JPH09310141A - 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法 - Google Patents
押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法Info
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- JPH09310141A JPH09310141A JP8146597A JP14659796A JPH09310141A JP H09310141 A JPH09310141 A JP H09310141A JP 8146597 A JP8146597 A JP 8146597A JP 14659796 A JP14659796 A JP 14659796A JP H09310141 A JPH09310141 A JP H09310141A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 同じ形状で鋼材に替えて使用できる高強度ア
ルミ合金製の押出し形材を得る。 【解決手段】 このＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材
は、Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂを
含み、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％Ｍ
ｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５９５
℃以上となるように成分設計された組成をもつ。微細化
剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造し、加熱速度２００℃
／時以下，高温保持４２０〜５２０℃×１〜２４時間、
冷却速度１００℃／時以上の均質化処理を施し、加熱速
度２００℃／分以上，予熱４３０〜５２０℃×１分〜１
時間，押出し直後の形材表面温度５００〜５６５℃，プ
レス端焼入れの形材冷却速度５０℃／分以上の条件下で
押出し、次いで８０〜１１０℃×２〜１２時間及び１４
０〜１８０℃×４〜１２時間の二段時効を施すことによ
り製造される。
ルミ合金製の押出し形材を得る。 【解決手段】 このＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材
は、Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂを
含み、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％Ｍ
ｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５９５
℃以上となるように成分設計された組成をもつ。微細化
剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造し、加熱速度２００℃
／時以下，高温保持４２０〜５２０℃×１〜２４時間、
冷却速度１００℃／時以上の均質化処理を施し、加熱速
度２００℃／分以上，予熱４３０〜５２０℃×１分〜１
時間，押出し直後の形材表面温度５００〜５６５℃，プ
レス端焼入れの形材冷却速度５０℃／分以上の条件下で
押出し、次いで８０〜１１０℃×２〜１２時間及び１４
０〜１８０℃×４〜１２時間の二段時効を施すことによ
り製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建材，車両等の構造材
として使用され、押出し性に優れた高強度Ａｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法に関する。
として使用され、押出し性に優れた高強度Ａｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】軽量化を図るため、従来の鋼材に替えて
アルミ材を構造材料に使用する傾向が強まっている。ア
ルミ材を構造材として使用するためには、押出し加工に
よって複雑な断面形状が得られ、且つ剛性を考慮した設
計が可能となるアルミ合金が必要とされる。一般的な構
造材料用の押出しアルミ合金であるＡ７００３，７ＮＯ
１等では、強度設計の基準となるＦ値（建材に関する基
準法で規定されている設計基準強度：引張強さ×０．８
又は耐力の小さい方の値）がＳＳ４９０に比較して劣る
ため、十分な軽量化が図られていないのが現状である。
アルミ材を構造材料に使用する傾向が強まっている。ア
ルミ材を構造材として使用するためには、押出し加工に
よって複雑な断面形状が得られ、且つ剛性を考慮した設
計が可能となるアルミ合金が必要とされる。一般的な構
造材料用の押出しアルミ合金であるＡ７００３，７ＮＯ
１等では、強度設計の基準となるＦ値（建材に関する基
準法で規定されている設計基準強度：引張強さ×０．８
又は耐力の小さい方の値）がＳＳ４９０に比較して劣る
ため、十分な軽量化が図られていないのが現状である。
【０００３】強度，靭性等を改善するため、従来から種
々の提案がされている。たとえば、特開昭６２−６３６
４１号公報では、Ｓｉを低減しＦｅを積極的に添加する
ことにより押出し材の集合組織を抑制し、強度，靭性等
を改善している。特開平３−１２２２４３号公報では、
Ｚｎ−Ｍｇ系の微細析出物によって強度を向上させると
共に、Ｆｅ添加により材料組織を微細化して耐応力腐食
割れ性を向上させている。特開平６−２１２３３８号公
報では、時効処理後に押出し方向に揃った繊維状組織が
形成されるように、合金成分，均質化処理，押し出し，
時効処理等を特定することにより、強度及び成形性を改
善している。
々の提案がされている。たとえば、特開昭６２−６３６
４１号公報では、Ｓｉを低減しＦｅを積極的に添加する
ことにより押出し材の集合組織を抑制し、強度，靭性等
を改善している。特開平３−１２２２４３号公報では、
Ｚｎ−Ｍｇ系の微細析出物によって強度を向上させると
共に、Ｆｅ添加により材料組織を微細化して耐応力腐食
割れ性を向上させている。特開平６−２１２３３８号公
報では、時効処理後に押出し方向に揃った繊維状組織が
形成されるように、合金成分，均質化処理，押し出し，
時効処理等を特定することにより、強度及び成形性を改
善している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来の高強度
を示すＡ７０７５系を初めとするアルミニウム合金は、
押出し時の押出し速度が約１ｍ／分と非常に低く、生産
性が悪い。その結果、製造コストを上昇させる原因とな
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、従来の高強度アルミニウム合金では得られ
ていない高い押出し速度で押し出すことができ、しかも
鋼材ＳＳ４９０の構造設計値以上の強度を示すアルミニ
ウム合金押出し形材を得ることを目的とする。
を示すＡ７０７５系を初めとするアルミニウム合金は、
押出し時の押出し速度が約１ｍ／分と非常に低く、生産
性が悪い。その結果、製造コストを上昇させる原因とな
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、従来の高強度アルミニウム合金では得られ
ていない高い押出し速度で押し出すことができ、しかも
鋼材ＳＳ４９０の構造設計値以上の強度を示すアルミニ
ウム合金押出し形材を得ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の構造材料用高強
度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材は、その目的を達
成するため、Ｚｎ：６．０〜７．０重量％，Ｍｇ：０．
９〜１．３重量％，Ｃｕ：０．１〜０．４重量％，Ｓ
ｉ：０．０５〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．４重
量％，Ｚｒ：０．０５〜０．２５重量％，Ｔｉ：０．０
０５〜０．１重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％
を含み、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％
Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５９
５℃以上となるように成分設計された組成をもち、鋳塊
の均質化処理中に析出するＡｌ−Ｚｒ系化合物が０．０
５μｍ以下のサイズに規制されていることを特徴とす
る。この押出し形材は、前述した組成をもつＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金を微細化剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造
し、加熱速度２００℃／時以下，高温保持４２０〜５２
０℃×１〜２４時間、冷却速度１００℃／時以上の均質
化処理を施し、加熱速度２００℃／分以上，予熱４３０
〜５２０℃×１分〜１時間，押出し直後の形材表面温度
５００〜５６５℃，プレス端焼入れの形材冷却速度５０
℃／分以上の条件下で押出し、次いで８０〜１１０℃×
２〜１２時間及び１４０〜１８０℃×４〜１２時間の二
段時効を施すことにより製造される。
度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材は、その目的を達
成するため、Ｚｎ：６．０〜７．０重量％，Ｍｇ：０．
９〜１．３重量％，Ｃｕ：０．１〜０．４重量％，Ｓ
ｉ：０．０５〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．４重
量％，Ｚｒ：０．０５〜０．２５重量％，Ｔｉ：０．０
０５〜０．１重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％
を含み、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％
Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５９
５℃以上となるように成分設計された組成をもち、鋳塊
の均質化処理中に析出するＡｌ−Ｚｒ系化合物が０．０
５μｍ以下のサイズに規制されていることを特徴とす
る。この押出し形材は、前述した組成をもつＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金を微細化剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造
し、加熱速度２００℃／時以下，高温保持４２０〜５２
０℃×１〜２４時間、冷却速度１００℃／時以上の均質
化処理を施し、加熱速度２００℃／分以上，予熱４３０
〜５２０℃×１分〜１時間，押出し直後の形材表面温度
５００〜５６５℃，プレス端焼入れの形材冷却速度５０
℃／分以上の条件下で押出し、次いで８０〜１１０℃×
２〜１２時間及び１４０〜１８０℃×４〜１２時間の二
段時効を施すことにより製造される。
【０００６】
【作用】一般構造用圧延鋼材ＳＳ４９０の設計強度値を
満足するためには、最低保証値として３６０Ｎ／ｍｍ2
以上の引張強さ且つ２８５Ｎ／ｍｍ2 以上の０．２％耐
力が必要である。更に、製造コストの面から、７０００
系の合金であっても、押出し性の良好な６０００系の６
０６１合金に匹敵する押出し性をもつことが要求され
る。このような前提で、本発明者等は、ＳＳ４９０と同
じ形状でアルミニウム合金押出し材の時効処理材と置き
替えるべく、時効処理後の強度が引張強さ４３０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上，０．２％耐力３８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ
６０６１合金と同等の押出し速度で押し出すことができ
る材料を調査・研究した。その結果、合金成分を特定す
ると共に、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×
％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５
９５℃以上となるように成分調整するとき、強度及び押
出し性の双方に優れたアルミニウム合金押出し形材が得
られることを見い出した。押出し性については、ピック
アップ，肌荒れ，テアリング等の欠陥が表面に発生しな
い押出し形材が得られる限界押出し速度を判定基準とし
た。因みに、６０６１合金と同等以上の押出し速度と
は、形材の形状によっても異なるが、たとえば高さ１５
０ｍｍ，幅５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの中空矩形状ホロー材
では８ｍ／分以上の押出し速度である。
満足するためには、最低保証値として３６０Ｎ／ｍｍ2
以上の引張強さ且つ２８５Ｎ／ｍｍ2 以上の０．２％耐
力が必要である。更に、製造コストの面から、７０００
系の合金であっても、押出し性の良好な６０００系の６
０６１合金に匹敵する押出し性をもつことが要求され
る。このような前提で、本発明者等は、ＳＳ４９０と同
じ形状でアルミニウム合金押出し材の時効処理材と置き
替えるべく、時効処理後の強度が引張強さ４３０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上，０．２％耐力３８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ
６０６１合金と同等の押出し速度で押し出すことができ
る材料を調査・研究した。その結果、合金成分を特定す
ると共に、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×
％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５
９５℃以上となるように成分調整するとき、強度及び押
出し性の双方に優れたアルミニウム合金押出し形材が得
られることを見い出した。押出し性については、ピック
アップ，肌荒れ，テアリング等の欠陥が表面に発生しな
い押出し形材が得られる限界押出し速度を判定基準とし
た。因みに、６０６１合金と同等以上の押出し速度と
は、形材の形状によっても異なるが、たとえば高さ１５
０ｍｍ，幅５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの中空矩形状ホロー材
では８ｍ／分以上の押出し速度である。
【０００７】以下、本発明のアルミニウム合金押出し形
材の合金成分，含有量，製造条件等について説明する。 Ｚｎ：６．０〜７．０重量％ 主としてＭｇと結合し、二段時効で析出するη’−Ｍｇ
Ｚｎ2 化合物及びＡｌ，Ｍｇと結合し時効析出するＡｌ
−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物による析出硬化作用で材料強度を
向上させる。このような作用は、６．０重量％以上のＺ
ｎ含有量で顕著になる。しかし、７．０重量％を超える
多量のＺｎが含まれると、耐応力腐食割れ性及び耐食性
が劣化する。しかも、押出し時にビレットの溶融開始温
度の低下を招き、押出し材に肌荒れ等の欠陥が発生し、
製品品質を低下させる。 Ｍｇ：０．９〜１．３重量％ 固溶体を強化すると共に、二段時効時にＭｇ−Ｚｎ系又
はＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物として析出し、析出硬化に
より強度が向上する。Ｍｇによる析出硬化作用は、０．
９重量％以上のＭｇ含有量で顕著になる。しかし、１．
３重量％を超える多量のＭｇ含有量では、熱間変形抵抗
値が上昇し、押出し時のビレット溶融開始温度の低下を
招き、良好な製品を得るためには押出し速度を遅くせざ
るを得ない。
材の合金成分，含有量，製造条件等について説明する。 Ｚｎ：６．０〜７．０重量％ 主としてＭｇと結合し、二段時効で析出するη’−Ｍｇ
Ｚｎ2 化合物及びＡｌ，Ｍｇと結合し時効析出するＡｌ
−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物による析出硬化作用で材料強度を
向上させる。このような作用は、６．０重量％以上のＺ
ｎ含有量で顕著になる。しかし、７．０重量％を超える
多量のＺｎが含まれると、耐応力腐食割れ性及び耐食性
が劣化する。しかも、押出し時にビレットの溶融開始温
度の低下を招き、押出し材に肌荒れ等の欠陥が発生し、
製品品質を低下させる。 Ｍｇ：０．９〜１．３重量％ 固溶体を強化すると共に、二段時効時にＭｇ−Ｚｎ系又
はＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物として析出し、析出硬化に
より強度が向上する。Ｍｇによる析出硬化作用は、０．
９重量％以上のＭｇ含有量で顕著になる。しかし、１．
３重量％を超える多量のＭｇ含有量では、熱間変形抵抗
値が上昇し、押出し時のビレット溶融開始温度の低下を
招き、良好な製品を得るためには押出し速度を遅くせざ
るを得ない。
【０００８】Ｃｕ：０．１〜０．４重量％ 強度の向上及び耐食性の改善に有効な合金元素であり、
二段時効時にＳ’−ＣｕＭｇＡｌ又はＡｌ−Ｃｕ系の化
合物を形成し、析出硬化によって強度が向上する。この
ような作用は、０．１重量％以上のＣｕ含有量で顕著に
なる。しかし、０．４重量％を超えるＣｕ含有量では、
押出し時のビレットの溶融開始温度の低下及び熱間変形
抵抗値の上昇を招き、良品を得るために押出し速度を遅
くすることが要求される。また、Ｃｕ含有量の増加に伴
って、耐食性も低下する。 Ｓｉ：０．０５〜０．２重量％ Ｆｅと結合し、微細なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成
することによって、押出し材の再結晶粒の粗大化を抑制
し、強度を向上させる合金元素である。このような作用
は、０．０５重量％以上のＳｉ含有量で顕著になる。し
かし、０．２重量％を超える多量のＳｉが含まれると、
ＭｇＺｎ2 のＭｇがＭｇ2 Ｓｉとして消費される。Ｍｇ
Ｚｎ2 に比較してＭｇ2 Ｓｉによる強度上昇が小さいた
め、多量のＳｉ含有は却って強度を低下させる原因とな
る。
二段時効時にＳ’−ＣｕＭｇＡｌ又はＡｌ−Ｃｕ系の化
合物を形成し、析出硬化によって強度が向上する。この
ような作用は、０．１重量％以上のＣｕ含有量で顕著に
なる。しかし、０．４重量％を超えるＣｕ含有量では、
押出し時のビレットの溶融開始温度の低下及び熱間変形
抵抗値の上昇を招き、良品を得るために押出し速度を遅
くすることが要求される。また、Ｃｕ含有量の増加に伴
って、耐食性も低下する。 Ｓｉ：０．０５〜０．２重量％ Ｆｅと結合し、微細なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成
することによって、押出し材の再結晶粒の粗大化を抑制
し、強度を向上させる合金元素である。このような作用
は、０．０５重量％以上のＳｉ含有量で顕著になる。し
かし、０．２重量％を超える多量のＳｉが含まれると、
ＭｇＺｎ2 のＭｇがＭｇ2 Ｓｉとして消費される。Ｍｇ
Ｚｎ2 に比較してＭｇ2 Ｓｉによる強度上昇が小さいた
め、多量のＳｉ含有は却って強度を低下させる原因とな
る。
【０００９】Ｆｅ：０．１〜０．４重量％ 微細なＡｌ−Ｆｅ系化合物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物
を形成し、押出し加工中に生じる再結晶粒界の移動をピ
ンニングし、再結晶粒の粗大化を防止することによって
強度を向上させる。Ｆｅの作用は０．１重量％以上の含
有量で顕著になるが、０．４重量％を超える多量のＦｅ
が含まれると粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が生成
し、押出し材の表面に肌荒れ等が発生し易くなる。 Ｚｒ：０．０５〜０．２５重量％ ビレットを均質化処理するときの昇温速度は、Ａｌ−Ｚ
ｒ系化合物を微細均一に析出させるため２００℃／時以
下とする。そして、４２０〜５２０℃×１〜２４時間の
高温保持中に核が成長し、サブミクロンサイズ（０．０
５μｍ以下）のＡｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ3 Ｚｒ）がで
きる。このＡｌ−Ｚｒ系化合物が押出し中の再結晶化を
防止することにより、押出し材に繊維状の組織を形成さ
せ、強度及び耐応力腐食割れ性を向上させる。このよう
な作用は、０．０５重量％以上のＺｒが含まれると顕著
になる。しかし、０．２５重量％を超える多量のＺｒが
含まれると、粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物の生成により押
出し材に表面欠陥が発生し易くなる。Ｚｒと同様に押出
し時の再結晶化を抑制する作用を呈する合金元素とし
て、Ｍｎ及びＣｒがある。しかし、ＭｎやＣｒによりＺ
ｒと同等の再結晶抑制効果を得ようとすると押出し圧力
が上昇し、高い押出し速度が得られない。また、Ｍｎ，
Ｃｒ添加は、Ｚｒに比較してプレス端焼入れ感受性が高
くなり、焼入れ効果が薄められる。このようなことか
ら、本発明では、Ｍｎ及びＣｒを添加することなく、Ｚ
ｒ添加によって押出し中の再結晶化を抑制している。
を形成し、押出し加工中に生じる再結晶粒界の移動をピ
ンニングし、再結晶粒の粗大化を防止することによって
強度を向上させる。Ｆｅの作用は０．１重量％以上の含
有量で顕著になるが、０．４重量％を超える多量のＦｅ
が含まれると粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が生成
し、押出し材の表面に肌荒れ等が発生し易くなる。 Ｚｒ：０．０５〜０．２５重量％ ビレットを均質化処理するときの昇温速度は、Ａｌ−Ｚ
ｒ系化合物を微細均一に析出させるため２００℃／時以
下とする。そして、４２０〜５２０℃×１〜２４時間の
高温保持中に核が成長し、サブミクロンサイズ（０．０
５μｍ以下）のＡｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ3 Ｚｒ）がで
きる。このＡｌ−Ｚｒ系化合物が押出し中の再結晶化を
防止することにより、押出し材に繊維状の組織を形成さ
せ、強度及び耐応力腐食割れ性を向上させる。このよう
な作用は、０．０５重量％以上のＺｒが含まれると顕著
になる。しかし、０．２５重量％を超える多量のＺｒが
含まれると、粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物の生成により押
出し材に表面欠陥が発生し易くなる。Ｚｒと同様に押出
し時の再結晶化を抑制する作用を呈する合金元素とし
て、Ｍｎ及びＣｒがある。しかし、ＭｎやＣｒによりＺ
ｒと同等の再結晶抑制効果を得ようとすると押出し圧力
が上昇し、高い押出し速度が得られない。また、Ｍｎ，
Ｃｒ添加は、Ｚｒに比較してプレス端焼入れ感受性が高
くなり、焼入れ効果が薄められる。このようなことか
ら、本発明では、Ｍｎ及びＣｒを添加することなく、Ｚ
ｒ添加によって押出し中の再結晶化を抑制している。
【００１０】Ｔｉ：０．００５〜０．１重量％ 鋳塊の結晶粒微細化に有効な合金成分であり、鋳造割れ
を防止し、熱間変形抵抗値を下げ、押出し速度を高める
作用を呈する。このような作用は、０．００５重量％以
上のＴｉ含有量で顕著になる。しかし、０．１重量％を
超える多量のＴｉが含まれると、Ａｌ−Ｔｉ系の粗大な
粒子が生成され、押出し時に形材の表面欠陥が発生し易
くなる。Ｔｉの作用は、Ｂとの複合添加によって更に高
められる。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に鋳塊の結晶粒を微細化し、鋳造割れを防止
する作用を呈する。このような作用は、０．００１重量
％以上のＢ含有量で顕著になる。しかし、０．１重量％
を超える多量のＢが含まれると、Ａｌ−Ｂ系やＴｉ−Ｂ
系の粗大な粒子を生成し、押出し時に形材の表面欠陥が
発生し易くなる。
を防止し、熱間変形抵抗値を下げ、押出し速度を高める
作用を呈する。このような作用は、０．００５重量％以
上のＴｉ含有量で顕著になる。しかし、０．１重量％を
超える多量のＴｉが含まれると、Ａｌ−Ｔｉ系の粗大な
粒子が生成され、押出し時に形材の表面欠陥が発生し易
くなる。Ｔｉの作用は、Ｂとの複合添加によって更に高
められる。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に鋳塊の結晶粒を微細化し、鋳造割れを防止
する作用を呈する。このような作用は、０．００１重量
％以上のＢ含有量で顕著になる。しかし、０．１重量％
を超える多量のＢが含まれると、Ａｌ−Ｂ系やＴｉ−Ｂ
系の粗大な粒子を生成し、押出し時に形材の表面欠陥が
発生し易くなる。
【００１１】溶融開始温度：Ｔ≧５９５℃ 一般的には、素材温度が高くなるほど押出し速度を高く
設定できる。しかし、素材温度が高いとき、押出し中に
発生した加工熱で更に昇温した素材の表面が部分的に溶
融することがある。この状態で押出された形材には、ピ
ックアップ，肌荒れ，テアリング等の表面欠陥が発生し
易い。そこで、本発明者等は、これら表面欠陥を抑制す
べく、且つ高強度が得られるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金系で
合金設計を検討した結果、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×
％Ｚｎ−１７×％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融
開始温度Ｔを５９５℃以上に調整するとき、表面性状が
良好な押出し形材が大きな押出し速度で得られることを
見い出した。本発明では、溶融開始温度の式を次のよう
に定めた。表１に示す１２種類のＡｌ合金ビレット及び
これ以外に８種類のビレットを鋳造し、サンプルを切り
出した。各サンプルの溶融開始温度を、示差走査熱量計
（ＤＳＣ）で測定したＤＣＳ曲線から求めた。そして、
直線回帰式により、得られた溶融開始温度と添加元素及
びその添加量との関係を求めた。回帰分析の結果、Ｙ
軸、すなわち温度軸の切片は６５１℃であり、Ｘ軸の各
成分に対する係数はＺｎが−４．５，Ｍｇが−１．７，
Ｃｕが−１８であった。このように変数をＺｎ，Ｃｕ，
Ｍｇに特定することにより、相関係数の高い回帰式が得
られる。各成分は、析出強化及び組織強化の作用を呈す
る。組織強化は、Ｚｒの添加によって行われ、押出し材
に安定して繊維状組織が形成される値に添加量が定めら
れる。一方、析出強化を狙ってＭｇ，Ｚｎ，Ｃｕを増量
すると、合金の溶融開始温度が低下する。試験の結果、
溶融開始温度の低い合金ほど限界の押出し速度が低下
し、押出し生産性も劣る傾向にあることを把握した。そ
こで、高強度及び優れた押出し性を呈する合金は、成分
設計する際に溶融開始温度に注目し、表１に示す実験結
果からＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇ量に依存している計算上の溶融
開始温度を５９５℃以上に規定する。溶融開始温度が５
９５℃に達しないと、表面性状の良好な押出し材を得る
ためには、一般的な押出し用合金である６０６１合金に
比較して押出し速度を著しく下げなければならず、製造
コストが上昇することになる。一方、本発明で規定した
溶融開始温度の計算式をＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇ量が満足する
とき、溶融開始温度が５９５℃以上の合金となり、６０
６１合金と同等又はそれ以上の押出し速度で押し出すこ
とができる。Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕは、マトリックス中に固
溶する元素であることから、添加量の増加に従ってマト
リックスの溶融開始温度を降下させる方向に働く。すな
わち、溶融開始温度の計算式で係数がマイナスとなる。
一方、Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂは、マトリックス中に析出
する元素であることから、添加量の如何は溶融開始温度
に影響を及ぼさない。マトリックスに固溶する合金成分
であるＳｉは、溶融開始温度を低下する方向に作用する
ものの、本発明の合金系では添加量が少なく且つＦｅと
化合物を生成してしまうので、溶融開始温度に実質的な
影響を及ぼさない。
設定できる。しかし、素材温度が高いとき、押出し中に
発生した加工熱で更に昇温した素材の表面が部分的に溶
融することがある。この状態で押出された形材には、ピ
ックアップ，肌荒れ，テアリング等の表面欠陥が発生し
易い。そこで、本発明者等は、これら表面欠陥を抑制す
べく、且つ高強度が得られるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金系で
合金設計を検討した結果、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×
％Ｚｎ−１７×％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融
開始温度Ｔを５９５℃以上に調整するとき、表面性状が
良好な押出し形材が大きな押出し速度で得られることを
見い出した。本発明では、溶融開始温度の式を次のよう
に定めた。表１に示す１２種類のＡｌ合金ビレット及び
これ以外に８種類のビレットを鋳造し、サンプルを切り
出した。各サンプルの溶融開始温度を、示差走査熱量計
（ＤＳＣ）で測定したＤＣＳ曲線から求めた。そして、
直線回帰式により、得られた溶融開始温度と添加元素及
びその添加量との関係を求めた。回帰分析の結果、Ｙ
軸、すなわち温度軸の切片は６５１℃であり、Ｘ軸の各
成分に対する係数はＺｎが−４．５，Ｍｇが−１．７，
Ｃｕが−１８であった。このように変数をＺｎ，Ｃｕ，
Ｍｇに特定することにより、相関係数の高い回帰式が得
られる。各成分は、析出強化及び組織強化の作用を呈す
る。組織強化は、Ｚｒの添加によって行われ、押出し材
に安定して繊維状組織が形成される値に添加量が定めら
れる。一方、析出強化を狙ってＭｇ，Ｚｎ，Ｃｕを増量
すると、合金の溶融開始温度が低下する。試験の結果、
溶融開始温度の低い合金ほど限界の押出し速度が低下
し、押出し生産性も劣る傾向にあることを把握した。そ
こで、高強度及び優れた押出し性を呈する合金は、成分
設計する際に溶融開始温度に注目し、表１に示す実験結
果からＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇ量に依存している計算上の溶融
開始温度を５９５℃以上に規定する。溶融開始温度が５
９５℃に達しないと、表面性状の良好な押出し材を得る
ためには、一般的な押出し用合金である６０６１合金に
比較して押出し速度を著しく下げなければならず、製造
コストが上昇することになる。一方、本発明で規定した
溶融開始温度の計算式をＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇ量が満足する
とき、溶融開始温度が５９５℃以上の合金となり、６０
６１合金と同等又はそれ以上の押出し速度で押し出すこ
とができる。Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕは、マトリックス中に固
溶する元素であることから、添加量の増加に従ってマト
リックスの溶融開始温度を降下させる方向に働く。すな
わち、溶融開始温度の計算式で係数がマイナスとなる。
一方、Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂは、マトリックス中に析出
する元素であることから、添加量の如何は溶融開始温度
に影響を及ぼさない。マトリックスに固溶する合金成分
であるＳｉは、溶融開始温度を低下する方向に作用する
ものの、本発明の合金系では添加量が少なく且つＦｅと
化合物を生成してしまうので、溶融開始温度に実質的な
影響を及ぼさない。
【００１２】鋳造：微細化剤添加後１２０分以内にＤＣ
鋳造 以上のように成分調整されたアルミニウム合金は、脱ガ
ス，脱滓後、常法に従ってＤＣ鋳造される。ＤＣ鋳造
は、十分な微細化作用を得るためＴｉ，Ｂ，Ｔｉ−Ｂ等
の微細化剤添加から１２０分までの期間に実施される。
１２０分以上経過した時点で鋳造すると、結晶核の沈降
や化学的変化に起因して所与の微細化効果が十分発揮さ
れず、鋳造割れが発生し易くなる。
鋳造 以上のように成分調整されたアルミニウム合金は、脱ガ
ス，脱滓後、常法に従ってＤＣ鋳造される。ＤＣ鋳造
は、十分な微細化作用を得るためＴｉ，Ｂ，Ｔｉ−Ｂ等
の微細化剤添加から１２０分までの期間に実施される。
１２０分以上経過した時点で鋳造すると、結晶核の沈降
や化学的変化に起因して所与の微細化効果が十分発揮さ
れず、鋳造割れが発生し易くなる。
【００１３】均質化処理：ＤＣ鋳造で得られたビレット
の均質化処理は、ビレット中の主添加成分であるＭｇ，
Ｚｎ，Ｃｕの偏析を均質化し、押出し中に肌荒れが発生
することを防止する。均質化処理によりＭｇ，Ｚｎ，Ｃ
ｕ等が適正なサイズに析出するので、押出し後のプレス
端焼入れも容易になる。また、均質化処理は、Ａｌ−Ｚ
ｒ系化合物を再結晶の抑制に有効なサブミクロンサイズ
（０．０５ミクロン以下）で析出させるように条件設定
される。すなわち、ビレットの昇温速度を２００℃／時
以下とすることにより、Ｚｒの析出核の分布がコントロ
ールされ、Ａｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ3 Ｚｒ）がサブミ
クロンサイズで均質に析出する。Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｕの偏
析の均質化及びサブミクロンサイズでのＡｌ−Ｚｒ系化
合物の析出のためには、４２０〜５２０℃×１〜１２時
間の均質化処理が好適である。４２０℃未満の均質化温
度や１時間に達しない保持時間では、主溶質成分の均質
化が十分でなく、押出し中の肌荒れが発生し易く、強度
不足の原因ともなる。他方、保持温度が５２０℃を超え
ると、Ａｌ−Ｚｒ系の析出物が粗大化し、再結晶抑制の
効果を得ることができない。また、２４時間を超える保
持時間では、生産性に支障を来し、コスト的に問題があ
る。均質化処理の保持を終了したビレットは冷却され
る。この冷却過程でＡｌ−Ｃｕ系，Ｚｎ−Ｍｇ系，Ａｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系等の化合物を押出し加工時に再固溶させ
ることが可能な約１μｍ以下のサイズに析出させるた
め、１００℃／時以上の冷却速度で強制空冷する。この
とき、冷却速度が１００℃／時未満であると析出物が粗
大になり、押出し中に肌荒れを発生し易い。
の均質化処理は、ビレット中の主添加成分であるＭｇ，
Ｚｎ，Ｃｕの偏析を均質化し、押出し中に肌荒れが発生
することを防止する。均質化処理によりＭｇ，Ｚｎ，Ｃ
ｕ等が適正なサイズに析出するので、押出し後のプレス
端焼入れも容易になる。また、均質化処理は、Ａｌ−Ｚ
ｒ系化合物を再結晶の抑制に有効なサブミクロンサイズ
（０．０５ミクロン以下）で析出させるように条件設定
される。すなわち、ビレットの昇温速度を２００℃／時
以下とすることにより、Ｚｒの析出核の分布がコントロ
ールされ、Ａｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ3 Ｚｒ）がサブミ
クロンサイズで均質に析出する。Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｕの偏
析の均質化及びサブミクロンサイズでのＡｌ−Ｚｒ系化
合物の析出のためには、４２０〜５２０℃×１〜１２時
間の均質化処理が好適である。４２０℃未満の均質化温
度や１時間に達しない保持時間では、主溶質成分の均質
化が十分でなく、押出し中の肌荒れが発生し易く、強度
不足の原因ともなる。他方、保持温度が５２０℃を超え
ると、Ａｌ−Ｚｒ系の析出物が粗大化し、再結晶抑制の
効果を得ることができない。また、２４時間を超える保
持時間では、生産性に支障を来し、コスト的に問題があ
る。均質化処理の保持を終了したビレットは冷却され
る。この冷却過程でＡｌ−Ｃｕ系，Ｚｎ−Ｍｇ系，Ａｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系等の化合物を押出し加工時に再固溶させ
ることが可能な約１μｍ以下のサイズに析出させるた
め、１００℃／時以上の冷却速度で強制空冷する。この
とき、冷却速度が１００℃／時未満であると析出物が粗
大になり、押出し中に肌荒れを発生し易い。
【００１４】押出し加工：押出しに際して、ビレット
は、昇温速度２００℃／分以上で予熱温度４３０〜５２
０℃に加熱される。このときの加熱手段には、たとえば
インダクションヒーティングを使用した急速加熱が採用
される。昇温速度が２００℃／分未満であると、組織内
でサブミクロンサイズに析出したＡｌ−Ｚｒ系化合物が
粗大化し、再結晶化抑制作用が小さくなる。微細に析出
したＡｌ−Ｚｒ系化合物が分散している状態で押し出す
ためには、比較的低温で短時間の予熱処理、すなわち４
３０〜５２０℃×１分〜１時間の予熱処理を施すことが
好ましい。５２０℃を超える予熱温度では、押出し時の
素材温度が高くなりすぎ、Ａｌ−Ｚｒ系化合物が粗大化
し、押出し時の再結晶抑制効果が損なわれる。また、加
工熱によって素材温度が押出し中に５６５℃を超える虞
れもあり、肌荒れが発生し易くなる。しかし、４３０℃
に達しない予熱温度では押出し圧力が上昇し、押出しが
困難になる。また、押出し中にＺｎ−Ｍｇ系化合物を十
分に固溶させることが重要である。この点、保持時間が
１分に達しない場合や、４３０℃未満の温度では形材の
温度が十分に上がらず、ビレットの冷却時に析出したＺ
ｎ−Ｍｇ系化合物が固溶し切れず、時効処理による強度
向上効果が小さくなる。また、１時間を超える予熱処理
は、経済的でない。
は、昇温速度２００℃／分以上で予熱温度４３０〜５２
０℃に加熱される。このときの加熱手段には、たとえば
インダクションヒーティングを使用した急速加熱が採用
される。昇温速度が２００℃／分未満であると、組織内
でサブミクロンサイズに析出したＡｌ−Ｚｒ系化合物が
粗大化し、再結晶化抑制作用が小さくなる。微細に析出
したＡｌ−Ｚｒ系化合物が分散している状態で押し出す
ためには、比較的低温で短時間の予熱処理、すなわち４
３０〜５２０℃×１分〜１時間の予熱処理を施すことが
好ましい。５２０℃を超える予熱温度では、押出し時の
素材温度が高くなりすぎ、Ａｌ−Ｚｒ系化合物が粗大化
し、押出し時の再結晶抑制効果が損なわれる。また、加
工熱によって素材温度が押出し中に５６５℃を超える虞
れもあり、肌荒れが発生し易くなる。しかし、４３０℃
に達しない予熱温度では押出し圧力が上昇し、押出しが
困難になる。また、押出し中にＺｎ−Ｍｇ系化合物を十
分に固溶させることが重要である。この点、保持時間が
１分に達しない場合や、４３０℃未満の温度では形材の
温度が十分に上がらず、ビレットの冷却時に析出したＺ
ｎ−Ｍｇ系化合物が固溶し切れず、時効処理による強度
向上効果が小さくなる。また、１時間を超える予熱処理
は、経済的でない。
【００１５】押出し直後の形材は、Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｕを
固溶状態で保持するために５００〜５６５℃の温度範囲
に制御することが好ましい。このときの形材温度が５０
０℃未満であると、押出し圧力が上昇し、十分な押出し
速度が得られない。また、本発明に従ったアルミニウム
合金では溶融開始温度を５９５℃以上に設定しているの
で、通常の７０００系合金よりも高温で押し出せる。そ
の分、熱間変形抵抗が小さくなり、押出し速度が上昇す
る。しかし、本発明者等による実験結果から、溶融開始
温度よりも３０℃以下で押し出さないと、押出し形材の
表面が荒れる傾向が顕在化することが解明された。した
がって、押出し直後の形材表面温度の上限を５６５℃に
設定した。５００〜５６５℃の表面温度をもって押し出
されてくる形材は、押出しダイスの出口付近ですぐに強
制冷却され、焼入れされる。このとき、Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃ
ｕ等を過飽和固溶体とするため、強制空冷，水−空気の
混合吹付け，水の吹付け等によって５０℃／分以上の速
度で冷却する。固溶したＺｎ，Ｍｇ，Ｃｕ等は、後続す
る時効処理工程で析出し部材強度を向上させる。５０℃
／分未満の冷却速度では、時効処理前にＭｇ−Ｚｎ系化
合物等の析出が開始され、後の時効処理時に粗大析出物
となり、部材の強度が低下する。このプレス端焼入れ
は、押出し材のＴ６処理における溶体化→水焼入れの効
果を兼ねている。そのため、本発明に従うとき溶体化→
水焼入れの処理が不要になり、押し出された形材をその
まま時効処理することができる。
固溶状態で保持するために５００〜５６５℃の温度範囲
に制御することが好ましい。このときの形材温度が５０
０℃未満であると、押出し圧力が上昇し、十分な押出し
速度が得られない。また、本発明に従ったアルミニウム
合金では溶融開始温度を５９５℃以上に設定しているの
で、通常の７０００系合金よりも高温で押し出せる。そ
の分、熱間変形抵抗が小さくなり、押出し速度が上昇す
る。しかし、本発明者等による実験結果から、溶融開始
温度よりも３０℃以下で押し出さないと、押出し形材の
表面が荒れる傾向が顕在化することが解明された。した
がって、押出し直後の形材表面温度の上限を５６５℃に
設定した。５００〜５６５℃の表面温度をもって押し出
されてくる形材は、押出しダイスの出口付近ですぐに強
制冷却され、焼入れされる。このとき、Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃ
ｕ等を過飽和固溶体とするため、強制空冷，水−空気の
混合吹付け，水の吹付け等によって５０℃／分以上の速
度で冷却する。固溶したＺｎ，Ｍｇ，Ｃｕ等は、後続す
る時効処理工程で析出し部材強度を向上させる。５０℃
／分未満の冷却速度では、時効処理前にＭｇ−Ｚｎ系化
合物等の析出が開始され、後の時効処理時に粗大析出物
となり、部材の強度が低下する。このプレス端焼入れ
は、押出し材のＴ６処理における溶体化→水焼入れの効
果を兼ねている。そのため、本発明に従うとき溶体化→
水焼入れの処理が不要になり、押し出された形材をその
まま時効処理することができる。
【００１６】時効処理：８０〜１１０℃×２〜１２時間
及び１４０〜１８０℃×４〜１２時間の二段時効 時効処理では、押出し加工後のプレス端焼入れ処理で得
た過飽和固溶体にＭｇ−Ｚｎ系化合物を析出硬化させる
ことにより部材強度を向上させる。本発明においては、
１段目で均一微細に析出させ、二段目で強度向上に有効
な中間相に成長させる二段時効によって硬化性を高め
る。時効処理における加熱速度及び冷却速度は、特に制
限されるものではなく、通常の方法で加熱又は冷却され
る。１段目の加熱温度が８０℃未満又は保持時間が２時
間未満では、核生成が不十分となり、二段目の時効で十
分に成長しない。逆に１１０℃を超える加熱温度では、
Ｍｇ−Ｚｎ系化合物が粗大に析出し、二段時効による十
分な硬化が得られない。二段目の加熱温度が１３０℃に
達しないと、１２時間を超える時効処理時間が必要にな
り、生産性が悪くなる。しかし、１８０℃を超える加熱
温度では、析出物が粗大に成長し、時効硬化性が低下す
る。
及び１４０〜１８０℃×４〜１２時間の二段時効 時効処理では、押出し加工後のプレス端焼入れ処理で得
た過飽和固溶体にＭｇ−Ｚｎ系化合物を析出硬化させる
ことにより部材強度を向上させる。本発明においては、
１段目で均一微細に析出させ、二段目で強度向上に有効
な中間相に成長させる二段時効によって硬化性を高め
る。時効処理における加熱速度及び冷却速度は、特に制
限されるものではなく、通常の方法で加熱又は冷却され
る。１段目の加熱温度が８０℃未満又は保持時間が２時
間未満では、核生成が不十分となり、二段目の時効で十
分に成長しない。逆に１１０℃を超える加熱温度では、
Ｍｇ−Ｚｎ系化合物が粗大に析出し、二段時効による十
分な硬化が得られない。二段目の加熱温度が１３０℃に
達しないと、１２時間を超える時効処理時間が必要にな
り、生産性が悪くなる。しかし、１８０℃を超える加熱
温度では、析出物が粗大に成長し、時効硬化性が低下す
る。
【００１７】
【実施例】表１に示す組成をもつ溶湯を脱ガス・脱滓
し、Ｔｉ−Ｂ系の微細化材を添加した後、１時間経過し
た時点で直径２５４ｍｍのビレットに鋳造した。このビ
レットを１００℃／時の加熱速度で昇温し、４７０℃×
１２時間の均質化処理を施し、冷却速度２００℃／時で
強制空冷した。ビレットからサンプルを採取し、溶融開
始温度を示差走査熱量計で測定した。本発明に従ってＴ
（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％Ｍｇ−１８
×％Ｃｕで算出した溶融開始温度の計算値を、実測値と
比較して表１に併せ示す。表１にみられるように、計算
値と実測値との差は０〜２℃であり、回帰分析で求めた
設計上の計算値が実測値と高い一致性を示していること
が判る。
し、Ｔｉ−Ｂ系の微細化材を添加した後、１時間経過し
た時点で直径２５４ｍｍのビレットに鋳造した。このビ
レットを１００℃／時の加熱速度で昇温し、４７０℃×
１２時間の均質化処理を施し、冷却速度２００℃／時で
強制空冷した。ビレットからサンプルを採取し、溶融開
始温度を示差走査熱量計で測定した。本発明に従ってＴ
（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×％Ｍｇ−１８
×％Ｃｕで算出した溶融開始温度の計算値を、実測値と
比較して表１に併せ示す。表１にみられるように、計算
値と実測値との差は０〜２℃であり、回帰分析で求めた
設計上の計算値が実測値と高い一致性を示していること
が判る。
【００１８】
【００１９】得られたビレットを６００ｍｍの長さに切
断し、インダクションヒータで４８０℃に加熱した。こ
のときの加熱速度は、２４０℃／分であった。ビレット
を４８０℃に３分保持した後、図１に示す高さ５０ｍ
ｍ，幅１５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの中空矩形状のホロー材
を押し出した。押出し直後の形材は、表面温度が５２０
〜５６０℃であった。表面温度の変動は、限界押出し速
度が異なることに起因し、押出し速度が大きなものほど
表面温度が高くなっていた。押し出された形材に対し、
押出しダイスの出口付近でファンにより冷気を吹き付け
強制空冷した。このときの冷却速度は、約７０℃／分で
あった。得られた押出し形材に９０℃×８時間＋１５０
℃×８時間の二段時効処理を施した。時効処理後の形材
から材料試験用サンプルを切り出し、引張強さ，０．２
％耐力，伸び等の機械的性質を測定した。また、表面肌
荒れが発生するまで押出し速度を上昇し、その最高速度
を限界押出し速度として測定した。調査結果を表２に示
す。
断し、インダクションヒータで４８０℃に加熱した。こ
のときの加熱速度は、２４０℃／分であった。ビレット
を４８０℃に３分保持した後、図１に示す高さ５０ｍ
ｍ，幅１５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの中空矩形状のホロー材
を押し出した。押出し直後の形材は、表面温度が５２０
〜５６０℃であった。表面温度の変動は、限界押出し速
度が異なることに起因し、押出し速度が大きなものほど
表面温度が高くなっていた。押し出された形材に対し、
押出しダイスの出口付近でファンにより冷気を吹き付け
強制空冷した。このときの冷却速度は、約７０℃／分で
あった。得られた押出し形材に９０℃×８時間＋１５０
℃×８時間の二段時効処理を施した。時効処理後の形材
から材料試験用サンプルを切り出し、引張強さ，０．２
％耐力，伸び等の機械的性質を測定した。また、表面肌
荒れが発生するまで押出し速度を上昇し、その最高速度
を限界押出し速度として測定した。調査結果を表２に示
す。
【００２０】
【００２１】表２にみられるように、本発明に従った試
験番号１〜４では、引張強さが４３０Ｎ／ｍｍ2 以上，
０．２％耐力が３８０Ｎ／ｍｍ2 以上と機械的特性に優
れ、且つ限界押出し速度８ｍ／分以上の高速押出しが可
能であった。これに対し、試験番号５ではＺｎ含有量が
少ないことから強度が不足し、試験番号６ではＭｇ含有
量が少ないことから強度が不足していた。試験番号７で
は、Ｃｒ，Ｍｎ添加で押出し圧力が上り、押出し速度を
上げることができず、途中で押出しを中止した。試験番
号８は、Ｍｇ含有量が多いため溶融開始温度が低く、表
面肌荒れが発生し易く、また押出し圧力も増加した。そ
のため。押出し速度を上げることができなかった。試験
番号９は、Ｚｎ含有量が多いため溶融開始温度が低く、
表面肌荒れとなるため押出し速度が不十分であった。試
験番号１０は、Ｚｒ無添加のため押出し時に再結晶が発
達し、強度が不足していた。試験番号１１は、Ｃｕ含有
量が多いため溶融開始温度が低く、形材表面が肌荒れ
し、十分な押出し速度が得られなかった。試験番号１２
は、Ｃｒ，Ｍｎが添加されていることから押出し圧力が
高く、押出し速度を上げることができず、途中で押出し
を中止した。
験番号１〜４では、引張強さが４３０Ｎ／ｍｍ2 以上，
０．２％耐力が３８０Ｎ／ｍｍ2 以上と機械的特性に優
れ、且つ限界押出し速度８ｍ／分以上の高速押出しが可
能であった。これに対し、試験番号５ではＺｎ含有量が
少ないことから強度が不足し、試験番号６ではＭｇ含有
量が少ないことから強度が不足していた。試験番号７で
は、Ｃｒ，Ｍｎ添加で押出し圧力が上り、押出し速度を
上げることができず、途中で押出しを中止した。試験番
号８は、Ｍｇ含有量が多いため溶融開始温度が低く、表
面肌荒れが発生し易く、また押出し圧力も増加した。そ
のため。押出し速度を上げることができなかった。試験
番号９は、Ｚｎ含有量が多いため溶融開始温度が低く、
表面肌荒れとなるため押出し速度が不十分であった。試
験番号１０は、Ｚｒ無添加のため押出し時に再結晶が発
達し、強度が不足していた。試験番号１１は、Ｃｕ含有
量が多いため溶融開始温度が低く、形材表面が肌荒れ
し、十分な押出し速度が得られなかった。試験番号１２
は、Ｃｒ，Ｍｎが添加されていることから押出し圧力が
高く、押出し速度を上げることができず、途中で押出し
を中止した。
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のＡｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材は、各合金成分の組成を調
整すると共に、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１
７×％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔ
が５９５℃以上となるように合金設計し、鋳造条件，ビ
レットの均質化処理条件，押出し条件及び時効条件を適
切に調整することにより、鋼材ＳＳ４９０並の構造材が
得られる。そのため、同じ形状で鋼材に替えてアルミ材
を使用でき、各種機器，構造体の大幅な軽量化が可能と
なる。また、押出し直後にプレス端焼入れすることによ
り、押出し材の溶体化及びその後の水焼入れ工程が省略
され、製造コストの低減が図られる。
Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材は、各合金成分の組成を調
整すると共に、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１
７×％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔ
が５９５℃以上となるように合金設計し、鋳造条件，ビ
レットの均質化処理条件，押出し条件及び時効条件を適
切に調整することにより、鋼材ＳＳ４９０並の構造材が
得られる。そのため、同じ形状で鋼材に替えてアルミ材
を使用でき、各種機器，構造体の大幅な軽量化が可能と
なる。また、押出し直後にプレス端焼入れすることによ
り、押出し材の溶体化及びその後の水焼入れ工程が省略
され、製造コストの低減が図られる。
【図１】 本発明実施例で得られた押出し形材
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 神尾 一 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｚｎ：６．０〜７．０重量％，Ｍｇ：
０．９〜１．３重量％，Ｃｕ：０．１〜０．４重量％，
Ｓｉ：０．０５〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．４
重量％，Ｚｒ：０．０５〜０．２５重量％，Ｔｉ：０．
００５〜０．１重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量
％を含み、Ｔ（℃）＝６５１−４．５×％Ｚｎ−１７×
％Ｍｇ−１８×％Ｃｕで定義される溶融開始温度Ｔが５
９５℃以上となるように成分設計された組成をもち、鋳
塊の均質化処理中に析出するＡｌ−Ｚｒ系化合物が０．
０５μｍ以下のサイズに規制されている押出し性に優れ
た構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形
材。 - 【請求項２】 請求項１記載の組成をもつＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金を微細化剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造
し、加熱速度２００℃／時以下，高温保持４２０〜５２
０℃×１〜２４時間、冷却速度１００℃／時以上の均質
化処理を施し、加熱速度２００℃／分以上，予熱４３０
〜５２０℃×１分〜１時間，押出し直後の形材表面温度
５００〜５６５℃，プレス端焼入れの形材冷却速度５０
℃／分以上の条件下で押出し、次いで８０〜１１０℃×
２〜１２時間及び１４０〜１８０℃×４〜１２時間の二
段時効を施す構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金
押出し形材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8146597A JPH09310141A (ja) | 1996-05-16 | 1996-05-16 | 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8146597A JPH09310141A (ja) | 1996-05-16 | 1996-05-16 | 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09310141A true JPH09310141A (ja) | 1997-12-02 |
Family
ID=15411329
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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