CN105934528B

CN105934528B - 高强度铝合金及其制造方法

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Publication number: CN105934528B
Application number: CN201480074213.7A
Authority: CN
Inventors: 八太秀周; 宇田川智史; 渡边威郎
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2014-01-29
Filing date: 2014-09-26
Publication date: 2019-01-04
Anticipated expiration: 2034-09-26
Also published as: KR20160113644A; KR101838469B1; JP6344923B2; US20160333453A1; JP2015140460A; WO2015114880A1; CN105934528A; US10208370B2

Abstract

一种高强度铝合金，具有以下化学成分：以质量％计，含有2.5％以上且不足5.0％的Zn、2.2％以上3.0％以下的Mg、0.001％以上0.05％以下的Ti，Cu限制在0.10％以下，Zr限制在0.10％以下，Cr限制在0.03％以下，Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下，余量由Al及不可避免的杂质组成。并且，其拉伸强度为380MPa以上，其导电率为38.0％IACS以上，其金属组织由再结晶组织构成。

Description

高强度铝合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种在至少外观特性和强度特性这两方面受到重视的部位上使用的高强度铝合金。

背景技术

作为在至少强度特性及外观特性受到重视的体育用具、输送设备、机械部件及其他用途上使用的材料，越来越多地采用铝合金。由于在这些用途中要求耐久性，因此期望使用拉伸强度在380MPa以上的高强度铝合金。作为在强度特性和外观特性这两方面受到重视的用途上使用的铝合金，例如提出了在专利文献1中记载的铝合金挤压材料。

现有技术文献

专利文献

专利文献1日本特开2012-246555号公报

发明内容

本发明要解决的问题

以往的7000系铝合金，通过添加Zn及Mg使η’相或T’相析出，从而具有优异的强度特性。但是，以往的7000系铝合金，由于η’相或T’相存在于晶界处，因此与其他铝合金相比，延展性较低，存在例如在实施塑性加工时容易发生裂纹等的问题。

另外，铝合金根据不同用途有时要求实施阳极氧化处理等的表面处理后的表面要具有高光泽。以往，在要求高光泽的用途中大多使用5000系铝合金等，但是近年来，要求在确保高光泽的同时，进一步提高强度。但是，以往的7000系铝合金，存在难以提高阳极氧化处理后的表面光泽的问题，不适合于要求高光泽的用途。

鉴于上述背景，本发明的目的在于提供一种延展性及阳极氧化处理后的外观特性优异的高强度铝合金及其制造方法。

解决课题的手段

本发明的一个实施方式在于提供一种高强度铝合金，其特征在于，具有以下化学成分：以质量％计，含有2.5％以上且不足5.0％的Zn、2.2％以上3.0％以下的Mg、0.001％以上0.05％以下的Ti，Cu限制在0.10％以下，Zr限制在0.10％以下，Cr限制在0.03％以下，Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下，余量由Al及不可避免的杂质组成；

其拉伸强度为380MPa以上；

其导电率为38.0％IACS以上；

其金属组织由再结晶组织构成。

另外，本发明的另一个实施方式在于提供一种高强度铝合金的制造方法，是制造上述高强度铝合金的方法，其特征在于，

制造具有以下化学成分的铸块：以质量％计，含有2.5％以上且不足5.0％的Zn、2.2％以上3.0％以下的Mg、0.001％以上0.05％以下的Ti，Cu限制在0.10％以下，Zr限制在0.10％以下，Cr限制在0.03％以下，Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下，余量由Al及不可避免的杂质组成；

进行将上述铸块以540℃以上580℃以下的温度加热1-24小时的均匀化处理；

在将加工开始时的上述铸块的温度设置为440℃-560℃的状态下，对上述铸块实施热加工，作为延展材料；

在该延展材料的温度为400℃以上的时候开始冷却，之后，在上述延展材料的温度处于400℃到150℃的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1℃/秒以上300℃/秒以下冷却的急冷处理；

通过该急冷处理或之后的冷却，将上述延展材料的温度冷却至室温；

之后，对上述延展材料进行人工时效处理。

发明效果

上述高强度铝合金具有上述特定的化学成分，其拉伸强度在380MPa以上，且其金属组织由再结晶组织构成。由此，上述高强度铝合金，在具有高强度的同时，延展性及阳极氧化处理后的外观特性优异，能够适宜地使用在重视这些特性的用途上。

即，上述高强度铝合金具有上述以往的7000系铝合金同等以上的强度特性，即，具有380MPa以上的拉伸强度。因此，可以比较容易地满足例如确保能够应对为了轻量化而薄壁化的强度特性等的强度要求。

另外，上述高强度铝合金，由于具有上述特定的化学成分，在确保高强度特性的同时，具有优异的延展性。因此，上述高强度铝合金，例如实施塑性加工时等的加工性良好。

另外，上述高强度铝合金在具有上述特定的化学成分的同时，其金属组织由再结晶组织构成。因此，上述高强度铝合金，在阳极氧化处理后，能够抑制由纤维状组织导致的条纹状图案产生等，同时能够实现具有高光泽的表面，而具有优异的外观特性。

接着，在上述高强度铝合金的制造方法中，根据上述特定的处理温度、处理时间及处理顺序来制造上述高强度铝合金。因此，能够容易地得到上述优异的高强度铝合金。

附图说明

图1是实施例1中的、表示试样2的金属组织的附图代用照片。

图2是表示由纤维状组织构成的金属组织的例子的附图代用照片。

具体实施方式

对上述高强度铝合金中的各元素的含量范围的限定理由进行说明。上述高强度铝合金，含有Zn、Mg及Ti作为必需成分。

Zn：2.5％以上且不足5.0％

Zn是在铝合金中通过与Mg共存而使η’相和/或T’相析出的元素。通过在含有Mg的同时含有Zn，能够得到由析出强化导致的强度提高效果。在Zn的含量不足2.5％的情况下，由于η’相及T’相的析出量变少，因此会降低强度提高效果。因此，将Zn的含量设置为2.5％以上。另一方面，在Zn的含量为5.0％以上的情况下，恐会在降低延展性的同时，降低阳极氧化处理后的光泽而使外观特性不充分。因此，将Zn的含量设置为不足5.0％。从相同的观点出发，Zn的含量优选为4.8％以下。

Mg：2.2％以上3.0％以下

Mg是在铝合金中通过与Zn共存而使η’相和/或T’相析出的元素。通过在含有Zn的同时含有Mg，能够得到由析出强化导致的强度提高效果。在Mg的含量不足2.2％的情况下，由于η’相及T’相的析出量变少，因此会降低强度提高效果。另一方面，若Mg的含量超过3.0％，则恐会在降低热加工性、降低生产性的同时，降低延展性。并且，若Mg的含量超过3.0％，则恐会降低阳极氧化处理后的光泽而使外观特性不充分。

Ti：0.001％以上0.05％以下

Ti具有通过添加在铝合金中而使铸块组织微细化的作用。由于铸块组织越微细，越能够容易实现没有斑且高光泽的表面，因此通过添加Ti能够提高上述高强度铝合金的外观特性。在Ti的含量少于0.001％的情况下，由于铸块组织的微细化不够充分，恐会在上述高强度铝合金的表面产生斑及条纹状图案而使外观特性不充分。并且，在Ti的含量多于0.05％的情况下，由于与Al之间形成的AlTi系金属间化合物等的原因，容易产生点状及条纹状图案，因此外观特性恐会不充分。

另外，上述高强度铝合金，也可以含有作为任意成分的Cu、Zr、Cr、Fe、Si及Mn。

Cu：0.10％以下

在使用再利用材料作为上述高强度铝合金的原料时有混入Cu的可能性。在Cu的含量超过0.10％的情况下，在实施阳极氧化处理后，恐会引起表面光泽的降低、表面的色调向黄色变化等而使外观特性不充分。为了避免这样的问题，将Cu的含量限制在0.10％以下。

Zr：0.10％以下

在Zr的含量超过0.10％的情况下，会抑制再结晶组织的生成，并且取而代之的，易于生成纤维状组织。若存在上述纤维状组织，则在进行阳极氧化处理后，容易在表面出现由上述纤维状组织导致的条纹状图案，因此外观特性恐会不充分。为了避免这样的问题，将Zr的含量限制在0.10％以下。

Cr：0.03％以下

在Cr的含量超过0.03％的情况下，会抑制再结晶组织的生成，并且取而代之的，易于生成纤维状组织。因此，在进行阳极氧化处理后，容易在表面出现由上述纤维状组织导致的条纹状图案，外观特性恐会不充分。为了避免这样的问题，将Cr的含量限制在0.03％以下。

Fe：0.30％以下、Si：0.30％以下、Mn：0.03％以下

Fe、Si是作为铝金属原材料中的杂质混入的，Mn是在使用再利用材料的情况下可能混入的成分。Fe、Si及Mn，由于与Al之间形成AlMn系、AlMnFe系或AlMnFeSi系的金属间化合物而具有抑制再结晶化的作用。因此，在上述三种成分过度地混入上述高强度铝合金的情况下，会抑制再结晶组织的生成，并且取而代之的，易于生成纤维状组织。因此，在进行阳极氧化处理后，容易在表面出现由纤维状组织导致的条纹状图案，外观特性恐会不充分。为了避免这样的问题，分别将Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下。

如上所述，上述高强度铝合金虽然也可以采取含有上述任意成分的构成，但是在含有过多的上述任意成分的情况下，恐会损害外观特性。因此，从确保外观特性的观点出发，将上述任意成分的含量限制在上述特定的范围内。从相同的观点出发，特别优选不含有上述任意成分的构成。

接着，如上所述，上述高强度铝合金的金属组织由粒状的再结晶组织构成。通常，进行热加工制造的铝合金具有由纤维状组织构成的金属组织，因此容易在表面产生条纹状图案，其结果是外观特性恐会不充分。另一方面，上述高强度铝合金，由于其金属组织由再结晶组织构成，因此不会在表面产生条纹状图案，而具有优异的外观特性。

另外，上述高强度铝合金，其25℃下的导电率为38.0％IACS以上。导电率的值越大，表示在铝基体中固溶的溶质原子的固溶量就越少，因此可以将导电率作为指标来控制溶质原子的固溶量。具有上述特定范围的导电率的上述高强度铝合金，将其溶质原子的固溶量控制在适当范围内的结果是，铝基体易于变形。因此，上述高强度铝合金具有优异的延展性。

另外，上述高强度铝合金的表面，在将光束入射角设为60°时得到的Gloss值在600以上，该表面为对实施过镜面终处理的表面使用硫酸浴实施阳极氧化处理而形成有膜厚为8μm的阳极氧化膜的表面。上述高强度铝合金，通过至少具有上述特定的化学成分，能够实现Gloss值在600以上的表面。具有上述特定范围的Gloss值的铝合金，由于在确保高强度特性的同时具有足够高的光泽，因此适用于对强度特性和光泽这两方面有要求的用途。

优选地，上述再结晶组织，其结晶粒的平均粒径为500μm以下，与热加工方向平行的方向上的结晶粒长度是与热加工方向垂直的方向上的结晶粒长度的0.5-4倍。

若上述结晶粒的平均粒径超过500μm，则由于结晶粒变得过度粗大，因此在进行阳极氧化处理等的表面处理后，容易在表面产生斑，外观特性恐会不充分。因此，上述结晶粒的平均粒径越小越好。

另外，若上述结晶粒的长径比，即，与热加工方向平行的方向上的结晶粒长度和与热加工方向垂直的方向上的结晶粒长度的比超过4，则恐会在进行阳极氧化处理后的表面上出现条纹状图案而使外观特性不充分。另一方面，长径比不足0.5的结晶粒，难以通过通常使用的制造设备来得到。

再者，上述金属组织，例如可以通过对铝合金表面实施蚀刻处理，并用偏光显微镜观察得到的表面来确认是否是再结晶组织。即，在上述金属组织是由再结晶组织构成的情况下，可以观察到由粒状晶构成的均匀的金属组织，而看不到以粗大的金属间化合物、浮游晶等为代表的在铸造时形成得到的凝固组织。同样的，在由再结晶组织构成的金属组织中，看不到由于挤压、轧制等的塑性加工形成的条纹状组织(所谓的加工组织)。

另外，上述再结晶组织中的结晶粒的平均粒径，可以基于使用上述偏光显微镜观察得到的金属组织像，依照JIS G 0551(ASTM E 112-96、ASTM E 1382-97)中规定的切割法来算出。即，通过在上述金属组织像中的任意位置处，在纵、横、斜的方向上各引一条切割线，用该切割线的长度除以横切切割线的晶界的数量，从而能够算出平均粒径。

另外，上述长径比，即，与热加工方向平行的方向上的结晶粒长度和与热加工方向垂直的方向上的结晶粒长度的比，可以基于上述方法来算出。即，与上述方法同样地，在上述金属组织像中，在任意位置引出与热加工方向平行的方向及垂直的方向上的切割线，由各条切割线算出与热加工方向平行的方向及垂直的方向上的平均粒径。然后，通过用与热加工方向平行的方向上的平均粒径除以与热加工方向垂直的方向上的平均粒径，能够算出上述长径比。

上述再结晶组织，优选为在热加工时生成的再结晶组织。再结晶组织，根据其制造过程可以分为动态再结晶组织和静态再结晶组织，通过在热加工时受到变形的同时反复再结晶而生成的再结晶组织称为动态再结晶组织。另一方面，静态再结晶组织是指，通过在进行热加工、冷加工后，追加固溶处理、退火处理等的热处理工序而生成的再结晶组织。上述本发明要解决的问题，不管哪一种再结晶组织都能够解决，但是在动态再结晶组织的情况下，由于生产工序简单，因此能够更容易地制造上述高强度铝合金。

接着，对上述高强度铝合金的制造方法进行说明。在上述高强度铝合金的制造方法中，对具有上述化学成分的铸块，进行以540℃以上580℃以下的温度加热1小时以上24小时以下的均匀化处理。在上述均匀化处理的加热温度不足540℃的情况下，铸块偏析层的均匀化不充分。其结果是，由于引起结晶粒的粗大化、不均匀的结晶组织的形成等，因此最终得到的合金材料的外观特性恐会不充分。另一方面，若加热温度高于580℃，则上述铸块恐会发生局部熔融，从而难以制造。因此，上述均匀化处理的温度，优选为540℃以上580℃以下。

另外，在上述均匀化处理的加热时间不足1小时的情况下，由于铸块偏析层的均匀化不充分，因此与上述同样地，最终的外观特性恐会不充分。另一方面，若加热时间超过24小时，则由于铸块偏析层的均匀化已达到充分的状态，不能预期更高的效果。因此，上述均匀化处理的时间，优选在1小时以上24小时以内。

实施上述均匀化处理后，对铸块实施热加工，作为延展材料。热加工开始时的上述铸块的温度，设置在440℃以上560℃以下。在热加工前的铸块的加热温度低于440℃的情况下，由于变形阻力变高，因此使用通常使用的制造设备难以加工。另一方面，若将铸块加热到超过560℃的温度后再进行热加工，则加上加工时的加工发热会导致上述铸块局部熔解，其结果是恐会产生热裂纹。因此，热加工前的上述铸块的温度，优选为440℃以上560℃以下。再者，作为上述热加工，可以采用挤压加工、轧制加工等。

在实施上述热加工后，在上述延展材料的温度为400℃以上的时候开始冷却，进行将上述延展材料的温度冷却到150℃以下的急冷处理。在上述急冷处理前的上述延展材料的温度不足400℃的情况下，淬火效果不充分，其结果是，得到的铝合金的拉伸强度恐会不足380MPa。而在急冷处理后的延展材料的温度超过150℃的情况下，淬火效果也不充分，其结果是，得到的铝合金的拉伸强度恐会不足380MPa。

再者，上述急冷处理，是指将上述延展材料通过强制性手段进行冷却的处理。作为上述急冷处理，例如可以采用通过风扇进行的强制急冷、淋浴冷却及水冷等的冷却方法。

另外，上述急冷处理是在上述延展材料的温度处于400℃到150℃的范围的时候将平均冷却速度控制在1℃/秒以上300℃/秒以下来进行的。在上述平均冷却速度超过300℃/秒的情况下，不仅设备会变得过大，而且无法得到与之相称的效果。另一方面，若平均冷却速度不足1℃/秒，则由于淬火效果不充分，得到的铝合金的拉伸强度恐会不足380MPa。因此，平均冷却速度以快为宜，为1℃/秒以上300℃/秒以下，优选为3℃/秒以上300℃/秒以下。

另外，在进行上述急冷处理后，使上述延展材料的温度达到室温。这可以通过上述急冷处理来达到室温，或者也可以通过在急冷处理后进行追加的冷却处理来达到。通过使延展材料的温度达到室温而显现出室温时效的效果，因此提高了上述高强度铝合金的强度。再者，作为上述追加的冷却处理，例如可以采用风扇空冷、气雾冷却、淋浴冷却及水冷等的冷却方法。

在这里，若在维持室温的状态下保管上述延展材料，则由于室温时效效果会更加提高上述高强度铝合金的强度。室温时效时间，在初期阶段，时间越长强度越高，但是在室温时效时间在24小时以上的情况下，室温时效的效果达到饱和。

接着，加热按照以上方式冷却到室温的上述延展材料，进行人工时效处理。通过进行人工时效处理，MgZn₂在上述延展材料内微细且均匀地析出，因此能够容易地使上述高强度铝合金的拉伸强度达到380MPa以上。作为上述人工时效处理的具体条件，可以适用以下的任意一种方式。

首先，作为上述人工时效处理，可以进行将上述延展材料以80-120℃的温度加热1-5小时的第一人工时效处理，之后，与上述第一人工时效处理相连续的，进行将上述延展材料以145-200℃的温度加热2-15小时的第二人工时效处理。

在这里，连续进行第一人工时效处理和第二人工时效处理，是指在结束第一人工时效处理后，在维持上述延展材料的温度的同时进行第二人工时效处理。即，在第一人工时效处理和第二人工时效处理之间，不使上述延展材料冷却即可，作为具体的方法，有在第一人工时效处理后，不从热处理炉中取出就进行第二人工时效处理的方法等。

这样，通过连续进行上述第一人工时效处理和上述第二人工时效处理，能够缩短人工时效处理时间。并且，第二人工时效处理中的处理温度以145-200℃为宜。在第二人工时效处理中在170-200℃的范围内进行加热的情况下，由于上述高强度铝合金的延展性变大，因此能够更加提高实施塑性加工等时的加工性。再者，在第二人工时效处理中，在具有上述温度范围或时间范围之外的条件的情况下，得到的铝合金的延展性及拉伸强度恐会不充分。

另外，作为上述人工时效处理，也可以进行将上述延展材料以145-180℃的温度加热1-24小时的处理。在这种情况下，由于制造工序简单，因此能够更加容易地制造上述高强度铝合金。若上述人工时效处理在上述温度范围或时间范围之外，则得到的铝合金的延展性及拉伸强度恐会不充分。

实施例

(实施例1)

对涉及上述高强度铝合金的实施例，使用表1-表3进行说明。在本例中，如表1及表2所示，在同一制造条件下制造改变了铝合金的化学成分的试样(试样1-试样24)，并进行各试样的拉伸试验、金属组织观察。进一步的，在对各试样进行表面处理后，进行外观特性评价。

以下，对各试样的制造条件、强度测定方法、金属组织观察方法、表面处理方法及外观特性评价方法进行说明。

表1

表2

<试样的制造方法>

通过半连续铸造，铸造具有表1及表2所记载的化学成分的直径为90mm的铸块。之后，对该铸块进行在555℃的温度下加热5小时的均匀化处理。之后，在铸块的温度为520℃的状态下开始热挤压加工，通过对铸块实施热挤压加工，制成宽度为35mm、厚度为7mm的延展材料。之后，在延展材料的温度为510℃以上的状态下开始急冷处理。急冷处理的平均冷却速度为60℃/秒，处理结束时的温度为100℃。然后，将进行了急冷处理的延展材料冷却到室温，在室温下进行48小时的室温时效。之后，使用热处理炉，对延展材料进行以100℃的温度加热3小时的第一人工时效处理。接着，不将延展材料从热处理炉中取出，而将炉内温度升温到150℃，实施对延展材料以150℃加热8小时的第二人工时效处理。如上所述，得到试样。

<拉伸试验方法>

从试样中，通过基于JIS Z 2241(ISO6892-1)的方法选取5号试验片，进行拉伸强度、屈服强度及伸长率的测定。其结果是，将拉伸强度为380MPa以上且伸长率为18％以上的情况判定为合格。再者，5号试验片，按照长度方向与热加工方向平行的方式选取。

<金属组织观察方法>

将试样电解研磨及电解蚀刻后，用倍率为50倍-100倍的偏光显微镜取得试样表面的显微镜像。对该显微镜像进行图像分析，如上所述，基于JIS G 0551中规定的切割法求出构成试样的金属组织的结晶粒的平均粒径。并且，长径比(指与热加工方向平行的方向上的结晶粒长度和与热加工方向垂直的方向上的结晶粒长度的比)，如上述所述，通过用与热加工方向平行的方向上的平均粒径除以与热加工方向垂直的方向上的平均粒径来算出。其结果是，将平均粒径在500μm以下的试样、长径比在0.5-4.0的范围内的试样判定为理想结果。

<表面处理方法>

对进行了上述人工时效处理的试样的表面实施至#2400的砂纸研磨，接着实施抛光对试样表面进行镜面终处理。之后，在15％的硫酸浴下以150A/m²的电流密度对试样表面实施阳极氧化处理，形成膜厚为8μm的阳极氧化膜。最后，将上述阳极氧化处理后的试样浸渍在沸水中，进行上述阳极氧化膜的封孔处理。使用实施了以上处理的试样，实施下述的外观特性评价。

<外观特性评价方法>

·目视观察

以目视观察试样的表面。其结果是，在表面上未出现条纹状图案、斑状图案或点状缺陷等的情况下，判定为目视观察合格。

·光泽度

使用变角光泽度计((株)村上色彩技术研究所制造，“GM-3D”)来测定试样表面的Gloss值。其结果是，在Gloss值为600以上的情况下，判定为光泽特性合格。再者，Gloss值测定中的光束入射角为60°。

<导电率测定方法>

使用导电率计(Foerster公司制造，“SIGMATEST 2.069”)测定温度为25℃时的试样的导电率。其结果是，在导电率为38.0％IACS以上的情况下，判定为理想结果。

将表1及表2的各试样的评价结果表示在表3中。再者，对于在各个评价结果中未被判定为合格或未被判定为理想结果的试样，对表3中的该评价结果附下划线。

表3

由表3可知，试样1-试样12，在所有的评价项目中均为合格，强度特性、延展性及外观特性均表现出优异的特性。

作为具有优异的外观特性的试样的代表例，在图1中表示试样2的金属组织的观察结果。由本图可知，具有优异的外观特性的试样，在具有由粒状的再结晶组织构成的金属组织的同时，在目视观察中也未观察到条纹状图案，没有斑且具有高光泽。

另一方面，作为由纤维状组织构成的金属组织的例子，在图2中表示以往的铝合金挤压材料的金属组织照片。若形成如本图所示的纤维状组织，则在实施阳极氧化处理后的表面容易形成条纹状图案，外观特性不充分。

试样13，由于Zn含量过低，因此拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样14，由于Zn含量过高，因此伸长率及Gloss值不充分，判定为不合格。

试样15，由于Mg含量过低，因此拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样16，由于Mg含量过高，因此在实施热挤压加工时，延展材料的一部分产生裂纹。从未产生裂纹的部分选取试样并进行各评价时，伸长率及Gloss值不充分，判定为不合格。

试样17，由于Cu含量过高，因此Gloss值不充分，判定为不合格。

试样18，由于Fe含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是可在表面目视确认到条纹状图案。并且，试样18的Gloss值不充分。这些的结果是，试样18的外观特性不充分，判定为不合格。

试样19，由于Si含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是可在表面目视确认到条纹状图案。并且，试样19的Gloss值不充分。这些的结果是，试样19的外观特性不充分，判定为不合格。

试样20，由于Mn含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是可在表面目视确认到条纹状图案。并且，试样20的Gloss值不充分。这些的结果是，试样20的外观特性不充分，判定为不合格。

试样21，由于Cr含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是可在表面目视确认到条纹状图案。并且，试样21的Gloss值不充分。这些的结果是，试样21的外观特性不充分，判定为不合格。

试样22，由于Ti含量过低，因此目视确认到由粗大的铸块组织导致的条纹状图案。并且，试样22的Gloss值不充分。这些的结果是，试样22的外观特性不充分，判定为不合格。

试样23，由于Ti含量过高，因此与Al形成了金属间化合物，其结果是可在表面目视确认到条纹状及点状的缺陷。并且，试样23的伸长率不充分。这些的结果是，试样23的伸长率及外观特性不充分，判定为不合格。

试样24，由于Zr含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是可在表面目视确认到条纹状图案。并且，试样24的伸长率及Gloss值不充分。这些的结果是，试样24的伸长率及外观特性不充分，判定为不合格。

(实施例2)

接着，对涉及上述高强度铝合金的制造方法的实施例，使用表4-表7进行说明。

在本例中，使用含有表4所示的化学成分的铝合金(合金A)，如表5及表6所示，改变制造条件制备试样(试样A1-试样A29)，并进行各试样的强度测定、金属组织观察。进一步的，对各试样进行表面处理后，进行外观特性评价。

以下，详细说明各试样的制造条件。再有，各试样的强度测定方法、金属组织观察方法、表面处理方法及外观特性评价方法，按照与上述实施例1相同的方法进行。

<试样的制造条件>

通过半连续铸造，铸造具有表4所记载的化学成分的直径为90mm的铸块。之后，使用表5及表6所示的温度、时间或平均冷却速度的组合，对铸块按照均匀化处理、热挤压加工、急冷处理、第一人工时效处理及第二人工时效处理的顺序实施上述处理，得到各试样。再者，在表5及表6中记载的室温时效时间是指，在进行急冷处理后，从延展材料达到室温开始到进行第一人工时效处理之间的时间。

表4

表5

表6

将按照上述方式制备的各试样的评价结果表示在表7中。再有，对于在各个评价结果中未被判定为合格或未被判定为理想结果的试样，对表7中的该评价结果附下划线表示。

表7

由表7可知，试样A1-A17，在所有的评价项目中均为合格，强度特性、外观特性均表现出优异的特性。

试样A18，由于均匀化处理中的加热温度过低，因此可在表面目视确认到条纹状图案，判定为不合格。

试样A19，由于均匀化处理中的处理时间过短，因此可在表面目视确认到条纹状图案，判定为不合格。

试样A20，由于热挤压加工前的铸块的加热温度过高，因此在挤压加工时部分熔融，其结果是，引起热加工裂纹，无法进行急冷处理以后的处理。

试样A21，由于急冷处理后的平均冷却温度过低，因此拉伸强度不充分。并且，试样A21的Gloss值不充分。因此，试样A21的拉伸强度及外观特性不充分，判定为不合格。

试样A22，由于第二人工时效处理中的处理温度过低，因此拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A23，第二人工时效处理中的处理温度过高而过时效，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A24，第二人工时效处理中的处理时间过短而时效硬化不充分，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A25，第二人工时效处理中的处理时间过长而过时效，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A26，只实施了一段人工时效处理，但人工时效处理中的处理温度过低而时效硬化不充分，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A27，仅为一段的人工时效处理中的处理温度过高而过时效，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A28，仅为一段的人工时效处理中的处理时间过短而时效硬化不充分，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

试样A29，仅为一段的人工时效处理中的处理时间过长而过时效，其结果是，拉伸强度不充分，判定为不合格。

Claims

1.一种高强度铝合金，其特征在于，具有以下化学成分：以质量％计，含有2.5％以上且不足5.0％的Zn、2.2％以上3.0％以下的Mg、0.001％以上0.05％以下的Ti，Cu限制在0.09％以下，Zr限制在0.10％以下，Cr限制在0.03％以下，Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下，余量由Al及不可避免的杂质组成；

其拉伸强度为380MPa以上；

其导电率为38.0％IACS以上；

其金属组织由再结晶组织构成，

所述再结晶组织，其结晶粒的平均粒径为500μm以下，与热加工方向平行的方向上的结晶粒长度是与热加工方向垂直的方向上的结晶粒长度的0.5-4倍。

2.一种高强度铝合金的制造方法，是制造根据权利要求1所述的高强度铝合金的方法，其特征在于，

制造具有以下化学成分的铸块：以质量％计，含有2.5％以上且不足5.0％的Zn、2.2％以上3.0％以下的Mg、0.001％以上0.05％以下的Ti，Cu限制在0.09％以下，Zr限制在0.10％以下，Cr限制在0.03％以下，Fe限制在0.30％以下，Si限制在0.30％以下，Mn限制在0.03％以下，余量由Al及不可避免的杂质组成；

进行将所述铸块以540℃以上580℃以下的温度加热1-24小时的均匀化处理；

在将加工开始时的所述铸块的温度设置为440℃-560℃的状态下，对所述铸块实施热加工，作为延展材料；

在所述延展材料的温度为400℃以上的时候开始冷却，之后，在所述延展材料的温度处于400℃到150℃的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1℃/秒以上300℃/秒以下冷却的急冷处理；

通过所述急冷处理或之后的冷却，将所述延展材料的温度冷却至室温；

之后，对所述延展材料进行人工时效处理。

3.根据权利要求2所述的高强度铝合金的制造方法，其特征在于，作为所述人工时效处理，进行将所述延展材料以80-120℃的温度加热1-5小时的第一人工时效处理，之后，与所述第一人工时效处理相连续的，进行将所述延展材料以145-200℃的温度加热2-15小时的第二人工时效处理。

4.根据权利要求2所述的高强度铝合金的制造方法，其特征在于，作为所述人工时效处理，将所述延展材料以145-180℃的温度加热1-24小时。