JPH1030147A - Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材とその製造方法 - Google Patents
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材とその製造方法Info
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- JPH1030147A JPH1030147A JP18709796A JP18709796A JPH1030147A JP H1030147 A JPH1030147 A JP H1030147A JP 18709796 A JP18709796 A JP 18709796A JP 18709796 A JP18709796 A JP 18709796A JP H1030147 A JPH1030147 A JP H1030147A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の塑性加工後
のＴ６処理による再結晶の抑制、及びこのことにより強
度靱性と耐応力腐食割れ性を改善すること。 【解決手段】 Ｚｎ４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ
０．５〜１．５０ｗｔ％、Ｃ ｕ０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％を含み、さらにＭｎ
０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２０ｗ
ｔ％のうちの１種または２種を含み、残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるＡｌ合金であって、Ｔ６処理した
材料の伸び／引張強さの比が０．０３０以上で、かつ断
面組織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織を表層部の
深さ３００μｍ以下とすることにより靱性と耐応力腐食
割れ性を改善したことを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系
合金押出材。
のＴ６処理による再結晶の抑制、及びこのことにより強
度靱性と耐応力腐食割れ性を改善すること。 【解決手段】 Ｚｎ４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ
０．５〜１．５０ｗｔ％、Ｃ ｕ０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％を含み、さらにＭｎ
０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２０ｗ
ｔ％のうちの１種または２種を含み、残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるＡｌ合金であって、Ｔ６処理した
材料の伸び／引張強さの比が０．０３０以上で、かつ断
面組織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織を表層部の
深さ３００μｍ以下とすることにより靱性と耐応力腐食
割れ性を改善したことを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系
合金押出材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、焼鈍材（０材）で
加工性に優れ、溶体化時効硬化処理材（Ｔ６材）で靱性
と耐応力腐食割れ性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押
出材とその製造方法に関するものであり、さらに詳しく
は自動車用の成形部材例えばバンパー、二輪用のメイン
フレーム、スイングアーム等、切削及び鍛造等による電
気、機械部品に使用されるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出
材（押出形材、押出棒材）とその製造方法に関するもの
である。
加工性に優れ、溶体化時効硬化処理材（Ｔ６材）で靱性
と耐応力腐食割れ性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押
出材とその製造方法に関するものであり、さらに詳しく
は自動車用の成形部材例えばバンパー、二輪用のメイン
フレーム、スイングアーム等、切削及び鍛造等による電
気、機械部品に使用されるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出
材（押出形材、押出棒材）とその製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】近年押出形材は、産業界のニーズから複
雑な断面形状で中空を有し、曲げ、スウェ−ジング、拡
管、バルジ加工等の成形加工（塑性加工）を施すのが主
流となっている。押出棒についても切削、冷間鍛造加工
等の２次加工を行って所定の形状とした後、熱処理即ち
溶体化処理後時効硬化処理（このように処理した材料を
以下Ｔ６材という）を施す。よって、Ａｌ合金素材に要
求される特性は、押出材が種々の加工性に優れることで
あり、このため押出後焼鈍処理をして軟化した材料（以
下０材という）とする必要がある。しかし、熱処理型合
金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の従来合金では、軟化させ
た押出材に塑性加工を施した後にＴ６処理を行うと、そ
の断面の全面もしくは大部分に再結晶を生じ、押出材表
層部にオレンジピール等の欠陥を生じると共に、応力腐
食割れを生じるため、塑性加工後のＴ６処理は行わない
のが一般的であり、成形加工後にＴ６処理して強度と靱
性に優れ、かつ応力腐食割れ性に優れた材料を得ること
ができなかった。
雑な断面形状で中空を有し、曲げ、スウェ−ジング、拡
管、バルジ加工等の成形加工（塑性加工）を施すのが主
流となっている。押出棒についても切削、冷間鍛造加工
等の２次加工を行って所定の形状とした後、熱処理即ち
溶体化処理後時効硬化処理（このように処理した材料を
以下Ｔ６材という）を施す。よって、Ａｌ合金素材に要
求される特性は、押出材が種々の加工性に優れることで
あり、このため押出後焼鈍処理をして軟化した材料（以
下０材という）とする必要がある。しかし、熱処理型合
金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の従来合金では、軟化させ
た押出材に塑性加工を施した後にＴ６処理を行うと、そ
の断面の全面もしくは大部分に再結晶を生じ、押出材表
層部にオレンジピール等の欠陥を生じると共に、応力腐
食割れを生じるため、塑性加工後のＴ６処理は行わない
のが一般的であり、成形加工後にＴ６処理して強度と靱
性に優れ、かつ応力腐食割れ性に優れた材料を得ること
ができなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、前記
の問題を解決することであり、具体的にはＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金押出材の０材での各種の塑性加工（曲げ、ス
ウェ−ジング、バルジ、据込加工等）性を改善し、又こ
のような加工材のＴ６処理材の強度と靱性、金属組織及
び耐応力腐食割れ性を改善したＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金
押出材とその製造方法を見出すことである。
の問題を解決することであり、具体的にはＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金押出材の０材での各種の塑性加工（曲げ、ス
ウェ−ジング、バルジ、据込加工等）性を改善し、又こ
のような加工材のＴ６処理材の強度と靱性、金属組織及
び耐応力腐食割れ性を改善したＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金
押出材とその製造方法を見出すことである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記の状況に
鑑み鋭意検討の結果、合金成分と押出後の０材焼鈍処理
条件の検討により加工性を改善し、さらに加工後のＴ６
処理条件の検討によりＴ６処理後の押出材の強度と靱
性、組織、耐応力腐食割れ性を改善したものである。即
ち、前記課題を解決するための請求項１の発明は、Ｚｎ
４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗ
ｔ％、Ｃｕ０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０５〜０．２０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避
的不純物とからなるＡｌ合金押出材の成形加工材であっ
て、Ｔ６処理した材料の伸び／引張強さの比が０．０３
０以上で、かつ断面組織がすべて繊維状組織か又は再結
晶組織が表層部深さ３００μｍ以下とした靱性と耐応力
腐食割れ性に優れることを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
系合金押出材であり、
鑑み鋭意検討の結果、合金成分と押出後の０材焼鈍処理
条件の検討により加工性を改善し、さらに加工後のＴ６
処理条件の検討によりＴ６処理後の押出材の強度と靱
性、組織、耐応力腐食割れ性を改善したものである。即
ち、前記課題を解決するための請求項１の発明は、Ｚｎ
４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗ
ｔ％、Ｃｕ０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０５〜０．２０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避
的不純物とからなるＡｌ合金押出材の成形加工材であっ
て、Ｔ６処理した材料の伸び／引張強さの比が０．０３
０以上で、かつ断面組織がすべて繊維状組織か又は再結
晶組織が表層部深さ３００μｍ以下とした靱性と耐応力
腐食割れ性に優れることを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
系合金押出材であり、
【０００５】また、請求項２の発明は、Ｚｎ４．００〜
６．５０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ
０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜
０．２０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物と
からなるＡｌ合金鋳塊を、４２０〜５２０℃の温度で２
〜２４時間の均質化熱処理をした後、４３０〜５２０℃
の温度で押出加工を行い、次にこれを３００〜４２０℃
の温度で焼鈍処理を行い、これを３０℃／hr以下の冷却
速度で室温まで冷却して成形加工性に優れた材料とする
ことを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造
方法であり、
６．５０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ
０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜
０．２０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物と
からなるＡｌ合金鋳塊を、４２０〜５２０℃の温度で２
〜２４時間の均質化熱処理をした後、４３０〜５２０℃
の温度で押出加工を行い、次にこれを３００〜４２０℃
の温度で焼鈍処理を行い、これを３０℃／hr以下の冷却
速度で室温まで冷却して成形加工性に優れた材料とする
ことを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造
方法であり、
【０００６】請求項３の発明は、Ｚｎ４．００〜６．５
０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０．１
０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％、
Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２
０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからな
るＡｌ合金鋳塊を、４２０〜５２０℃の温度で２〜２４
時間の均質化熱処理をした後、４３０〜５２０℃の温度
で押出加工を行い、次にこれを３００〜４２０℃の温度
で焼鈍処理を行い、これを３０℃／hr以下の冷却速度で
室温まで冷却した後、これに成形加工を施こす、続いて
これを４００〜５００℃の温度で溶体化処理を行い、こ
れを５０℃／hr以上の冷却速度で室温まで冷却した後、
９０〜１１０℃の温度で２〜１２時間の一段目の時効処
理、さらに１２０〜１８０℃の温度で５〜２４時間二段
目の時効処理を施して、材料の伸び／引張強さの比が
０．０３０以上で、かつ断面組織がすべて繊維状組織か
又は再結晶組織が表層部深さ３００μｍ以下として靱性
と耐応力腐食割れ性に優れた材料とすることを特徴とす
るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法である。
０ｗｔ％、Ｍｇ０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０．１
０〜０．５０ｗｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％、
Ｍｎ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２
０ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからな
るＡｌ合金鋳塊を、４２０〜５２０℃の温度で２〜２４
時間の均質化熱処理をした後、４３０〜５２０℃の温度
で押出加工を行い、次にこれを３００〜４２０℃の温度
で焼鈍処理を行い、これを３０℃／hr以下の冷却速度で
室温まで冷却した後、これに成形加工を施こす、続いて
これを４００〜５００℃の温度で溶体化処理を行い、こ
れを５０℃／hr以上の冷却速度で室温まで冷却した後、
９０〜１１０℃の温度で２〜１２時間の一段目の時効処
理、さらに１２０〜１８０℃の温度で５〜２４時間二段
目の時効処理を施して、材料の伸び／引張強さの比が
０．０３０以上で、かつ断面組織がすべて繊維状組織か
又は再結晶組織が表層部深さ３００μｍ以下として靱性
と耐応力腐食割れ性に優れた材料とすることを特徴とす
るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、請求項１の発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出
材であるが、詳細は前記のごとく所定のＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系合金押出材に成形加工を施し、これにＴ６処理を施
した状態の材料である。まず、本発明に係わるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ系合金押出材の合金組成の限定理由について説
明する。Ｚｎは、機械的性質を向上させる効果がある。
その添加量が４．００ｗｔ％未満では効果がなく、一方
６．５０ｗｔ％を越えて添加すると耐応力腐食割れ性
（以下耐ＳＣＣ性ともいう）、成形性及び押出加工性が
劣化し、生産性も低下する。従って本発明ではＺｎの添
加量を４．００〜６．５０ｗｔ％と限定した。Ｍｇは、
機械的性質を向上させる元素であるが、その添加量が
０．５０ｗｔ％未満ではその効果が少なく、一方１．５
０ｗｔ％を越えて添加すると耐応力腐食割れ性、成形性
及び押出加工性が劣化し、生産性も低下する。従って本
発明ではＭｇの添加量を０．５０〜１．５０ｗｔ％と限
定した。
まず、請求項１の発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出
材であるが、詳細は前記のごとく所定のＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系合金押出材に成形加工を施し、これにＴ６処理を施
した状態の材料である。まず、本発明に係わるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ系合金押出材の合金組成の限定理由について説
明する。Ｚｎは、機械的性質を向上させる効果がある。
その添加量が４．００ｗｔ％未満では効果がなく、一方
６．５０ｗｔ％を越えて添加すると耐応力腐食割れ性
（以下耐ＳＣＣ性ともいう）、成形性及び押出加工性が
劣化し、生産性も低下する。従って本発明ではＺｎの添
加量を４．００〜６．５０ｗｔ％と限定した。Ｍｇは、
機械的性質を向上させる元素であるが、その添加量が
０．５０ｗｔ％未満ではその効果が少なく、一方１．５
０ｗｔ％を越えて添加すると耐応力腐食割れ性、成形性
及び押出加工性が劣化し、生産性も低下する。従って本
発明ではＭｇの添加量を０．５０〜１．５０ｗｔ％と限
定した。
【０００８】Ｃｕは、機械的性質を向上させるととも
に、耐応力腐食割れ性を向上させる効果がある。その添
加量が０．１０ｗｔ％未満ではその効果がなく、一方
０．５０ｗｔ％を越えて添加すると耐食性に害を及ぼ
す。従って本発明ではＣｕ添加量を０．１０〜０．５０
ｗｔ％と限定した。Ｚｒは、合金中の再結晶粒の粗大化
を抑制し、結晶粒を繊維状組織として組織の安定化を図
ると共に曲げ加工、スウェ−ジング加工等の成形性を改
善する効果がある。その添加量が０．１０ｗｔ％未満で
はその効果が少なく、一方０．５０ｗｔ％を越えて添加
すると粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物が生成して靱性
等を劣化させる。従って本発明ではＺｒの添加量を０．
１０〜０．５０ｗｔ％と限定した。
に、耐応力腐食割れ性を向上させる効果がある。その添
加量が０．１０ｗｔ％未満ではその効果がなく、一方
０．５０ｗｔ％を越えて添加すると耐食性に害を及ぼ
す。従って本発明ではＣｕ添加量を０．１０〜０．５０
ｗｔ％と限定した。Ｚｒは、合金中の再結晶粒の粗大化
を抑制し、結晶粒を繊維状組織として組織の安定化を図
ると共に曲げ加工、スウェ−ジング加工等の成形性を改
善する効果がある。その添加量が０．１０ｗｔ％未満で
はその効果が少なく、一方０．５０ｗｔ％を越えて添加
すると粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物が生成して靱性
等を劣化させる。従って本発明ではＺｒの添加量を０．
１０〜０．５０ｗｔ％と限定した。
【０００９】ＭｎおよびＣｒは、その共存状態でアルミ
ニウム素地中に微細に分散した繊維状組織の再結晶化を
防止して組織を安定化し、曲げ加工、スウェ−ジング加
工等の成形加工後の押出材の表面にオレンジピール状の
肌荒れが発生することを防ぐ効果がある。その添加量が
それぞれ０．０５ｗｔ％未満ではその効果が少なく、逆
にそれぞれ０．２０ｗｔ％を越えて添加するとその効果
が飽和する一方で粗大な金属間化合物を生成したり、焼
き入れ感受性が増大したりするほかに、強度及び押出加
工性にも悪影響を及ぼす。従って本発明ではＭｎおよび
Ｃｒの添加量をそれぞれ０．０５〜０．２０ｗｔ％と限
定した。また、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂ等の不純物についてはそ
れぞれが０．０５ｗｔ％以下、であれば本発明の効果に
悪影響を及ぼさないので含有しても差し支えない。
ニウム素地中に微細に分散した繊維状組織の再結晶化を
防止して組織を安定化し、曲げ加工、スウェ−ジング加
工等の成形加工後の押出材の表面にオレンジピール状の
肌荒れが発生することを防ぐ効果がある。その添加量が
それぞれ０．０５ｗｔ％未満ではその効果が少なく、逆
にそれぞれ０．２０ｗｔ％を越えて添加するとその効果
が飽和する一方で粗大な金属間化合物を生成したり、焼
き入れ感受性が増大したりするほかに、強度及び押出加
工性にも悪影響を及ぼす。従って本発明ではＭｎおよび
Ｃｒの添加量をそれぞれ０．０５〜０．２０ｗｔ％と限
定した。また、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂ等の不純物についてはそ
れぞれが０．０５ｗｔ％以下、であれば本発明の効果に
悪影響を及ぼさないので含有しても差し支えない。
【００１０】次に、本材料は、焼鈍した材料について曲
げ、スウェ−ジング等の成形加工を施し、更にＴ６処理
を施した材料であるが、材料の伸び／引張強さの比が
０．０３０以上と限定したのは、本材料は自動車用の成
形部材例えばバンパー、二輪用のメインフレーム、スイ
ングアーム等の構造部材を目的とするものであり、製品
の性質上材料にねばり強さ、即ち靱性が必要であるから
である。本発明においては、材料の伸び／引張強さの比
をこの靱性特性の目安とした。また、本発明において、
材料の断面組織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織が
表層部深さ３００μｍ以下と限定したのは、前記の靱性
特性と耐応力腐食割れ性を改善するためである。なお、
再結晶組織が表層部の深さ３００μ以下の場合は、後の
表面加工（バフによる加工、ショットによる加工等）に
より除去できるので、最終製品では問題ない。
げ、スウェ−ジング等の成形加工を施し、更にＴ６処理
を施した材料であるが、材料の伸び／引張強さの比が
０．０３０以上と限定したのは、本材料は自動車用の成
形部材例えばバンパー、二輪用のメインフレーム、スイ
ングアーム等の構造部材を目的とするものであり、製品
の性質上材料にねばり強さ、即ち靱性が必要であるから
である。本発明においては、材料の伸び／引張強さの比
をこの靱性特性の目安とした。また、本発明において、
材料の断面組織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織が
表層部深さ３００μｍ以下と限定したのは、前記の靱性
特性と耐応力腐食割れ性を改善するためである。なお、
再結晶組織が表層部の深さ３００μ以下の場合は、後の
表面加工（バフによる加工、ショットによる加工等）に
より除去できるので、最終製品では問題ない。
【００１１】請求項２の発明は、成形加工性に優れたＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法に関するもので
ある。前述のごとく、押出材は曲げ、スウェ−ジング等
の成形加工が施されるが、本発明においては、特に熱間
押出材の焼鈍後の冷却において、その冷却速度を非常に
遅くすることにより、成形加工性を改善したものであ
る。また、請求項３の発明は、前記の成形加工後に、Ｔ
６処理を施すもので、請求項１の発明に係わるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法に関するものである。
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法に関するもので
ある。前述のごとく、押出材は曲げ、スウェ−ジング等
の成形加工が施されるが、本発明においては、特に熱間
押出材の焼鈍後の冷却において、その冷却速度を非常に
遅くすることにより、成形加工性を改善したものであ
る。また、請求項３の発明は、前記の成形加工後に、Ｔ
６処理を施すもので、請求項１の発明に係わるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法に関するものである。
【００１２】ところで、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材
は一般に、均質化熱処理した鋳塊を熱間押出加工でプレ
ス焼入れ又は別途溶体化処理をし、その後、人工時効処
理する方法と熱間押出加工後に焼鈍処理をし、塑性加工
を行った後、Ｔ６処理を施す方法で製造される。本発明
の製造方法は、本発明に係わるＡｌ合金を用いて、後者
の製造の各段階での温度条件や処理時間条件を限定する
ことにより、目的を達成するものである。
は一般に、均質化熱処理した鋳塊を熱間押出加工でプレ
ス焼入れ又は別途溶体化処理をし、その後、人工時効処
理する方法と熱間押出加工後に焼鈍処理をし、塑性加工
を行った後、Ｔ６処理を施す方法で製造される。本発明
の製造方法は、本発明に係わるＡｌ合金を用いて、後者
の製造の各段階での温度条件や処理時間条件を限定する
ことにより、目的を達成するものである。
【００１３】以下、請求項２及び３の製造方法の発明に
おける各段階の製造条件について、詳細に説明する。ま
ず、本発明に係わるＡｌ合金鋳塊に均質化熱処理を施
す。均質化熱処理はＺｒ、Ｍｎ、Ｃｒ等の化合物を微細
均一に分散させるために比較的高温で行う。ただし５２
０℃を越える温度や２４時間を越えて処理すると、押出
後の断面表層の再結晶を促進し、又は析出物が粗大化し
て押出性、焼入感受性等の特性が悪化する。一方、４２
０℃未満や２時間未満の処理では均質化が不充分であ
る。従って本発明において、均質化熱処理は４２０〜５
２０℃×２〜２４時間の条件で行う。
おける各段階の製造条件について、詳細に説明する。ま
ず、本発明に係わるＡｌ合金鋳塊に均質化熱処理を施
す。均質化熱処理はＺｒ、Ｍｎ、Ｃｒ等の化合物を微細
均一に分散させるために比較的高温で行う。ただし５２
０℃を越える温度や２４時間を越えて処理すると、押出
後の断面表層の再結晶を促進し、又は析出物が粗大化し
て押出性、焼入感受性等の特性が悪化する。一方、４２
０℃未満や２時間未満の処理では均質化が不充分であ
る。従って本発明において、均質化熱処理は４２０〜５
２０℃×２〜２４時間の条件で行う。
【００１４】次に鋳塊を押出温度まで再加熱して熱間押
出加工を行う。押出温度については、押出加工が困難な
押出比の大きい薄肉の中空形材も加工できるように４３
０〜５２０℃の高温で行う。従来の合金をこのような高
温で押出加工すると、再結晶が進行し、粗大な再結晶粒
が生成するため耐応力腐食割れ性が著しく低下し、また
粗大な金属間化合物が生成するため、押出加工性、成形
性、耐食性等が悪化する。しかしながら本発明に係わる
組成の合金においては、Ｚｒ添加で再結晶粒のない繊維
状組織とすること、ＭｎとＣｒを微細に分散させること
により再結晶の進行を抑制し、さらにＣｕ添加で耐ＳＣ
Ｃ性を大幅に向上させることにより、高温での押出加工
を可能としている。なお、押出温度が４３０℃未満では
中空形材の押出が困難であり、５２０℃を越えると押出
後の断面表層の再結晶を促進し、又は析出物が粗大化し
て押出性、焼入感受性等の特性が悪化する。従って押出
温度は４３０〜５２０℃とする。
出加工を行う。押出温度については、押出加工が困難な
押出比の大きい薄肉の中空形材も加工できるように４３
０〜５２０℃の高温で行う。従来の合金をこのような高
温で押出加工すると、再結晶が進行し、粗大な再結晶粒
が生成するため耐応力腐食割れ性が著しく低下し、また
粗大な金属間化合物が生成するため、押出加工性、成形
性、耐食性等が悪化する。しかしながら本発明に係わる
組成の合金においては、Ｚｒ添加で再結晶粒のない繊維
状組織とすること、ＭｎとＣｒを微細に分散させること
により再結晶の進行を抑制し、さらにＣｕ添加で耐ＳＣ
Ｃ性を大幅に向上させることにより、高温での押出加工
を可能としている。なお、押出温度が４３０℃未満では
中空形材の押出が困難であり、５２０℃を越えると押出
後の断面表層の再結晶を促進し、又は析出物が粗大化し
て押出性、焼入感受性等の特性が悪化する。従って押出
温度は４３０〜５２０℃とする。
【００１５】次に押出材に焼鈍処理を行う。焼鈍処理
は、固溶中の溶質元素を粗大に析出させると共に粗大な
金属間化合物の生成による機械的性質及び硬度の低下に
より、焼鈍処理後の曲げ、スウェ−ジング、バルジ、据
込み加工等の塑性加工が可能となる。ただし４２０℃を
越える温度で焼鈍処理すると、再結晶を誘発すると共に
焼入感受性が鈍感なために強度アップを促す。一方、３
００℃未満では焼鈍処理が不充分となる。なお、焼鈍処
理後の室温までの冷却は、冷却速度を３０℃／hr以下に
抑える必要がある。なぜなら、冷却速度が３０℃／hrを
越えると焼入感受性が鈍感なために充分な０材硬度を得
るのが難しい。よって焼鈍処理条件は、３００〜４２０
℃の温度で焼鈍し、３０℃／hr以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
は、固溶中の溶質元素を粗大に析出させると共に粗大な
金属間化合物の生成による機械的性質及び硬度の低下に
より、焼鈍処理後の曲げ、スウェ−ジング、バルジ、据
込み加工等の塑性加工が可能となる。ただし４２０℃を
越える温度で焼鈍処理すると、再結晶を誘発すると共に
焼入感受性が鈍感なために強度アップを促す。一方、３
００℃未満では焼鈍処理が不充分となる。なお、焼鈍処
理後の室温までの冷却は、冷却速度を３０℃／hr以下に
抑える必要がある。なぜなら、冷却速度が３０℃／hrを
越えると焼入感受性が鈍感なために充分な０材硬度を得
るのが難しい。よって焼鈍処理条件は、３００〜４２０
℃の温度で焼鈍し、３０℃／hr以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
【００１６】次に焼鈍処理後は、曲げ、スウェ−ジン
グ、バルジ、据込み加工等の塑性加工を行う。塑性加工
後は、通常の熱処理型合金のようにＴ６処理（溶体化処
理と人工時効処理）を行い、機械的性質をアップする必
要がある。溶体化処理は、溶質元素をアルミニウム素地
に充分に固溶させた過飽和固溶体を形成する必要があ
る。ただし、溶体化処理温度が５００℃を越えると共晶
溶融（バーニング）を生じて、金属組織に欠陥を生じる
と共に機械的性質が低下する。一方、４００℃未満では
溶体化が不充分である。なお、溶体化処理後の冷却速度
は５０℃／hr以上で行う必要がある。なぜなら、５０℃
／hr未満で冷却すると強度を付与するための充分な過飽
和固溶体が得られず、さらに、押出材の全断面が再結晶
するか又は表層部に粗大な再結晶を生じる。よって溶体
化処理条件は４００〜５００℃の温度で行い、溶体化処
理の冷却は５０℃／hr以上の冷却速度で行う必要があ
る。
グ、バルジ、据込み加工等の塑性加工を行う。塑性加工
後は、通常の熱処理型合金のようにＴ６処理（溶体化処
理と人工時効処理）を行い、機械的性質をアップする必
要がある。溶体化処理は、溶質元素をアルミニウム素地
に充分に固溶させた過飽和固溶体を形成する必要があ
る。ただし、溶体化処理温度が５００℃を越えると共晶
溶融（バーニング）を生じて、金属組織に欠陥を生じる
と共に機械的性質が低下する。一方、４００℃未満では
溶体化が不充分である。なお、溶体化処理後の冷却速度
は５０℃／hr以上で行う必要がある。なぜなら、５０℃
／hr未満で冷却すると強度を付与するための充分な過飽
和固溶体が得られず、さらに、押出材の全断面が再結晶
するか又は表層部に粗大な再結晶を生じる。よって溶体
化処理条件は４００〜５００℃の温度で行い、溶体化処
理の冷却は５０℃／hr以上の冷却速度で行う必要があ
る。
【００１７】次に、これらの材料は人工時効硬化処理を
行う。この人工時効処理は、溶体化処理で得られた過飽
和固溶体を低温で加熱処理することにより析出物を微細
に析出させるものである。具体的には二段時効とし、一
段目の時効でＭｇＺｎ2 の微細析出物を均一に分散さ
せ、二段目の高温時効で粗大なＧＰゾーンあるいは中間
相へと成長させる。一段目の人工時効は、析出物の粗大
化を防ぎつつ、微細な析出物を十分に均一に分散析出さ
せるために、９０〜１１０℃で２〜１２時間の条件で行
う。二段目の時効処理は、一段目より高温で行うが、１
８０℃を越える温度で処理を行うとＭｇＺｎ2 が粗大に
析出し、成形性、耐食性が劣化する。一方、１２０℃未
満の温度で処理を行うとＧＰゾーンあるいは中間相への
成長が不充分となり、強度が不足する。さらに生産性を
考慮して、本発明においては二段目の時効処理は１２０
〜１８０℃で５〜２４時間の条件で行う。
行う。この人工時効処理は、溶体化処理で得られた過飽
和固溶体を低温で加熱処理することにより析出物を微細
に析出させるものである。具体的には二段時効とし、一
段目の時効でＭｇＺｎ2 の微細析出物を均一に分散さ
せ、二段目の高温時効で粗大なＧＰゾーンあるいは中間
相へと成長させる。一段目の人工時効は、析出物の粗大
化を防ぎつつ、微細な析出物を十分に均一に分散析出さ
せるために、９０〜１１０℃で２〜１２時間の条件で行
う。二段目の時効処理は、一段目より高温で行うが、１
８０℃を越える温度で処理を行うとＭｇＺｎ2 が粗大に
析出し、成形性、耐食性が劣化する。一方、１２０℃未
満の温度で処理を行うとＧＰゾーンあるいは中間相への
成長が不充分となり、強度が不足する。さらに生産性を
考慮して、本発明においては二段目の時効処理は１２０
〜１８０℃で５〜２４時間の条件で行う。
【００１８】以上説明したように、本発明の製造方法に
よるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材は、焼鈍処理後に塑
性加工（曲げ、スウェ−ジング、バルジ、据込み加工
等）を行い、続いてＴ６処理を施しても、材料の断面組
織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織を表層部の深さ
３００μ以下とすることができる。なお、再結晶組織が
表層部の深さ３００μ以下の場合は、後の表面加工（バ
フによる加工、ショットによる加工等）により除去でき
るので、最終製品では問題ない。また、このような材料
は、強度、靱性に優れ、耐応力腐食割れ性にも優れてい
る。
よるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材は、焼鈍処理後に塑
性加工（曲げ、スウェ−ジング、バルジ、据込み加工
等）を行い、続いてＴ６処理を施しても、材料の断面組
織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織を表層部の深さ
３００μ以下とすることができる。なお、再結晶組織が
表層部の深さ３００μ以下の場合は、後の表面加工（バ
フによる加工、ショットによる加工等）により除去でき
るので、最終製品では問題ない。また、このような材料
は、強度、靱性に優れ、耐応力腐食割れ性にも優れてい
る。
【００１９】
【実施例】次に本発明の実施例（本発明例）を、比較
例、従来例と比較しながら、更に詳細に説明する。表１
に示す組成の本発明例（Ｎｏ．１〜４）、比較例（Ｎ
ｏ．５〜７）、従来例（Ｎｏ．８〜１０）の合金をＤＣ
鋳造によりφ２１９ｍｍの押出用鋳塊に鋳造し、均質化
熱処理をそれぞれ表１に示す条件で行った。その後、表
１に示す押出温度までそれぞれ再加熱し、中空形材（断
面：巾６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ×肉厚３．０ｍｍ）及び
φ２０ｍｍの押出棒に押出加工した。押出後、表１に示
す焼鈍処理条件で焼鈍し、その後表１に示す冷却速度で
室温まで冷却して焼鈍材（０材）を作製した。焼鈍処理
後の０材形材のみ、角管スウェ−ジングにより断面が巾
４０ｍｍ×高さ４０ｍｍ×肉厚２．５ｍｍの角管に塑性
加工した後、表１に示す溶体化処理条件（処理後の冷却
速度を考慮）で、溶体化処理を行った。溶体化処理後
は、表１に示す２段の人工時効処理を施して供試材を作
製した。
例、従来例と比較しながら、更に詳細に説明する。表１
に示す組成の本発明例（Ｎｏ．１〜４）、比較例（Ｎ
ｏ．５〜７）、従来例（Ｎｏ．８〜１０）の合金をＤＣ
鋳造によりφ２１９ｍｍの押出用鋳塊に鋳造し、均質化
熱処理をそれぞれ表１に示す条件で行った。その後、表
１に示す押出温度までそれぞれ再加熱し、中空形材（断
面：巾６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ×肉厚３．０ｍｍ）及び
φ２０ｍｍの押出棒に押出加工した。押出後、表１に示
す焼鈍処理条件で焼鈍し、その後表１に示す冷却速度で
室温まで冷却して焼鈍材（０材）を作製した。焼鈍処理
後の０材形材のみ、角管スウェ−ジングにより断面が巾
４０ｍｍ×高さ４０ｍｍ×肉厚２．５ｍｍの角管に塑性
加工した後、表１に示す溶体化処理条件（処理後の冷却
速度を考慮）で、溶体化処理を行った。溶体化処理後
は、表１に示す２段の人工時効処理を施して供試材を作
製した。
【００２０】
【表１】
【００２１】これらの供試材について、０材については
機械的性質、スウェ−ジング加工性、据込加工性を評価
し、Ｔ６材については機械的性質、金属組織、耐応力腐
食割れ試験（塩水噴霧試験及びクロム酸促進試験）を評
価した。０材及びＴ６材の機械的性質は、ＪＩＳ５号引
張試験片を押出長手方向から採取し、引張試験を行い、
引張強さ、耐力、伸びにより評価した。更にＴ６材につ
いては、伸び／引張強さの比を求めた。この値の高いも
のは材料にねばり強さがあり、靱性の有無の目安とし
た。スウェ−ジング加工は、前述の通りに中空形材（断
面が巾６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ×肉厚３．０ｍｍの角
管）から断面が巾４０ｍｍ×高さ４０ｍｍ×肉厚２．５
ｍｍの角管に塑性加工を施し、加工後の表面状態を目視
観察して評価した。据込加工は、０材押出棒を使用し、
φ２０ｍｍ×高さ５０ｍｍのブランクについて、冷間で
据込加工して、割れ限界までの高さ方向の減少率を示し
た。Ｔ６後の金属組織は、前記の角管のスウェ−ジング
加工後にＴ６処理を施した材料について、表層部の断面
ミクロ組織を観察した。耐応力腐食割れ試験は、塩水噴
霧試験及びクロム酸促進試験の２種類の試験で評価し
た。 塩水噴霧試験は、３．５％ＮａＣｌ溶液中に３点
曲げ（耐力の９５％）で応力を負荷して１か月放置後に
割れの有無を観察した。クロム酸促進試験は、クロム酸
沸騰溶液中に３点曲げ（耐力の９５％）で応力を負荷し
て１２ｈｒ保持後に割れの有無を観察した。これらの各
特性の試験結果を表２に示す。
機械的性質、スウェ−ジング加工性、据込加工性を評価
し、Ｔ６材については機械的性質、金属組織、耐応力腐
食割れ試験（塩水噴霧試験及びクロム酸促進試験）を評
価した。０材及びＴ６材の機械的性質は、ＪＩＳ５号引
張試験片を押出長手方向から採取し、引張試験を行い、
引張強さ、耐力、伸びにより評価した。更にＴ６材につ
いては、伸び／引張強さの比を求めた。この値の高いも
のは材料にねばり強さがあり、靱性の有無の目安とし
た。スウェ−ジング加工は、前述の通りに中空形材（断
面が巾６０ｍｍ×高さ６０ｍｍ×肉厚３．０ｍｍの角
管）から断面が巾４０ｍｍ×高さ４０ｍｍ×肉厚２．５
ｍｍの角管に塑性加工を施し、加工後の表面状態を目視
観察して評価した。据込加工は、０材押出棒を使用し、
φ２０ｍｍ×高さ５０ｍｍのブランクについて、冷間で
据込加工して、割れ限界までの高さ方向の減少率を示し
た。Ｔ６後の金属組織は、前記の角管のスウェ−ジング
加工後にＴ６処理を施した材料について、表層部の断面
ミクロ組織を観察した。耐応力腐食割れ試験は、塩水噴
霧試験及びクロム酸促進試験の２種類の試験で評価し
た。 塩水噴霧試験は、３．５％ＮａＣｌ溶液中に３点
曲げ（耐力の９５％）で応力を負荷して１か月放置後に
割れの有無を観察した。クロム酸促進試験は、クロム酸
沸騰溶液中に３点曲げ（耐力の９５％）で応力を負荷し
て１２ｈｒ保持後に割れの有無を観察した。これらの各
特性の試験結果を表２に示す。
【００２２】
【表２】
【００２３】表２から明らかなように、本発明例Ｎｏ．
１〜４は、比較例Ｎｏ．５〜７や従来例Ｎｏ．８〜１０
に比べ、０材については、伸びが高いことに伴いスウェ
−ジング加工や据込加工等の加工性が優れている。ま
た、本発明例Ｎｏ．１〜４は、Ｔ６材についても、伸び
／引張強さの比が高く材料の靱性に優れ、金属組織、耐
応力腐食割れ性も著しく改善されているのが明瞭であ
る。
１〜４は、比較例Ｎｏ．５〜７や従来例Ｎｏ．８〜１０
に比べ、０材については、伸びが高いことに伴いスウェ
−ジング加工や据込加工等の加工性が優れている。ま
た、本発明例Ｎｏ．１〜４は、Ｔ６材についても、伸び
／引張強さの比が高く材料の靱性に優れ、金属組織、耐
応力腐食割れ性も著しく改善されているのが明瞭であ
る。
【００２４】
【発明の効果】以上詳述したごとく、従来のＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金押出材は、塑性加工を施した後にＴ６処理
を行うとその断面の全面もしくは大部分に再結晶を生
じ、押出材表層部にオレンジピール等の欠陥を生じると
共に、応力腐食割れを生じるため、塑性加工後のＴ６処
理は行わないのが一般的で、Ｔ６処理した高強度材を得
ることができなかったが、本発明により塑性加工後のＴ
６処理が可能となった。即ち本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系合金押出材の０材での各種の塑性加工（曲げ、スウ
ェ−ジング、バルジ、据込加工等）性に優れ、又このよ
うな加工材のＴ６処理材は高強度で靱性に優れ、金属組
織及び耐応力腐食割れ性についても問題ないＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金材が得られるもので工業上顕著な効果を奏
するものである。
−Ｍｇ系合金押出材は、塑性加工を施した後にＴ６処理
を行うとその断面の全面もしくは大部分に再結晶を生
じ、押出材表層部にオレンジピール等の欠陥を生じると
共に、応力腐食割れを生じるため、塑性加工後のＴ６処
理は行わないのが一般的で、Ｔ６処理した高強度材を得
ることができなかったが、本発明により塑性加工後のＴ
６処理が可能となった。即ち本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系合金押出材の０材での各種の塑性加工（曲げ、スウ
ェ−ジング、バルジ、据込加工等）性に優れ、又このよ
うな加工材のＴ６処理材は高強度で靱性に優れ、金属組
織及び耐応力腐食割れ性についても問題ないＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金材が得られるもので工業上顕著な効果を奏
するものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ 8719−4Ｋ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６４０ 8719−4Ｋ ６４０Ａ ６８２ 8719−4Ｋ ６８２ ６８３ 8719−4Ｋ ６８３ ６９１ 8719−4Ｋ ６９１Ｃ 8719−4Ｋ ６９１Ｂ ６９２ 8719−4Ｋ ６９２Ａ ６９４ 8719−4Ｋ ６９４Ｂ
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｚｎ４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ
０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０．１０〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．０５〜
０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２０ｗｔ％を含
み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるＡｌ合金押
出材の成形加工材であって、Ｔ６処理した材料の伸び／
引張強さの比が０．０３０以上で、かつ断面組織がすべ
て繊維状組織か又は再結晶組織が表層部深さ３００μｍ
以下とした靱性と耐応力腐食割れ性に優れることを特徴
とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材。 - 【請求項２】 Ｚｎ４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ
０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０．１０〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．０５〜
０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２０ｗｔ％を含
み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるＡｌ合金鋳
塊を、４２０〜５２０℃の温度で２〜２４時間の均質化
熱処理をした後、４３０〜５２０℃の温度で押出加工を
行い、次にこれを３００〜４２０℃の温度で焼鈍処理を
行い、これを３０℃／hr以下の冷却速度で室温まで冷却
して成形加工性に優れた材料とすることを特徴とするＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法。 - 【請求項３】 Ｚｎ４．００〜６．５０ｗｔ％、Ｍｇ
０．５０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０．１０〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｚｒ０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．０５〜
０．２０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２０ｗｔ％を含
み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるＡｌ合金鋳
塊を、４２０〜５２０℃の温度で２〜２４時間の均質化
熱処理をした後、４３０〜５２０℃の温度で押出加工を
行い、次にこれを３００〜４２０℃の温度で焼鈍処理を
行い、これを３０℃／hr以下の冷却速度で室温まで冷却
した後、これに成形加工を施こす、続いてこれを４００
〜５００℃の温度で溶体化処理を行い、これを５０℃／
hr以上の冷却速度で室温まで冷却した後、９０〜１１０
℃の温度で２〜１２時間の一段目の時効処理、さらに１
２０〜１８０℃の温度で５〜２４時間二段目の時効処理
を施して、材料の伸び／引張強さの比が０．０３０以上
で、かつ断面組織がすべて繊維状組織か又は再結晶組織
が表層部深さ３００μｍ以下として靱性と耐応力腐食割
れ性に優れた材料とすることを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金押出材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18709796A JP3681822B2 (ja) | 1996-07-17 | 1996-07-17 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18709796A JP3681822B2 (ja) | 1996-07-17 | 1996-07-17 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1030147A true JPH1030147A (ja) | 1998-02-03 |
| JP3681822B2 JP3681822B2 (ja) | 2005-08-10 |
Family
ID=16200060
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18709796A Expired - Fee Related JP3681822B2 (ja) | 1996-07-17 | 1996-07-17 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3681822B2 (ja) |
Cited By (14)
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| KR100793697B1 (ko) | 2006-02-24 | 2008-01-10 | 보원경금속(주) | 가공성이 향상된 고강도 알루미늄 합금 소재 및 그 제조방법과 이를 이용하여 제작된 자동차용 헤드레스트 프레임 |
| KR101118740B1 (ko) | 2011-08-31 | 2012-03-12 | 신양금속공업 주식회사 | 직접 열간 압출 공법을 이용한 7000 계열 알루미늄 합금 압출 형상재의 제조방법 |
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-
1996
- 1996-07-17 JP JP18709796A patent/JP3681822B2/ja not_active Expired - Fee Related
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