弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材专利检索-晶界材料和表面特性专利检索查询-专利查询网

弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的 铝 合金 挤压材

阅读：1039发布：2020-12-21

专利汇可以提供弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种Al-Mg-Si系铝合金挤压材，以质量％计含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.30～0.52％、Cu：0.001～0.65％、Ti：0.001～0.10％，Mg和Si的含量满足Mg(％)一(1.73×Si(％)一0.25)≥0，余量由Al和不可避免的杂质构成的。具有再结晶面积率为65％以上的等轴再结晶晶粒组织，在同组织中，由5000倍的TEM观察到的重心直径具有1μm以上的大小的晶界析出物，其彼此之间的平均间隔超过25μm，遍及该挤压材厚度区域全域的Goss取向的平均面积率低于8％。，下面是弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材，其特征在于，是Al-Mg-Si系铝合金挤压材，以质量％计含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.30～0.52％、Cu：0.001～0.65％、Ti：0.001～0.10％，Mg和Si的含量满足Mg(％)-(1.73×Si(％)-0.25)≥0，余量是Al和不可避免的杂质，
其中，在厚度方向截面中，具有再结晶面积率为65％以上的等轴再结晶晶粒组织，在该组织中，由5000倍的TEM观察到的具有重心直径为1μm以上的大小的晶界析出物彼此之间的平均间隔超过25μm，该挤压材的厚度方向截面中包含最表面的晶粒生长层在内的厚度区域全域中的Goss取向的平均面积率低于8％。
2.根据权利要求1所述的弯曲破碎性和耐腐蚀性优异铝合金挤压材，其中，由Cr：
0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％中的1种或2种置换Mn的一部分，Mn、Cr、Zr的合计为0.30～0.52％。
3.根据权利要求1所述的弯曲破碎性和耐腐蚀性优异铝合金挤压材，其中，所述铝合金挤压材的所述弯曲破碎性是通过依据JISZ2248所规定的压弯法进行的板状提取试验片的弯曲线为挤压方向的180°弯曲试验得到的不发生裂纹的极限弯曲R为3.0mm以下的性能。
4.一种弯曲破碎性和耐腐蚀性优异铝合金挤压材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1所述的组成的Al-Mg-Si系铝合金铸坯，以560℃以上的温度进行均质化热处理后，以100℃/hr以上的平均冷却速度强制冷却到400℃以下的温度，再以使挤压出口侧的挤压材温度达到575℃以上的固溶温度区域的方式将所述铸坯再加热到500℃以上而进行热挤压，在对该挤压出口侧的挤压材进行挤压加工之后立即以5℃/秒以上的平均冷却速度进行强制冷却，其后，再对挤压材进行时效处理，使0.2％屈服强度为280MPa以上。

说明书全文

弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的 铝 合金 挤压材

技术领域

[0001] 本发明涉及弯曲破碎性优异的Al-Mg-Si系铝合金挤压材及其制造方法(以下，将铝仅称为Al)。还有，本发明中所说的铝合金挤压材，指的是经过热挤压的挤压材，但也包括作为后述的汽车车体增强材(能量吸收构件)进行组装之后的构件。以下，也将Al-Mg-Si系称为6000系。

背景技术

[0002] 为了使用这样的6000系铝合金挤压材作为前述增强材，一直以来，作为增强材的横向压坏性的提高，和用于改善对增强材的弯曲加工性的涉及挤压材组织的提案被提出。

[0003] 例如，在专利文献1中提出，通过使6000系铝合金挤压材的组织成为等轴晶粒组织而使弯曲加工性提高。在同专利文献中还提出，为了成为等轴晶粒组织，Mg和Si的含量在化学计量上为等量，将促进纤维状组织的Mn、Cr、Zr等的过渡元素在实施例水平下合计量规定在0.1％以下，以500℃以上的挤压温度进行挤压，紧接挤压之后立即进行水淬火(强制冷却)而制造。由此，成为平均晶粒直径为100μm以下，并且晶粒的长宽比(晶粒的挤压方向的长度和厚度方向的长度的比)为2以下的等轴晶粒组织。

[0004] 另一方面，在专利文献2中，相反，提出的不是使其组织成为上述等轴晶粒组织，而是成为在挤压方向上很长地伸长的纤维状晶粒组织(纤维状组织)，从而使中空挤压形材料的弯曲加工性提高。在该专利文献3中，使Mn、Cr、Zr等的过渡元素比较大量地含有，在实施例水平下合计量为0.45～0.53％，以500℃以上的挤压温度进行挤压，紧接挤压之后立即浸渍在水淬火槽中进行水淬火(强制冷却)。

[0005] 相对于此，作为侧梁和保险杠托架等对于挤压材的轴(纵长)向的压坏特性(纵压坏)有要求的能量吸收构件，为了防止欧拉挫曲(Euler buckling)(く字状的屈曲)、作为蛇腹状的变形形态优异，还可知使其组织成为上述纤维状组织(参照专利文献3、4)。在专利文献3中，使化学计量上平均的Mg和Si所构成的6000系铝合金挤压材的组织成为上述纤维状组织。为了使Mg和Si在化学计量上平衡，针对容易成为再结晶组织的挤压材，在同专利文献中，使Mn、Cr、Zr等的过渡元素比较大量地含有，在实施例水平下使其合计量为0.5％，以500℃以上的挤压温度进行挤压，挤压之后立即进行水淬火而成为纤维状组织。

[0006] 在专利文献4中，使挤压材的组成为过剩Si型，并且，成为使Mn、Cr、Zr等的过渡元素比较大量地含有的6000系铝合金组成，在实施例水平下其合计量为0.25～0.48％。然后，在同专利文献中，以500℃的挤压温度进行挤压，成为对表面的再结晶层(GG层)的厚度和晶粒直径进行了规定的纤维状组织。于是，挤压材不仅纵压坏优异，而且横压坏也优异。

[0007] 在专利文献5中提出，为了使作为6000系铝合金挤压材的增强材兼备弯曲加工性和耐压坏裂纹性，其是纤维状组织的同时，还是具有延伸的各向异性的组织。在同专利文献中，使挤压材的组成为过剩Si型，并且，成为使Mn、Cr、Zr等的过渡元素比较大量的含有的6000系铝合金组成，在实施例水平下其合计量为0.15～0.30％。然后、以低于500℃的比较低的挤压温度，以挤压比10以上的高加工率也进行挤压，成为由长宽比超过5的在挤压方向上伸长的晶粒所构成的纤维状组织。然后，使挤压材成为相对于挤压方向为45度方向的延伸率δ1，比其他的平行方向和直角方向的延伸率δ2、δ3大的、具有延伸率的各向异性的组织。

[0008] 在专利文献6中提出，为了使作为侧梁和保险杠增强材的6000系铝合金挤压材兼备弯曲加工性和冲击吸收性，不是成为纤维状组织，而是成为晶粒的长宽比(晶粒的长轴与短轴的比)为3以下的微细的等轴晶粒组织。在同专利文献中，通过成为这样微细的等轴晶粒组织，使延伸率和弯曲加工性提高。另外，控制晶界析出物的量和大小控制，可抵制冲击时以晶界析出物为起点的细小的分裂。

[0009] 专利文献1：特开2002-241880号公报

[0010] 专利文献2：特开平5-171328号公报

[0011] 专利文献3：特开平9-256096号公报

[0012] 专利文献4：特开2003-183757号公报

[0013] 专利文献5：特开2005-105317号公报

[0014] 专利文献6：特开平6-25783号公报

[0015] 实际上，6000系铝合金挤压材作为保险杠增强材和车门栏杆等的车体增强材使用时，大多的碰撞形态是，大体来自水平方向的碰撞载荷，更为局部性的地集中施加到增强材的碰撞部。在这样的碰撞形态下，即使例如是专利文献2～5这样的纤维状组织和各向异性组织，另外即使是专利文献1、6这样的等轴晶粒组织，6000系铝合金挤压材依然还存在如下问题，即，用于提高横向压坏性重要的弯曲破碎性容易不足。

[0016] 如此面对汽车的碰撞条件严酷的情况，需要进一步提高6000系铝合金挤压材的弯曲破碎性。但是，即使是前述的强度比较高的纤维状组织，在能够与之相应的弯曲破碎性提高上也存在很大的局限。这不仅是纤维状组织，前述专利文献1、6这样的等轴晶粒组织也完全相同。

[0017] 另一方面，为了提高增强材的弯曲破碎性，不仅是原材强度，挤压材(增强材)的截面形状的样子也有效。但是，根据碰撞载荷的大小，截面形状不仅有口形(“口”形)的矩形中空截面，而且截面形状设有日形(“日”形)、或目形(“目”形)、田形(“田”形)等的中肋材，即使在由此进一步进行了补强型的矩形中空截面所构成的保险杠增强材中，对于横向压坏性提高来说重要的弯曲破碎性不足的可能性仍然大。

[0018] 因此，实际中作为保险杠增强材和车门栏杆等的横向压坏的(要求横向压坏性)能量吸收构件，比6000系铝合金挤压材强度更高持7000系铝合金挤压材至今作为主流使用。但是，该7000系铝合金挤压材因为合金成分多，所以难以进行前述再循环，制造成本也高。另外也有比6000系铝合金挤压材的耐腐蚀性差的问题。

发明内容

[0019] 本发明着眼于这样的情况而做，其目的在于，提供一种6000系铝合金挤压材及其制造方法，即使汽车的碰撞条件很严酷，其作为汽车车体增强材所要求的弯曲破碎性和耐腐蚀性双方也优异。

[0020] 为了达成这一目的，本发明的弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材的要旨为：Al-Mg-Si系铝合金挤压材，以质量％计，其分别含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.30～0.52％、Cu：0.001～0.65％、Ti：0.001～0.10％，Mg和Si的含量满足Mg(％)-(1.73×Si(％)-0.25)≥0，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，在厚度方向截面中，具有再结晶面积率为65％以上的等轴再结晶晶粒组织，在同组织中，由5000倍的TEM观察到的重心直径具有1μm以上的大小的晶界析出物，其彼此之间的平均间隔超过25μm，该挤压材的厚度方向截面中包含最表面的晶粒生长(Grain Growth)层在内的厚度区域全域中的Goss取向的平均面积率低于8％。

[0021] 前述铝合金挤压材，也可以由置换Mn的一部分的形式，使Mn、Cr、Zr的合计在0.30～0.52％的范围内而选择性地含有Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的1种或2种。

[0022] 通过取得上述组成和组织形态，本发明的铝合金挤压材，作为前述弯曲破碎性，通过依据JIS Z2248所规定的压弯法，板状提取试验片的弯曲线为挤压方向的180°弯曲试验，能够得到不发生裂纹的极限弯曲R为3.0mm以下的性能，作为前述耐腐蚀性，在由ISO/DIS11846B法所规定的交互浸渍法进行的腐蚀试验中，能够得到不发生晶界腐蚀的性能。优选前述铝合金挤压材被用于在挤压方向和直角方向受到载荷而压坏的能量吸收构件。

[0023] 上述具有等轴再结晶组织、晶界析出物分布和织构组织，弯曲破碎性和耐腐蚀性优异的铝合金挤压材，能够以如下方式制造：对于具有上述组成的Al-Mg-Si系铝合金铸坯，以560℃以上的温度进行均质化热处理后，以100℃/hr以上的平均冷却速度强制冷却到400℃以下的温度，再使挤压出口侧的挤压材温度达到575℃以上的固溶温度区域，如此对前述铸坯进行再加热而进行热挤压，紧接挤压加工之后立即以5℃/秒以上的平均冷却速度对于该挤压出口侧的挤压材进行强制冷却，其后，再对挤压材进行时效处理。优选以时效处理后的0.2％屈服强度为280MPa以上的条件进行时效处理。

[0024] 本发明者等着眼于至今为止都未太受到关注的6000系(Al-Mg-Si系)铝合金挤压材的织构组织，就织构组织对弯曲破碎性造成的影响重新进行了调查。其结果发现，在织构组织之中，Goss取向少的等轴再结晶晶粒组织使弯曲破碎性提高的效果大。

[0025] 关于该6000系铝合金的织构组织，在轧制板的领域中，对汽车面板的冲压成形性和弯曲加工性(折边加工性，特别是平面折边加工性)的影响一直以来被大量地研究，也存在非常多的专利文献。其中，例如代表性的有，在6000系铝合金轧制板的织构组织，具有Cube取向晶粒的比例越多，平面折边加工性越得到改善众所周知。Cube取向也如一般所知，是6000系铝合金轧制板的织构组织的主取向。

[0026] 但是，这些6000系铝合金的轧制板与挤压材(增强材)不同，因为是作为汽车车体面板使用，所以为了轻量化，是板厚达到1mm以下左右的极薄的板。而且，在对于这样的薄板实施的冲压成形和弯曲加工等的加工，薄板所负荷的弯曲载荷也与前述的挤压材(增强材)所负荷的碰撞载荷不同，是经由金属模具和冲头，遍及板的广泛的面积而大致均匀负荷的载荷。此外，这些成形时的轧制板的强度，考虑对汽车车体面板的成形性，即使是T4材，0.2％屈服强度也只是150MPa以下的比较的低强度。

[0027] 相对于此，本发明作为对象的挤压材，比前述1mm以下左右的板的壁厚要厚，是具有矩形中空截面挤压材(增强材)。另外，该挤压材的强度以0.2％屈服强度计为280MPa以上的高强度。因此，为前述的轧制板时折边加工(折边加工性)，与局部性地集中施加到本发明作为对象的挤压材(增强材)上的撞柱、偏置碰撞等的车体碰撞造成的弯曲载荷对比，其变形机理和变形形态基本上不同。其结果是，根据6000系铝合金轧制薄板的织构组织中Cube取向和平面折边加工性的关系等，难以对于本发明作为对象的6000系铝合金挤压材的织构组织中，特别是Goss取向和弯曲破碎性的关系进行预测。

[0028] 而且，本来在6000系铝合金挤压材的领域，如前述的专利文献2，为了使挤压中空形材的轴(纵长)方向的压坏特性(纵向压坏)和挤压中空形材的截面方向的压坏特性(横向压坏)优异，使其组织成为沿挤压方向伸长的纤维状组织是主流，这时并没有关注到织构组织本身。从这一点出发，对于6000系铝合金挤压材中的Goss取向和弯曲破碎性的关系进行预测也同样困难。

[0029] 在本发明中，在6000系铝合金挤压材的织构组织中，作为抑制了Goss取向(具有Goss取向晶粒)的发达的等轴再晶晶粒组织，使弯曲破碎性提高。由此，能够使6000系铝合金挤压材与强度更高的7000系铝合金挤压材等同，另外耐腐蚀性更优异，从而用于保险杠增强材和门栏杆等在横向受到载荷而压坏的能量吸收构件。

具体实施方式

[0030] 以下、具体说明本发明的6000系铝合金挤压材的实施方式。

[0031] (织构组织)

[0032] 对于作为增强材的弯曲破碎性来说，在6000系铝合金挤压材的织构组织中，具有Goss取向的晶粒的平均面积率越少则越提高。

[0033] 因此，在本发明中，为了使增强材的弯曲破碎性提高，首先前提是使该挤压材的厚度方向截面中的组织成为等轴再结晶晶粒组织，并且其特征在于，该挤压材的厚度方向截面中包含最表面的晶粒生长层在内的遍及厚度区域全域的Goss取向的平均面积率低于8％。Goss取向的平均面积率优选为低于5％。

[0034] Goss取向的平均面积率为8％以上时，在高强度域弯曲破碎性得不到提高，不能作为汽车用增强材的要求特性(规格)。

[0035] Goss取向和弯曲破碎性的关系能够以如下方式进行说明。

[0036] 多结晶体的屈服应力σy，根据泰勒(Taylor)因子M、结晶的临界分解剪切应力τCRSS，表示为σy＝M·τCRSS。泰勒因子M是对应晶体取向的常定数，拉伸轴与[110]和[111]平行时为最大值3.674，与[100]平行时为2.449，是接近最小值2.300的值。临界分解剪切应力τCRSS取固定值。弯曲加工性指出与该泰勒因子的互相关联。

[0037] Goss取向时达到最大值，M＝3.674，变形时所必要的应力(屈服应力σy)增加，由此在横向弯曲变形时容易形成剪切带，其结果是，若具有Goss取向的晶粒多，则带来弯曲破碎性的恶化。

[0038] 在本发明中，将Goss取向的平均面积率规定为，该挤压材的厚度方向截面(与挤压方向成直角方向的截面，直角截面)中包含最表面的晶粒生长层在内的遍及厚度区域全域平均面积率。在挤压材的厚度方向截面中，通常，在两方的最表面，这些最表面与挤压模接触，由此必然有数百μm厚的晶粒生长层(GG层，粗大再结晶晶粒组织层)产生。在此最表面的GG层，存在与其内侧的GG层以外的等轴再结晶晶粒组织形成不同的取向分布的可能性。因此在本发明中，以该挤压材的厚度方向截面中包含最表面的晶粒生长层在内的遍及挤压材的厚度区域全域的平均面积率，规定Goss取向的平均面积率。

[0039] 另外，根据后述的晶体取向分析方法(SEM/EBSP法)，遍及包含最表面的晶粒生长层在内的厚度区域全域，例如，挤压材的厚2mm以上的广区域，能够测量Goss取向，能够求得其面积率的平均。相对于此，在用于织构组织的测量的通用的X射线衍射(X射线衍射强度等)中，与使用该SEM/EBSP的晶体取向分析方法相比，测量的是每个晶粒的比较微观的(微小的)区域的组织(织构组织)。因此，遍及挤压材截面的厚度方向全域的上述2mm以上的区域，其测量数量庞大，因此实质上，不能测量本发明规定的挤压材的厚度区域全域的Goss取向的平均面积率。

[0040] (等轴再结晶晶粒组织)

[0041] 在本发明中，之所以使挤压材的组织为等轴再结晶晶粒组织，是由于以前述专利文献2～5这样的、晶粒的长宽比超过5的、晶粒在挤压方向伸长的这种纤维状组织，难以得到高强度且弯曲破碎性优异的挤压材。在此，本发明中所说的所谓等轴再结晶晶粒组织，作为前提是，等轴晶粒组织即使晶粒的平均长宽比在挤压方向伸长，也低于5。另外，所谓该晶粒的长宽比是长轴与短轴的比，通常，长轴是晶粒的挤压方向的长度，短轴是厚度方向的长度。

[0042] 等轴再结晶晶粒组织，厚度方向截面的再结晶面积率为65％以上。若再结晶面积率低于此，则弯曲破碎性降低。优选为80％以上。

[0043] 在此，在前述的专利文献1和6中，使6000系铝合金挤压材的组织为等轴再结晶晶粒组织。但是，此专利文献1和6虽然也是等轴再结晶晶粒组织，但没有能够使Goss取向遍及挤压材截面的厚度方向全域低于8％。

[0044] 在专利文献1中，为了成为等轴晶粒组织而以如下方式制造，即Mg和Si的含量在化学计量上等量，在实施例水平中，将促进纤维状组织的Mn、Cr、Zr等的过渡元素以合计量规定在0.1％以下，以500℃以上的挤压温度进行挤压，挤压之后立即进行水淬火(强制冷却)。由此，成为平均晶粒直径在100μm以下，并且晶粒的长宽比为2以下的等轴晶粒组织。另外，在专利文献6中，在实施例中形成如下6000系铝合金组成：使挤压材的组成为过剩Si型，并且虽然是选择性的，但比较大量地含有Mn、Cr、Zr等的过渡元素，合计为0.34％。然后，不进行500℃下的挤压之后立即实施的在线的水冷等强制冷却，而是另行离线进行固溶和淬火处理。

[0045] 相对于此，如本发明，为了抑制Goss取向的发达，以遍及挤压材截面的厚度方向全域的平均面积率计而使Goss取向很小，低于8％，如后述，特别需要进行均热处理温度、均热处理后的强制冷却和挤压出口温度等的制造条件的控制。另外，不是如专利文献6这样使挤压材组成成为极端的过剩Si型，而是将Mn、Cr、Zr限制在规定的含量范围，如后述，这是作为抑制Goss取向的发达的前提所需要的条件。因此，没有进行这样的积极的控制，均热处理等以常规方法制造的专利文献1、6的挤压材，例如即使其他挤压条件相同，仍无法抑制Goss取向的发达，换言之，就是专利文献1、2的挤压材成为各晶体取向随机的织构组织，Goss取向的平均面积率必然比容易本发明高。即，在通常的挤压材的制造方法中，即使能够成为等轴晶粒组织，如不能如本发明这样，成为Goss取向的发达得到抑制的等轴晶粒组织。

[0046] (Goss取向的测量)

[0047] Goss取向(各晶体取向成分)的面积率(存在率)，是对于挤压材的例如凸缘(前壁)的前述的截面(厚度方向截面)，通过使用了背散射电子衍射像EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern)的晶体取向分析方法(SEM/EBSP法)测量，该背散射电子衍射像EBSP由走扫描型电子显微镜SEM(Scanning Electron Microscope)形成。

[0048] 使用了上述EBSP的晶体取向分析方法，是对于设置在SEM的镜筒内的试料表面照射电子射线，在屏幕上投影EBSP。以高灵敏度照相机对其进行拍摄，作为图像输入计算机。由计算机对该图像进行分析，与使用已知的结晶系模拟的图案进行比较，决定晶体的取向。

[0049] 使用了上述EBSP的晶体取向分析方法，不是对每个晶粒进行测量，而是以任意的一定间隔对指定的试料区域进行测量，并且，上述程序对于全部测量自动地进行，在测量结束时，能够得到数万～数十万点的晶体取向数据。因此具有的优点是，能够在数小时以内，得到观察视野宽、大量的晶粒所对应的平均晶粒直径、平均晶粒直径的标准偏差或取向分析的信息。因此，最适合像本发明这样，在包含前述最表面的GG层在内遍及挤压材截面的厚度方向全域的，例如、形材的厚度在2mm以上的广泛区域，测量织构组织的情况。

[0050] 使用上述EBSP的晶体取向分析方法，是对于组织观察用的挤压材的截面试验片(前述包含最表面的GG层在内的挤压材截面的厚度方向全域)的表面，进行机械研磨和抛光后，再进行电解研磨而加以调整。对于如此得到的试验片，作为SEM装置，使用例如日本电子社(Japan Electron Optics Laboratory Ltd)制SEM(JEOLJSM5410)、例如TSJ社(TexSEM Laboratories，Inc.)制的EBSP测量/分析系统：OIM(Orientation Imaging Macrograph，分析软件名“OIMAnalysis”)，判定各晶粒是否是作为对象的取向(从理想取向偏离15°以内)、求秘测量视野中的取向密度(该取向的面积率)。测量步进间隔例如为3μm以下，在挤压材的适当截面位置数处进行测量，使之平均化。

[0051] 这时，通常将测量的材料的测量区域分割成六角形等的区域，在分割的各区域中，由入射试料表面的电子射线的反射电子得到菊池图案。这时，使电子射线对试料表面进行二维扫描，如果以每个规定间距测量晶体取向，则能够测量试料表面的取向分布。接着，分析所得到的上述菊池图案，了解电子射线入射位置的晶体取向。即，将所得的菊池图案与已知的结晶构造的数据进行比较，求得该测量点的晶体取向，以此为基础求得Goss取向的平均面积率。

[0052] (织构组织)

[0053] 还有，在挤压材的含有Goss取向的织构组织中，将挤压材的测量部位视为板，依据轧制板的织构组织的规定测量要领。

[0054] 这一点，各取向以下述方式表示。还有，关于各取向的表现，在长岛晋一(NAGASHIMA Shinichi)编著“织构组织”(丸善株式会社(MARUZEN Co，Ltd)刊)和轻金属学会“軽金属”解说Vol.43(1993)P.285～293等有有所记述。立方取向(Cube取向)：{001}<100>Goss取向：{011}<100>CR取向：{001}<520>RW取向：{001}<110>[Cube取向为以(100)面旋转的取向]Brass取向：{011}<211>S取向：{123}<634>Cu取向：{112}<111>(或D取向：{4411}<11118>)SB取向：{681}<112>。

[0055] (晶界析出物)

[0056] 在本发明中，在6000系铝合金挤压材的组织中，为了与上述织构组织一起来提高作为增强材的弯曲破碎性和耐腐蚀性，将通过5000倍的TEM观察到的重心直径具有1μm以上大小的晶界析出物，其彼此之间的平均间隔加大到25μm以上。优选该晶界析出物之间的平均间隔大的方法。

[0057] 本发明所说的晶界析出物(存在于晶界的析出物)，从6000系铝合金组成来看、主要是MgSi等的化合物和单体Si。在6000系铝合金挤压材中，MgSi作为β’相等在晶内析出，赋予作为增强材的高强度(高屈服强度)。但是，若这些析出物在晶界粗大且密集(大量)地析出，则成为断裂的起点，助长断裂的晶界传播，即使控制上述织构组织，仍会使作为汽车用增强材的弯曲破碎性和耐腐蚀性降低。因此，本发明的该晶界析出物的间隔规定，也可以说是用于发挥6000系铝合金挤压材的弯曲破碎性和耐腐蚀性提高效果的前提条件。

[0058] 由5000倍的TEM观察到的重心直径具有1μm以上的大小的晶界析出物之间的平均间隔低于25μm时，晶界析出物之间的间隔过小，上述析出物成为在晶界粗大且密集析出的状态。因此，这些晶界析出物在负荷弯曲载荷时(负荷碰撞载荷时)成为晶界断裂的起点，助长断裂的晶界传播。因此，即使控制上述织构组织、仍会使作为汽车用增强材的弯曲破碎性降低。还有，重心直径低于1μm的小的晶界析出物，不怎么影响弯曲破碎性和耐腐蚀性，若将其一并考虑，反而使本发明的晶界析出物间隔规定和前述特性的关系模糊不清，因此不必规定。

[0059] (晶界析出物之间的平均间隔和大小的测量)

[0060] 晶界析出物之间的平均间隔和大小的测量，与在前述的挤压材的截面中前述织构组织观察有所不同，是除去了前述最表面的GG层，以挤压材的厚度方向内侧的、例如厚度中心部的等轴再结晶晶粒组织部分为测量对象。将等轴再结晶晶粒组织的试验片进行薄膜加工，供TEM观察用，对于如此得到的试验片，通过5000倍的TEM进行组织观察并进行测量。

[0061] 该TEM进行的观察，与上述SEM/EBSP和所使用的晶体取向分析方法相比，测量的是非常微观的(微小的)区域的组织。因此，遍及挤压材截面的厚方向全域的区域，测量数2
量庞大，因此对于厚度中心部的1处，使观察视野的合计面积为800μm 以上而进行，使之在挤压材的纵长方向适当保持距离，使这样10处观察结果进行平均化。在此，晶界析出物的重心直径，是将每1个晶界析出物换算成与晶界析出物等价圆直径时的大小(圆直径：当量圆直径)。然后，对于视野内的各晶界析出物，测量该当量圆直径(重心直径)，只选择重心直径具有1μm以上大小的晶界析出物，详尽地测量视野内相隣的各晶界析出物之间的平均间隔，使之平均化而求得。

[0062] (化学成分组成)

[0063] 对于本发明作为对象的6000系铝合金的化学成分组成进行说明。本发明作为对象的6000系铝合金，作为前述的汽车车体增强材用的挤压材，要求有优异的弯曲破碎性和耐腐蚀性等的诸特性。

[0064] 为了满足这样的要求，本发明是作为对象的6000系铝合金挤压材(或作为其原材的铸坯)的组成，以质量％计分别含有Mg：0.60～1.20％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.30～0.52％、Cu：0.001～0.65％、Ti：0.001～0.10％，Mg和Si的含量满足Mg(％)-(1.73×Si(％)-0.25)≥0，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金。另外，其组成的Mn的一部分，可以由Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的
1种或2种置换，合计在0.30～0.52％的范围内含有Mn，Cr，Zr。还有，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。

[0065] 除此以外的其他元素，基本上是杂质，为AA乃至JIS规格等所规定的各杂质水平的含量(允许量)。但是，从循环利用的观点出发，作为熔融材，不仅会使用高纯度Al基体金属，以6000系合金和其他的铝合金废料、低纯度Al等基体金属为熔融原料大量使用时，杂质元素混入的可能性高。而且，将这些杂质元素降低到例如检测限界以下本身成本很高，需要允许一定程度的含有。因此，其他的元素允许分别根据AA乃至JIS规格等，在允许量的范围内含有。

[0066] 以下，对于上述6000系铝合金的各元素的优选含有范围和意义或允容量进行说明。

[0067] Si：

[0068] 以满足与Mg的前述量的关系为前提，Si含量为0.30～0.95％的范围。用于成为前述的平衡合金的Si的优选含量范围是0.40～0.70％，更优选为0.40～0.60％。Si与Mg在固溶强化和低温下的人工时效处理时，一起在晶内形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为增强材所需要的280MPa以上的必要强度(屈服强度)的必须元素。若Si含量过少，则人工时效处理时不能形成前述化合物相，不能满足前述时效硬化能力和必要强度。另一方面，若Si含量过多，则不能成为前述的平衡合金，不能形成本发明的织构组织。晶界析出物增加，弯曲加工性等也降低，此外焊接性受到损害。

[0069] Mg：

[0070] 以满足与Si的前述量的关系为前提，Mg含量为0.60～1.20％的范围。用于成为前述平衡合金的Mg的更优选的含量范围是0.70～1.1％。Mg在固溶强化和前述人工时效处理时，与Si一起在晶内形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到增强材所需要的280MPa以上的必要强度(屈服强度)的必须元素。若Mg含量过少，则在人工时效处理时不能形成前述化合物相，不能满足前述时效硬化能和必要强度，不能发挥时效硬化能力。另一方面，若Mg含量过多，则不能成为前述的平衡合金。另外，弯曲加工性也降低。

[0071] Mg和Si的含量：

[0072] 在此，为了使6000系铝合金挤压材成为Goss取向以平均面积率计低于8％的等轴再结晶晶粒组织，另外，使重心直径为1μm以上的晶界析出物之间的平均间隔达到25μm以上，要使Mg和Si的含量满足Mg(％)-(1.73×Si(％)-0.25)≥0的关系。该关系规定，是为了使本发明合金，无论在6000系铝合金的中，还是Mg和Si的含量彼此在化学计量上等量这样的平衡合金，或是过剩Si型组成的中，都成为Si的含量比较的少的合金。

[0073] Si的含量超过Mg≥1.73Si而变多，无论在过剩Si型组成之中，还是Si的含量更过剩的6000系铝合金中，通过比较低温的人工时效处理而进行时效硬化，屈服强度提高，能够确保需要的强度的时效硬化能力(BH性)优异。因此，对前述的汽车面板挤压成形和弯曲加工，要求有成形性和成形后的高强度的6000系铝合金板的领域中通用。

[0074] 但是，若使本发明的6000系铝合金挤压材成为这样的过剩Si型，则在挤压中Si熔融残留，成为各种晶体取向的核，形成随机的取向的织构组织，相对来说存在Goss取向发达的可能性。另外，该组织也容易成为前述的沿挤压方向伸长的纤维状组织。

[0075] 因此，在Si的含量过多的过剩Si型6000系铝合金挤压材中，当然，虽然也取决于挤压条件等的制造方法，但仍有产生不能成为包含最表面的晶粒生长层在内、遍及挤压材截面的厚度方向全域的Goss取向的平均面积率低于8％的等轴再结晶晶粒组织的可能性。另外，若Si含量过多，则由Si引起的晶界析出物粗大化、另外，其数量也增加，用于与上述织构组织一起，使作为增强材的弯曲破碎性和耐腐蚀性提高的、重心直径为1μm以上的晶界析出物之间的平均间隔不能达到25μm以上的可能性也变高。因此，若Si的含量变多而超过Mg(％)-(1.73×Si(％)-0.25)≥0的关系，无论挤压条件等的制造方法，都会产生不能提高作为增强材的挤压材的弯曲破碎性和耐腐蚀性的可能性。

[0076] Fe：

[0077] Fe与Mn、Cr、Zr等发挥相同的作用，生成分散粒子(分散相)，妨碍再结晶后的晶界移动，防止晶粒的粗大化，并且具有使晶粒微细化的效果。另外，Fe是从作为熔融原料的废料等必须容易混入一定量(实质量)元素。因此，Fe的含量为0.01～0.40％的范围。若Fe的含量过少，则没有这些效果。另一方面，若Fe的含量过多，则容易生成Al-Fe-Si结晶物等粗大的结晶物、这些结晶物使弯曲破碎性劣化，使断裂韧性和疲劳特性等劣化。更优选的范围是0.1～0.3％。

[0078] Mn：

[0079] Mn与Cr、Zr同样是过渡元素，是用于防止晶粒的粗大化所需要的元素。其在均质化热处理时及其后的热挤压加工时，生成选择性地与其他合金元素结合的Al-Mn系等的金属间化合物构成的分散粒子(分散相)。这些分散粒子，虽然也依赖制造条件，但其微细而高密度、均匀地分散，具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果(钉扎效应)，因此防止晶粒的粗大化，并且使晶粒微细化的效果高。若Mn的含量过少，则晶界的钉扎力低，Goss取向的成长也被允许，Goss取向的平均面积率达到8％以上，容易使弯曲加工性降低。另外，也可预见到Mn向基体的固溶带来的强度的增大。

[0080] 另一方面，若过剩地含有Mn，则挤压材的组织容易成为沿挤压方向伸长的纤维状组织。因此，得不到Goss取向的平均面积率低于8％的等轴再结晶晶粒组织。另外，Mn的过剩的含有，容易在熔融、铸造时生成粗大的金属间化合物的结晶物，成为断裂的起点，反而成为使作为增强材的前述弯曲破碎性和耐腐蚀性等的要求特性，和挤压材的弯曲加工性等降低的原因。因此，Mn的含量在0.3～0.52％(不添加Cr、Zr时)的范围。

[0081] Cu：

[0082] Cu除了通过固溶强化而有助于强度的提高以外，在时效处理时，也有显著促进最终制品的时效硬化的效果。因此，使之含有0.001～0.65％。若Cu的含量过少，则没有这些效果。另一方面，若Cu的含量过多，则挤压材组织的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性显著提高，使耐腐蚀性和耐久性降低。因此，Cu的含量在前述范围。更优选的范围是0.2～0.5％。

[0083] Ti：

[0084] Ti使铸锭的晶粒微细化，具有使挤压材组织成为微细的晶粒的效果。因此，使Ti在0.001～0.10％的范围含有。另外，使Ti含有时，如果含有容易混入的B，则B：1～300p p m的范围。若Ti的含量过少。则该效果无法发挥。但是，若Ti的含量过多，则形成粗大的结晶析出物，成为使作为增强材的前述弯曲破碎性和耐腐蚀性等的要求特性，以及挤压材的弯曲加工性等降低的原因。因此Ti的含量在前述范围。

[0085] Cr、Zr的1种或2种：

[0086] Cr、Zr与Mn相同，生成由Al-Cr系、Al-Zr系等的金属间化合物构成的分散粒子(分散相)，在用于防止晶粒的粗大化上有效(钉扎效应)。但是，若过剩地含有这些元素，则与Mn同样，挤压材的组织容易成为沿挤压方向伸长的纤维状组织。因此，需要这些效果时，由Cr：0.001～0.18％、Zr：0.001～0.18％的1种或2种选择性地置换Mn的一部分，使Mn、Cr、Zr合计含有0.30～0.52％。为了使Cube取向优先成长，相对地抑制Goss取向的成长，Mn优选为0.13％以上。在此范围，特别是含有Zr为0.1～0.18％时，根据本发明的制造方法进行高温均热，提高坯块加热温度，增大挤压速度，使挤压出口温度达到高温(通过高温加热稍微减弱来自Al-Zr系金属间化合物粒子的钉扎力、使成长速度大的Cube取向优先成长，相对性地使Goss取向不要成长)，在得到再结晶率65％以上之后，使Goss取向的平均面积率更少而低于5％，能够进一步提高弯曲加工性(假如是相同的极限弯曲R，在超过极限弯曲R的弯曲加工下发生裂纹(龟裂)时，龟裂也小)。

[0087] Zn：

[0088] Zn在6000系铝合金中作为杂质含有。在0.001％以上时，与Cu同样，具有固溶强化带来的强度提高和促进时效硬化的效果。另一方面，若含量多过，则挤压材组织的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性显著提高，使耐腐蚀性和耐久性降低，因此允许的含量与JIS规格6061合金相同，为0.25％以下。

[0089] (挤压材截面形状)

[0090] 6000系铝合金挤压材的截面形状，适宜选择能够提高增强材的弯曲破碎性的截面形状。为了兼备轻量化和作为增强材的弯曲破碎性，优选截面形状为中空形状。该中空截面形状的代表性的(基本的)形状，是截面形状大致为口形的矩形中空截面，由构成口形的两个凸缘(前壁、后壁)和两个连接板(web)(连接两个凸缘的上下侧壁)构成。相对于该口形中空截面的基本形状，为了提高弯曲破碎性，也可以是再设置中肋材而进行增强的、截面形状为日形(在截面内的中央部设置与上下侧壁平行的1个中肋著)、或目形(在截面内的中央部留有间隔而设置与上下侧壁平行2个中肋材)、田形(在截面内设置十字的中肋)等的矩形中空截面。

[0091] 另外，也可以使前述凸缘两的长度比连接板间的宽度长，向左右方向(或上下方向)伸出的形状，或者各个凸缘和连接板除了直线状以外，也可以是向外方鼓起或向内方凹陷的圆弧。另外，跨越挤压材(增强材)的纵长手方向的截面形状不一定相同，也能够从增强材的设计方面出发，自由地选择截面形状部分或顺序变化这样的中空形状。还有，本发明的保险杠增强材的中空截面，不是以上说明的这种完全的闭合截面的中空形状，也可以是某一部分的壁乃至边开口的中空状的截面，但强度上比上述闭合截面中空形状差，因此在轻量化和弯曲破碎性的点上不利。

[0092] (挤压材的壁厚)

[0093] 挤压材的壁厚，根据与上述的截面形状的关系，适宜选择能够提高作为增强材的弯曲破碎性的壁厚。但是，本发明作为对象的，是吸收对于车体的碰撞的能量的增强材，为了提高作为增强材的弯曲破碎性，不能像前述的轧制薄板所构成的车体面板这样很薄，而是需要增加厚度。为了提高弯曲破碎性，壁厚以厚为宜，但过厚则重量增加，无法实现轻量化。基于这一点，壁厚优选从2～7mm的范围选择。另外，在前述的各截面形状中、不需要使两个凸缘、两个连接板、中肋材等的壁厚完全相同，能够采取增厚凸缘等碰撞(接收到载荷)一侧的壁，而减薄其他的办法。

[0094] (制造方法)

[0095] 接着，以下对于本发明的6000系铝合金挤压材的制造方法进行说明。本发明挤压材，指的是在热挤压后，实施淬火处理或人工时效硬化处理等的适宜的调质的挤压材，如果除去后述的织构组织的控制条件等，则制造工序本体以常规方法或公知的方法进行。

[0096] 本发明挤压材的制造工序，首先，将上述6000系成分组成的铝合金铸锭铸造成坯锭。其次，对坯锭进行均质化热处理后，一次冷却至室温邻域的温度。然后，再加热至固溶处理温度并进行热挤压，从挤压之后在线进行强制冷却，直到包括至室温在内的190℃以下的温度，成为上述的所定的截面形状的挤压材。该挤压材通过此一系列的热挤压工序，也进行了溶体和淬火处理。其后，进行切断、矫正处理之后，挤压材根据需要，实施人工时效硬化处理等的适宜的调质。还有，该人工时效硬化处理也可以不在挤压材的段階预选进行，而是作为汽车的增强材组装到汽车车体上之后，通过汽车车体涂装后的涂料的烘烤硬化处理而进行。

[0097] 熔融、铸造：

[0098] 在熔融、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔融铸造法，铸造熔融调整为上述6000系成分组成范围内的铝合金熔汤。

[0099] 均质化热处理：

[0100] 其次，对于前述铸造的铝合金铸锭(坯锭)实施均质化热处理。均质化热处理的温度本体为560℃以上的高温，低于熔点的均质化温度范围，最适合从560～590℃的温度范围选择。该均质化热处理(均热处理)的目的在于组织的均质化，即，消除铸锭组织中的晶内的偏析，使合金元素和粗大的化合物十分地固溶。若该均质化温度低，不能充分消除晶内的偏析，其作为断裂的起点发挥作用。另外若均热温度低于560℃，则得不到等轴再结晶组织(特别是含有Zr为0.1～0.18％时)，或即使能够得取等轴再结晶组织，Goss取向的面积率也会增加，弯曲破碎性降低。

[0101] 在该均热处理后，以100℃/hr以上的平均冷却速度对铸坯进行强制冷却，直至包含室温在内的400℃以下的温度。优选该强制冷却的冷却速度大(快)，通过风扇或水冷的强制冷却进行。如果进行均热处理后的至400℃以下的温度的强制冷却，则在此之后，在该温度停止强制冷却，或以该温度停止强制冷却后放冷至室温，或继续强制冷却至室温，这可以自由选择。

[0102] 相对于此，例如、通常的将铸锭(坯锭)在均热炉外放冷(自然冷却)时，虽然也依赖坯锭的大小，但在通常的大小下，均质化热处理后的冷却速度即使快也不过40℃/hr左右，快不到前述100℃/hr以上。因此，在高温的均质化热处理中一旦固溶的MgSi化合物与熔点高因而熔融残留的FeAl化合物在该冷却中合并，则形成新的复合化合物(析出物)。这样的复合化合物(析出物)一旦生成，则在挤压工程仍熔融残留，与前述过剩的Si一样，成为各种晶体取向的核，使组织成为随机取向的织构组织。因此，Cube取向受到抑制而不发达，Goss取向的比例增加，弯曲破碎性劣化。

[0103] 热挤压：

[0104] 接着，优选使挤压出口侧的挤压材温度处于575℃以上的固溶温度区域，如此对于前述铸坯进行再加热并进行热挤压，从挤压加工之后，立即以5℃/秒以上的平均冷却速度强制冷却该挤压出口侧的挤压材，直到包含至室温在内的190℃以下，成为T5的调质处理材，或与其后的人工的时效处理一并成为T6(时效)或T7(过时效)的调质处理材。该挤压之后的冷却，如果进行强制冷却使挤压材的温度达到190℃以下，在此之后，在该温度停止强制冷却，或在该温度停止强制冷却后放冷至室温，或继续强制冷却至室温，可以自由选择。在此T5的调质处理中，使挤压出口侧的挤压材的温度为575℃以上的固溶温度区域的温度，在线(挤压加工)进行固溶处理，继续，从挤压之后立即在线对挤压材在线(挤压机出口侧)进行强制冷却的淬火处理，至室温邻域的温度。

[0105] 热挤压时的温度，低温的方法Cube取向容易聚集，在挤压材的织构组织，Cube取向占优势，能够成为以遍及挤压材截面的厚度方向全域的平均面积率计Goss取向的平均面积率低于8％的等轴再结晶晶粒组织。但是，挤压出口侧的挤压材的温度比固溶温度区域低而低于575℃时，得不到再结晶面积率65％以上的等轴再结晶组织，另外粗大的晶界析出物(Mg和Si的化合物(结晶析出物)和Si单体)在基体中不溶化而残留，成为断裂的起点，使弯曲破碎性和耐腐蚀性降低。因此，从兼顾这些出发，优选挤压出口侧的挤压材的温度为575℃以上的固溶温度区域，同时在其中选择更低的温度。这时，通如果过热挤压时的加工放热，能够使挤压出口侧的挤压材温度成为575℃以上的固溶温度区域，则也可以未必使铸坯的再加热温度为500℃以上而进行挤压加工。挤压速度为低速时，虽然存在不能使挤压材温度达到固溶温度区域的可能性，但低速时Cube取向容易聚集，高速时Goss取向容易聚积。因此，优选选择这样的挤压速度，即Cube取向不会变少，Goss取向也不会增加，能够使温度提高到固溶温度区域。

[0106] 还有，挤压出口侧的挤压材的温度，是紧接模出口之后(距出口的距离0mm)的材料表面温度。在紧接模出口之后进行测量困难时，能够在距模出口某一距离(由挤压机能够进行温度测量的位置不同)下，以接触式温度计测量材料表面温度，使用预选测量的挤压材的冷却曲线，逆运算求得紧接模出口之后的温度。

[0107] 另外，以5℃/秒以上的平均冷却速度，从紧接挤压之后强制造冷却至包含室温在内的190℃以下，由此进行淬火处理，是为了使作为增强材的弯曲破碎性提高，在挤压材的织构组织中，形成Goss取向低于8％的等轴再结晶晶粒组织。此外，与该织构组织，使重心直径为1μm以上的晶界析出物之间的平均间隔大到25μm以上，使弯曲破碎性和耐腐蚀性提高。紧接挤压之后的强制冷却优选水冷，这种情况下，在挤压机出口侧的线上，设置雾、水等的喷雾和淋浴或水槽等的强制冷却机构或使之组合，在线进行。这些水冷的强制冷却机构时的冷却速度，当然也依赖设备的规格，但水冷的强制冷却机构的情况下，冷却速度一般能够得到10℃/秒以上。

[0108] 通过该T5调质处理，在挤压工序后，能够省略另行再加热挤压材而进行固溶和淬火处理的工序。但是，由于各种情况和理由，也可以不实施该T5调质处理，而进行T6调质处理，即在热挤压工序后，将挤压材另行再加至至500℃以上的固溶温度区域而进行固溶处理和淬火处理，其后进行人工时效处理，成为T6的调质处理材。

[0109] 时效处理：

[0110] 挤压材在切断成规定的长度或进行矫正处理后，实施人工时效硬化处理。该人工时效硬化处理优选在150～250℃的温度范围保持需要的时间。经由此保持时间，挤压材的时效硬化得到调节，从使强度达到最大的作为峰值时效的时间，和作为更长时间而使耐腐蚀性提高的过时效的时间中适宜选择。

[0111] 实施例

[0112] 接下来，说明本发明的实施例。按表1、2所示的各成分组成，以表3、4所示的条件，制造截面日型的6000系铝合金挤压材，如表5、6所示，调查挤压材的组织，另外调查特性(机械特性，弯曲破碎性)。

[0113] 【表1】

[0114] 化学组成(质量％)

[0115]

[0116] *本发明的规定之外

[0117] 【表2】

[0118] 化学组成(质量％)

[0119]

[0120] *本发明的规定范围之外

[0121] 【表3】

[0122] 制造方法

[0123]

[0124] *本发明的规定之外

[0125] 【表4】

[0126] 制造方法

[0127]

[0128] *本发明的规定之外

[0129] 更具体地说，挤压材的制造，是由表1、2所示的各成分组成的各铝合金熔汤，铸造各个坯锭。以表3、4所示的各温度对坯锭进行均质化热处理后，用风扇进行强强制空冷，由此以表3、4所示的平均冷却速度(℃/hr)，一下子冷却至室温。将该均质化热处理后的坯锭再加热至表3、4所示的温度，立即以表3、4所示的挤压速度(m/分)进行热挤压。挤压出口温度(模出口到达温度)(℃)显示在表3、4中。然后。从紧接挤压之后至室温邻域温度，通过喷水(比较例11以外)和风扇空冷(比较例11)进行强制冷却，成为截面日型的挤压材。各实施例和比较例的从紧接挤压之后至表面温度190℃的平均冷却速度显示在表3、4中。对于该挤压材以表3、4所示的条件实施人工时效硬化处理。

[0130] 截面日型的挤压材的外径尺寸形状，为保险杠增强材用的大小，各例均共通，各凸缘(前壁、后壁)的各长度为40mm、厚度为2.3mm，各连接板(侧壁)和中肋材的长度为40mm、各厚度为2.0mm，切断后的长度为1300mm。

[0131] 从这些人工时效硬化处理后的挤压材的连接板(侧壁)部分切下供试材(板状试验片)，测量、评价供试材的组织和特性。其结果显示在表5、6中。

[0132] (供试材组织)

[0133] Goss取向的平均面积率：

[0134] 使用前述SEM-EBSP，测量/解析前述调质处理后15日的室温放置后的供试材的织构组织，求得供试材的、包含最表面的晶粒生长层在内的遍及截面的厚度方向全域的Goss取向的平均面积率(％)。

[0135] 另外，使用该SEM-EBSP，还同时测量各例的再晶粒组织的晶粒的平均长宽比，评价、判别再结晶晶粒的组织形态。即，晶粒的平均长宽比在5以下为等轴晶粒组织，平均长宽比超过5的为纤维状组织。还有，表5、6的再结晶状态一栏中，将等轴粒组织为50％以上的记述为等轴再结晶组织，将等轴晶粒组织低于50％的记述为纤维状组织。在、全部的实施例、比较例中，再结晶的部分全部由等轴晶粒组织构成。

[0136] (供试材特性)

[0137] 作为前述调质处理后30日的室温放置后的供试材的特性，分别测量0.2％屈服强度(As屈服强度：MPa)、延伸率(％)。另外，测量、评价弯曲破碎性和耐腐蚀性。其结果也显示在表5、6中。

[0138] 拉伸试验：

[0139] 拉伸试验是从前述供试材上提取13号B试验片(宽：12.5mm、评点距离：50mm、厚度：挤压材厚度)，进行室温拉伸。使这时的试验片的提取、拉伸方向为挤压方向。拉伸速度至0.2％屈服强度为5mm/分，屈服强度以后为20mm/分。测量N数为5，各机械的性质为其平均值。

[0140] 弯曲破碎性(弯曲加工性)试验：

[0141] 根据JIS Z2248所规定的挤压弯曲法，使弯曲线为挤压方向(与挤压方向成直角的方向)对前述供试材(板状试验片)进行180°弯曲试验，进行10次试验，求得10次在弯曲角的外侧(拉伸侧部位)均未发生由裂纹造成的断裂的极限弯曲R(mm)。该极限弯曲R越小，评价为弯曲破碎性越优异。如果该极限弯曲R在3.0mm以下，则弯曲破碎性优异，可以作为汽车用的增强材使用。

[0142] 耐腐蚀性试验：

[0143] 通过ISO/DIS11846B法所规定的浸渍法，对前述供试材进行腐蚀试验。试验条件为，在以NaCl为30g/l浓度和HCl为10ml/l浓度分别使之溶解的水溶液中，将挤压材在室温下浸渍24小时后，进行挤压材的截面观察，调查腐蚀形态，判定是否发生晶界腐蚀裂纹。然后，晶界腐蚀裂纹发生时评价为×，没有晶界腐蚀裂纹，但晶界腐蚀发生时评价为△，没有发生晶界腐蚀裂纹和晶界腐蚀时(包含表面性的前面腐蚀发生的情况)评价为○。

[0144] 【表5】

[0145] 挤压材特性

[0146]

[0147] *本发明的范围之外或特性差

[0148] 【表6】

[0149] 挤压材特性

[0150]

[0151] *本发明的范围之外或特性差

[0152] 如表1～4所示，各发明例1～10，包括前述的Mg和Si的含量的关系，在本发明成分组成范围内，并且在优选条件范围，进行均质化热处理(均热温度、强制冷却)和热挤压(坯锭加热温度、挤压出口温度、紧接挤压之后的强制冷却)。因此，如表5所示，具有本发明中规定的Goss取向面积率的等轴再结晶晶粒组织(再结晶面积率65％以上)，并且具有本发明中规定的晶界析出物平均间隔。其结果是，在各发明例中，弯曲破碎性和耐腐蚀性优异。另外，强度(280MPa以上)、延伸率等机械特性也优异。这些性能表示，挤压材作为增强材，即使在撞柱、偏置碰撞等的汽车的碰撞条件严酷的情况，仍具有能够应对的弯曲破碎性。

[0153] 相对于此，比较例1、5、6因为均热温度低，所以比较例1、5(以所定量含有Zr的组成)中得不到等轴再结晶组织(再结晶面积率65％以上)。比较例6(不含Zr的组成)中，

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