高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法
【目的】溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成が抑えられ、高強度を得ることを可能とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材を提供する。
【構成】Ｃｕ：３．０〜６．０％、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする。
【構成】Ｃｕ：３．０〜６．０％、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金（２０００系アルミニウム合金）は軽量であることから比強度（強度／重量）が高く、輸送機を中心とした構造材に広く用いられている。特にＪＩＳ Ａ ２０１７合金はジュラルミン、ＪＩＳ Ａ ２０２４合金は超ジュラルミンとして知られており、航空機を中心とした用途に５０年以上に亘って使用されてきた。
【０００３】
これらの合金は結晶粒制御のためＭｎを含有していることから、押出加工によって繊維状組織を得ることが可能である。押出加工によって得られた繊維状組織が製品の状態で維持できれば、高強度を得ることができる。しかし、２０００系アルミニウム合金は焼入れ感受性が高いため、プレス焼入れで製造することが困難で、通常の工業生産では押出加工後に調質のための溶体化処理を行っており、その際、押出加工で得られた繊維状組織の安定性が低い場合には、溶体化処理で粗大再結晶組織に変化し、最終製品で得られる強度が低下し、強度が大きくばらついてしまうという問題がある。
【０００４】
この問題を解決するために、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成を最小にする製造条件の確立が求められており、従来から手法が提案されている。例えば、Ｃｕ：１．５〜６．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．５％を含有し、さらにＣｒ＋Ｚｒが０．１０〜０．３％の範囲になるようにＣｒ：０．０４〜０．１０％およびＺｒ：０．０６〜０．２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．２０％またはＢ：０．０００１〜０．０４％の一方または両者を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金において、鋳塊の均質化処理における昇温速度および冷却速度を制御し、さらに押出時のビレット加熱温度、押出速度、押出材の温度を制御することにより、粗大再結晶の生成を抑制して高強度を得る手法が提案されている。
【０００５】
しかしながら、上記提案の手法においては、Ｚｒの含有を必須としているため、Ｚｒを含有成分としていないＪＩＳ Ａ ２０１７合金やＪＩＳ Ａ ２０２４合金などの既存合金への適用ができない。また、本発明者がＺｒを含有していないＪＩＳ Ａ ２０２４合金を用いて、上記従来技術の製造条件に従って押出材を作製したところ、押出材の形状によっては粗大再結晶組織の生成を十分に抑制することができず、十分な強度特性を得ることができないことが認められた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０４−０００３５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
発明者らは、高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金を得るための手法について、試験、検討を行った結果、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材のミクロ組織において、表面の再結晶組織の厚さを制御し、さらに押出材の繊維状組織領域における集合組織を最適に制御することにより、改善された強度特性を得ることが可能となることを見出した。
【０００８】
また、このような組織制御を行うためには、合金成分の最適化、押出前の鋳塊の均質化処理温度および保持時間、均質化処理後の冷却速度、さらに押出加工時のビレット加熱速度および温度ならびに保持時間を最適に制御することが必要であることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成が抑えられ、高強度を得ることを可能とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記の目的を達成するための請求項１による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、Ｃｕ：３．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする。
【００１１】
請求項２による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、請求項１において、前記押出材が平坦部を有し、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項３による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、請求項２において、前記平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることを特徴とする。
【００１３】
請求項４による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法は、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却し、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行い、その後調質のための熱処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成が抑えられ、高強度を得ることを可能とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の合金元素の意義および限定理由について説明すると、ＣｕはＭｇと結合して化合物を形成し、強度を向上させるよう機能する元素であり、その好ましい含有量は３．０〜６．０％の範囲である。３．０％未満では強度が不十分になり、６．０％を超えて含有されると押出加工性が低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は３．２〜５．５％、最も好ましい含有範囲は３．５〜５．０％である。
【００１６】
ＭｇはＣｕと結合して化合物を形成し、強度を向上させるよう機能する元素であり、その好ましい含有量は０．３〜２．５％の範囲である。０．３％未満では強度が不十分になり、２．５％を超えて含有されると押出加工性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．３〜２．２％、最も好ましい含有範囲は０．４〜１．８％である。
【００１７】
Ｍｎは押出材のミクロ組織を制御するのに機能する元素であり、０．２％〜１．０％の範囲で含有することにより、押出材の表層に再結晶組織、内部に繊維状組織の混合組織を形成することができる。０．２％未満では押出材内部に繊維状組織を形成することができず、断面全体が再結晶組織になる。また、１．０％を超えて含有されると、巨大晶出物を生成して延性が低下するなど、材料特性の低下を招く。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は０．３〜０．９％、最も好ましい範囲は０．４〜０．８％である。
【００１８】
不純物としては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉなどが挙げられる。Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉについては、それぞれ以下の含有量に規制するのが好ましい。Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉ以外の不可避不純物元素については、それぞれ０．０５％以下に規制するのが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｆｅ：１．０％以下
Ｃｒ：０．２０％以下
Ｚｎ：０．２５％以下
Ｔｉ：０．２０％以下
【００１９】
本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることが好ましい。
【００２０】
本発明によるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の表面には、押出加工中にダイスとのせん断により再結晶組織が形成され、その内部に繊維状組織を有する混合組織が形成されるが、表面の再結晶組織の厚さの最大値を押出材の最小厚さの４分の１以下にすることにより、高強度を得ることができる。さらに好ましい表面の再結晶組織の厚さの最大値は押出材の最小厚さの６分の１以下であり、最も好ましい表面の再結晶組織の厚さの最大値は押出材の最小厚さの１０分の１以下である。
【００２１】
また、本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材が平坦部を有する場合、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることが好ましい。Ｂｒａｓｓ方位の方位密度をランダム方位の２０倍以上にすることにより、押出材内部の繊維状組織を安定にでき、高強度を得ることができる。
【００２２】
また、平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることがより好ましく、前記のＢｒａｓｓ方位と相まって、Ｃｕｂｅ方位密度をランダム方位の１０倍以上にすることにより、押出材の再結晶温度を上昇させ、押出材内部の繊維状組織をさらに安定させ、一層の高強度を得ることができる。Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）とＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度は、均質化処理後の冷却速度と熱間押出時のビレット加熱条件を最適に組み合わせることにより、それぞれ好ましい範囲に制御することができる。
【００２３】
つぎに、本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法について説明する。まず、前記所定の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を均質化処理して押出用ビレットとする。均質化処理は鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより行うのが好ましい。均質化処理温度あるいは均質化処理時間が下限未満の場合、Ｍｎ系化合物の析出が不十分になるため、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまい、強度低下が生じる。なお、均質化処理時間は、実用上、４８時間以下とするのが好ましい。
【００２４】
また、押出材が平坦部を有する場合、均質化処理温度あるいは均質化処理時間が下限未満では、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、繊維状組織の安定性が低下して、強度低下が起こる。
【００２５】
均質化処理温度が上限を超えると、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金鋳塊が溶解してしまう。均質化処理されたビレットは、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却することが好ましい。均質化処理温度から２５０℃までの平均冷却速度が１５０℃／ｈ未満の場合には、冷却中にＣｕおよびＭｇの析出が起こることで固溶元素量が低下し、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまうために強度低下が生じる。
【００２６】
押出材が平坦部を有する場合、均質化処理温度から２５０℃までの平均冷却速度が１５０℃／ｈ未満では、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になるとともに、Ｃｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、繊維状組織の安定性が低下して強度低下が起こる。均質化処理温度から２５０℃までのさらに好ましい冷却速度は２５０℃／ｈ以上であり、均質化処理温度から２５０℃までの最も好ましい冷却速度は４００℃／ｈ以上である。
【００２７】
均質化処理後、冷却されたビレットは、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行うのが好ましい。加熱温度が４００℃未満の場合や、昇温時間が１０分を超えた場合、または保持時間が１０分を超えた場合には、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまうために強度低下が生じ、さらに押出材が平坦部を有する場合には、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になるとともに、Ｃｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、強度低下が生じる。
【００２８】
熱間押出後、調質のための熱処理が行われる。調質の種類は用途によって選定されるが、好適な調質はＴ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ７、Ｔ８、Ｔ９である。
【実施例】
【００２９】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３０】
実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｇの組成）の鋳塊（直径１５０ｍｍ）を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４５０℃で５時間均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを４８分で冷却（平均冷却速度２５０℃／ｈ）し、引き続き室温まで冷却して押出用ビレットとした。
【００３１】
得られたビレットを誘導加熱炉で昇温時間５分で４５０℃に加熱し、３分間の保持を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を昇温速度５０℃／ｈで４８０℃まで昇温し、４８０℃の温度で６０分間の保持を行った後、２０〜３０℃の水中に焼入れを行い、さらに１９０℃で８時間の人工時効処理を行うことによりＴ６調質材とし、試験材１〜７を得た。
【００３２】
【表１】
【００３３】
試験材１〜７について、以下の方法に従い、ミクロ組織観察、結晶方位密度測定（Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）およびＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の密度測定）、引張試験を行った。試験結果を表２に示す。
【００３４】
ミクロ組織観察：試験材から長さ１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、さらに切断後の試験片の幅がそれぞれ２０ｍｍになるように、幅方向に試験片を５分割して、全ての試験片を押出方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行った後、アルミナ粉末で仕上げ研磨し、ケラー氏液でエッチングを行ってミクロ組織観察用試料を得た。各試料について、光学顕微鏡にて押出材表面の再結晶組織の厚さが最大になっている位置を確認して、５０倍の組織写真を撮影し、表面の再結晶組織の厚さの最大厚さを測定した。
【００３５】
結晶方位密度測定：試験材の幅中央部から長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるよう面削を行った後、耐水研磨紙で厚さが３ｍｍ（元板厚の１／２）になるまで１２００番まで研磨し、硝酸、塩酸、フッ酸をそれぞれ２：６：１の比率で混合したマクロ腐食液で１０秒間の腐食を行ってＸ線回折用試験片を作製した。各試験片について、Ｘ線反射法で極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行い、ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）により、Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）およびＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度をランダム比で測定した。なお、級数展開次数は２２次とする。
【００３６】
引張試験：試験材の幅中央部からＪＩＳ Ｚ ２２０１に示された５号試験片を成形し、常温で１０ｍｍ／分のクロスヘッド速度で引張試験を行い、引張強さ、耐力、伸びを測定した。
【００３７】
【表２】
【００３８】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜７は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上、Ｃｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０以上であり、高い強度特性を示した。
【００３９】
実施例２
実施例１の合金ＡおよびＢの鋳塊について、表３に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材８〜１５を得た。試験材８〜１５について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表４に示す。なお、表４において下線を付したものは本発明の範囲を外れていることを示すものである。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
表４にみられるように、本発明に従う試験材１０〜１３は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上、Ｃｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０以上であり、高い強度特性を示した。
【００４３】
また、試験材８、９、１４、１５は何れもＣｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０未満ではあるが、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上であり、高い強度特性を示した。
【００４４】
実施例３
実施例１の合金Ａ〜Ｇの鋳塊について、４５０℃で５時間の均質化処理を行い、均質化処理温度から２５０℃までを４８分で冷却（平均冷却速度２５０℃／ｈ）し、引き続き室温（２０〜３０℃）まで冷却して押出用ビレットとした。得られたビレットを誘導加熱炉で昇温時間５分で４５０℃に加熱し、３分間の保持を行った後、熱間押出により直径１５ｍｍの丸棒形状の押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を７ｍ／ｍｉｎとした。
【００４５】
得られたアルミニウム合金押出材を昇温速度５０℃／ｈで４８０℃まで昇温し、４８０℃の温度で６０分間の保持を行った後、２０〜３０℃の水中に焼入れを行い、さらに１９０℃で８時間の人工時効処理を行うことによりＴ６調質材とし、試験材１６〜２２を得た。試験材１６〜２２について、それぞれ以下の方法でミクロ組織観察および引張試験を行った。なお、形状が丸棒であるため、結晶方位密度測定は行わなかった。試験結果を表５に示す。
【００４６】
ミクロ組織観察：試験材から長さ１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、押出方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行なった後、アルミナ粉末で仕上げ研磨し、ケラー氏液でエッチングを行ってミクロ組織観察用試料を得た。各試料について、光学顕微鏡で５０倍の組織写真を撮影し、表面の再結晶組織の最大厚さを測定した。
【００４７】
引張試験：試験材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に示された４号試験片を成形し、常温で１０ｍｍ／分のクロスヘッド速度で引張試験を行い、引張強さ、耐力、伸びを測定した。
【００４８】
【表５】
【００４９】
表５にみられるように、本発明に従う試験材１６〜２２は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が３７５０μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）であり、高い強度特性を示した。
【００５０】
比較例１
表６に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ｈ〜Ｍの組成）の鋳塊（直径１５０ｍｍ）を半連続鋳造法により造塊し、実施例１と同一条件で均質化処理および熱間押出のための加熱を行って厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材２３〜２８を得た。試験材２３〜２８について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表７に示す。なお、表６〜７において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００５１】
【表６】
【００５２】
【表７】
【００５３】
表７に示すように、試験材２３はＣｕ量が少ないため強度が低く、試験材２４はＣｕ量が多いため、押出加工で割れが発生して、試験材を作製できなかった。試験材２５はＭｇ量が少ないため強度が低く、試験材２６はＭｇ量が多いため、押出加工で割れが発生して、試験材を作製できなかった。
【００５４】
試験材２７はＭｎ量が少ないため、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（１５００μｍ）を超え、Ｂｒａｓｓ方位密度がランダム方位に対して２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位密度がランダム方位比に対して１０倍未満になったため強度が低下した。試験材２８はＭｎ量が多いため延性が低下した。
【００５５】
比較例２
実施例１の合金Ｂの鋳塊について、表８に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材２９〜３４を得た。試験材２９〜３４について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表９に示す。なお、表８〜９において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００５６】
【表８】
【００５７】
【表９】
【００５８】
表９に示すように、試験材２９は均質化処理温度が低く、試験材３０は均質化処理の保持時間が短く、試験材３１は均質化処理後の２５０℃までの平均冷却速度が小さく、試験材３２は加熱の昇温時間が長く、試験材３３は加熱温度が低く、試験材３４は加熱の保持時間が長いため、いずれも押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（１５００μｍ）を超えてしまうとともに、Ｂｒａｓｓ方位密度がランダム方位に対して２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位密度がランダム方位に対して１０倍未満になったため、強度が低下した。
【００５９】
比較例３
実施例１の合金Ｂの鋳塊について、表１０に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により直径１５ｍｍの丸棒形状の押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を７ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材３５〜４０を得た。試験材３５〜４０について、実施例３と同一の方法でミクロ組織観察および引張試験を行った。試験結果を表１１に示す。なお、表１０〜１１において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００６０】
【表１０】
【００６１】
【表１１】
【００６２】
表１１に示すように、試験材３５は均質化処理温度が低く、試験材３６は均質化処理の保持時間が短く、試験材３７は均質化処理後の２５０℃までの平均冷却速度が小さく、試験材３８は加熱の昇温時間が長く、試験材３９は加熱温度が低く、試験材４０は加熱の保持時間が長いため、いずれも押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（３７５０μｍ）を超えてしまい、強度が低下した。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金（２０００系アルミニウム合金）は軽量であることから比強度（強度／重量）が高く、輸送機を中心とした構造材に広く用いられている。特にＪＩＳ Ａ ２０１７合金はジュラルミン、ＪＩＳ Ａ ２０２４合金は超ジュラルミンとして知られており、航空機を中心とした用途に５０年以上に亘って使用されてきた。
【０００３】
これらの合金は結晶粒制御のためＭｎを含有していることから、押出加工によって繊維状組織を得ることが可能である。押出加工によって得られた繊維状組織が製品の状態で維持できれば、高強度を得ることができる。しかし、２０００系アルミニウム合金は焼入れ感受性が高いため、プレス焼入れで製造することが困難で、通常の工業生産では押出加工後に調質のための溶体化処理を行っており、その際、押出加工で得られた繊維状組織の安定性が低い場合には、溶体化処理で粗大再結晶組織に変化し、最終製品で得られる強度が低下し、強度が大きくばらついてしまうという問題がある。
【０００４】
この問題を解決するために、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成を最小にする製造条件の確立が求められており、従来から手法が提案されている。例えば、Ｃｕ：１．５〜６．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．５％を含有し、さらにＣｒ＋Ｚｒが０．１０〜０．３％の範囲になるようにＣｒ：０．０４〜０．１０％およびＺｒ：０．０６〜０．２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．２０％またはＢ：０．０００１〜０．０４％の一方または両者を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金において、鋳塊の均質化処理における昇温速度および冷却速度を制御し、さらに押出時のビレット加熱温度、押出速度、押出材の温度を制御することにより、粗大再結晶の生成を抑制して高強度を得る手法が提案されている。
【０００５】
しかしながら、上記提案の手法においては、Ｚｒの含有を必須としているため、Ｚｒを含有成分としていないＪＩＳ Ａ ２０１７合金やＪＩＳ Ａ ２０２４合金などの既存合金への適用ができない。また、本発明者がＺｒを含有していないＪＩＳ Ａ ２０２４合金を用いて、上記従来技術の製造条件に従って押出材を作製したところ、押出材の形状によっては粗大再結晶組織の生成を十分に抑制することができず、十分な強度特性を得ることができないことが認められた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０４−０００３５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
発明者らは、高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金を得るための手法について、試験、検討を行った結果、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材のミクロ組織において、表面の再結晶組織の厚さを制御し、さらに押出材の繊維状組織領域における集合組織を最適に制御することにより、改善された強度特性を得ることが可能となることを見出した。
【０００８】
また、このような組織制御を行うためには、合金成分の最適化、押出前の鋳塊の均質化処理温度および保持時間、均質化処理後の冷却速度、さらに押出加工時のビレット加熱速度および温度ならびに保持時間を最適に制御することが必要であることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成が抑えられ、高強度を得ることを可能とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記の目的を達成するための請求項１による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、Ｃｕ：３．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする。
【００１１】
請求項２による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、請求項１において、前記押出材が平坦部を有し、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項３による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、請求項２において、前記平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることを特徴とする。
【００１３】
請求項４による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法は、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却し、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行い、その後調質のための熱処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、溶体化処理を行っても粗大再結晶組織の生成が抑えられ、高強度を得ることを可能とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の合金元素の意義および限定理由について説明すると、ＣｕはＭｇと結合して化合物を形成し、強度を向上させるよう機能する元素であり、その好ましい含有量は３．０〜６．０％の範囲である。３．０％未満では強度が不十分になり、６．０％を超えて含有されると押出加工性が低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は３．２〜５．５％、最も好ましい含有範囲は３．５〜５．０％である。
【００１６】
ＭｇはＣｕと結合して化合物を形成し、強度を向上させるよう機能する元素であり、その好ましい含有量は０．３〜２．５％の範囲である。０．３％未満では強度が不十分になり、２．５％を超えて含有されると押出加工性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．３〜２．２％、最も好ましい含有範囲は０．４〜１．８％である。
【００１７】
Ｍｎは押出材のミクロ組織を制御するのに機能する元素であり、０．２％〜１．０％の範囲で含有することにより、押出材の表層に再結晶組織、内部に繊維状組織の混合組織を形成することができる。０．２％未満では押出材内部に繊維状組織を形成することができず、断面全体が再結晶組織になる。また、１．０％を超えて含有されると、巨大晶出物を生成して延性が低下するなど、材料特性の低下を招く。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は０．３〜０．９％、最も好ましい範囲は０．４〜０．８％である。
【００１８】
不純物としては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉなどが挙げられる。Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉについては、それぞれ以下の含有量に規制するのが好ましい。Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉ以外の不可避不純物元素については、それぞれ０．０５％以下に規制するのが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｆｅ：１．０％以下
Ｃｒ：０．２０％以下
Ｚｎ：０．２５％以下
Ｔｉ：０．２０％以下
【００１９】
本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材は、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることが好ましい。
【００２０】
本発明によるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の表面には、押出加工中にダイスとのせん断により再結晶組織が形成され、その内部に繊維状組織を有する混合組織が形成されるが、表面の再結晶組織の厚さの最大値を押出材の最小厚さの４分の１以下にすることにより、高強度を得ることができる。さらに好ましい表面の再結晶組織の厚さの最大値は押出材の最小厚さの６分の１以下であり、最も好ましい表面の再結晶組織の厚さの最大値は押出材の最小厚さの１０分の１以下である。
【００２１】
また、本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材が平坦部を有する場合、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることが好ましい。Ｂｒａｓｓ方位の方位密度をランダム方位の２０倍以上にすることにより、押出材内部の繊維状組織を安定にでき、高強度を得ることができる。
【００２２】
また、平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることがより好ましく、前記のＢｒａｓｓ方位と相まって、Ｃｕｂｅ方位密度をランダム方位の１０倍以上にすることにより、押出材の再結晶温度を上昇させ、押出材内部の繊維状組織をさらに安定させ、一層の高強度を得ることができる。Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）とＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度は、均質化処理後の冷却速度と熱間押出時のビレット加熱条件を最適に組み合わせることにより、それぞれ好ましい範囲に制御することができる。
【００２３】
つぎに、本発明による高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法について説明する。まず、前記所定の組成を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を均質化処理して押出用ビレットとする。均質化処理は鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより行うのが好ましい。均質化処理温度あるいは均質化処理時間が下限未満の場合、Ｍｎ系化合物の析出が不十分になるため、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまい、強度低下が生じる。なお、均質化処理時間は、実用上、４８時間以下とするのが好ましい。
【００２４】
また、押出材が平坦部を有する場合、均質化処理温度あるいは均質化処理時間が下限未満では、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、繊維状組織の安定性が低下して、強度低下が起こる。
【００２５】
均質化処理温度が上限を超えると、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金鋳塊が溶解してしまう。均質化処理されたビレットは、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却することが好ましい。均質化処理温度から２５０℃までの平均冷却速度が１５０℃／ｈ未満の場合には、冷却中にＣｕおよびＭｇの析出が起こることで固溶元素量が低下し、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまうために強度低下が生じる。
【００２６】
押出材が平坦部を有する場合、均質化処理温度から２５０℃までの平均冷却速度が１５０℃／ｈ未満では、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になるとともに、Ｃｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、繊維状組織の安定性が低下して強度低下が起こる。均質化処理温度から２５０℃までのさらに好ましい冷却速度は２５０℃／ｈ以上であり、均質化処理温度から２５０℃までの最も好ましい冷却速度は４００℃／ｈ以上である。
【００２７】
均質化処理後、冷却されたビレットは、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行うのが好ましい。加熱温度が４００℃未満の場合や、昇温時間が１０分を超えた場合、または保持時間が１０分を超えた場合には、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１を超えてしまうために強度低下が生じ、さらに押出材が平坦部を有する場合には、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍未満になるとともに、Ｃｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度もランダム方位の１０倍未満になり、強度低下が生じる。
【００２８】
熱間押出後、調質のための熱処理が行われる。調質の種類は用途によって選定されるが、好適な調質はＴ３、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ７、Ｔ８、Ｔ９である。
【実施例】
【００２９】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３０】
実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｇの組成）の鋳塊（直径１５０ｍｍ）を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４５０℃で５時間均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを４８分で冷却（平均冷却速度２５０℃／ｈ）し、引き続き室温まで冷却して押出用ビレットとした。
【００３１】
得られたビレットを誘導加熱炉で昇温時間５分で４５０℃に加熱し、３分間の保持を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を昇温速度５０℃／ｈで４８０℃まで昇温し、４８０℃の温度で６０分間の保持を行った後、２０〜３０℃の水中に焼入れを行い、さらに１９０℃で８時間の人工時効処理を行うことによりＴ６調質材とし、試験材１〜７を得た。
【００３２】
【表１】
【００３３】
試験材１〜７について、以下の方法に従い、ミクロ組織観察、結晶方位密度測定（Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）およびＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の密度測定）、引張試験を行った。試験結果を表２に示す。
【００３４】
ミクロ組織観察：試験材から長さ１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、さらに切断後の試験片の幅がそれぞれ２０ｍｍになるように、幅方向に試験片を５分割して、全ての試験片を押出方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行った後、アルミナ粉末で仕上げ研磨し、ケラー氏液でエッチングを行ってミクロ組織観察用試料を得た。各試料について、光学顕微鏡にて押出材表面の再結晶組織の厚さが最大になっている位置を確認して、５０倍の組織写真を撮影し、表面の再結晶組織の厚さの最大厚さを測定した。
【００３５】
結晶方位密度測定：試験材の幅中央部から長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるよう面削を行った後、耐水研磨紙で厚さが３ｍｍ（元板厚の１／２）になるまで１２００番まで研磨し、硝酸、塩酸、フッ酸をそれぞれ２：６：１の比率で混合したマクロ腐食液で１０秒間の腐食を行ってＸ線回折用試験片を作製した。各試験片について、Ｘ線反射法で極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行い、ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）により、Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）およびＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度をランダム比で測定した。なお、級数展開次数は２２次とする。
【００３６】
引張試験：試験材の幅中央部からＪＩＳ Ｚ ２２０１に示された５号試験片を成形し、常温で１０ｍｍ／分のクロスヘッド速度で引張試験を行い、引張強さ、耐力、伸びを測定した。
【００３７】
【表２】
【００３８】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜７は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上、Ｃｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０以上であり、高い強度特性を示した。
【００３９】
実施例２
実施例１の合金ＡおよびＢの鋳塊について、表３に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材８〜１５を得た。試験材８〜１５について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表４に示す。なお、表４において下線を付したものは本発明の範囲を外れていることを示すものである。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
表４にみられるように、本発明に従う試験材１０〜１３は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上、Ｃｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０以上であり、高い強度特性を示した。
【００４３】
また、試験材８、９、１４、１５は何れもＣｕｂｅ方位密度のランダム方位比が１０未満ではあるが、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が１５００μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）、Ｂｒａｓｓ方位密度のランダム方位比が２０以上であり、高い強度特性を示した。
【００４４】
実施例３
実施例１の合金Ａ〜Ｇの鋳塊について、４５０℃で５時間の均質化処理を行い、均質化処理温度から２５０℃までを４８分で冷却（平均冷却速度２５０℃／ｈ）し、引き続き室温（２０〜３０℃）まで冷却して押出用ビレットとした。得られたビレットを誘導加熱炉で昇温時間５分で４５０℃に加熱し、３分間の保持を行った後、熱間押出により直径１５ｍｍの丸棒形状の押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を７ｍ／ｍｉｎとした。
【００４５】
得られたアルミニウム合金押出材を昇温速度５０℃／ｈで４８０℃まで昇温し、４８０℃の温度で６０分間の保持を行った後、２０〜３０℃の水中に焼入れを行い、さらに１９０℃で８時間の人工時効処理を行うことによりＴ６調質材とし、試験材１６〜２２を得た。試験材１６〜２２について、それぞれ以下の方法でミクロ組織観察および引張試験を行った。なお、形状が丸棒であるため、結晶方位密度測定は行わなかった。試験結果を表５に示す。
【００４６】
ミクロ組織観察：試験材から長さ１０ｍｍのミクロ組織観察用試験片を切断、採取し、押出方向に垂直な面が観察面になるよう、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行なった後、アルミナ粉末で仕上げ研磨し、ケラー氏液でエッチングを行ってミクロ組織観察用試料を得た。各試料について、光学顕微鏡で５０倍の組織写真を撮影し、表面の再結晶組織の最大厚さを測定した。
【００４７】
引張試験：試験材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に示された４号試験片を成形し、常温で１０ｍｍ／分のクロスヘッド速度で引張試験を行い、引張強さ、耐力、伸びを測定した。
【００４８】
【表５】
【００４９】
表５にみられるように、本発明に従う試験材１６〜２２は、何れも押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、さらに表面の再結晶組織の厚さの最大値が３７５０μｍ以下（押出材の最小厚さの４分の１以下）であり、高い強度特性を示した。
【００５０】
比較例１
表６に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ｈ〜Ｍの組成）の鋳塊（直径１５０ｍｍ）を半連続鋳造法により造塊し、実施例１と同一条件で均質化処理および熱間押出のための加熱を行って厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材２３〜２８を得た。試験材２３〜２８について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表７に示す。なお、表６〜７において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００５１】
【表６】
【００５２】
【表７】
【００５３】
表７に示すように、試験材２３はＣｕ量が少ないため強度が低く、試験材２４はＣｕ量が多いため、押出加工で割れが発生して、試験材を作製できなかった。試験材２５はＭｇ量が少ないため強度が低く、試験材２６はＭｇ量が多いため、押出加工で割れが発生して、試験材を作製できなかった。
【００５４】
試験材２７はＭｎ量が少ないため、押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（１５００μｍ）を超え、Ｂｒａｓｓ方位密度がランダム方位に対して２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位密度がランダム方位比に対して１０倍未満になったため強度が低下した。試験材２８はＭｎ量が多いため延性が低下した。
【００５５】
比較例２
実施例１の合金Ｂの鋳塊について、表８に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により厚さ６ｍｍ、幅１００ｍｍの板状押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を３ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材２９〜３４を得た。試験材２９〜３４について、実施例１と同一の方法でミクロ組織観察、結晶方位密度測定、引張試験を行った。試験結果を表９に示す。なお、表８〜９において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００５６】
【表８】
【００５７】
【表９】
【００５８】
表９に示すように、試験材２９は均質化処理温度が低く、試験材３０は均質化処理の保持時間が短く、試験材３１は均質化処理後の２５０℃までの平均冷却速度が小さく、試験材３２は加熱の昇温時間が長く、試験材３３は加熱温度が低く、試験材３４は加熱の保持時間が長いため、いずれも押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（１５００μｍ）を超えてしまうとともに、Ｂｒａｓｓ方位密度がランダム方位に対して２０倍未満になり、さらにＣｕｂｅ方位密度がランダム方位に対して１０倍未満になったため、強度が低下した。
【００５９】
比較例３
実施例１の合金Ｂの鋳塊について、表１０に示す条件で、均質化処理および熱間押出のための加熱を行った後、熱間押出により直径１５ｍｍの丸棒形状の押出材を作製した。このとき、ダイス出側の押出速度を７ｍ／ｍｉｎとした。得られたアルミニウム合金押出材を実施例１と同一条件でＴ６調質材とし、試験材３５〜４０を得た。試験材３５〜４０について、実施例３と同一の方法でミクロ組織観察および引張試験を行った。試験結果を表１１に示す。なお、表１０〜１１において、本発明の範囲を外れたものには下線を付した。
【００６０】
【表１０】
【００６１】
【表１１】
【００６２】
表１１に示すように、試験材３５は均質化処理温度が低く、試験材３６は均質化処理の保持時間が短く、試験材３７は均質化処理後の２５０℃までの平均冷却速度が小さく、試験材３８は加熱の昇温時間が長く、試験材３９は加熱温度が低く、試験材４０は加熱の保持時間が長いため、いずれも押出材表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１（３７５０μｍ）を超えてしまい、強度が低下した。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：３．０〜６．０％、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項２】
前記押出材が平坦部を有し、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることを特徴とする請求項１記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項３】
前記平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることを特徴とする請求項２記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却し、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行い、その後調質のための熱処理を行うことを特徴とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法。
【請求項１】
Ｃｕ：３．０〜６．０％、Ｍｇ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％を含有し、不純物としてのＳｉを１．０％以下、Ｆｅを１．０％以下、Ｃｒを０．２０％以下、Ｚｎを０．２５％以下、Ｔｉを０．２０％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の押出材であって、押出材表面に再結晶組織を有し、その内部に繊維状組織を有する混合組織からなり、表面の再結晶組織の厚さの最大値が押出材の最小厚さの４分の１以下であることを特徴とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項２】
前記押出材が平坦部を有し、平坦部の繊維状組織領域におけるＢｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）の方位密度がランダム方位の２０倍以上であることを特徴とする請求項１記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項３】
前記平坦部の繊維状組織領域におけるＣｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）の方位密度がランダム方位の１０倍以上であることを特徴とする請求項２記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊を４４０℃以上５００℃以下の温度で１時間以上保持することにより均質化処理し、均質化処理温度から２５０℃までを平均冷却速度１５０℃／ｈ以上で冷却後、室温まで冷却し、再度４００℃以上の温度に１０分以内で昇温し、保持時間１０分以内に熱間押出を行い、その後調質のための熱処理を行うことを特徴とする高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金押出材の製造方法。
【公開番号】特開２０１０−１９６１１２（Ｐ２０１０−１９６１１２Ａ）
【公開日】平成２２年９月９日（２０１０．９．９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−４１８２０（Ｐ２００９−４１８２０）
【出願日】平成２１年２月２５日（２００９．２．２５）
【出願人】（０００００２２７７）住友軽金属工業株式会社 (552)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年９月９日（２０１０．９．９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年２月２５日（２００９．２．２５）
【出願人】（０００００２２７７）住友軽金属工業株式会社 (552)
【Ｆターム（参考）】
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