特表 2024-543100 改善された特性を有する押出用Ａ６ｘｘｘ合金及び押出製品の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-11-19

(54)【発明の名称】改善された特性を有する押出用Ａ６ｘｘｘ合金及び押出製品の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 21/06 20060101AFI20241112BHJP

   C22F 1/05 20060101ALI20241112BHJP

   C22C 21/02 20060101ALN20241112BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20241112BHJP

【ＦＩ】

C22C21/06

C22F1/05

C22C21/02

C22F1/00 602

C22F1/00 612

C22F1/00 630A

C22F1/00 623

C22F1/00 630K

C22F1/00 631A

C22F1/00 682

C22F1/00 683

C22F1/00 685Z

C22F1/00 686B

C22F1/00 691A

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 692B

C22F1/00 694A

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024529751

(86)(22)【出願日】2022-11-23

(85)【翻訳文提出日】2024-07-22

(86)【国際出願番号】 EP2022082973

(87)【国際公開番号】W WO2023094446

(87)【国際公開日】2023-06-01

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】591237869

【氏名又は名称】ノルスク・ヒドロ・アーエスアー

【氏名又は名称原語表記】ＮＯＲＳＫ ＨＹＤＲＯ ＡＳＡ

【住所又は居所原語表記】０２４０ ＯＳＬＯ，ＮＯＲＷＡＹ

(74)【代理人】

【識別番号】100110423

【弁理士】

【氏名又は名称】曾我 道治

(74)【代理人】

【識別番号】100111648

【弁理士】

【氏名又は名称】梶並 順

(74)【代理人】

【識別番号】100122437

【弁理士】

【氏名又は名称】大宅 一宏

(74)【代理人】

【識別番号】100209495

【弁理士】

【氏名又は名称】佐藤 さおり

(72)【発明者】

【氏名】トゥナル・ウルフ・ホーコン

(72)【発明者】

【氏名】ライソ・オドヴィン

(72)【発明者】

【氏名】モーセル、エヴァ・アン

(72)【発明者】

【氏名】ウェイカンプ、ヘレン

(72)【発明者】

【氏名】ロイセット、ヨースタイン

(72)【発明者】

【氏名】インドリヤティ、マルタ

(57)【要約】

本発明は、重量％で、Ｍｇ：０．４５～１．２、Ｓｉ：０．４０～１．０、Ｔｉ：０．０５～０．２０、Ｖ：０．０５～０．１５、Ｃｕ：０．３０未満、Ｍｎ：０．３０未満、Ｃｒ：０．１５未満、Ｚｒ：０．１５未満、Ｆｅ：０．５０未満、Ｚｎ：０．５０未満を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム合金であって、改善された延性及び押しつぶし特性を有し、良好なエネルギー吸収性、耐食性及び温度安定性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム合金に関し、特に車両の衝突時に露出する部分の構造部品に有用である。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項2】

Ｔｉの含有量が０．０７～０．１２重量％である、請求項１に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項3】

Ｖの含有量が０．０７～０．１２重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項4】

Ｔｉ＋Ｖの含有量が０．１４～０．２４重量％又は０．１５～０．２０重量％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の６ｘｘｘ合金。

【請求項5】

Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比が０．５０～０．９６である、請求項１～４のいずれか一項に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項6】

Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比が０．６０～０．８５又は０．６５～０．７５である、請求項５に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項7】

Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比が０．８０～０．９６である、請求項５に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項8】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．６５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．７５重量％である、請求項１～７のいずれか一項に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項9】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．５５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．６５重量％である、請求項８に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項10】

Ｍｎの含有量が０．１０～０．２０重量％である、請求項１～９のいずれか一項に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金

【請求項11】

Ｃｕの含有量が０．２０未満又は０．０８～０．１５重量％である、請求項１～１０のいずれか一項に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項12】

Ｃｒの含有量が０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満である、請求項１～１１のいずれか一項に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項13】

請求項１～１２のいずれか一項に記載の合金から押出製品を製造する方法であって、以下：
ａ．重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．１５
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、かつＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金からビレットを鋳造する工程と、
ｂ．鋳造ビレットを４８０℃～６００℃の温度で１時間～２４時間均質化する工程と、
ｃ．均質化されたビレットを冷却する工程と、
ｄ．前記ビレットを押出成形して押出製品を形成する工程と、
ｅ．８０℃／秒未満の冷却速度を用いて、押出製品を室温まで冷却する工程と、
ｆ．任意選択的に、プロファイルを延伸する工程と、
ｇ．押出製品を時効する工程と
を含む、押出製品を製造する方法。

【請求項14】

工程ｆにおける延伸が１．５～４％である、請求項１３に記載の押出製品の製造方法。

【請求項15】

工程ｆにおける延伸が１．５～３％である、請求項１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項16】

工程ｅの冷却速度が４０℃／秒未満又は２０℃／秒未満である、請求項１３～１５のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項17】

工程ｅの冷却速度が５℃／秒超又は７℃／秒超である、請求項１３～１６のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項18】

Ｔｉ＋Ｖの含有量が０．１４～０．２４又は０．１５～０．２０である、請求項１３～１７のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項19】

Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比が０．５０～０．９６である、請求項１３～１８のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項20】

Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比が０．６０～０．８５、又は０．６５～０．７５、又は０．８０～０．９６である、請求項１９に記載の押出製品の製造方法。

【請求項21】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．６５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．７５重量％である、請求項１３～２０のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項22】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．５５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．６５重量％である、請求項２１に記載の押出製品の製造方法。

【請求項23】

Ｃｕの含有量が０．２０未満又は０．０８～０．１５重量％である、請求項１３～２２のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項24】

Ｃｒの含有量が０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満である、請求項１３～２３のいずれか一項に記載の押出製品の製造方法。

【請求項25】

請求項１３～２４のいずれか一項に従って製造された押出製品であって、重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．１５
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
からなり、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金を含み、
最終製品の材料は再結晶粒組織を有する、押出製品。

【請求項26】

押出製品が、車両の衝突時に露出する部分の構造部品である、請求項２５に記載の押出製品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、優れた延性及び押しつぶし特性を有し、良好なエネルギー吸収性及び温度安定性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム合金及びその押出製品に関し、特に、車両の衝突時に露出する部分の構造部品に有用である。本発明に係る押出品は、高い耐食性も有する。

【背景技術】

【0002】

国際公開第２００７／０９４６８６号には、合金の延性を改善するために０～０．４重量のＴｉを添加したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金が開示されている。Ｍｇ及びＳｉの範囲は広く、Ｓｉ／Ｍｇ比の好ましい範囲は１．４である。この特許出願は、最良の温度安定性が高いＳｉ／Ｍｇ比で見出されることも教示している。

【0003】

欧州特許第０９３６２７８号では、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金に０．０５～０．２０重量％のＶの添加と、０．１５～０．４重量％のＭｎの添加を併用することで、延性が改善されると主張している。この特許出願によれば、好ましいＭｎ／Ｆｅ比は０．４５～１．０であり、より好ましくは０．６７～１．０である。欧州特許第０９３６２７８号におけるＴｉの役割は、鋳造又は溶接中の結晶粒微細化剤として明確に述べられている。Ｔｉの好ましい範囲は０．１重量％以下である。

【0004】

従来技術において、プロファイルは押出後に水焼入れされる。しかしながら、水焼入れは、押出成形された部分の形状の歪みをもたらす可能性があり、歪みのリスクは、プロファイルの複雑さが増すにつれて増大する。

【発明の概要】

【0005】

Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ（６ｘｘｘ）合金の押出プロファイルは、自動車の衝突にさらされる部分の構造部品として使用されている。このような部品は、衝突時に大きなエネルギーを吸収することが要求され、そのためには破断せずに変形しなければならない。押出プロファイルが必要な特性を有することを管理する手段の１つは、押しつぶしによって試験することである。この試験では、予め定義された長さの１つ以上のチャンバーを有する薄壁押出中空プロファイルの試験片を、制御された速度で軸方向に押しつぶし、試験片の長さを典型的には元の長さの１／３に減少させる。良好な変形挙動は、試験片の壁が規則的に折り畳まれていること、試験片に亀裂がほとんど又は全くないこと、及び変形した部分の表面が滑らかであることによって特徴付けられる。貧弱な変形挙動は、試験片の壁の限定的な折り畳まれ、試験片の広範な亀裂又は破壊、及び変形した部分の表面が粗く不均一であることによって特徴付けられる。

【0006】

押しつぶし試験の代替法として、曲げの外側で最初の亀裂が発生する前に、プロファイル内の壁の１つがどの程度曲げられるかを試験する方法がある。

【0007】

衝突に曝された部分の構造部品の中には、高温に曝されることもある。このような曝露は、合金の機械的特性に影響を及ぼす可能性がある。このような用途では、熱曝露の影響を受けにくい合金を選択することが重要である。「熱安定性」という用語は、高温に曝された後に機械的特性を保持する合金の能力を意味する。本発明は、腐食特性及び押しつぶし特性を維持しながら、押出後により低い冷却速度を用いて製造することができる高温安定性を有する合金を提供する。

【0008】

本発明は、独立請求項１、１３及び２５、並びに従属請求項２～１２、１４～２４及び２６に定義される特徴によって特徴付けられる。

【0009】

第１の態様によれば、重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０重量％であり、かつＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金が提供される。

【0010】

Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］である。合金中にＺｒが含まれる場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］である。

【0011】

いくつかの実施態様において、Ｔｉの含有量は、０．０５～０．１５重量％又は０．０７～０．１２重量％である。

【0012】

いくつかの実施態様において、Ｖの含有量は、０．０７～０．１２重量％である。

【0013】

いくつかの実施態様において、Ｔｉ＋Ｖの含有量は、０．１４～０．２４重量％又は０．１５～０．２０重量％である。

【0014】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．５０～０．９６である。

【0015】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．６０～０．８５又は０．６５～０．７５である。

【0016】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．８０～０．９６である。

【0017】

いくつかの実施態様において、Ｓｉの含有量は、０．４５～０．６５重量％であり、かつＭｇの含有量は、０．５５～０．７５重量％である。

【0018】

いくつかの実施態様において、Ｓｉの含有量は、０．４５～０．５５重量％であり、かつＭｇの含有量は、０．５５～０．６５重量％である。

【0019】

いくつかの実施態様において、Ｍｎの含有量は、０．１０～０．２０重量％である。

【0020】

いくつかの実施態様において、Ｃｕの含有量は、０．２０未満又は０．０８～０．１５重量％である。

【0021】

いくつかの実施態様において、Ｃｒの含有量は、０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満である。

【0022】

いくつかの実施態様において、Ｆｅの含有量は、０．３５重量％未満である。

【0023】

いくつかの実施態様において、６ｘｘｘアルミニウム合金は、押出合金である。

【0024】

第２の態様によれば、第１の態様又はそのいずれかの実施態様に係る合金から押出製品を製造する方法であって、以下の工程：
ａ．重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、かつＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金からビレットを鋳造する工程と、
ｂ．鋳造ビレットを４８０℃～６００℃の温度で１時間～２４時間均質化する工程と、
ｃ．均質化されたビレットを冷却する工程と、
ｄ．前記均質化されたビレットを押出成形して押出製品を形成する工程と、
ｅ．８０℃／秒未満の冷却速度を用いて、押出製品を室温まで冷却する工程と、
ｆ．任意選択的に、プロファイルを延伸する工程と、
ｇ．押出製品を時効する工程と
を含む方法が提供される。

【0025】

Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］である。合金中にＺｒが含まれる場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］である。

【0026】

いくつかの態様において、工程ｆにおける延伸は、１．５～４％又は１．５～３％である。

【0027】

いくつかの実施態様において、工程ｅにおける冷却速度は、４０℃／秒未満又は２０℃／秒未満である。

【0028】

いくつかの実施態様において、工程ｅにおける冷却速度は、５℃／秒を超えるか又は７℃／秒を超える。

【0029】

いくつかの実施態様において、Ｔｉ＋Ｖの含有量は、０．１４～０．２４重量％又は０．１５～０．２０重量％である。

【0030】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．５０～０．９６である。

【0031】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．６０～０．８５又は０．６５～０．７５である。

【0032】

いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．８０～０．９６である。

【0033】

第３の態様によれば、第１の態様又はそのいずれかの実施態様に係る合金を含み、かつ第２の態様又はそのいずれかの実施態様の方法により製造された押出製品であって、最終押出製品の材料は再結晶粒組織を有する、押出製品が提供される。

【0034】

いくつかの実施態様において、押出製品は、車両の衝突時に露出する部分の構造部品である。

【0035】

特に明記しない限り、本明細書中で言及されるＡＡ６ｘｘｘシリーズ合金は、アルミニウム協会によって発行された「鍛造アルミニウム及び鍛造アルミニウム合金のための国際合金記号及び化学組成限界（International Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys）」に列挙されるＡｌＭｇＳｉ合金を指す。

【0036】

特に明記しない限り、全ての合金組成は、合金の総重量を基準にした重量％で表される。

【図面の簡単な説明】

【0037】

【図1a】図１ａは、Ｔ６への時効前に０．５％、２％及び４％延伸された表１の７種の合金の降伏強度値Ｒｐ_０．２を示す図である。

【図1b】図１ｂは、Ｔ６への時効前に０．５％、２％及び４％延伸された表１の７種の合金の局部伸びを示す図である。

【図2】図２は、試料の曲げ試験がどのように行われるかを示す。

【図3】図３は、試料に最初の亀裂が発生したときの曲げ角度を手動で測定する方法を示す。

【図4】図４は、表１の合金１、３、５及び７から本開示に従って製造され、ＳＨＴ後に５０～６０℃／秒の冷却速度で油焼入れされた押出品の曲げ角度を示す。

【図5】図５は、表１の合金１、３、５及び７からの開示に従って製造され、ＳＨＴ後に６～７℃／秒の冷却速度で空冷された押出品の曲げ角度を示す。

【図6(a)】図６（ａ）は、０．５％延伸された表１の合金変種１、３、５及び７について、水焼入れ（ＷＱ）、油焼入れ（ＯＱ）及び空冷（ＡＣ）した試料の降伏強度Ｒｐ_０．２を示す。

【図6(b)】図６（ｂ）は、０．５％延伸された表１の合金変種１、３、５及び７について、水焼入れ（ＷＱ）、油焼入れ（ＯＱ）及び空冷（ＡＣ）した試料の局部伸び（Ａ_２５ｍｍ－Ａ_ｇ）を示す。

【図7(a)】図７（ａ）は、０．５％、２％及び４％の延伸後に試験した、表１の７つの合金の最も深い３つのＩＧＣ浸食の平均を示す。

【図7(b)】図７（ｂ）は、図７（ａ）に示されたＩＧＣ値について測定された典型的な部位の光学顕微鏡画像を示す。

【図8】図８は、表１の合金３から作製した時効硬化押出プロファイルを１５０℃で５００時間及び１０００時間熱曝露した後の降伏強さ（Ｒｐ_０．２）及び極限引張強さ（Ｒｍ）を示す。

【図9】図９は、空気焼入れ（ＡＱ）中の長さ１０ｃｍのプロファイルに沿った典型的な焼入れ速度を示す。

【図10】図１０は、例５に記載された試料のＴ６への時効後の降伏強度（ａ）及び極限引張強さ（ｂ）を示す。

【図11】図１１は、例５の３つの合金からの押しつぶし試験片を示し、２つずつ平行して左から右（縦の列）に合金２１－０３１、２１－０３２及び２１－０３３を示す。

【発明を実施するための形態】

【0038】

以下、本発明を実施例により、図面を参照しながらさらに説明する。
本開示による発明は、主要な合金元素としてＭｇ及びＳｉを含有し、Ｔｉ及びＶを添加したアルミニウム合金に関する。合金は、結晶粒微細化剤として通常添加されるＴｉ量を超える量のＴｉを含有する。過剰のＴｉは、合金の延性の改善及び耐食性の改善に寄与する。アルミニウム合金は６ｘｘｘアルミニウム合金である。アルミニウム合金は、特に、６ｘｘｘアルミニウム押出合金とすることができる。

【0039】

本開示は、重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金に関する。

【0040】

Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］である。合金中にＺｒが含まれる場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］である。

【0041】

この合金は、さらなる強度及び温度安定性のためにＣｕを含有してもよい。Ｃｕの含有量は０．３０重量％未満であるべきである。いくつかの実施態様において、Ｃｕの含有量は、０．２０重量％未満とすることができる。０．０８～０．１５重量％のＣｕ含有量は、いくつかの実施態様において、良好な強度及び温度安定性を示している。

【0042】

この合金は、０．５０重量％までのＦｅを含有してもよい。鉄は、通常、酸化アルミニウム、製造工程、金属くずなどの発生源から発生する不純物元素である。Ｆｅの含有量が高すぎると、合金の腐食特性が低下する可能性がある。また、ＡｌＦｅＳｉ含有一次粒子中のＳｉを結合させることによって材料の強度を低下させる。しかし、最大Ｆｅ含有量を増加させるか又はＦｅ含有量を比較的高くすると、消費者使用後のスクラップをより多く使用することができるようになり、これはアルミニウムのカーボンフットプリントを削減するために重要である。

【0043】

添加された元素の重量パーセント当たりに形成された分散質の数密度は、ＭｎよりもＣｒの方が有意に高く（O. Lohne及びAL Dons: Scand. J. Metall. vol. 12(1983)pp. 34-36）、これは、特定の分散質の数密度を達成するためには、Ｍｎ添加よりも低いＣｒ添加が必要であることを意味する。分散質は、押出工程に３つの悪影響を及ぼす。第１の悪影響は、材料の熱間変形抵抗が増加し、生産性の低下につながることである。第２の悪影響は、分散質の数密度の増加が、合金の硬化能の損失を回避するために、押出後の冷却速度に対する要求を増大させることである。その理由は、分散質が非硬化Ｍｇ－Ｓｉ析出物の核形成サイトとして作用するためである。第３の悪影響は、押出プロファイルの結晶粒度に関連している。再結晶を防止するために必要とされるよりも若干少ない数の分散質では、少数の粒子のみが成長することができ、その結果、押出プロファイル中に非常に粗い結晶粒組織が生じるという状況が得られる。その後、押出プロファイルを形成すると、広範囲にわたってオレンジピーリングが生じる可能性がある。最終製品では、粗粒は押しつぶし及び曲げ挙動に悪影響を及ぼす。従って、改善された延性から利益を得るために必要な量を超えてＭｎ及びＣｒを添加することを回避しようとする。Ｍｎ及びＣｒの最適含有量は、加工条件とプロファイル形状に強く依存する。

【0044】

本明細書に開示された方法に従って製造された最終的な押出製品は、好ましくは再結晶化され、従って再結晶粒組織を有する。押出後の再結晶を防止するのに十分な多数の分散質粒子を有する材料は、より少ない分散質粒子を有する材料と比較して、変形抵抗が高くなり、従って押出がより困難になる。さらに、分散質粒子の数が多いと、材料の焼入れ感度が高くなり、製品の強度要件を満たすために焼入れを余儀なくされることがある。このような場合、焼入れ時の押出プロファイルの歪みのために、寸法公差要件を満たすことが困難になる場合がある。

【0045】

従って、本開示による合金は、０．３０重量％までのＭｎを含有してもよい。いくつかの実施態様において、Ｍｎの量は、０．１０～０．２０重量％であってよい。Ｃｒは、０．１５重量％まで添加してもよい。いくつかの実施態様において、Ｃｒの量は、０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満でさえある。本開示による合金は、０．１０～０．２０重量％のＭｎ及び０．１５重量％までのＣｒを含有してもよい。２つの元素、Ｍｎ及びＣｒを組み合わせる場合、分散質の総数を許容可能なレベルに維持するために、各元素の量を減少させなければならない場合がある。Ｍｎ及び／又はＣｒが多すぎると、好ましくない機械的特性をもたらす混合結晶粒組織（再結晶及び非再結晶）が生じる可能性がある。

【0046】

Ｚｒの添加は、６ｘｘｘ合金ではあまり一般的ではないが、Ｍｎ又はＣｒの添加と同様に分散質粒子を形成する。Ｚｒは、０．１５重量％まで添加してもよいが、分散質の総数を許容可能なレベルに維持するためには、Ｍｎ及びＣｒの添加と同じ考慮が必要である。

【0047】

この合金は、より多くの消費後スクラップを溶融物に添加することを可能にするために、０．５０重量％までのＺｎを含有してもよい。一実施態様において、この合金は、０．２０重量％までのＺｎを含有する。一部のＺｎは、アルミニウム合金の押出性、機械的特性又は腐食特性に大きな影響を与えない。より高いＺｎ濃度では、押出性及び腐食特性がわずかに低下するので、Ｚｎの上限は０．５０重量％である。

【0048】

この合金は、良好な押しつぶし挙動が要求される押出製品用に開発された。この合金は、生産性と、押出プレスで押出プロファイルを急速に焼入れする必要なく高い延性を得るために最適化されている。従って、本開示による合金は、複雑なプロファイルを有する押出材に特に適している。しかし、延性又は耐食性の改善が要求される場合には、鍛造品などの他の製品にも使用することができる。

【0049】

合金の最適なＳｉ／Ｍｇ比を見出すためには、合金の鋳造及び均質化の間に形成されるＦｅ含有一次粒子及び他の非硬化粒子中にＳｉの一部が拘束されることを考慮しなければならない。このＳｉは、時効硬化に関して「失われた」又は効果がないと考えることができる。
Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］、Ｚｒを含む合金の場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］で定義される「有効Ｓｉ含有量」Ｓｉ_ｅｆｆという用語を導入することができる。

【0050】

本開示による合金は、０．４５～０．２重量％の量のＭｇ及び０．４０～１．０重量％の量のＳｉを有する。本開示による合金から製造される押出製品の耐押しつぶし性を最適化するために、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、１．０未満であるべきである。Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．５０～０．９６の範囲内に維持することが好ましい。０．６０～０．８５又は０．６５～０．７５の範囲内の最適なＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、実施例によって実証されるように、有利であることが見出されている。しかしながら、いくつかの実施態様において、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は、０．８０～０．９６であってもよい。

【0051】

いくつかの実施態様によれば、延性及び温度安定性のためのＭｇ及びＳｉの最適な組成は、０．４５～０．６５重量％のＳｉ及び０．５５～０．７５重量％のＭｇ、又はより狭く定義された組成では、０．４５～０．５５重量％のＳｉ及び０．５５～０．６５重量％のＭｇである。

【0052】

チタン（Ｔｉ）は、通常、鋳造時に合金の結晶粒度を微細化する目的で、ホウ素（Ｂ）又は炭素（Ｃ）と共にＡｌ合金に添加される。溶湯中の余分なＴｉは、ＴｉＢ_２粒子の結晶粒微細化効果を高める。Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金の結晶粒微細化に必要なＴｉ含有量は、典型的には０．００５～０．０３重量％の範囲である。本開示による合金中のＴｉの量は、０．０５～０．２０重量％の範囲内、例えば、０．０５～０．１５重量％又は０．０７～０．１２重量％の範囲内である。さらに、本開示による合金中のＶの量は、０．０５～０．１５重量％又は０．０７～０．１２重量％の範囲内である。Ｔｉ及びＶは共に、通常は凝固中に結晶粒の中心に向かって偏析する包晶元素である。押出中、結晶粒中のＴｉ及びＶに富む領域は、微細な帯に延伸される。理論に束縛されることを望むものではないが、これらのＴｉ－／Ｖ－帯は、高温で粒界に向かうＭｇ及びＳｉの拡散速度を低下させ、従って、曲げ角度、強度及び押しつぶし性のような材料特性を損なうことなく、押出後の冷却速度を低下させることが可能であると考えられる。Ｔｉ及びＶの両方を合計で０．１０重量％以上、例えば合計で０．１４重量％以上添加すると、本開示によるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金の耐押しつぶし性及び耐食性に改善効果が見られる。これは、結晶粒微細化のために典型的に使用されるものを超えるＴｉ含有量を必要とする。従って、本開示によれば、Ｔｉ及びＶの総量（Ｔｉ＋Ｖ）は、０．１０～０．３０重量％であるべきである。いくつかの実施態様において、Ｔｉ＋Ｖの含有量は、０．１４～０．２４重量％、例えば０．１５～０．２０重量％であってもよい。Ｔｉ＋Ｖの総量は、望ましくない一次粒子の析出をもたらすので、あまり高くすべきではない。固溶体中のＴｉ及びＶは変形抵抗を増加させ、押出性を低下させるので、Ｔｉ及びＶの総量も指示された限界内に保つべきである。Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金にＴｉ及びＶを添加することによって得られる押しつぶし性能の改善は、本発明の実施例によって実証される。

【0053】

本開示は、押出製品を製造するための方法にさらに関する。
この方法は、以下の工程を含む。
工程ａ．重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、かつＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金からビレットを鋳造する。この合金は、上記の開示に従う組成、又は合金元素の別の量をさらに特定する合金の上記の開示された実施態様のいずれかを有してもよい。
Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］である。Ｚｒを含む合金の場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］である。

【0054】

工程ｂ．鋳造ビレットを４８０～６００℃の温度で１～２４時間均質化する。均質化工程は、鋳造ビレットの微細組織を均質化する。典型的な均質化温度は、合金に含まれるＭｇ及びＳｉを溶解するために、関連する合金のソルバス温度以上である。

【0055】

工程ｃ．均質化されたビレットを均質化温度から室温に冷却する。均質化温度からの冷却速度は、１時間当たり１００℃を超えてもよい。典型的には、均質化温度からの冷却速度は、１時間当たり２００℃を超えるか、又は１時間当たり３００℃を超えることができる。

【0056】

工程ｄ．前記ビレットを押出成形して押出製品を形成する。押出前に、押出ビレットを適切な押出温度、典型的には４５０～５１０℃に再加熱すべきである。本開示によれば、ビレットは、所望の押出温度に冷却される前に過熱されてもよい。

【0057】

工程ｅ．押出製品を室温まで冷却する。押出製品の冷却は、８０℃／秒未満の冷却速度を使用すべきである。冷却速度は、４０℃／秒未満、さらには２０℃／秒未満であってもよい。しかしながら、冷却速度は、５℃／秒を超えるべきであり、いくつかの実施態様では、７℃／秒を超えるべきである。冷却速度が低すぎると、合金に含まれるＭｇ及びＳｉが時効中の強化に寄与しない大きなＭｇ_２Ｓｉとして析出する可能性があるため、最終製品の潜在的強度が低下する可能性がある。これにより、人工時効中に形成される強化ナノサイズ析出相の析出に利用できるＭｇ及びＳｉが少なくなる。押出のために低い冷却速度を使用することにより、プロファイルに幾何学的歪みを導入することなく、所望の強度及び押しつぶし特性を有する複雑な押出鋭利物の製造が可能になる。押出製品を冷却するためにより低い冷却速度を使用することの利点は、実施例によって実証される。

【0058】

工程ｆ．任意選択的に、プロファイルを延伸する。任意の延伸工程ｆは、冷却されたプロファイルを４％まで延伸することを含んでもよい。１．５～４％の間、例えば１．５～３％の延伸は、実施例によって実証されるように、材料の延性に有益であることが示されている。延伸は、典型的には、押出後の短時間、例えば、押出後１０～３０分以内に行われるが、示された時間は重要ではなく、延伸は後で行ってもよい。

【0059】

工程ｇ．押出製品を時効する。時効工程ｇは、製品を所望の強度レベルまで人工時効することを含む。自然時効は、工業生産において実際には避けられないので、時効工程は自然時効を含むこともできることを理解すべきである。所望の押しつぶし性能を達成するために、押出製品をＴ６調質まで時効してもよい。工程ｆに従って延伸されるプロファイルは、Ｔ８調質（冷間加工後に時効）と指定することができるが、本開示では、時効されたすべてのプロファイルに対してＴ６指定が使用される。時効温度は、典型的には１６０～２１０℃の範囲内で１～２４時間であり、典型的な時効温度は１７５～２０５℃の範囲内である。人工時効は、１段階で行ってもよいし、段階的に行ってもよい。

【0060】

上記に開示された方法に従って製造された押出製品は、以下の組成（重量％）：
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．１５
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比は１．０未満である、
を有する合金を含む。

【0061】

押出製品の合金組成は、上記の開示で説明したような任意の組成を有してもよい。

【0062】

Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／３［重量％］である。Ｚｒを含む合金の場合、Ｓｉ_ｅｆｆ＝Ｓｉ－（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）／３［重量％］である。

【0063】

本開示の方法によって製造された押出製品は、再結晶粒組織を有するべきである。いくつかの実施態様において、押出製品は、再結晶粒組織を有し、少なくとも２４０ＭＰａ（Ｃ２４合金要件）の降伏強度Ｒｐ０．２を有する。さらに、本発明の方法によって製造された本開示の合金の押出製品は、優れた曲げ角度特性を示し、優れた押しつぶし性及び耐食性の組み合わせを有する。以下の実施例から明らかなように、押出製品は、良好な温度安定性も有する。

【実施例】

【0064】

＜例１＞
表１に示す組成を有する７種の合金をＤＣ鋳造により直径９５ｍｍのビレットに鋳造した。

【0065】

【表1】

【0066】

均質化は、５７５℃の温度で２時間１５分間行った後、約３５０℃／時間の速度で冷却した。

【0067】

ビレットを約５５０℃に８～１０分間過熱し、次いで押出直前に約４９０～５００℃に冷却した。外寸法２９×３７ｍｍ、壁厚２．８ｍｍの中空矩形プロファイルを異なる合金から押出した。プロファイルは、ダイ出口の後方約５０ｃｍの距離で、３００℃／秒を超えると推定される焼入れ速度で水中で焼入れされた。押出後、プロファイルを０．５％、２％又は４％のいずれかに延伸した。押出の約２４時間後に、プロファイルを、２００℃／時間の速度で１５０℃まで加熱し、１５０℃で１．５時間保持し、１５℃／時間の速度で１９５℃まで加熱し、及び０．５％延伸したプロファイルについては１９５℃で２時間保持し、２％延伸したプロファイルについては１９５℃で１時間４０分保持し、４％延伸したプロファイルについては１９５℃で１時間２０分保持して、Ｔ６まで時効した。図１（ａ）は、Ｔ６への時効前に０．５％、２％及び４％延伸した表１の７種の合金の降伏強度値Ｒｐ０．２を示す。異なる変種の強度レベルは非常に類似している。バナジウム及びチタンは共にＴ６条件での強度にほとんど影響を与えないので、これは予想通りである。Ｔ６時効前に０．５％延伸したプロファイルと比較して、２％及び４％延伸したプロファイルの強度はわずかに低下している。引張試験は、ＩＳＯ ６８９２－１－金属材料－引張試験－第１部：室温における試験の方法に従って実施した。

【0068】

一様伸び又は全伸びは、押しつぶしによる変形を受ける材料の延性の良い尺度ではない。全伸び（Ａ_２５ｍｍ）と一様伸び（Ａ_ｇ）との差は、局部伸びとして知られており、材料の延性のより良い尺度である。図１（ｂ）は、試験した７種の合金の局部伸びを示す。水焼入れプロファイルでは、バナジウム又はチタンのいずれかを添加しても、良い影響はわずかである。Ｔ６時効前に延伸を０．５％から２％又は４％に増加させると、局部伸びに対してより良い影響があるようである。

【0069】

＜例２＞
曲げ試験は、規格ＶＤＡ ２３８－１００に従って実施したが、例外として、６０Ｎではなく１％の荷重降下を停止基準として使用した。この基準に基づいて測定された曲げ角度は、典型的には、試料内で最初の亀裂が観察される角度に対応する。試験試料は、実施例１のプロファイルの最も広い側壁から採取した。試料は、幅３０ｍｍ、長さ６０ｍｍ、厚さ２．８ｍｍであった。試料は、押出方向に対して９０°の軸に沿って（すなわち、押出方向に対して垂直に）曲げられる（図２参照）。図３は、試料に最初の亀裂が発生したときの曲げ角度を手動で測定する方法を示す。

【0070】

押出からの冷却速度の違いが曲げ特性に及ぼす影響を調べるために、押出後に０．５％延伸した押出試料を５３０℃で２０分間（温度が５２５℃に達してから測定した時間）分離溶体化処理（ＳＨＴ）した後、空気、油又は水中で冷却した。

【0071】

１セットの試料（第１のセット）を、約２５℃の温度を保持する水中で焼入れした。４５０℃と２５０℃との間の温度区間での冷却速度は、３００℃／秒以上と推定される。焼入れ後、試料を０．５％及び２％延伸した後、例１と同じ方法でＴ６へと時効した。

【0072】

別のセットの試料（第２のセット）を、２６～２８℃の範囲の温度を保持する油中で焼入れした。４５０℃と２５０℃との間の温度区間における冷却速度は、５０～６０℃／秒の範囲であると測定される。焼入れ後、試料を０．５％及び２％延伸した後、例１に記載したのと同じ方法でＴ６へと時効した。

【0073】

第３のセットの試料を、強制空気中で冷却した。中空プロファイルの全試料で得られるよりも高い冷却速度を得るために、ＳＨＴの前に、幅３０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの曲げ試料用のブランクを作製した。４５０℃と２５０℃との間の温度区間における冷却速度は、６～７℃／秒の範囲であると測定された。室温に冷却した後、試料を０．５％及び２％延伸した後、実施例１に記載したのと同じ方法でＴ６へと時効した。

【0074】

水焼入れした試料の曲げ角度はいずれも装置の限界を超えており、ここでの結果は代表的なものではない。

【0075】

図４は、合金１、３、５及び７から本発明に従って製造され、ＳＨＴ後に５０～６０℃／秒の冷却速度で油焼入れされた押出品について、実施例２に記載のように測定された曲げ角度を示す。この場合、Ｔｉ又はＶを添加することの明確な効果が見られるが、本発明によれば、Ｔｉ及びＶを一緒に添加することによって最良の効果が得られる。これはまた、Ｔ６への時効前の０．５％と比較して、２％の延伸の非常に明確な効果である。

【0076】

図５は、表１の合金１、３、５及び７から本発明に従って製造され、ＳＨＴ後に６～７℃／秒の冷却速度で空冷された押出品の曲げ角度を示す。空冷は全ての合金の曲げ角度を減少させるが、この場合もＴｉ又はＶを添加することの明らかな効果が見られるが、本発明によればＴｉとＶを一緒に添加することによって最良の効果が得られる。また、Ｔ６への時効前の０．５％と比較して、２％の延伸の非常に明確な効果である。

【0077】

水焼入れ及び油で焼入れした試料の曲げ性は、空冷した試料で得られるものよりも優れているが、非常に高い速度での冷却は、供給可能なプロファイル形状及び幾何公差に制限を課すことになる。本発明による組成を使用することにより、押出後に空冷した試料を用いて、従来技術のより速く焼入れされた試料の曲げ角度に近い曲げ角度を得ることが可能である。

【0078】

図６（ａ）では、ＳＨＴ後に異なる冷却速度で冷却した合金変種の降伏応力Ｒｐ_０．２値が示されている。水冷した試料と比較して、空冷した試料ではＲｐ_０．２があまり低下せず、すべての変種が２４０ＭＰａの最小Ｒｐ_０．２という典型的な要件を満たしている。

【0079】

図６（ｂ）では、全伸びＡ_２５ｍｍと一様伸びＡ_ｇとの間の差（局部伸びと呼ばれる）が、図６（ａ）と同じ合金変種に対してプロットされている。局部伸びは、冷却速度が最も高い場合に最良である。Ｔｉ又はＶの添加（変種３及び５）は、低Ｔｉ及びＶの合金変種（変種１）と比較して、局部伸びを増加させる。しかしながら、局部伸びにおける最大の増加は、両方の元素が一緒に加えられた場合（変種７）に本発明に従って見出される。

【0080】

＜例３＞
粒界腐食（ＩＧＣ）試験は、規格ＩＳＯ１１８４６方法Ｂに従って行った。各試料からの３つの平行試料を同じビーカーに浸漬した。７種の合金のＩＧＣ結果を図７に示す。
各試料について４つの領域を調査し、３つの最も深いＩＧＣ侵食を測定した。

【0081】

図７（ａ）は、０．５％、２％及び４％の延伸後に試験した７種の合金の最も深い３つのＩＧＣ侵食の平均を示す。合金は、押出後に水焼入れし、Ｔ６への時効前に延伸した。ＴｉもＶも含まない合金（合金１）が最も深い腐食侵食を受け、測定された最大平均深さは３５０～４１０μｍの範囲である。

【0082】

図７（ｂ）は、図７（ａ）に示された平均ＩＧＣ値について測定された典型的な部位の光学顕微鏡画像を示す。

【0083】

図７（ａ）及び図７（ｂ）の画像から、これらの合金中のＴｉ及びＶを増加させると、ＩＧＣ深さが著しく減少することが明らかである。高いＴｉ及びＶを有する合金７は、明らかに最小のＩＧＣ侵食を示し、次いで合金６及び３であった。時効前の２％及び４％の延伸は、０．５％の延伸と比較して、最大ＩＧＣ深さを減少させるようである。

【0084】

＜例４＞
図８は、表１の合金３から製造された時効硬化押出プロファイルの１５０℃で５００時間及び１０００時間の熱曝露後の降伏強さ（ＹＳ）及び極限引張強さ（ＵＴＳ）の減少を示す。この結果は、本発明に従って選択されたＭｇ及びＳｉの含有量が高い熱安定性をもたらすことを示している。熱安定性はＴｉ及びＶの含有量に依存しないと考えられるので、得られた結果は本研究のすべての合金に対して有効であるはずである。

【0085】

＜例５＞
Ｍｇ／Ｓｉ比を変えた３種の合金を鋳造した。３種の合金の公称化学組成を表２に示す。素材は直径９５ｍｍでＧＣ鋳造された。

【0086】

【表2】

【0087】

均質化は、５７５℃の温度で２時間行い、約３５０℃／時間の速度で室温まで冷却した。

【0088】

プロファイル壁の中心にシーム溶接を有する寸法２８ｍｍ×３７ｍｍ×２．８ｍｍの１つのチャンバークラッシュボックスプロファイルを押出した。ビレットを５６０℃に過熱し、空気循環炉中で同温度に保持し、次いでビレットを押出前に５００℃に水焼入れした。押出工具／容器を４３０℃に保持した。プロファイルは、ダイ出口の後方約５０ｃｍの距離で水中で焼入された。

【0089】

各冷却試験の前に、個別の溶体化熱処理（ＳＨＴ）を実施した。各試料を５３０℃で２０分間（温度が５２５℃に達した時点から開始）溶体化熱処理（ＳＨＴ）した。次に、水焼入れ（ＷＱ）、油焼入れ（ＯＱ）及び空気焼入れ（ＡＱ）の異なる焼入れ速度を適用した。以下のセクションでは、３つの異なる焼入れラインについて説明する。すべてのプロファイルは、焼入れ直後に０．５％又は２％延伸され、約２４時間自然時効された後、Ｔ６へと人工時効された。Ｔ６への時効は、表３に示す温度プロファイルを使用した。
ここに示す結果は、特に明記しない限り、Ｔ６への最終ＡＡ工程後のものである。

【0090】

【表3】

【0091】

ＳＨＴ後の水焼入れ
長さ３５ｃｍのプロファイル試料を、上記のようにＳＨＴに供した。プロファイルは、約２５℃に保持された水中で直ちに焼入れされた。水は撹拌しなかった。平均焼入れ速度は３００℃／秒超であった。プロファイルは、焼入れ直後に延伸された後、ＡＡからＴ６まで約２４時間室温で自然時効（ＮＡ）された。

【0092】

ＳＨＴ後の油焼入れ
長さ３５ｃｍのプロファイルを、上記のようにＳＨＴに供した。プロファイルは、２６～２８℃に保持された油中で焼入れされた。油を焼入れ中撹拌した。平均焼入れ速度は約５５℃／秒であった。プロファイルは、焼入れ直後に延伸された。その後、プロファイルは、ＡＡからＴ６まで約２４時間室温で自然時効（ＮＡ）された。

【0093】

ＳＨＴ後の空冷
試料を５３０℃で２０分間（温度が５２５℃に達した後の時間）ＳＨＴに供した。次に、プロファイルをファン上に１分間保持することによってプロファイルを空冷した後、水中で焼入れした。平均焼入れ速度は約７℃／秒であった。プロファイルは、焼入れ直後に延伸された後、ＡＡからＴ６まで約２４時間室温に保持した。ＡＱ中に使用した実験設定及び試料の形状を、対応する温度記録と共に図９に示す。ここで、Ｔ１は図の下部の曲線であり、Ｔ２は上部の曲線である。

【0094】

プロファイルの機械的特性を試験した。引張試験では、各合金変種の最も狭いプロファイル壁から、標準的な平坦で長さ１２ｃｍの引張試験片を機械加工した。各条件で２つの平行材が試験された。引張試験は、ＩＳＯ ６８９２－１－金属材料－引張試験－第１部：室温における試験の方法に従って実施した。

【0095】

引張試験の結果を図１０ａ）及びｂ）に示す。焼入れ速度は上記のとおりである。図１０ａ）及びｂ）の降伏強さ及び極限引張強さは、いずれもＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比の増加とともにわずかに増加する。図１０ｂ）から、Ｒｍは、すべての焼入れ速度に対して、０．５％から２％への延伸の増加とともに増加する。図１０ａ）の降伏強さに関しては、ＳＨＴ後の延伸の影響は、それほど顕著ではないようである。ただし、最も遅い焼入れ速度（ＡＱ）では、Ｒｐ０．２が０．５％から２％への延伸で４～８ＭＰａ増加する。

【0096】

押しつぶし試験では、ＷＱ及び０．５％延伸後の各合金の押しつぶし試験のために２つの平行材を切断した。すべてのクラッシュボックスは、元の高さの１／３に押しつぶされた。押しつぶし試験片を図１１に示す。最も低いＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比を有する２１－０３１合金が最良の性能を示し、図１１（ａ）を参照すると、完全な押しつぶしスコア１０を得た。これは、試験片が亀裂の兆候を示さなかったことを意味する。
図１１（ｂ）を参照して、より高いＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比を有する２１－０３２合金も良好な性能を示したが、押しつぶし評価はわずかに低かった。最も高いＳｉ_ｅｆｆ／Ｍｇ比を有する２１－０３３合金は、最悪の性能を示し、少なくとも１つの深いコーナー亀裂は発生した。

【図1a】

【図1b】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6(a)】

【図6(b)】

【図7(a)】

【図7(b)】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【手続補正書】

【提出日】2024-11-08

【手続補正1】

【補正対象書類名】特許請求の範囲

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正の内容】

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．２０
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_eff／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項2】

Ｔｉの含有量が０．０７～０．１２重量％である、請求項１に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項3】

Ｖの含有量が０．０７～０．１２重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項4】

Ｔｉ＋Ｖの含有量が０．１４～０．２４重量％又は０．１５～０．２０重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘ合金。

【請求項5】

Ｓｉ_eff／Ｍｇ比が０．５０～０．９６である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項6】

Ｓｉ_eff／Ｍｇ比が０．６０～０．８５又は０．６５～０．７５である、請求項５に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項7】

Ｓｉ_eff／Ｍｇ比が０．８０～０．９６である、請求項５に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項8】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．６５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．７５重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項9】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．５５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．６５重量％である、請求項８に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項10】

Ｍｎの含有量が０．１０～０．２０重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金

【請求項11】

Ｃｕの含有量が０．２０未満又は０．０８～０．１５重量％である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項12】

Ｃｒの含有量が０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満である、請求項１又は２に記載の６ｘｘｘアルミニウム合金。

【請求項13】

請求項１に記載の合金から押出製品を製造する方法であって、以下：
ａ．重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．１５
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
を含み、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、かつＳｉ_eff／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金からビレットを鋳造する工程と、
ｂ．鋳造ビレットを４８０℃～６００℃の温度で１時間～２４時間均質化する工程と、
ｃ．均質化されたビレットを冷却する工程と、
ｄ．前記ビレットを押出成形して押出製品を形成する工程と、
ｅ．８０℃／秒未満の冷却速度を用いて、押出製品を室温まで冷却する工程と、
ｆ．任意選択的に、プロファイルを延伸する工程と、
ｇ．押出製品を時効する工程と
を含む、押出製品を製造する方法。

【請求項14】

工程ｆにおける延伸が１．５～４％である、請求項１３に記載の押出製品の製造方法。

【請求項15】

工程ｆにおける延伸が１．５～３％である、請求項１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項16】

工程ｅの冷却速度が４０℃／秒未満又は２０℃／秒未満である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項17】

工程ｅの冷却速度が５℃／秒超又は７℃／秒超である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項18】

Ｔｉ＋Ｖの含有量が０．１４～０．２４又は０．１５～０．２０である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項19】

Ｓｉ_eff／Ｍｇ比が０．５０～０．９６である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項20】

Ｓｉ_eff／Ｍｇ比が０．６０～０．８５、又は０．６５～０．７５、又は０．８０～０．９６である、請求項１９に記載の押出製品の製造方法。

【請求項21】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．６５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．７５重量％である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項22】

Ｓｉの含有量が０．４５～０．５５重量％であり、かつＭｇの含有量が０．５５～０．６５重量％である、請求項２１に記載の押出製品の製造方法。

【請求項23】

Ｃｕの含有量が０．２０未満又は０．０８～０．１５重量％である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項24】

Ｃｒの含有量が０．０８重量％未満又は０．０５重量％未満である、請求項１３又は１４に記載の押出製品の製造方法。

【請求項25】

請求項１３に従って製造された押出製品であって、重量％で、
Ｍｇ：０．４５～１．２
Ｓｉ：０．４０～１．０
Ｔｉ：０．０５～０．１５
Ｖ：０．０５～０．１５
Ｃｕ：０．３０未満
Ｍｎ：０．３０未満
Ｃｒ：０．１５未満
Ｚｒ：０．１５未満
Ｆｅ：０．５０未満
Ｚｎ：０．５０未満
からなり、残部はアルミニウム及び不可避的不純物であり、Ｔｉ＋Ｖの含有量は０．１０～０．３０であり、Ｓｉ_eff／Ｍｇ比は１．０未満である、６ｘｘｘアルミニウム合金を含み、
最終製品の材料は再結晶粒組織を有する、押出製品。

【請求項26】

押出製品が、車両の衝突時に露出する部分の構造部品である、請求項２５に記載の押出製品。

【国際調査報告】