JPH108172A - 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及び押出し形材の製造方法 - Google Patents

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構造材料
用高強度アルミ合金製の押出し形材。 【解決手段】 重量％で、Ｃｕ：０．２〜０．９，Ｓ
ｉ：０．６〜１．１，Ｍｇ：０．４〜１．０，Ｆｅ：
０．１〜０．３，Ｍｎ：０．２〜０．５，Ｃｒ：０．１
〜０．３，Ｔｉ：０．００５〜０．０５，Ｂ：０．００
１〜０．０１を含み、Ｔ（℃）＝６６７−２１×％Ｃｕ
−４２×％Ｓｉ−３８×％Ｍｇで定義される溶融開始温
度Ｔが５８５℃以上となるように成分設計された組成を
もつ、押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【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−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金及び押出し形材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】トラック用の根太や桁材，建造物用の柱
や梁材，カーテンウォールの方立，ファスナー材や横材
等の構造物を軽量化するため、従来の鋼材に替えてアル
ミ材を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。一般的な押出し用アルミ合
金である６０６３，６０６１等は、押出し性が優れてい
るため複雑な断面形状に押し出すことができる。しか
し、鋼材ＳＳ４００に比較して強度が劣るため、厚肉で
大型の断面形状が余儀なくされ、コストの高い製品とな
る。６０００系合金では、Ｍｇ₂ Ｓｉ，過剰Ｓｉ，Ｃｕ
量を増加させ、或いはＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の繊維元素を
添加することにより強度を高めたものもあるが、押出し
加工時に形材表面に肌荒れやテアリングが発生し易く、
そのため押し出し速度を低く設定せざるをえない。ま
た、押出し圧力が高く、ダイス寿命を低下させる外、製
造可能な断面形状に制約を受けることもある。押出し前
にビレットの加熱温度を高めることにより押出し圧力を
低下させ、押出し速度を上げることができる。しかし、
押出し形材が昇温するため、材料が部分的に溶融し、肌
荒れ，テアリング等が発生し易くなる。そのため、素材
温度を高く設定して押出し速度を上昇させることには限
界がある。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】一般構造用に使用され
ている鋼材ＳＳ４００は、実際の引張強さが４００〜５
１０Ｎ／ｍｍ² ，降伏点が２４５Ｎ／ｍｍ² 以上となっ
ている。そのため、ＳＳ４００を構造材として使用する
構造物では、設計値決定上の諸計算の結果から材料の基
準強度を２４５Ｎ／ｍｍ² として設計している。これを
アルミ材に当て嵌めると、アルミ材の材料強度は、引張
強さ３０５Ｎ／ｍｍ² 以上，０．２％耐力２４５Ｎ／ｍ
ｍ² 以上と設定した。最低保証値としてこのような機械
的性質を満足するアルミ材が得られると、ＳＳ４００で
設計していた構造材を軽量のアルミ材で置き換えること
が可能になり、構造体の大幅な軽量化が図られる。本発
明は、このような要求に応える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ＳＳ
４００の構造設計基準強度以上の強度を示すアルミニウ
ム合金を得ることを目的とする。

【０００４】

【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−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、その目的を達成するた
め、Ｃｕ：０．２〜０．９重量％，Ｓｉ：０．６〜１．
１重量％，Ｍｇ：０．４〜１．０重量％，Ｆｅ：０．１
〜０．３重量％，Ｍｎ：０．２〜０．５重量％，Ｃｒ：
０．１〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５重
量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含み、Ｔ
（℃）＝６６７−２１×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ−３８×
％Ｍｇで定義される溶融開始温度Ｔが５８５℃以上とな
るように成分設計された組成をもつことを特徴とする。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、更にＺｒ：０．０５〜
０．２重量％を含むことができる。Ｓｉ含有量及びＭｇ
含有量は、Ｓｉ含有量−Ｍｇ含有量の座標系でＡ点
（０．８，１．０），Ｂ点（０．６，０．４），Ｃ点
（１．１，０．４）及びＤ点（１．１，０．８）で区画
される領域Ａ−Ｂ−Ｃ−Ｄ内にあることが好ましい。Ｍ
ｎ，Ｃｒ及びＺｒの合計含有量は、０．３〜０．８重量
％の範囲に調整されていることが好ましい。また、構造
材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出し形材は、微
細化剤添加後１２０分以内にＤＣ鋳造し、２００℃／時
以下の昇温速度，高温保持５００〜５８０℃×１〜１２
時間、冷却速度２００〜５００℃／時の均質化処理を施
し、予熱４３０〜５２０℃×１〜６０分，押出し直後の
形材表面温度５００〜５５５℃の条件下で押し出し、形
材の表面温度４３０℃以上から水冷するプレス端焼入れ
を施し、次いで１７０〜２００℃×１〜１２時間保持し
た後空冷する時効処理を施すことにより製造される。

【０００５】

【作用】一般構造用圧延鋼材ＳＳ４００の設計強度基準
強度を満足するためには、アルミ材の最低保証値として
３０５Ｎ／ｍｍ² 以上の引張強さ且つ２４５Ｎ／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、押出し性の良好な６０００系の６０６１合金に
匹敵する押出し性をもつことが必要と設定した。このよ
うな前提で、本発明者等は、ＳＳ４００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、Ｔ６処理後の強度が引張強さ３５０Ｎ／ｍｍ² 以
上，０．２％耐力３３０Ｎ／ｍｍ² 以上で、且つ６０６
１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、６６７−２１×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ−３８×％Ｍ
ｇで定義される溶融開始温度Ｔが５８５℃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が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、６０６
１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１５０ｍｍ，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。

【０００６】以下、本発明のアルミニウム合金の合金成
分，含有量，製造条件等について説明する。 Ｃｕ：０．２〜０．９重量％ Ｓ’−ＣｕＭｇＡｌ又はＡｌ−Ｃｕ系の化合物を形成
し、析出硬化によってＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の強度を
向上させる作用を呈する。特にＭｇ及びＳｉ添加によっ
て付与された強度が、部材に要求される強度を満足でき
ない場合に有効な合金成分として添加される。このよう
な作用は、０．２重量％以上のＣｕ含有量で顕著にな
る。しかし、０．９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：０．６〜１．１重量％ 主としてＭｇと結合し、β’−Ｍｇ₂ Ｓｉの析出硬化で
強度を上昇させる。また、本発明では、Ｍｇ₂ Ｓｉの生
成に必要な量以上のＳｉを添加している。この過剰Ｓｉ
は、押出し時の熱間変形抵抗を下げ、押出し速度を効果
的に上昇させる。この作用は、０．６重量％以上のＳｉ
含有量で顕著になる。しかし、１．１重量％を超える多
量のＳｉが含まれると、ビレットの溶融開始温度を下
げ、表面性状の良好な製品を得るためには押出し速度を
遅くしなければならない。

【０００７】Ｍｇ：０．４〜１．０重量％ マトリックスを固溶強化すると共に、ＳｉやＣｕと結合
しβ’−Ｍｇ₂ ＳｉやＳ’−ＣｕＭｇＡｌ₂ として析出
し、析出硬化により強度を向上させる。Ｍｇによる析出
硬化作用は、０．４重量％以上のＭｇ含有量で顕著にな
る。しかし、１．０重量％を超えてＭｇを添加しても、
押出し加工後の熱処理で強度を付与できず、却って熱間
変形抵抗値の上昇やビレットの溶融開始温度の低下を招
き、押出し形材の肌荒れ等の原因となる。 Ｆｅ：０．１〜０．３重量％ 鋳造時、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物を形成し、続くビ
レットの均質化処理を経て押出し加工中に分断されるこ
とにより微細化し、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、０．３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。また、Ａｌ（Ｆｅ，
Ｍ）Ｓｉ系晶出物（ＭはＭｎ，Ｃｒをさす）を生成し、
Ｍｎ，Ｃｒ等の再結晶抑制効果を阻害する傾向がみられ
る

【０００８】Ｍｎ：０．２〜０．５重量％ 均質化処理でサブミクロンサイズのＡｌ−Ｍｎ系金属間
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、再結晶化を防止することによって強
度を向上させる。Ｍｎの作用は０．２重量％以上の含有
量で顕著になるが、０．５重量％を超えるＭｎ含有量で
はＭｎがＭｇ₂ Ｓｉの析出サイトとして作用することに
起因し、焼入れ感受性を高め、焼入れの効果を低減す
る。また、Ａｌ（Ｆｅ，Ｍ）Ｓｉ系の晶出物を粗大化
し、押出し形材の表面状態を悪化させる。 Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ｍｎと同様に均質化処理後にサブミクロンサイズのＡｌ
−Ｃｒ系化合物を形成し、再結晶化を防止することによ
りアルミニウム合金の強度を向上させる。このような作
用は、０．１重量％以上のＣｒ含有量で顕著になる。し
かし、０．３重量％を超える多量のＣｒを含有させる
と、Ｍｎと同様にＭｇ₂ Ｓｉの析出サイトとして作用す
ることに起因し、焼入れ感受性を高め、焼入れの効果を
低減する。また、Ａｌ（Ｆｅ，Ｍ）Ｓｉ系の晶出物を粗
大化し、押出し形材の表面状態を悪化させる。

【０００９】Ｔｉ：０．００５〜０．０５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含有量で顕著になり、Ｂとの複合添加によって
更に高められる。しかし、０．０５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。 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、０．０１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。

【００１０】Ｚｒ：０．０５〜０．２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、ビレットの均
質化処理後、サブミクロンサイズ（０．０５μｍ以下）
のＡｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ₃ Ｚｒ）を形成し、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、０．２重量％を超える
多量のＺｒが含まれると、Ｍｎ，Ｃｒ等と同様にＭｇ₂
Ｓｉの析出サイトとしてＡｌ−Ｚｒ系化合物が作用する
ことに起因し、焼入れ感受性を高め、焼入れ効果を低減
する。また、Ａｌ−Ｚｒ系の晶出物を粗大化させ、押出
し材の表面状態を悪化させる。本発明のアルミニウム合
金においては、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の複合添加により再
結晶を強固に防止し、強度の向上を図っている。これら
添加成分による再結晶抑制作用はＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の
合計含有量が０．３重量％以上で顕著になるが、合計含
有量が０．８重量％を超えると鋳造時に巨大な晶出物が
生成し、押出し時に形材に表面欠陥を発生させる原因と
なる。また、焼入れ感受性を高め、プレス焼入れ性が著
しく損なわれる。このようなことから、Ｍｎ＋Ｃｒ又は
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの合計含有量は、０．３〜０．８重量
％の範囲に調整することが好ましい。

【００１１】Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との関係 本発明のアルミニウム合金は、時効処理で析出するβ’
−Ｍｇ₂ Ｓｉの析出硬化により高い材料強度が付与され
る。このとき、計算値のＭｇ₂ Ｓｉ量［Ｍｇ₂ Ｓｉ＝Ｍ
ｇ％（１／１．７３＋１）］に比較してＳｉを過剰に添
加することが必要である。過剰Ｓｉは、押出し時の熱間
変形抵抗を下げ、押出し速度を上昇させる。しかし、Ｓ
ｉを過剰に添加しすぎると、材料の溶融開始温度が下が
り、押出し形材の表面状態が悪化する。本発明者等は、
Ｍｇ含有量との関係でＳｉ含有量を調査した結果、図１
のＡ−Ｂ−Ｃ−Ｄ領域内にＳｉ含有量及びＭｇ含有量が
調整されていると、表面状態の良好な押出し形材を高押
出し速度で製造できることを見い出した。Ａ−Ｂ−Ｃ−
Ｄ領域内にＳｉ含有量及びＭｇ含有量があると、目標と
する引張強さ及び０．２％耐力が得られ、且つ限界押出
し速度（押出し形材の表面に肌荒れが発生しない生産上
の最高速度）も６０６１と同等又はそれ以上の速度に設
定でき、高生産性で押出し形材が製造できる。Ａ−Ｂ−
Ｃ−Ｄ領域内は、本発明者等による多数の実験結果から
定められたものであるが、この領域を外れると目標とす
る機械的性質をもつ押出し形材を高押出し速度で得られ
ない。すなわち、直線Ａ−Ｂより左側の領域では、過剰
Ｓｉ量が少なく、Ｍｇ₂ Ｓｉが微細均一に析出せず、強
度が十分でない。直線Ｂ−Ｃより下側の領域では、Ｍｇ
量が不足し、Ｍｇ₂ Ｓｉの析出量が少ないため十分な強
度が得られない。直線Ｃ−Ｄより右側の領域では、過剰
Ｓｉが多すぎ、押出し中の溶融温度が降下し、肌荒れが
発生し易くなる。直線Ａ−Ｄより上側の領域では、Ｍｇ
含有量が多すぎ、押出し圧力が上昇して複雑形状の形材
の押出しが困難になると共に、押出し中の溶融温度が降
下して肌荒れが発生し易くなる。

【００１２】溶融開始温度：Ｔ≧５８５℃ 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、これら表面欠陥を抑制し、且つ高強度が
得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金系の成分を検討した結
果、Ｔ（℃）＝６６７−２１×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ−
３８×％Ｍｇで定義される溶融開始温度Ｔを５８５℃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。ここに示し
た定義式は、表１に掲げた１２種及びこれ以外の１４
種，合計２６種のアルミニウム合金ビレットの溶融開始
温度を示差走査熱量計で測定し、得られた溶融開始温度
と添加元素及びその含有量との関係を直線回帰して求め
た。このとき、変数をＳｉ，Ｃｕ，Ｍｇとすることによ
り相関係数の高い回帰式が得られ、各成分に対する係数
はＣｕが−２１，Ｓｉが−４２，Ｍｇが−３８であっ
た。なお、６６７℃は、Ｙ軸、すなわち温度軸との切片
である。

【００１３】本発明に従ったアルミニウム合金は、析出
強化及び組織強化により高い強度を呈する。組織強化
は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移元素を添加することによ
り行われ、押出し形材に繊維状組織が安定形成される量
に遷移元素の添加量が定められる。これら遷移元素は均
質化処理中にマトリックスから析出するため、その添加
量が押出し時のマトリックスの純度にほとんど影響せ
ず、溶融開始温度には影響を及ぼさない。他方、析出強
化のために添加されるＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等は、マトリッ
クス中に固溶し、マトリックスの純度を下げ、溶融開始
温度を低下させる因子として働く。したがって、溶融開
始温度の式においてマイナスの係数となる。なお、Ｆ
ｅ，Ｔｉ，Ｂは、鋳造中にほぼ晶出又は析出してしまう
ため、溶融開始温度を低下させる因子として働かない。
試験の結果、溶融開始温度の低い合金ほど限界の押出し
速度が低下する傾向にあることを把握した。そこで、高
強度と優れた押出し性をもつ合金は、その成分を決める
上で溶融開始温度に着目し、定義式から求めたＣｕ，Ｓ
ｉ，Ｍｇ量に依存している計算上の溶融開始温度を５８
５℃以上に規制した。溶融開始温度が５８５℃未満の合
金では、表面性状の良好な押出し材を得るために一般的
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、その製造コストが上昇
することになる。一方、計算式を満足するＣｕ，Ｓｉ，
Ｍｇ量に設計すると、５８５℃以上の溶融開始温度をも
つ合金となり、６０６１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。

【００１４】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分以上経過して時点で鋳造すると、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。

【００１５】 均質化処理： 昇温速度 ２００℃／時以下 高温保持 ５００〜５８０℃×１〜１２時間 ２００〜５００℃／時で強制冷却 高温保持は、鋳造時に形成された結晶粒内及び粒界にお
けるＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の濃度偏析を均質化すると共
に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移金属を含む化合物をサブ
ミクロンサイズに析出させるために行われる。均質化処
理の昇温条件は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の遷移金属を含む
化合物を均一に析出させるために２００℃／時以下とす
る。析出物は、その後の５００〜５８０℃×１〜１２時
間の高温保持でサブミクロンサイズに成長する。一方、
Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕは、高温保持中、マトリックスに均一
に固溶する。その後、２００〜５００℃／時の範囲で強
制空冷することにより、Ｍｇ−Ｓｉ系，Ａｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を押出し加工時に再固溶可能
な１μｍ以下のサイズに析出させる。このとき、これら
の化合物は、高温保持で成長したＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の
遷移金属を含む化合物を析出サイトとしているため、均
一に且つ微細に析出する。このことは、後工程の時効処
理で部材強度を一層向上させることに有効に働く。析出
したＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の微細な化合物は、押出し時の
再結晶化を抑制する。また、均質化処理でＭｇ，Ｓｉ，
Ｃｕ等を十分に均質化処理することにより、押出し中の
肌荒れ発生が防止される。均質化処理温度が５００℃に
達しないと、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕの十分な均質化が図れな
い。５８０℃を超える均質化処理温度では、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ等を含む化合物が粗大に析出して再結晶抑制作
用を低下させ、押出し形材に十分な強度が付与できな
い。また、１時間に達しない保持時間では５８０℃の温
度域においてもＭｇ，Ｓｉ又はＣｕの均質化が不十分と
なり、１２時間を超えると生産性に支障を来し、コスト
面で問題を生じる。高温保持後の冷却条件が２００℃／
時未満では、Ｍｇ−Ｓｉ系，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｇ
−Ｃｕ系等の化合物の析出物が粗大になり、押出し時に
十分溶体化できず、その後の時効処理で十分な強度が得
られない。

【００１６】 押出し加工： ビレット予熱処理 ４３０〜５２０℃×１〜６０分 押出し直後の形材表面温度 ５００〜５５５℃ 形材冷却開始時の表面温度４３０℃以上から水冷するプ
レス端焼入れ押出し加工では、押出し前に４３０〜５２
０℃×１〜６０分の予熱処理をビレットに施すと共に、
押出し直後の形材表面温度を５００〜５５５℃の温度範
囲に制御する。ビレット均質化処理後の強制空冷で析出
したＭｇ−Ｓｉ系，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系
等の化合物は、予熱処理及び押出し加工中の加工発熱に
より再固溶する。続いて、プレス端で形材冷却時の表面
温度４３０℃以上から水冷することによって、押出し中
に溶体化処理を完了する。以上の処理によって、後続す
る時効処理工程でＭｇ−Ｓｉ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化
合物の析出硬化が得られ、部材強度を向上させることが
できる。

【００１７】ビレットの予熱温度が４３０℃に達しない
と、低い加工温度に起因して変形抵抗が大きくなり、大
きな押出し速度が得られない。予熱時間も１分に達しな
いと、ビレットの温度が均一にならない。また、押出し
形材の表面温度も５００℃に達しないので、Ｍｇ−Ｓｉ
系，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系等の化合物が十
分に再固溶せず、後続する時効処理工程で十分な強度が
得られない。逆に５２０℃を超える予熱温度では、形材
温度が上昇し表面荒れやテアリングが発生し易くなるた
め、表面性状が良好な製品を得るには押出し速度を低下
せざるをえない。また、形材の表面温度が５５５℃を超
えると、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等を含む微細化合物で再結晶
化を抑制するピンニング作用が十分でなくなり、部材強
度を低下させる原因となる。なお、６０分を超える予熱
は、経済的でない。プレス端焼入れで形材の表面温度４
３０℃以上から焼入れすることは、再固溶したＭｇ，Ｃ
ｕ，Ｓｉ等を押出し中に析出させないためである。形材
表面温度が４３０℃未満では、室温強度に寄与しないサ
イズの析出が起こり、その後の時効硬化性を低下させ
る。本発明のアルミニウム合金では、溶融開始温度を５
８５℃以上に設定しているので、通常の６０００系合金
と同等又は高温で押し出すことができる。その分、熱間
変形抵抗が小さくなり、押出し速度を増加できる。しか
し、本発明者等の調査・研究によるとき、溶融開始温度
より３０℃以上低い温度で押し出さないと、押出し形材
の表面が荒れてくることが判った。したがって、押出し
形材の表面温度の上限を５５５℃に規定した。

【００１８】時効処理：１７０〜２００℃×１〜１２時
間 → 空冷 時効処理では、押出し加工及びプレス端焼入れ処理で得
た過飽和固溶体からβ’−Ｍｇ₂ Ｓｉ，Ｓ’−ＣｕＭｇ
Ａｌ₂ 等を析出させることにより部材強度を向上させ
る。時効処理温度が１７０℃に達しないと、１２時間を
超える長時間の処理が必要とされ、経済的でない。逆に
２００℃を超える時効処理温度では過時効となり、ピー
ク強度が低く、十分な部材強度が得られない。また、１
時間未満の保持時間では、時効が不十分となり、安定し
た強度が得られない。

【００１９】

【実施例】表１に示す組成をもつ溶湯を通常の溶解法で
調整し、微細化剤添加後１時間鎮静し、直径２５４ｍｍ
のビレットに鋳造した。各ビレットを８０℃／時の加熱
速度で昇温し、５４０℃×４時間の均質化処理を施し、
冷却速度３００℃／時で室温まで強制空冷した。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（℃）＝６６７−２１
×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ−３８×％Ｍｇ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
〜４℃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。

【００２０】

【００２１】次いで、ビレットを４５０℃に予熱して５
分保持した後、縦１５０ｍｍ，横５０ｍｍ，肉厚２ｍｍ
の中空矩形状断面（図２）をもつ形材に押し出した。こ
のとき、押し出し直後の形材の表面温度は、押出し速度
によって変わるが、５２０〜５５５℃の範囲に入ってい
た。押出し形材は、押出し中にプレス端で水冷された
後、１８０℃×６時間の時効処理が施され、空冷され
た。時効処理後の形材から試験片ＪＩＳ １４Ｂ号を切
り出し、引張試験に供して引張強さ，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。

【００２２】

【００２３】表２にみられるように、本発明に従った試
験番号１〜５では、引張強さが３５０Ｎ／ｍｍ² 以上，
０．２％耐力３３０Ｎ／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。高速押出しは、試験番号１〜５の溶融開始
温度が５８５℃以上と高いことに一つの要因がある。こ
れに対して、試験番号６〜８では、溶融開始温度が５８
５℃より低く、押出し速度を上げると肌荒れが生じ、限
界押出し速度が目標値８ｍ／分に達しなかった。試験番
号９は、Ｍｇ含有量が少ないためＭｇ₂ Ｓｉの析出量が
少なく、０．２％耐力が低かった。試験番号１０は、Ｍ
ｇ及びＳｉの含有量が適正であったもののＣｕ含有量が
少ないことから、引張強さ及び耐力が不足していた。ま
た、Ｍｎ添加のみで組織強化を図る設計であるためＭｎ
含有量を多くしたが、Ｃｒ又はＺｒとの複合添加に比較
して再結晶抑制作用が弱く、その分だけ強度向上に結び
付かなかった。試験番号１１は、Ｍｇ含有量に比較して
Ｓｉ含有量がやや少なく、またＣｒ添加のみであり、し
かもＣｒ含有量が少ないため、Ｍｎ又はＣｒとの複合添
加に比較して強度上昇に結び付かなかった。試料番号１
２は、Ｃｕ含有量が少なく、Ｍｎ＋Ｃｒの添加量も少な
いことから、十分な強度が得られなかった。

【００２４】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明のＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、各合金成分の組成を調整すると共
に、Ｔ（℃）＝６６７−２１×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ−
３８×％Ｍｇで定義される溶融開始温度Ｔが５８５℃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、引張強さ３５０Ｎ／ｍｍ² 以上，０．２％
耐力３３０Ｎ／ｍｍ² 以上と鋼材ＳＳ４００並の材料強
度が得られる。そのため、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、６０６１合金以上の生産性で押出し加工できるた
め、優れた特性をもつ押出し形材を安価に提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明で規定したＳｉ含有量とＭｇ含有量の
範囲

【図２】 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 土田 孝之 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 (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 (72)発明者 諸橋 雅晴 東京都江東区木場２丁目７番23号 新日軽 株式会社内

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃｕ：０．２〜０．９重量％，Ｓｉ：
   ０．６〜１．１重量％，Ｍｇ：０．４〜１．０重量％，
   Ｆｅ：０．１〜０．３重量％，Ｍｎ：０．２〜０．５重
   量％，Ｃｒ：０．１〜０．３重量％，Ｔｉ：０．００５
   〜０．０５重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を
   含み、Ｔ（℃）＝６６７−２１×％Ｃｕ−４２×％Ｓｉ
   −３８×％Ｍｇで定義される溶融開始温度Ｔが５８５℃
   以上となるように成分設計された組成をもつ押出し性に
   優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
2. 【請求項２】 請求項１記載の組成が更にＺｒ：０．０
   ５〜０．２重量％を含む構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−
   Ｓｉ系合金。
3. 【請求項３】 Ｓｉ含有量−Ｍｇ含有量の座標系でＡ点
   （０．８，１．０），Ｂ点（０．６，０．４），Ｃ点
   （１．１，０．４）及びＤ点（１．１，０．８）で区画
   される領域Ａ−Ｂ−Ｃ−Ｄ内にＳｉ含有量及びＭｇ含有
   量がある請求項１又は２記載の構造材料用高強度Ａｌ−
   Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
4. 【請求項４】 Ｍｎ，Ｃｒ及びＺｒの合計含有量が０．
   ３〜０．８重量％の範囲に調整されている請求項１〜３
   の何れかに記載の組成をもつ構造材料用高強度Ａｌ−Ｍ
   ｇ−Ｓｉ系合金。
5. 【請求項５】 請求項１〜４の何れかに記載の組成をも
   つＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を微細化剤添加後１２０分以
   内にＤＣ鋳造し、２００℃／時以下の昇温速度，高温保
   持５００〜５８０℃×１〜１２時間、冷却速度２００〜
   ５００℃／時の均質化処理を施し、予熱４３０〜５２０
   ℃×１〜６０分，押出し直後の形材表面温度５００〜５
   ５５℃の条件下で押し出し、形材の表面温度４３０℃以
   上から水冷するプレス端焼入れを施し、次いで１７０〜
   ２００℃×１〜１２時間保持した後空冷する時効処理を
   施す構造材料用高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出し形
   材の製造方法。