になり繊維状組織と再結晶組織とが混合した組織状態になって靱性が低下する。一方、Ｃｒ含有率が０．２１質量％を超えると、粗大な金属間化合物を生成し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｃｒ含有率は、０．０９質量％～０．２１質量％に設定する。中でも、Ｃｒ含有率は、０．１１質量％～０．１９質量％に設定するのが好ましい。なお、Ｃｒは、同様の効果を有するＭｎと複合的に添加することにより、上記の効果を相乗的に向上させることができる。
　前記Ｂ（硼素）は、Ｔｉとの共存により結晶粒の微細化を図る上で有効な元素である。Ｂ含有率が０．０００１質量％より小さいと、結晶粒の微細化の効果が十分に得られない恐れがある。一方、Ｂ含有率が０．０３質量％を超えると、ＴｉＢ２が過剰に生成されて切削加工性が低下する恐れがある。従って、Ｂ含有率は、０．０００１質量％～０．０３質量％に設定する。
　前記Ｔｉは、結晶粒の微細化を図る上で有効な元素であり、また鋳造棒（ビレット）に鋳塊割れが発生することを防止することに寄与する。Ｔｉ含有率が０．１０質量％を超えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ含有率は０．１０質量％以下（Ｔｉ非含有；即ちＴｉ含有率０質量％を含む）に設定する。
　前記Ｚｒは、ＭｎやＣｒと同様に再結晶を抑制する効果を有する元素であるが、このＺｒの含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ含有率が０．０５質量％を超えると、上述したＴｉの結晶粒微細化効果を阻害する上に、押出材の靱性を低下させる。従って、Ｚｒ含有率は０．０５質量％以下に設定する。Ｚｒ非含有であってもよい（Ｚｒ含有率は０質量％であってもよい）。中でも、Ｚｒ含有率は０．０１質量％以下（０質量％を含む；即ちＺｒ非含有を含む）に設定するのが好ましい。
　前記Ｚｎは、鋳造性の向上を図る上で有効な元素であるが、Ｚｎ含有率が０．２５質量％を超えると、耐食性や靱性を低下させる恐れがある。従って、Ｚｎ含有率は０．２５質量％以下（Ｚｎ非含有；即ちＺｎ含有率０質量％を含む）に設定する。
　次に、本発明の具体的実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに特に限定されるものではない。
　＜実施例１＞
　Ｓｉ：０．９５質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．３０質量％、Ｍｎ：０．４４質量％、Ｍｇ：０．８０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径１５６ｍｍ、長さ４５０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
　次に、前記鋳塊ビレットに対して５００℃で８時間の均質化熱処理を行った（均質化熱処理工程）。前記均質化熱処理工程を経た後の鋳塊ビレットを２２０℃／時間の鋳塊冷却速度で鋳塊が１５０℃以下の温度になるまで強制冷却を行った（冷却工程）。次に、前記冷却工程を経た鋳塊ビレットに、鋳塊加熱温度５３５℃、押出速度１２ｍ／分の条件で熱間押出加工を行うことによって、幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍの板状の押出材（図１参照）を得た（押出工程）。次いで、前記熱間押出加工直後の（熱間押出加工後から２秒以内の）５４０℃の押出材（押出ダイス出口での押出材の温度を接触温度計で測定した）を４００℃／秒の冷却速度で１００℃以下の温度になるまで急冷した（急冷工程）。前記急冷工程を経た押出材を３００ｍｍの長さに切断した後、１７０℃で８時間加熱して時効処理を行った（時効処理工程）。こうして図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
　＜実施例２＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を４８０℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
　＜実施例４＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ２（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５２５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
　＜実施例３、５～１７＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表１に示すアルミニウム合金組成（表１に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、図１に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材１を得た。
　＜比較例１、２、４、５＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
　＜比較例３、６、７＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金塑性（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用い、均質化熱処理を５６５℃×８時間の条件で行った以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
　＜比較例９～１６＞
　前記アルミニウム合金溶湯として、表２に示すアルミニウム合金組成（表２に示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得た。
　＜比較例８＞
　Ｓｉ：１．１０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０質量％、Ｍｇ：０．９５質量％、Ｃｒ：０．１５質量％、Ｂ：０．００４質量％、Ｚｎ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．０１質量％、Ｔｉ：０．０２質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニウム合金溶湯を用いてホットトップ鋳造法により直径８０ｍｍ、長さ８０ｍｍの鋳塊ビレットを作製した。
　次に、前記鋳塊ビレットに対して５００℃で７時間の均質化熱処理を行った（均質化熱処理工程）。前記均質化熱処理工程を経た後の鋳塊ビレットを１５０℃／時間の鋳塊冷却速度で鋳塊が１５０℃以下の温度になるまで強制冷却を行った（冷却工程）。次に、前記冷却工程を経た鋳塊ビレットに、鋳塊加熱温度５３０℃に加熱し、熱間鍛造加工を行うことによって、直径８０ｍｍ×高さ８０ｍｍの円柱体を鍛造により高さ１６ｍｍにまで鍛造加工して鍛造材を得た。次いで、前記鍛造材に５３０℃の温度で４時間の溶体化処理を実施し、水焼き入れ後に、１７０℃で８時間加熱して時効処理を行った。こうしてＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造材を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記のようにして得られた各アルミニウム合金押出材、鍛造材について、下記の方法により金属組織の観察を行うと共に、下記評価法に基づいて各種評価を行った。
　＜金属組織の観察方法＞
　押出材について該押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面を切り出した後、押出材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。各押出材の前記断面（切断面）の光学顕微鏡を用いた金属組織写真において、複数視野における画像解析から、前記断面における全体面積に占める繊維状組織の面積の割合を求め、該割合が９０％以上であるものを「繊維状組織」と判定し（表３、４参照）、前記割合が２０％以上９０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「混合組織」と判定し、前記割合が２０％未満であるもの（繊維状組織以外の組織が再結晶組織であるもの）を「再結晶組織」と判定した（表３、４参照）。
　「再結晶層の厚さ」については、繊維状組織の形態をとるものについての前記光学顕微鏡を用いた金属組織写真において最表面からの再結晶層厚さを求めた（図２参照）。
　比較例８の鍛造材については該鍛造材の加工方向に平行な断面で切り出した後、鍛造材の前記断面（切断面）を鏡面研磨し、次いで電解エッチングを行った後、断面（切断面）を光学顕微鏡で観察した。押出材の場合と同様に金属組織の形態と割合を求めて判定を実施した（表４参照）。
　＜引張特性評価法（引張強さ及び０．２％耐力の測定法）＞
　ＪＩＳ　Ｚ２２４１－２０１１に準拠して室温（２５℃）で引張試験を行うことによって、押出材（又は鍛造材）の０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。即ち、押出材（又は鍛造材）からＪＩＳ　Ｚ２２０１－１９９８に記載の方法によりＪＩＳ５号試験片を採取した。このＪＩＳ５号試験片の大きさは、平行部の幅２５ｍｍ×平行部の長さ６０ｍｍ×厚さ２．５ｍｍとした。また、試験片において標点間距離を５０ｍｍに設定した。前記試験片についてインストロン型引張試験機を用いて引張試験を行った。引張試験速度は、２ｍｍ／分に設定し、耐力測定以降は１０ｍｍ／分に設定した。ＪＩＳ５号試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「０．２％耐力」とした（表３、４参照）。なお、表３、４において、０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上であるものを「◎」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上３７０ＭＰａ未満であるものを「○」と表記し、０．２％耐力が３５０ＭＰａ未満であるものを「×」と表記した。
　＜腐食環境下での腐食減量の評価法（耐食性評価法）＞
　押出材は、幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍの板状の押出材を長さ１２０ｍｍに切断して評価用試験片とした。鍛造材は、比較例８の鍛造加工材から幅８０ｍｍで厚さが６．０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのサイズに切削加工して評価用試験片を作製した。腐食減量の評価は、自動車部品外観腐食試験方法（ＪＡＳＯ　Ｍ６１０－９２）に記載されているＣＣＴ試験で実施した。このＣＣＴ試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液、３５℃）×２時間、６０℃で乾燥×４時間、湿潤（５０℃、９８％ＲＨ）×２時間の合計８時間を１サイクルとして、１２０サイクル（９６０時間）及び３６０サイクル（２８８０時間）で腐食試験を行った。所定サイクルの腐食試験後に評価用試験片を取り出した後、この評価用試験片に対してリン酸クロム酸液で洗浄を行うことによって腐食生成物を取り除いた後、腐食による質量減少量（腐食試験前の試験片の質量－腐食試験後の試験片の質量）を求めた。評価用試験片のｎ数を３個として、３つの試験片の平均値を「腐食減量」として表３、４に記載した。
　ＣＣＴ試験は、一般的に１２０サイクル以下で実施されるが、表３、４の結果からわかるように、１２０サイクルでは腐食減量の値に顕著な差が認められない。一方、３６０サイクルの長期間の評価になると、腐食減量の値に顕著な差が認められた。３６０サイクルのＣＣＴ試験後で腐食減量が０．８０ｍｇ／ｃｍ2以下であったものを「○」と表記し、０．８０ｍｇ／ｃｍ2を超えたものを「×」と表記した。
　＜総合評価＞
　「０．２％耐力」および「腐食減量」の２つの評価項目のうち、１項目以上に「×」の評価結果があったものを「不合格」とし、２つの評価項目全てにおいて「×」の評価結果が無かったものを「合格」とした。
　表から明らかなように、本発明に係る実施例１～１７のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材は、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であって高強度であり、３６０サイクルのＣＣＴ試験後の腐食減量が十分に抑制されていた。
　これに対し、本発明の範囲を逸脱する比較例１～１６では、総合評価が不合格であった。
　本発明に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材および本発明の製造方法で得られるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材は、高強度であると共に、腐食環境下等で使用されても腐食減量を小さく抑制できるので、従来の鉄系材料の代替材として好適に使用できる。例えば、車両、船舶、自動車、自動二輪車等の輸送機の車体の構造材（フレーム等）として使用することで車体の軽量化に貢献できる。
　本願は、２０１８年１０月２２日付で出願された日本国特許出願の特願２０１８－１９８３４４号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
　ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
１　　アルミニウム合金押出材

Claims (3)

  1. 　Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金押出材であって、
    　前記アルミニウム合金押出材の押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材。
  2. 　Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
    　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
    　前記ビレットに均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
    　前記均質化熱処理後のビレットに熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
    　上記熱間押出加工後から０．０１秒～６０秒以内に前記押出材を急冷する急冷行程と、
    　前記急冷行程を経た押出材を加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
    　前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
  3. 　Ｓｉ：０．９５質量％～１．２５質量％、Ｍｇ：０．８０質量％～１．０５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％～０．５０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％～０．６０質量％、Ｆｅ：０．１５質量％～０．３０質量％、Ｃｒ：０．０９質量％～０．２１質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％を含有し、Ｚｎの含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率が０．０５質量％以下、Ｔｉの含有率が０．１０質量％以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
    　前記得られた溶湯を鋳造加工することによってビレットを得る鋳造工程と、
    　前記ビレットを４８０℃～５３０℃の温度に２時間～１５時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
    　前記均質化熱処理後のビレットを１５０℃／時間以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程を経たビレットを５００℃～５６０℃にした状態で３ｍ／分～３０ｍ／分の押出速度で熱間押出加工を行って押出材を得る押出工程と、
    　前記熱間押出加工後から０．０１秒～６０秒以内に前記押出材を５００℃～５７０℃の状態から１００℃／秒以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷する急冷工程と、
    　前記急冷工程を経た押出材を１６０℃～２００℃の温度で１時間～１２時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を含み、
    　前記時効処理工程を経て得られた押出材は、押出方向に平行な断面であって該押出材の重心を通る断面において金属組織は繊維状組織を有し、かつ前記断面の全体面積に占める前記繊維状組織の面積の割合が９０％以上であり、前記押出材の外側表面に再結晶層が存在しており、該再結晶層の厚さが１００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　 
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN114000005A (zh) * 2021-11-03 2022-02-01 大连理工大学 一种基于TiB2p/Al复合材料的低弧垂大跨越输电导线及其制备方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7215870B2 (ja) * 2018-10-22 2023-01-31 昭和電工株式会社 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金塑性加工材およびＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法
EP3891312A4 (en) * 2018-12-03 2022-09-21 Rio Tinto Alcan International Limited ALUMINUM EXTRUSION ALLOY
JP7238680B2 (ja) 2019-08-08 2023-03-14 富士通株式会社 情報処理装置、及び、情報処理プログラム
CN112126827B (zh) * 2020-10-09 2022-04-19 东莞理工学院 一种Al-Si合金及其制备方法和应用
CN113088773A (zh) * 2021-03-05 2021-07-09 长春市吉通凯撒铝业有限责任公司 一种高强度铝合金及其生产工艺和应用
CN114592147B (zh) * 2022-03-10 2023-01-31 广东凤铝铝业有限公司 一种铝合金型材及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10317113A (ja) * 1997-05-14 1998-12-02 Nippon Light Metal Co Ltd 曲げ加工性に優れたアルミニウム押出し形材の製造方法
JP2000054049A (ja) * 1998-08-07 2000-02-22 Mitsubishi Alum Co Ltd 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法
JP2001003128A (ja) * 1999-06-18 2001-01-09 Kobe Steel Ltd 耐圧壊割れ性に優れた衝撃吸収部材
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
WO2016129127A1 (ja) * 2015-02-10 2016-08-18 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製塑性加工品、その製造方法及び自動車用部品
WO2019171818A1 (ja) * 2018-03-05 2019-09-12 昭和電工株式会社 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10317113A (ja) * 1997-05-14 1998-12-02 Nippon Light Metal Co Ltd 曲げ加工性に優れたアルミニウム押出し形材の製造方法
JP2000054049A (ja) * 1998-08-07 2000-02-22 Mitsubishi Alum Co Ltd 圧潰特性に優れるサイドメンバー用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材及びその製造方法
JP2001003128A (ja) * 1999-06-18 2001-01-09 Kobe Steel Ltd 耐圧壊割れ性に優れた衝撃吸収部材
JP2003155535A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Light Metal Co Ltd 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法
WO2016129127A1 (ja) * 2015-02-10 2016-08-18 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製塑性加工品、その製造方法及び自動車用部品
WO2019171818A1 (ja) * 2018-03-05 2019-09-12 昭和電工株式会社 Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金中空押出材およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114000005A (zh) * 2021-11-03 2022-02-01 大连理工大学 一种基于TiB2p/Al复合材料的低弧垂大跨越输电导线及其制备方法

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