JPH10306338A - 強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材およびその製造方法 - Google Patents
強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材およびその製造方法Info
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- JPH10306338A JPH10306338A JP12495697A JP12495697A JPH10306338A JP H10306338 A JPH10306338 A JP H10306338A JP 12495697 A JP12495697 A JP 12495697A JP 12495697 A JP12495697 A JP 12495697A JP H10306338 A JPH10306338 A JP H10306338A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度、耐食性に優れ、実機ベースでの製造が
可能なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金中
空押出材が提供される。当該中空押出材は、自動車など
輸送機器の構造体として有用である。 【解決手段】 Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9〜1.6 ％、
Ｃｕ:1.2〜2.5 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃ
ｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.
7 、2 ≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ％≦
（Ｃｕ％/2) ＋0.6を満足するＳｉ、ＭｇおよびＣｕを
含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、不純物とし
てのＭｎを0.05％以下に制限し、残部Ａｌと不可避的不
純物からなる組成を有し、ポートホールダイスまたはス
パイダダイスでの押出により形成される溶着部について
押出方向と直角方向に引張試験を行った場合、溶着部以
外の部分で破断する。
可能なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金中
空押出材が提供される。当該中空押出材は、自動車など
輸送機器の構造体として有用である。 【解決手段】 Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9〜1.6 ％、
Ｃｕ:1.2〜2.5 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃ
ｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.
7 、2 ≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ％≦
（Ｃｕ％/2) ＋0.6を満足するＳｉ、ＭｇおよびＣｕを
含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、不純物とし
てのＭｎを0.05％以下に制限し、残部Ａｌと不可避的不
純物からなる組成を有し、ポートホールダイスまたはス
パイダダイスでの押出により形成される溶着部について
押出方向と直角方向に引張試験を行った場合、溶着部以
外の部分で破断する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強度と耐食性に優れた
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材、とくに輸送
機器の構造体として好適に使用されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金中空押出材、およびその製造方法に関す
る。
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材、とくに輸送
機器の構造体として好適に使用されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金中空押出材、およびその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車その他の輸送機器の構造体に要求
される性能としては、1)強度、2)耐食性、3)破壊力学特
性( 耐疲労亀裂伝播、破壊靭性など) などが挙げられ、
最近の材料の開発動向としては、強度だけでなく、材料
の製造から部材の組立、運用も含めた総合的な評価が行
われている。
される性能としては、1)強度、2)耐食性、3)破壊力学特
性( 耐疲労亀裂伝播、破壊靭性など) などが挙げられ、
最近の材料の開発動向としては、強度だけでなく、材料
の製造から部材の組立、運用も含めた総合的な評価が行
われている。
【０００３】高強度アルミニウム合金としては、従来か
らＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系（2000系) あるいはＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系（7000系) のアルミニウム合金が知られて
いるが、これらの合金は強度面では優れているものの加
工性、耐食性が必ずしも十分ではない。また、押出性が
劣り、押出時に熱間割れが生じるため押出速度を、例え
ば1m/min以下のしなければならず、製造原価を増大させ
る原因となっている。また、ポートホールダイスやスパ
イダダイスを用いて中空形状に押し出す場合には、さら
に押出性がわるく、押出圧力の低い実機押出機による押
出成形は困難であり、そのためソリッド形状のものを組
合わせて中空状の構造材とするなど、適用範囲が限定さ
れている。
らＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系（2000系) あるいはＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系（7000系) のアルミニウム合金が知られて
いるが、これらの合金は強度面では優れているものの加
工性、耐食性が必ずしも十分ではない。また、押出性が
劣り、押出時に熱間割れが生じるため押出速度を、例え
ば1m/min以下のしなければならず、製造原価を増大させ
る原因となっている。また、ポートホールダイスやスパ
イダダイスを用いて中空形状に押し出す場合には、さら
に押出性がわるく、押出圧力の低い実機押出機による押
出成形は困難であり、そのためソリッド形状のものを組
合わせて中空状の構造材とするなど、適用範囲が限定さ
れている。
【０００４】一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（6000系) のア
ルミニウム合金は、一般的に、強度面では上記高強度ア
ルミニウム合金に劣るが、耐食性や押出加工性の面で優
れており、速い速度での押出加工が可能で、製造原価も
低減でき、ポートホールダイスやスパイダダイスを用い
て中空形状に押出加工することも一般的に行われてい
る。このことから6000系合金と同等の押出加工性をそな
えた高強度アルミニウム合金を得るために、6000系アル
ミニウム合金の強度特性を改良して2000系、7000系合金
と同等の強度を得ようとする試みが行われており、従来
の6061合金より高強度が得られる6013合金、6056合金、
6082合金などが開発されている。
ルミニウム合金は、一般的に、強度面では上記高強度ア
ルミニウム合金に劣るが、耐食性や押出加工性の面で優
れており、速い速度での押出加工が可能で、製造原価も
低減でき、ポートホールダイスやスパイダダイスを用い
て中空形状に押出加工することも一般的に行われてい
る。このことから6000系合金と同等の押出加工性をそな
えた高強度アルミニウム合金を得るために、6000系アル
ミニウム合金の強度特性を改良して2000系、7000系合金
と同等の強度を得ようとする試みが行われており、従来
の6061合金より高強度が得られる6013合金、6056合金、
6082合金などが開発されている。
【０００５】自動車、車両、航空機などの輸送機器の構
造体は、優れた強度特性を要求されることは勿論である
が、使用中に厳しい腐食環境に曝されることがあるため
耐食性に優れ腐食環境下で疲労破壊などを生じないもの
でなければならない。従って構造体用材料は、これらの
特性をバランス良く具備していることが必要である。ま
た、これらの特性については、技術の高度化により僅か
の差異でも無視できない重要性を持つ場合もあり、いず
れかの特性が少しでも劣ると材料としての総合的な評価
が得られない。このような観点から上記の6000系アルミ
ニウム合金をみた場合、とくに輸送機器用構造体の材料
として適用する場合、必ずしも満足すべき性能をそなえ
ているとはいえない。
造体は、優れた強度特性を要求されることは勿論である
が、使用中に厳しい腐食環境に曝されることがあるため
耐食性に優れ腐食環境下で疲労破壊などを生じないもの
でなければならない。従って構造体用材料は、これらの
特性をバランス良く具備していることが必要である。ま
た、これらの特性については、技術の高度化により僅か
の差異でも無視できない重要性を持つ場合もあり、いず
れかの特性が少しでも劣ると材料としての総合的な評価
が得られない。このような観点から上記の6000系アルミ
ニウム合金をみた場合、とくに輸送機器用構造体の材料
として適用する場合、必ずしも満足すべき性能をそなえ
ているとはいえない。
【０００６】発明者の１人は、本発明の発明者以外の発
明者と共同で、先に、6000系アルミニウム合金の特性の
改良を目的として、Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9〜1.5
％、Ｃｕ:1.2〜2.4 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％
＋Ｃｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7×Ｓｉ％、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ
％≦（Ｃｕ％/2）＋0.6 を満足するＳｉ、ＭｇおよびＣ
ｕを含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、且つ不
純物としてのＭｎを0.05％以下の制限し、残部アルミニ
ウムと不可避的不純物からなる組成を有し、輸送機器の
外板や構造材として好適な耐食性に優れた高強度アルミ
ニウム合金を提案した。( 特開平8-269608号公報)
明者と共同で、先に、6000系アルミニウム合金の特性の
改良を目的として、Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9〜1.5
％、Ｃｕ:1.2〜2.4 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％
＋Ｃｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7×Ｓｉ％、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ
％≦（Ｃｕ％/2）＋0.6 を満足するＳｉ、ＭｇおよびＣ
ｕを含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、且つ不
純物としてのＭｎを0.05％以下の制限し、残部アルミニ
ウムと不可避的不純物からなる組成を有し、輸送機器の
外板や構造材として好適な耐食性に優れた高強度アルミ
ニウム合金を提案した。( 特開平8-269608号公報)
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記提案さ
れた高強度アルミニウム合金の押出特性について実験、
検討を加えた結果、当該アルミニウム合金の成分組成を
さらに特定し、好ましくは特定の押出条件を適用するこ
とにより、2000系合金、7000系合金では困難であった中
空押出材の製造を容易に行うことができることを見出し
たことに基づいてなされたものであり、その目的は、20
00系合金、7000系合金と同等の強度をそなえ、6000系合
金と同等の耐食性を有し、実機ベース、実生産ベースの
速度での製造を安定して行うことができる強度と耐食性
に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材およ
びその製造方法を提供することにある。
れた高強度アルミニウム合金の押出特性について実験、
検討を加えた結果、当該アルミニウム合金の成分組成を
さらに特定し、好ましくは特定の押出条件を適用するこ
とにより、2000系合金、7000系合金では困難であった中
空押出材の製造を容易に行うことができることを見出し
たことに基づいてなされたものであり、その目的は、20
00系合金、7000系合金と同等の強度をそなえ、6000系合
金と同等の耐食性を有し、実機ベース、実生産ベースの
速度での製造を安定して行うことができる強度と耐食性
に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材およ
びその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金中空材は、Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9
〜1.6 ％、Ｃｕ:1.2〜2.5 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋
Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋
Ｓｉ％≦2.7 、2 ≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦
Ｍｇ％≦（Ｃｕ％/2）＋0.6 を満足するＳｉ、Ｍｇおよ
びＣｕを含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、且
つ不純物としてのＭｎを0.05％以下の制限し、残部アル
ミニウムと不可避的不純物からなる組成を有する中空断
面の押出材であって、押出により形成される中空断面内
の溶着部について押出方向と直角方向に引張試験を行っ
た場合に溶着部以外の部分で破断することを第１の特徴
とし、上記のアルミニウム合金が、さらにＺｎ:0.03 〜
2.0 ％を含有することを第２の特徴とする。
めの本発明による強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金中空材は、Ｓｉ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.9
〜1.6 ％、Ｃｕ:1.2〜2.5 ％で、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋
Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋
Ｓｉ％≦2.7 、2 ≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦
Ｍｇ％≦（Ｃｕ％/2）＋0.6 を満足するＳｉ、Ｍｇおよ
びＣｕを含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.4 ％を含み、且
つ不純物としてのＭｎを0.05％以下の制限し、残部アル
ミニウムと不可避的不純物からなる組成を有する中空断
面の押出材であって、押出により形成される中空断面内
の溶着部について押出方向と直角方向に引張試験を行っ
た場合に溶着部以外の部分で破断することを第１の特徴
とし、上記のアルミニウム合金が、さらにＺｎ:0.03 〜
2.0 ％を含有することを第２の特徴とする。
【０００９】本発明による強度と耐食性に優れたＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法は、上記
の組成を有するアルミニウム合金のビレットを、500 ℃
以上融点未満の温度で均質化処理した後、押出時のビレ
ット温度をＴ( ℃) 、押出速度をＶ(m/min) とした場
合、押出時のビレット温度Ｔが350 〜550 ℃の範囲にお
いて、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の
条件を満足する押出速度で、ポートホールダイスまたは
スパイダダイスを用いて中空断面に熱間押出成形を行う
ことを第１の特徴とし、熱間押出成形後、5 ℃/s以上の
昇温速度で500 〜580 ℃の温度域に加熱、保持する溶体
化処理を行い、ついで10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以
下の温度まで冷却する焼入処理を行った後、170 〜200
℃で2 〜24h の熱処理を施すことを第２の特徴とする。
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法は、上記
の組成を有するアルミニウム合金のビレットを、500 ℃
以上融点未満の温度で均質化処理した後、押出時のビレ
ット温度をＴ( ℃) 、押出速度をＶ(m/min) とした場
合、押出時のビレット温度Ｔが350 〜550 ℃の範囲にお
いて、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の
条件を満足する押出速度で、ポートホールダイスまたは
スパイダダイスを用いて中空断面に熱間押出成形を行う
ことを第１の特徴とし、熱間押出成形後、5 ℃/s以上の
昇温速度で500 〜580 ℃の温度域に加熱、保持する溶体
化処理を行い、ついで10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以
下の温度まで冷却する焼入処理を行った後、170 〜200
℃で2 〜24h の熱処理を施すことを第２の特徴とする。
【００１０】また、上記の組成を有するアルミニウム合
金のビレットを500 ℃以上融点未満の温度で均質化処理
した後、押出時のビレット温度をＴ( ℃) 、押出速度を
Ｖ(m/min) とした場合、押出時のビレット温度Ｔを350
〜550 ℃の温度範囲として、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31および
Ｖ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する押出速度で、ポー
トホールダイスまたはスパイダダイスを用いて中空断面
に熱間押出成形し、押出し直後の押出材を10℃/s以上の
冷却速度で100 ℃以下の温度まで冷却する焼入処理を行
った後、170 〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施すことを
第３の特徴とする。
金のビレットを500 ℃以上融点未満の温度で均質化処理
した後、押出時のビレット温度をＴ( ℃) 、押出速度を
Ｖ(m/min) とした場合、押出時のビレット温度Ｔを350
〜550 ℃の温度範囲として、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31および
Ｖ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する押出速度で、ポー
トホールダイスまたはスパイダダイスを用いて中空断面
に熱間押出成形し、押出し直後の押出材を10℃/s以上の
冷却速度で100 ℃以下の温度まで冷却する焼入処理を行
った後、170 〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施すことを
第３の特徴とする。
【００１１】本発明のアルミニウム合金における各成分
添加の意義および限定理由について説明すると、Ｓｉは
Ｍｇと共存して微細な金属間化合物Ｍｇ2 Ｓｉを形成し
て合金の強度を高める。Ｓｉの含有量が0.5 ％未満では
十分な強度が得られず、1.5％を越えて含有すると合金
の耐食性が低下する。従ってＳｉの含有範囲は0.5 〜1.
5 ％が好ましい。より好ましくは0.7 〜1.2 ％の範囲と
する。
添加の意義および限定理由について説明すると、Ｓｉは
Ｍｇと共存して微細な金属間化合物Ｍｇ2 Ｓｉを形成し
て合金の強度を高める。Ｓｉの含有量が0.5 ％未満では
十分な強度が得られず、1.5％を越えて含有すると合金
の耐食性が低下する。従ってＳｉの含有範囲は0.5 〜1.
5 ％が好ましい。より好ましくは0.7 〜1.2 ％の範囲と
する。
【００１２】ＭｇはＳｉと共存してＭｇ2 Ｓｉを析出さ
せ、またＣｕと共存して化合物ＣｕＭｇＡｌ2 を微細析
出させることにより合金の強度を向上させる。Ｍｇの含
有量が0.9 ％未満では十分な効果が得られず、1.6 ％を
越えると耐食性が低下する。従ってＭｇの含有範囲は0.
9 〜1.6 ％が好ましい。より好ましくは1.0 〜1.2 ％の
範囲とする。
せ、またＣｕと共存して化合物ＣｕＭｇＡｌ2 を微細析
出させることにより合金の強度を向上させる。Ｍｇの含
有量が0.9 ％未満では十分な効果が得られず、1.6 ％を
越えると耐食性が低下する。従ってＭｇの含有範囲は0.
9 〜1.6 ％が好ましい。より好ましくは1.0 〜1.2 ％の
範囲とする。
【００１３】ＣｕはＳｉ、Ｍｇと同様、合金の強度向上
に寄与する元素である。含有量が1.2 ％未満では効果が
十分でなく、2.5 ％を越えて含有すると合金の耐食性が
低下し、押出時の変形抵抗が高くなり中空押出において
押し詰まりが生じ易い。従ってＣｕの含有範囲は1.2 〜
2.5 ％が好ましい。より好ましくは1.5 〜2.0 ％の範囲
とする。Ｃｒは、合金の組織を微細化して成形性を向上
させるとともに、耐食性向上に寄与する。好ましい含有
範囲は0.02〜0.4 ％で、0.02％未満ではその効果が十分
でなく、0.4 ％を越えると粗大な金属間化合物が形成し
易くなり成形性が低下する。
に寄与する元素である。含有量が1.2 ％未満では効果が
十分でなく、2.5 ％を越えて含有すると合金の耐食性が
低下し、押出時の変形抵抗が高くなり中空押出において
押し詰まりが生じ易い。従ってＣｕの含有範囲は1.2 〜
2.5 ％が好ましい。より好ましくは1.5 〜2.0 ％の範囲
とする。Ｃｒは、合金の組織を微細化して成形性を向上
させるとともに、耐食性向上に寄与する。好ましい含有
範囲は0.02〜0.4 ％で、0.02％未満ではその効果が十分
でなく、0.4 ％を越えると粗大な金属間化合物が形成し
易くなり成形性が低下する。
【００１４】Ｍｎは、結晶粒を微細にして合金強度を向
上させるが、Ｍｎ系の金属間化合物が生成し、このＭｎ
系化合物が孔食の起点となって腐食を促進するから、本
発明においては、Ｍｎを0.05％以下、好ましくは0.02％
以下、さらに好ましくは0.01％以下に制限することが重
要である。
上させるが、Ｍｎ系の金属間化合物が生成し、このＭｎ
系化合物が孔食の起点となって腐食を促進するから、本
発明においては、Ｍｎを0.05％以下、好ましくは0.02％
以下、さらに好ましくは0.01％以下に制限することが重
要である。
【００１５】本発明は、上記のように、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃ
ｕを必須成分として含有するものであるが、これらの成
分については、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦
4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.7 、2
≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％
/2）＋0.6 を満足することが必須の要件となり、この条
件で合金材料の耐食性を低下させることなく、合金に強
度、中空押出材の製造を可能とする押出成形性を与える
金属間化合物の好ましい分散状態が得られる。Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｃｕの合計含有量が3 ％未満では化合物の好ましい
分散が得難く、4 ％を越えると合金の耐食性を劣化させ
る。また、ＭｇとＳｉの量的関係をＭｇ％≦1.7 ×Ｓｉ
％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.7 、ＳｉとＣｕの量的関係を2
≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、ＭｇとＣｕの量的関係をＣｕ
％/2≦Ｍｇ≦（Ｃｕ％/2) ＋0.6とすることによって、
金属間化合物の生成量、分布状態が制御され、合金にバ
ランスの良い強度特性、押出加工性、耐食性を与えるこ
とができる。
ｕを必須成分として含有するものであるが、これらの成
分については、条件式、3 ≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦
4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.7 、2
≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％
/2）＋0.6 を満足することが必須の要件となり、この条
件で合金材料の耐食性を低下させることなく、合金に強
度、中空押出材の製造を可能とする押出成形性を与える
金属間化合物の好ましい分散状態が得られる。Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｃｕの合計含有量が3 ％未満では化合物の好ましい
分散が得難く、4 ％を越えると合金の耐食性を劣化させ
る。また、ＭｇとＳｉの量的関係をＭｇ％≦1.7 ×Ｓｉ
％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.7 、ＳｉとＣｕの量的関係を2
≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5 、ＭｇとＣｕの量的関係をＣｕ
％/2≦Ｍｇ≦（Ｃｕ％/2) ＋0.6とすることによって、
金属間化合物の生成量、分布状態が制御され、合金にバ
ランスの良い強度特性、押出加工性、耐食性を与えるこ
とができる。
【００１６】選択成分として添加するＺｎは、金属間化
合物を形成して、合金の結晶粒度を微細にするとともに
合金の強度を向上させる。好ましい添加量は0.03〜2.0
％である。Ｚｎの添加量が下限未満ではその効果が小さ
く、上限をこえて添加されると、粗大な金属間化合物の
生成が増加し、成形性、耐食性が劣化する。なお、本発
明においては、通常のアルミニウム合金と同様、鋳造組
織を微細化して鋳塊割れを防ぎ、成形性を向上させるた
めに、0.005 〜0.1 ％のＴｉ、1 〜50ppm のＢを添加し
ても、本発明の特性に影響することはない。
合物を形成して、合金の結晶粒度を微細にするとともに
合金の強度を向上させる。好ましい添加量は0.03〜2.0
％である。Ｚｎの添加量が下限未満ではその効果が小さ
く、上限をこえて添加されると、粗大な金属間化合物の
生成が増加し、成形性、耐食性が劣化する。なお、本発
明においては、通常のアルミニウム合金と同様、鋳造組
織を微細化して鋳塊割れを防ぎ、成形性を向上させるた
めに、0.005 〜0.1 ％のＴｉ、1 〜50ppm のＢを添加し
ても、本発明の特性に影響することはない。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明のアルミニウム合金中空押
出材の好ましい製造方法について説明すると、上記組成
のアルミニウム合金の溶湯を、例えば半連続鋳造により
造塊し、得られた押出用ビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理する。均質化処理温度が500 ℃未満
では、鋳塊偏析の除去が十分でなく、強度に寄与するＭ
ｇ2 Ｓｉ化合物やＣｕの固溶が不十分となり、強度およ
び伸びが低くなる。
出材の好ましい製造方法について説明すると、上記組成
のアルミニウム合金の溶湯を、例えば半連続鋳造により
造塊し、得られた押出用ビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理する。均質化処理温度が500 ℃未満
では、鋳塊偏析の除去が十分でなく、強度に寄与するＭ
ｇ2 Ｓｉ化合物やＣｕの固溶が不十分となり、強度およ
び伸びが低くなる。
【００１８】ついで、押出時のビレット温度Ｔ( ℃) を
350 〜550 ℃として、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31およびＶ≦-
(1/9)×Ｔ＋60（但し、Ｖ：押出速度（m/min)) の条件
を満足する押出速度で、ポートホールダイスまたはスパ
イダダイスを用いて中空断面に熱間押出成形を行う。押
出速度が上記の条件を満足しない場合は、押出機の圧力
限界に達して押し詰まりが生じたり、押出材に割れが生
じ易くなる。
350 〜550 ℃として、Ｖ≦(1/12)×Ｔ−31およびＶ≦-
(1/9)×Ｔ＋60（但し、Ｖ：押出速度（m/min)) の条件
を満足する押出速度で、ポートホールダイスまたはスパ
イダダイスを用いて中空断面に熱間押出成形を行う。押
出速度が上記の条件を満足しない場合は、押出機の圧力
限界に達して押し詰まりが生じたり、押出材に割れが生
じ易くなる。
【００１９】熱間押出成形後、5 ℃/s以上の昇温速度で
500 〜580 ℃の温度域に加熱、保持する溶体化処理を行
い、ついで10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以下の温度ま
で冷却する焼入処理を行った後、170 〜200 ℃で2 〜24
h の熱処理を施す。溶体化処理における昇温速度が5 ℃
/s未満では結晶粒が粗大化し易くＴ６処理後の伸びが低
下する。保持温度が500 ℃未満では、析出物の固溶が不
十分となり強度および伸びが低くなる。580 ℃を越える
と、局部的な共晶融解により伸びが低下する。焼入れ処
理時の冷却速度が10℃/s未満では、化合物が望ましくな
い分布状態に析出して延性が低下し、耐食性、強度、伸
びを害する。
500 〜580 ℃の温度域に加熱、保持する溶体化処理を行
い、ついで10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以下の温度ま
で冷却する焼入処理を行った後、170 〜200 ℃で2 〜24
h の熱処理を施す。溶体化処理における昇温速度が5 ℃
/s未満では結晶粒が粗大化し易くＴ６処理後の伸びが低
下する。保持温度が500 ℃未満では、析出物の固溶が不
十分となり強度および伸びが低くなる。580 ℃を越える
と、局部的な共晶融解により伸びが低下する。焼入れ処
理時の冷却速度が10℃/s未満では、化合物が望ましくな
い分布状態に析出して延性が低下し、耐食性、強度、伸
びを害する。
【００２０】本発明のアルミニウム合金材料は、焼入れ
後室温時効した状態（Ｔ４調質）でも優れた伸びをそな
えているが、好ましくは、焼入れ後に引張矯正を行い、
170〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施す。熱処理温度が1
70 ℃未満では、所望の性能を得るために長時間の熱処
理が必要となるから工業生産上好ましくなく、200 ℃を
越える温度での熱処理は強度を低下させる。熱処理時間
が2h未満では十分な強度が得られず、24ｈを越えると強
度が低下し始める。
後室温時効した状態（Ｔ４調質）でも優れた伸びをそな
えているが、好ましくは、焼入れ後に引張矯正を行い、
170〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施す。熱処理温度が1
70 ℃未満では、所望の性能を得るために長時間の熱処
理が必要となるから工業生産上好ましくなく、200 ℃を
越える温度での熱処理は強度を低下させる。熱処理時間
が2h未満では十分な強度が得られず、24ｈを越えると強
度が低下し始める。
【００２１】本発明においては、また、上記の組成を有
するアルミニウム合金のビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理した後、押出時のビレット温度Ｔ
（℃）を350 〜550 ℃の範囲の温度とし、Ｖ≦(1/12)×
Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する押出
速度（m/min)で、ポートホールダイスまたはスパイダダ
イスを用いて中空断面に熱間押出成形し、ダイクエンチ
と適用して押出し直後の中空押出材を10℃/s以上の冷却
速度で100 ℃以下の温度まで冷却する焼入処理を行った
後、170 〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施すことによっ
ても本発明所期の特性を有する中空押出材を得ることが
できる。
するアルミニウム合金のビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理した後、押出時のビレット温度Ｔ
（℃）を350 〜550 ℃の範囲の温度とし、Ｖ≦(1/12)×
Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する押出
速度（m/min)で、ポートホールダイスまたはスパイダダ
イスを用いて中空断面に熱間押出成形し、ダイクエンチ
と適用して押出し直後の中空押出材を10℃/s以上の冷却
速度で100 ℃以下の温度まで冷却する焼入処理を行った
後、170 〜200 ℃で2 〜24h の熱処理を施すことによっ
ても本発明所期の特性を有する中空押出材を得ることが
できる。
【００２２】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１ 半連続鋳造により表１に示すアルミニウム合金のビレッ
ト( 径:254mm) を製造し、このビレットを525 ℃の温度
で8hの均質化処理した後、ビレットの加熱温度を480
℃、押出速度を3m/minとして、ポートホールダイスを用
いて中空断面形状に熱間押出成形( 押出時の最高荷重26
MN、押出比55) を行った。押出断面の形状は、断面
「日」字形とし、幅140mm 、高さ75mm、肉厚2mm 、２つ
の中空部の内側寸法はそれぞれ幅67mm×高さ71mm、コー
ナー部のＲは2mm のものとした。この中空押出材には、
上記２つの角筒状中空部の各壁部の中央部（それぞれ４
か所）に形成される。
明する。 実施例１ 半連続鋳造により表１に示すアルミニウム合金のビレッ
ト( 径:254mm) を製造し、このビレットを525 ℃の温度
で8hの均質化処理した後、ビレットの加熱温度を480
℃、押出速度を3m/minとして、ポートホールダイスを用
いて中空断面形状に熱間押出成形( 押出時の最高荷重26
MN、押出比55) を行った。押出断面の形状は、断面
「日」字形とし、幅140mm 、高さ75mm、肉厚2mm 、２つ
の中空部の内側寸法はそれぞれ幅67mm×高さ71mm、コー
ナー部のＲは2mm のものとした。この中空押出材には、
上記２つの角筒状中空部の各壁部の中央部（それぞれ４
か所）に形成される。
【００２３】ついで、中空押出材を530 ℃の温度で10分
の溶体化処理後、水冷により焼入処理し、さらに180 ℃
で6hの焼戻しのための熱処理を行いＴ６調質材とした。
得られた中空押出材について、引張試験を行って引張性
能( 引張強さ( σB ) 、耐力( σ0. 2)、伸び( δ) ）を
測定し、粒界腐食試験を行った。粒界腐食試験はJISW 1
103に従い、中空押出材を洗浄後、ＮａＣｌ57g と30％
Ｈ2 Ｏ2 を水で１ｌに調整した30℃の試験液に6 時間浸
漬した後、腐食減量を測定した。試験結果を表２に示
す。
の溶体化処理後、水冷により焼入処理し、さらに180 ℃
で6hの焼戻しのための熱処理を行いＴ６調質材とした。
得られた中空押出材について、引張試験を行って引張性
能( 引張強さ( σB ) 、耐力( σ0. 2)、伸び( δ) ）を
測定し、粒界腐食試験を行った。粒界腐食試験はJISW 1
103に従い、中空押出材を洗浄後、ＮａＣｌ57g と30％
Ｈ2 Ｏ2 を水で１ｌに調整した30℃の試験液に6 時間浸
漬した後、腐食減量を測定した。試験結果を表２に示
す。
【００２４】表２にみられるように、本発明に従う試験
材はいずれも、優れた引張性能および耐食性を示す。中
空断面内の溶着部（前記角筒状中空部の各壁部）には溶
着線が観察されず良好な溶着状態を示していた。溶着部
について押出方向と直角方向の引張試験を行ったが、溶
着部で破断することがなく、溶着部は材料の強度より高
い優れた強度を有していた。
材はいずれも、優れた引張性能および耐食性を示す。中
空断面内の溶着部（前記角筒状中空部の各壁部）には溶
着線が観察されず良好な溶着状態を示していた。溶着部
について押出方向と直角方向の引張試験を行ったが、溶
着部で破断することがなく、溶着部は材料の強度より高
い優れた強度を有していた。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】比較例１ 実施例１と同一の工程、条件に従い、均質化処理後、ポ
ートホールダイスを用い、2024合金、2014合金および70
75合金について中空断面形状への熱間押出を行ったが、
押し詰まりが生じ、中空押出材を得ることができなかっ
た。
ートホールダイスを用い、2024合金、2014合金および70
75合金について中空断面形状への熱間押出を行ったが、
押し詰まりが生じ、中空押出材を得ることができなかっ
た。
【００２８】比較例２ 実施例１と同一の工程、条件に従い、表３に示す組成の
アルミニウム合金について中空押出材を製造し、実施例
１と同様にして引張試験および粒界腐食試験を行った。
結果を表４に示す。なお、表３において、本発明の条件
を外れるものには下線を付した。
アルミニウム合金について中空押出材を製造し、実施例
１と同様にして引張試験および粒界腐食試験を行った。
結果を表４に示す。なお、表３において、本発明の条件
を外れるものには下線を付した。
【００２９】
【表３】 《表注》合金No.5はSi+Mg+Cu＞4 、合金No.6はSi+Mg+Cu
＜3 合金No.7はMg＞1.7 ×Si、合金No.8はCu/2＜Mg、合金N
o.9はMg＞(Cu/2)+0.6
＜3 合金No.7はMg＞1.7 ×Si、合金No.8はCu/2＜Mg、合金N
o.9はMg＞(Cu/2)+0.6
【００３０】
【表４】
【００３１】表４にみられるように、本発明の合金組成
の限界および条件式を外れるものは、強度、成形性、あ
るいは耐食性が劣っている。合金材No.5は、Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｃｕの合計量が4 を越えるため、耐食性がわるい。
合金材No.6はＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が3 未満のため
強度が低い。合金材No.7は、ＭｇとＳｉの関係式を満足
しないため、また合金材No.8〜9 はＭｇとＣｕとの関係
式を満足しないため耐食性が劣る。試験材No.10 はＣｕ
量が少なく、合金材No.11 はＭｎ量が限界値を越え、試
験材No.12 はＺｎを多く含有するため、いずれも耐食性
が劣っている。
の限界および条件式を外れるものは、強度、成形性、あ
るいは耐食性が劣っている。合金材No.5は、Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｃｕの合計量が4 を越えるため、耐食性がわるい。
合金材No.6はＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕの合計量が3 未満のため
強度が低い。合金材No.7は、ＭｇとＳｉの関係式を満足
しないため、また合金材No.8〜9 はＭｇとＣｕとの関係
式を満足しないため耐食性が劣る。試験材No.10 はＣｕ
量が少なく、合金材No.11 はＭｎ量が限界値を越え、試
験材No.12 はＺｎを多く含有するため、いずれも耐食性
が劣っている。
【００３２】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、強度、
耐食性に優れ、実機ベースでの製造が可能なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金中空押出材およびそ
の製造方法が提供される。この中空押出材は、自動車な
ど輸送機器の構造体として有用である。
耐食性に優れ、実機ベースでの製造が可能なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金中空押出材およびそ
の製造方法が提供される。この中空押出材は、自動車な
ど輸送機器の構造体として有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 箕田 正 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％（以下同じ）で、Ｓｉ:0.5〜1.5
％、Ｍｇ:0.9〜1.6％、Ｃｕ:1.2〜2.5 ％で、条件式、3
≦Ｓｉ％＋Ｍｇ％＋Ｃｕ％≦4 、Ｍｇ％≦1.7 ×Ｓｉ
％、Ｍｇ％＋Ｓｉ％≦2.7 、2 ≦Ｓｉ％＋Ｃｕ％≦3.5
、Ｃｕ％/2≦Ｍｇ％≦（Ｃｕ％/2）＋0.6 を満足する
Ｓｉ、ＭｇおよびＣｕを含有し、さらにＣｒ:0.02 〜0.
4 ％を含み、且つ不純物としてのＭｎを0.05％以下の制
限し、残部アルミニウムと不可避的不純物からなる組成
を有する中空断面の押出材であって、押出により形成さ
れる中空断面内の溶着部について押出方向と直角方向に
引張試験を行った場合に溶着部以外の部分で破断するこ
とを特徴とする強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金中空押出材。 - 【請求項２】 アルミニウム合金が、さらにＺｎ:0.03
〜2.0 ％を含有することを特徴とする請求項１記載の強
度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空
押出材。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の組成を有
するアルミニウム合金のビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理した後、押出時のビレット温度をＴ
( ℃) 、押出速度をＶ(m/min) とした場合、押出時のビ
レット温度Ｔが350 〜550 ℃の範囲において、Ｖ≦(1/1
2)×Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する
押出速度で、ポートホールダイスまたはスパイダダイス
を用いて中空断面に熱間押出成形を行うことを特徴とす
る強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
中空押出材の製造方法。 - 【請求項４】 熱間押出成形後、5 ℃/s以上の昇温速度
で500 〜580 ℃の温度域に加熱、保持する溶体化処理を
行い、ついで10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以下の温度
まで冷却する焼入処理を行った後、170 〜200 ℃で2 〜
24h の熱処理を施すことを特徴とする請求項３記載の強
度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空
押出材の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または請求項２記載の組成を有
するアルミニウム合金のビレットを500 ℃以上融点未満
の温度で均質化処理した後、押出時のビレット温度をＴ
( ℃) 、押出速度をＶ(m/min) とした場合、押出時のビ
レット温度Ｔが350 〜550 ℃の範囲において、Ｖ≦(1/1
2)×Ｔ−31およびＶ≦-(1/9)×Ｔ＋60の条件を満足する
押出速度で、ポートホールダイスまたはスパイダダイス
を用いて中空断面に熱間押出成形し、押出し直後の押出
材を10℃/s以上の冷却速度で100 ℃以下の温度まで冷却
する焼入処理を行った後、170 〜200 ℃で2 〜24h の熱
処理を施すことを特徴とする強度と耐食性に優れたＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12495697A JP3853021B2 (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12495697A JP3853021B2 (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10306338A true JPH10306338A (ja) | 1998-11-17 |
| JPH10306338A5 JPH10306338A5 (ja) | 2005-03-10 |
| JP3853021B2 JP3853021B2 (ja) | 2006-12-06 |
Family
ID=14898387
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12495697A Expired - Lifetime JP3853021B2 (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金中空押出材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3853021B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004090186A1 (ja) * | 2003-04-07 | 2004-10-21 | The Society Of Japanese Aerospace Companies | 耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
| EP2098604A4 (en) * | 2006-12-13 | 2014-07-23 | Sumitomo Light Metal Ind | HIGH SOLID ALUMINUM ALLOY PRODUCTS AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP3489055A1 (en) | 2017-11-22 | 2019-05-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Door beam |
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|---|---|---|---|---|
| CN104353689B (zh) * | 2014-10-31 | 2017-01-18 | 江西雄鹰铝业股份有限公司 | 一种实现6063铝合金低温快速挤压成型的方法 |
-
1997
- 1997-04-28 JP JP12495697A patent/JP3853021B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NO338363B1 (no) * | 2003-04-07 | 2016-08-15 | The Soc Of Japanese Aerospace Companies | Fremgangsmåte for fremstilling av høyfast, ekstrudert aluminiumslegeringsmateriale med utmerket korrosjonsmotstand. |
| EP1630241A4 (en) * | 2003-04-07 | 2007-08-22 | Of Japanese Aerospace Companie | HIGH-FIXED STRONG RESTRICTED ALUMINUM ALLOY MATERIAL WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| CN100425719C (zh) * | 2003-04-07 | 2008-10-15 | 社团法人日本航空宇宙工业会 | 耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料及其制造方法 |
| US7927436B2 (en) * | 2003-04-07 | 2011-04-19 | The Society Of Japanese Aerospace Companies | High-strength aluminum alloy extruded product exhibiting excellent corrosion resistance and method of manufacturing same |
| US8298357B2 (en) | 2003-04-07 | 2012-10-30 | The Society Of Japanese Aerospace Companies | High-strength aluminum alloy extruded product exhibiting excellent corrosion resistance and method of manufacturing same |
| WO2004090186A1 (ja) * | 2003-04-07 | 2004-10-21 | The Society Of Japanese Aerospace Companies | 耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
| EP2878692A1 (en) * | 2006-12-13 | 2015-06-03 | UACJ Corporation | High-strength aluminum-base alloy products and process for production thereof |
| JP5561846B2 (ja) * | 2006-12-13 | 2014-07-30 | 株式会社Ｕａｃｊ押出加工 | 高強度アルミニウム合金材およびその製造方法 |
| EP2098604A4 (en) * | 2006-12-13 | 2014-07-23 | Sumitomo Light Metal Ind | HIGH SOLID ALUMINUM ALLOY PRODUCTS AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
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