高强度铝合金及其制造方法
高强度铝合金及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种高强度铝合金，其用于至少在外观特性和耐应力腐蚀开裂性这两 方面受到重视的部位中。
【背景技术】
[0002] 作为在至少在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，期望使用 屈服强度在350MPa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。
[0003] 现有技术文献 [0004] 专利文献
[0005] 专利文献1日本特开2012-246555号公报
【发明内容】
[0006] 本发明要解决的问题
[0007] 专利文献1所示的7000系铝合金，若进行时效处理的T6处理，则存在容易发生应力 腐蚀开裂的问题。并且，作为其对策，若进行过时效处理，则存在虽然能够改善耐应力腐蚀 开裂性，但是强度会变低的问题。
[0008] 这样，例如在专利文献1中记载的以往的7000系铝合金，虽然具有高屈服强度，但 是不能说得到了针对应力腐蚀开裂性的对策。因此，这些合金，并不适合于在腐蚀环境下经 常负荷应力的状态下长时间使用的用途。
[0009] 本发明，是鉴于以上背景而进行的研发，目的在于提供一种阳极氧化处理后的表 面品质及耐应力腐蚀开裂性优异的高强度铝合金及其制造方法。
[0010] 解决问题的手段
[0011] 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，在施加阳极氧 化处理的高强度铝合金中，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的 Zn、超过2.2%且在3.0%以下的]\%、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02% 以下的Cr、0.30%以下的Fe、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的 Ti，余量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；
[0012] 其屈服强度为350MPa以上；
[0013]其金属组织由再结晶组织构成。
[0014] 本发明的另一个实施方式在于提供一种上述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，
[0015] 制造具有以下化学成分的铸块：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的Zn、超过 2.2%且在3.0%以下的]\^、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的2匕0.02%以下的 0、0.30%以下的？6、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的11，余 量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；
[0016] 进行将上述铸块以超过540°C且在580°C以下的温度加热1-24小时的均匀化处理； [0017]在将加工开始时的上述铸块的温度设置为440°C_560°C的状态下，对该铸块实施 热加工，作为延展材料；
[0018] 在该延展材料的温度为400°C以上的时候开始冷却，之后，在该延展材料的温度处 于400°C到150°C的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/秒以下冷 却的急冷处理；
[0019] 通过该急冷处理或之后的冷却，将该延展材料的温度冷却至室温；
[0020] 之后，对该延展材料进行人工时效处理。
[0021] 发明效果
[0022] 上述高强度铝合金具有上述特定的化学成分，其屈服强度在350MPa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，耐应力腐蚀开 裂性优异，并且阳极氧化处理后的表面品质优异，能够适宜地使用在重视强度特性、外观特 性及耐应力腐蚀开裂性的部位上。
[0023] 即，通过具有上述特定的化学成分，上述高强度铝合金能够确保优异的耐应力腐 蚀开裂特性，由此，即使在腐蚀环境下使用也能够发挥其优异的耐久性。
[0024]另外，上述高强度铝合金具有与上述以往的7000系铝合金材料同等以上的屈服强 度，即，具有350MPa以上的屈服强度。因此，可以比较容易地满足确保例如应对为了轻量化 而进行的薄壁化的强度特性等的强度要求。
[0025]另外，上述高强度铝合金，由于具有上述特定的化学成分，同时其金属组织由再结 晶组织构成，因此在阳极氧化处理后，能够抑制产生由纤维状组织导致的条纹状图案等，得 到良好的表面品质。
[0026]接着，在上述高强度错合金材料的制造方法中，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】
[0027] 图1是表示实施例1中的试样4的金属组织的附图代用照片。
[0028] 图2是表示实施例1中的试样A19的金属组织的附图代用照片。
【具体实施方式】
[0029] 上述高强度铝合金，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的 Zn、超过2.2%且在3.0%以下的]\%、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02% 以下的Cr、0.30%以下的Fe、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的 Ti，余量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下。首先，对各元素的 含量范围的限定理由进行说明。
[0030] Ζη:5·0% 以上7.0% 以下
[0031] Ζη是在铝合金中通过与Mg共存而使II'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的提高。在Zn的含量在5.0%以下的情况下，由于τι'相 的析出量变少，因此提高强度的效果降低。因此，Ζη的含量以多于5.0%为宜，优选为5.2% 以上。另一方面，若Zn的含量超过7.0%，则耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Zn的含量以7.0% 以下为宜，优选为6.8%以下。
[0032] Mg:超过2.2%且在3.0%以下
[0033] Mg是在铝合金中通过与Zn共存而使η'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的提高。在Mg的含量在2.2%以下的情况下，由于τι'相 的析出量变少，因此提高强度的效果降低。另一方面，若Mg的含量超过3.0%，则热加工性降 低，生产性降低，同时耐应力腐蚀开裂性降低。
[0034] Zn/Mg比：1.7以上3.1以下
[0035] Zn和Mg的含量分别在上述的限定范围内，并且必须按照上述Zn量/Mg量比的值在 1.7-3.1的范围内进行选择。
[0036] 在Zn/Mg比不足1.7的情况下，强度容易降低，另一方面，在超过3.1的情况下，耐应 力腐蚀开裂性降低。另外，Zn/Mg比是指Zn含量(质量％)/Mg含量(质量％)的值。
[0037] Cu:0.01% 以上0.10% 以下
[0038] Cu在使用再利用材料作为上述高强度铝合金材料的原料时有混入的可能性。在Cu 的含量超过0.10%的情况下，会成为化学研磨后的光泽降低、因阳极氧化处理导致的色调 向黄色变化等表面品质降低的原因，在Cu含量不足0.01%的情况下，耐应力腐蚀开裂性降 低。这样的耐应力腐蚀开裂性及表面品质的降低，可以通过将Cu的含量控制在0.01%以上 0.10%以下来避免。
[0039] Zr:0.10% 以下
[0040] 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，容易在表面出现上 述纤维状组织导致的条纹状图案，因此表面品质恐会降低。因此，Zr的含量为0.10%以下。 [0041 ] Cr:0.02% 以下
[0042]在含有0.02%以上的Cr的情况下，阳极氧化处理后的表面恐会带有黄色的色调。 这样的色调变化等导致的表面品质的降低，可以通过将Cr的含量限制在不足0.02%来抑 制。
[0043] Fe :0.30% 以下、Si :0.30% 以下、Μη:0·02% 以下
[0044] Fe、Si是作为铝合金金属原材料中的杂质混入的，Μη是在使用再利用材料的情况 下可能混入的成分。Fe、Si及Μη，通过与Α1之间形成ΑΙΜη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 金材料的情况下，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 在纤维状组织，则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，因此表面品质恐会降低。这样的条纹状图案导致的表面品质的降低，可以通过分别限制 Fe为0.30%以下、Si为0.30%以下、Μη为0.02%以下来抑制。
[0045] Ti:0.001% 以上 0.05% 以下
[0046] Ti通过添加在铝合金中具有使铸块组织微细化的作用。由于铸块组织越微细，越 能够得到没有斑且高光泽的表面状态，因此通过含有Ti能够提高表面品质。在Ti的含量少 于0.001 %的情况下，由于铸块组织的微细化未充分进行，恐会在上述高强度铝合金材料的 表面上产生斑及条纹状图案。而在Ti的含量多于0.05%的情况下，由于与A1之间形成AlTi 系金属间化合物等的原因，容易发生点状、条纹状图案的缺陷，因此表面品质恐会降低。 [0047]接着，如上所述，上述高强度铝合金材料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，因此会在表面产生条纹 状图案，其结果是表面品质恐会降低。另一方面，在上述高强度铝合金中，由于金属组织由 再结晶组织构成，因此不会在表面产生条纹状图案，表面品质良好。
[0048]另外，上述高强度铝合金，在使用硫酸浴进行阳极氧化处理后测定的JIS(日本工 业标准)Z8729(IS07724-1)中规定的L*a*b*表色系统中的b*值(蓝-黄的色度)优选为0以上 0.8以下。在阳极氧化处理后，b*值在上述范围内的铝合金材料，由于其黄色浓度适度，因此 成为设计性优异的铝合金材料。
[0049] 上述高强度错合金材料，通过至少具有上述特定的化学成分，能够实现b*值为0.8 以下的色调。在b*值超过0.8的情况下，由于阳极氧化处理后色调带有黄色感，因此恐会降 低设计性。再者，在对具有上述化学成分的铝合金材料进行阳极氧化处理的情况下，难以得 到具有不足〇的b*值的铝合金材料。
[0050] 另外，优选地，上述再结晶组织，其结晶粒的平均粒径为500μπι以下，与热加工方向 平行的方向上的结晶长度是与热加工方向垂直的方向上的结晶长度的0.5倍以上4倍以下。 [0051]若上述结晶粒的平均粒径超过500μπι，则由于结晶粒变得过度粗大，在进行阳极氧 化处理等的表面处理后，容易在表面产生斑，恐会降低表面品质。因此，上述结晶粒的平均 粒径越小越好。
[0052]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长度和与热 加工方向垂直的方向上的结晶长度的比超过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。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得到。 [0053] 再者，上述金属组织，例如可以通过对铝合金材料表面进行电解研磨，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，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、乳制等的塑性加工形成的条纹状组织(所谓的加工组织）。
[0054]另外，上述再结晶组织中的结晶粒的平均粒径，可以针对使用上述偏光显微镜观 察得到的金属组织像，基于JIS G0551(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。
[0055] 另外，上述长径比，即，与热加工方向平行的方向上的结晶长度和与热加工方向垂 直的方向上的结晶长度的比，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。
[0056] 另外，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，通过在热加工时在受到变形的同 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，但是由于在动态再结晶 组织的情况下，生产工序简单，能够容易地制造。
[0057]接着，在上述高强度铝合金材料的制造方法中，对具有上述化学成分的铸块，进行 以超过540°C且在580°C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 化处理的加热温度在540°C以下的情况下，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，因此降低了最终得到的合金材料的表面 品质。另一方面，若加热温度高于580°C，则上述铸块恐会发生局部熔融，因此难以制造。因 此，上述均匀化处理的温度，优选超过540°C且在580°C以下。
[0058]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，最终的表面品质降低。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。
[0059]对进行了上述均匀化处理的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°C以上560°C以下。若热加工前的铸块的加热温度低于440°C，则变 形阻力变高，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°C的 温度后进行热加工，则由于加上加工时的加工发热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°C以上560°C以下。再者，作为上 述热加工，可以采用挤压加工、乳制加工等。
[0060] 另外，在上述热加工后，在上述延展材料的温度为400°C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°C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°C的情况下，淬火效果不充分，其结果是得到的延展材料的屈服强度恐会 不足350MPa。而在急冷处理后的延展材料的温度超过150°C的情况下，淬火效果也不充分， 其结果是得到的延展材料的屈服强度恐会不足350MPa。
[0061] 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、淋浴冷却或水冷等的方法。
[0062] 另外，上述急冷处理是在上述延展材料的温度处于400°C到150°C的范围的时候将 平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/秒以下来进行的。在上述平均冷却速度超过300°C/ 秒的情况下，不仅设备变得过大，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°C/秒，则由于淬火效果不充分，得到的延展材料的屈服强度恐会不足350MPa。因 此，平均冷却速度以快为宜，为1°C/秒以上300°C/秒以下，优选为3°C/秒以上300°C/秒以 下。
[0063]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，显现出室温时效的效果，因此提高了延展材料的强度。再者， 在 上述追加的冷却处理中，例如可以采用风扇空冷、气雾冷却、淋浴冷却或水冷等的方法。 [0064]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 提高该延展材料的强度。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。
[0065] 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。由于通 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，能够容易地使上述延展 材料的屈服强度在350MPa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。
[0066]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°C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°C的温度加热2-15小时的第二人工时效处理。
[0067] 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。
[0068] 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°C为宜。在第二人工 时效处理中在170-200°C的范围内进行加热的情况下，由于上述延展材料的延展性变大，因 此能够更加提高加工性。再者，在第二人工时效处理中，在具有上述温度范围之外或时间范 围之外的条件的情况下，得到的延展材料恐会容易发生应力腐蚀开裂，屈服强度恐会不足 350MPa〇
[0069] 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_170°C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，能够容易地进行制造。若上述人工 时效处理在上述温度范围之外或时间范围之外，则得到的延展材料恐会容易发生应力腐蚀 开裂，屈服强度恐会不足350MPa，难以得到具有充分的强度特性的延展材料。
[0070] 实施例
[0071] (实施例1)
[0072] 对涉及上述高强度铝合金材料的实施例，使用表1-表3进行说明。在本例中，如表1 所示，在同一制造条件下制造改变了铝合金材料的化学成分的试样(No. 1-No. 30)，并进行 各试样的强度测定、金属组织观察。进一步的，在对各试样进行表面处理后，进行表面品质 评价。
[0073] 以下，对各试样的制造条件、强度测定方法及金属组织观察方法，以及表面处理方 法及表面品质评价方法进行说明。
[0074] 表 1
[0075]
[0078] 〈试样的制造条件〉
[0079] 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550°C的温度下加热6小时的均匀化处理。之后，在上述铸块的温度为 520°C的状态下，通过对该铸块进行热挤压加工，形成宽度为35mm、厚度为7mm的延展材料。 之后，在该延展材料的温度为505°C的状态下，对该延展材料进行以60°C/秒的平均冷却速 度冷却到100°C的急冷处理。然后，将进行了上述急冷处理的上述延展材料冷却到室温，在 室温下进行24小时的室温时效。之后，使用热处理炉，对上述延展材料进行以100°C的温度 加热4小时的第一人工时效处理。接着，不将上述延展材料从热处理炉中取出，而将炉内温 度升温到160°C，实施以160°C加热8小时的第二人工时效处理，作为试样。
[0080] 〈强度测定方法〉
[0081 ] 从试样中，通过基于Jis Z2241(IS06892-1)的方法采集试验片，进行测定拉伸强 度、屈服强度及伸长率的拉伸试验。将在拉伸试验的结果中表现出350MPa以上的屈服强度 的试样，判定为强度特性合格。
[0082]〈金属组织观察方法〉
[0083]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 G0551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 结晶长度和与热加工方向垂直的方向上的结晶长度的比），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500μπι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。 [0084]〈表面处理方法〉
[0085] 将进行了上述人工时效处理的试样的表面进行抛光后，用氢氧化钠水溶液进行蚀 亥IJ，接着进行去污处理。对进行了该去污处理的试样，使用磷酸-硝酸法在90°C的温度下进 行2分钟的化学研磨。之后，对进行了该化学研磨的试样，在15%的硫酸浴下以150A/m 2的电 流密度进行阳极氧化处理，形成1〇μπι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。
[0086]〈表面品质评价方法〉
[0087]以目视观察进行了上述表面处理的试样的表面。通过目视观察，将表面上未出现 条纹状图案、斑状图案或点状缺陷等的试样判定为合格。
[0088]接着，用色差计测量试样表面的色调，取得在JIS Ζ8729中记载的L*a*b*表色系统 中的各坐标的值。其结果是，将b*值(蓝-黄的色度)在0-0.8的范围内的试样判定为合格。 [0089]〈应力腐蚀开裂试验方法〉
[0090] 基于JIS H8711(IS0-9591)实施试验。从各试样中削出在外径为20mm、内径为 17mm、轴方向厚度为7mm的环状形状上在圆周上的一部分设置有切口部的C环形状的试验 片。使连接C环形状的中心与切口部的方向，与制造试样时的挤压方向相一致。在试验片上 应力的负荷是在与上述挤压方向成正交的方向的压缩C环形状的方向上，负荷330MPa的应 力。在该负荷状态下，在25°C的温度气氛中，进行720小时的交替浸渍，即交替地进行将试验 片在3.5%NaCl水溶液中浸渍10分钟和干燥50分钟。试验结果以有无产生裂纹来判定。没有 裂纹为良（〇），产生裂纹为不良（X)。
[0091]将表1及表2所示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，在表3中的该评价结果中附下划线表示。
[0092]表 3
[0093]
1234567891011 由表3可知，试样1-15，在所有的评价项目中均为合格，强度、表面品质、耐应力腐 蚀开裂性也显示出优异的特性。 2 作为具有优异的表面品质的试样的代表例，在图1中，表示了试样4的金属组织的 观察结果。由同一张图可知，具有优异的表面品质的试样，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。 3 试样16,由于Zn含量过低，因此不能得到充分的提高强度的效果，判定为屈服强度 不合格。 4
[0097]试样17，由于Zn含量过高，因此耐应力腐蚀开裂性差，判定为不合格。 5 试样18,由于Mg含量过低，因此不能得到充分的提高强度的效果，判定为屈服强度 不合格。 6 试样19,由于Mg含量过高，因此在挤压时部分产生裂纹，进一步的，耐应力腐蚀开 裂性差，判定为不合格。 7 试样20,由于Zn/Mg比过低，因此强度差，判定为不合格。 8
[0101]试样21，由于Zn/Mg比过高，因此应力腐蚀开裂性降低，判定为不合格。 9 试样22,由于Cu含量过低，因此耐应力腐蚀开裂性差，判定为不合格。 10 试样23，由于Cu含量过高，因此表面色调带有黄色，判定为不合格。 11 试样24,由于Fe含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0105] 试样25,由于Si含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不 合格。
[0106] 试样26,由于Μη含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0107] 试样27，由于Cr含量过高，因此表面色调带有黄色，判定为不合格。
[0108] 试样28,由于Zr含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0109] 试样29,由于Ti含量过低，因此出现了由粗大的铸块组织导致的条纹状图案，判定 为不合格。
[0110] 试样30,由于Ti含量过高，因此形成了与A1的金属间化合物，其结果是，可在表面 上看到条纹状及点状缺陷，判定为不合格。
[0111] (实施例2)
[0112] 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6进行说明。 [0113]在本例中，使用含有表4所不的化学成分的错合金(材质No .A)，如表5及表6所不， 改变制造条件制备试样(No.A1-A29)，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，进行表面品质评价。
[0114] 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、表面处理方法及表面品质评价方法，按照与上述实施例1相同的方法进行。
[0115] 〈试样的制造条件〉
[0116] 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，对上述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 温后到进行第一人工时效处理之间的时间。
[0117] 表4
[0118]
[0119] 表5
[0120]
[0123] 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，对于在各个测定结 果中未被判定为合格或未被判定为理想结果的试样，在表7中的该评价结果中附下划线表 7Jn 〇
[0124] 表7
[0125]
[0126] 由表7可知，试样A1-A17,在所有的评价项目上均为合格，强度、表面品质均表现出 优异的特性。
[0127] 试样A18,由于均匀化处理中的加热温度过低，因此屈服强度不足350MPa，判定为 不合格。同时，结晶粒粗大，还在表面上看到了斑状图案。
[0128] 试样A19,由于均匀化处理中的处理时间过短，因此屈服强度不足350MPa，判定为 不合格。同时，结晶粒粗大，还在表面上看到了斑状图案。
[0129] 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。
[0130] 试样A21，由于急冷处理中的平均冷却速度过慢，因此淬火效果不充分，屈服强度 不足350MPa，判定为不合格。
[0131] 试样A22，由于第二人工时效处理中的处理温度过低，因此耐应力腐蚀开裂性不充 分，判定为不合格。
[0132] 试样A23,由于第二人工时效处理中的处理温度过高，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0133] 试样A24,由于第二人工时效处理中的处理时间过短，因此时效硬化不充分，屈服 强度不足350MPa，耐应力腐蚀开裂性也不充分，判定为不合格。
[0134] 试样A25,由于第二人工时效处理中的处理时间过长，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0135] 试样A26,只实施了一段人工时效处理，由于该人工时效处理中的处理温度过低， 因此耐应力腐蚀开裂性不充分，判定为不合格。
[0136] 试样A27,只实施了一段人工时效处理，由于该人工时效处理中的处理温度过高， 因此过时效，屈服强度不足350MPa，判定为不合格。
[0137] 试样A28,由于第一人工时效处理中的处理时间过短，因此时效硬化不充分，屈服 强度不足350MPa，判定为不合格。
[0138] 试样A29,由于第一人工时效处理中的处理时间过长，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0139] 在表面品质为不合格的试样中，作为看到了条纹状图案的试样的代表例，在图2 中，表示了试样A19的金属组织观察结果。由同一张图可知，可看到条纹状图案的试样具有 由纤维状组织构成的金属组织。
【主权项】
1. 一种高强度铝合金，其特征在于，在施加阳极氧化处理的高强度铝合金中，具有以下 化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0 %以下的Zn、超过2.2%且在3.0%以下的Mg、 0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02%以下的0、0.30%以下的？6、0.30% 以下的Si、0.02%以下的Μη、0.001 %以上0.05%以下的Ti，余量由A1及不可避免的杂质组 成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下； 其屈服强度为350MPa以上； 其金属组织由再结晶组织构成。2. 根据权利要求1所述的高强度铝合金，其特征在于，所述再结晶组织，其结晶粒的平 均粒径为500μπι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。3. -种高强度铝合金的制造方法，是制造根据权利要求1或2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5.0%以上7.0 %以下的Ζη、超过 2.2%且在3.0%以下的]\^、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的2匕0.02%以下的 0、0.30%以下的？6、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的11，余 量由Α1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下； 进行将所述铸块以超过540°C且在580°C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°C_560°C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°C以上的时候开始冷却，之后，在所述延展材料的温度处 于400°C到150°C的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/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。4. 根据权利要求3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°C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°C的温度加热2-15小时的 第二人工时效处理。5. 根据权利要求3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145-170°C的温度加热1-24小时。
【专利摘要】本发明涉及在施加阳极氧化处理的高强度铝合金中，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0％以上7.0％以下的Zn、超过2.2％且在3.0％以下的Mg、0.01％以上0.10％以下的Cu、0.10％以下的Zr、0.02％以下的Cr、0.30％以下的Fe、0.30％以下的Si、0.02％以下的Mn、0.001％以上0.05％以下的Ti，余量由Al及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；其屈服强度为350MPa以上；其金属组织由再结晶组织构成。
【IPC分类】C22F1/04, C22C21/00, C22F1/053, C22F1/00
【公开号】CN105492640
【申请号】CN201480045936
【发明人】八太秀周, 宇田川智史, 渡边威郎
【申请人】株式会社Uacj
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年8月5日
【公告号】US20160186302, WO2015025706A1
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种高强度铝合金，其用于至少在外观特性和耐应力腐蚀开裂性这两 方面受到重视的部位中。
【背景技术】
[0002] 作为在至少在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，期望使用 屈服强度在350MPa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。
[0003] 现有技术文献 [0004] 专利文献
[0005] 专利文献1日本特开2012-246555号公报
【发明内容】
[0006] 本发明要解决的问题
[0007] 专利文献1所示的7000系铝合金，若进行时效处理的T6处理，则存在容易发生应力 腐蚀开裂的问题。并且，作为其对策，若进行过时效处理，则存在虽然能够改善耐应力腐蚀 开裂性，但是强度会变低的问题。
[0008] 这样，例如在专利文献1中记载的以往的7000系铝合金，虽然具有高屈服强度，但 是不能说得到了针对应力腐蚀开裂性的对策。因此，这些合金，并不适合于在腐蚀环境下经 常负荷应力的状态下长时间使用的用途。
[0009] 本发明，是鉴于以上背景而进行的研发，目的在于提供一种阳极氧化处理后的表 面品质及耐应力腐蚀开裂性优异的高强度铝合金及其制造方法。
[0010] 解决问题的手段
[0011] 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，在施加阳极氧 化处理的高强度铝合金中，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的 Zn、超过2.2%且在3.0%以下的]\%、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02% 以下的Cr、0.30%以下的Fe、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的 Ti，余量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；
[0012] 其屈服强度为350MPa以上；
[0013]其金属组织由再结晶组织构成。
[0014] 本发明的另一个实施方式在于提供一种上述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，
[0015] 制造具有以下化学成分的铸块：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的Zn、超过 2.2%且在3.0%以下的]\^、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的2匕0.02%以下的 0、0.30%以下的？6、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的11，余 量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；
[0016] 进行将上述铸块以超过540°C且在580°C以下的温度加热1-24小时的均匀化处理； [0017]在将加工开始时的上述铸块的温度设置为440°C_560°C的状态下，对该铸块实施 热加工，作为延展材料；
[0018] 在该延展材料的温度为400°C以上的时候开始冷却，之后，在该延展材料的温度处 于400°C到150°C的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/秒以下冷 却的急冷处理；
[0019] 通过该急冷处理或之后的冷却，将该延展材料的温度冷却至室温；
[0020] 之后，对该延展材料进行人工时效处理。
[0021] 发明效果
[0022] 上述高强度铝合金具有上述特定的化学成分，其屈服强度在350MPa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，耐应力腐蚀开 裂性优异，并且阳极氧化处理后的表面品质优异，能够适宜地使用在重视强度特性、外观特 性及耐应力腐蚀开裂性的部位上。
[0023] 即，通过具有上述特定的化学成分，上述高强度铝合金能够确保优异的耐应力腐 蚀开裂特性，由此，即使在腐蚀环境下使用也能够发挥其优异的耐久性。
[0024]另外，上述高强度铝合金具有与上述以往的7000系铝合金材料同等以上的屈服强 度，即，具有350MPa以上的屈服强度。因此，可以比较容易地满足确保例如应对为了轻量化 而进行的薄壁化的强度特性等的强度要求。
[0025]另外，上述高强度铝合金，由于具有上述特定的化学成分，同时其金属组织由再结 晶组织构成，因此在阳极氧化处理后，能够抑制产生由纤维状组织导致的条纹状图案等，得 到良好的表面品质。
[0026]接着，在上述高强度错合金材料的制造方法中，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】
[0027] 图1是表示实施例1中的试样4的金属组织的附图代用照片。
[0028] 图2是表示实施例1中的试样A19的金属组织的附图代用照片。
【具体实施方式】
[0029] 上述高强度铝合金，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0%以下的 Zn、超过2.2%且在3.0%以下的]\%、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02% 以下的Cr、0.30%以下的Fe、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的 Ti，余量由A1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下。首先，对各元素的 含量范围的限定理由进行说明。
[0030] Ζη:5·0% 以上7.0% 以下
[0031] Ζη是在铝合金中通过与Mg共存而使II'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的提高。在Zn的含量在5.0%以下的情况下，由于τι'相 的析出量变少，因此提高强度的效果降低。因此，Ζη的含量以多于5.0%为宜，优选为5.2% 以上。另一方面，若Zn的含量超过7.0%，则耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Zn的含量以7.0% 以下为宜，优选为6.8%以下。
[0032] Mg:超过2.2%且在3.0%以下
[0033] Mg是在铝合金中通过与Zn共存而使η'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的提高。在Mg的含量在2.2%以下的情况下，由于τι'相 的析出量变少，因此提高强度的效果降低。另一方面，若Mg的含量超过3.0%，则热加工性降 低，生产性降低，同时耐应力腐蚀开裂性降低。
[0034] Zn/Mg比：1.7以上3.1以下
[0035] Zn和Mg的含量分别在上述的限定范围内，并且必须按照上述Zn量/Mg量比的值在 1.7-3.1的范围内进行选择。
[0036] 在Zn/Mg比不足1.7的情况下，强度容易降低，另一方面，在超过3.1的情况下，耐应 力腐蚀开裂性降低。另外，Zn/Mg比是指Zn含量(质量％)/Mg含量(质量％)的值。
[0037] Cu:0.01% 以上0.10% 以下
[0038] Cu在使用再利用材料作为上述高强度铝合金材料的原料时有混入的可能性。在Cu 的含量超过0.10%的情况下，会成为化学研磨后的光泽降低、因阳极氧化处理导致的色调 向黄色变化等表面品质降低的原因，在Cu含量不足0.01%的情况下，耐应力腐蚀开裂性降 低。这样的耐应力腐蚀开裂性及表面品质的降低，可以通过将Cu的含量控制在0.01%以上 0.10%以下来避免。
[0039] Zr:0.10% 以下
[0040] 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，容易在表面出现上 述纤维状组织导致的条纹状图案，因此表面品质恐会降低。因此，Zr的含量为0.10%以下。 [0041 ] Cr:0.02% 以下
[0042]在含有0.02%以上的Cr的情况下，阳极氧化处理后的表面恐会带有黄色的色调。 这样的色调变化等导致的表面品质的降低，可以通过将Cr的含量限制在不足0.02%来抑 制。
[0043] Fe :0.30% 以下、Si :0.30% 以下、Μη:0·02% 以下
[0044] Fe、Si是作为铝合金金属原材料中的杂质混入的，Μη是在使用再利用材料的情况 下可能混入的成分。Fe、Si及Μη，通过与Α1之间形成ΑΙΜη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 金材料的情况下，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 在纤维状组织，则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，因此表面品质恐会降低。这样的条纹状图案导致的表面品质的降低，可以通过分别限制 Fe为0.30%以下、Si为0.30%以下、Μη为0.02%以下来抑制。
[0045] Ti:0.001% 以上 0.05% 以下
[0046] Ti通过添加在铝合金中具有使铸块组织微细化的作用。由于铸块组织越微细，越 能够得到没有斑且高光泽的表面状态，因此通过含有Ti能够提高表面品质。在Ti的含量少 于0.001 %的情况下，由于铸块组织的微细化未充分进行，恐会在上述高强度铝合金材料的 表面上产生斑及条纹状图案。而在Ti的含量多于0.05%的情况下，由于与A1之间形成AlTi 系金属间化合物等的原因，容易发生点状、条纹状图案的缺陷，因此表面品质恐会降低。 [0047]接着，如上所述，上述高强度铝合金材料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，因此会在表面产生条纹 状图案，其结果是表面品质恐会降低。另一方面，在上述高强度铝合金中，由于金属组织由 再结晶组织构成，因此不会在表面产生条纹状图案，表面品质良好。
[0048]另外，上述高强度铝合金，在使用硫酸浴进行阳极氧化处理后测定的JIS(日本工 业标准)Z8729(IS07724-1)中规定的L*a*b*表色系统中的b*值(蓝-黄的色度)优选为0以上 0.8以下。在阳极氧化处理后，b*值在上述范围内的铝合金材料，由于其黄色浓度适度，因此 成为设计性优异的铝合金材料。
[0049] 上述高强度错合金材料，通过至少具有上述特定的化学成分，能够实现b*值为0.8 以下的色调。在b*值超过0.8的情况下，由于阳极氧化处理后色调带有黄色感，因此恐会降 低设计性。再者，在对具有上述化学成分的铝合金材料进行阳极氧化处理的情况下，难以得 到具有不足〇的b*值的铝合金材料。
[0050] 另外，优选地，上述再结晶组织，其结晶粒的平均粒径为500μπι以下，与热加工方向 平行的方向上的结晶长度是与热加工方向垂直的方向上的结晶长度的0.5倍以上4倍以下。 [0051]若上述结晶粒的平均粒径超过500μπι，则由于结晶粒变得过度粗大，在进行阳极氧 化处理等的表面处理后，容易在表面产生斑，恐会降低表面品质。因此，上述结晶粒的平均 粒径越小越好。
[0052]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长度和与热 加工方向垂直的方向上的结晶长度的比超过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。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得到。 [0053] 再者，上述金属组织，例如可以通过对铝合金材料表面进行电解研磨，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，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、乳制等的塑性加工形成的条纹状组织(所谓的加工组织）。
[0054]另外，上述再结晶组织中的结晶粒的平均粒径，可以针对使用上述偏光显微镜观 察得到的金属组织像，基于JIS G0551(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。
[0055] 另外，上述长径比，即，与热加工方向平行的方向上的结晶长度和与热加工方向垂 直的方向上的结晶长度的比，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。
[0056] 另外，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，通过在热加工时在受到变形的同 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，但是由于在动态再结晶 组织的情况下，生产工序简单，能够容易地制造。
[0057]接着，在上述高强度铝合金材料的制造方法中，对具有上述化学成分的铸块，进行 以超过540°C且在580°C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 化处理的加热温度在540°C以下的情况下，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，因此降低了最终得到的合金材料的表面 品质。另一方面，若加热温度高于580°C，则上述铸块恐会发生局部熔融，因此难以制造。因 此，上述均匀化处理的温度，优选超过540°C且在580°C以下。
[0058]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，最终的表面品质降低。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。
[0059]对进行了上述均匀化处理的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°C以上560°C以下。若热加工前的铸块的加热温度低于440°C，则变 形阻力变高，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°C的 温度后进行热加工，则由于加上加工时的加工发热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°C以上560°C以下。再者，作为上 述热加工，可以采用挤压加工、乳制加工等。
[0060] 另外，在上述热加工后，在上述延展材料的温度为400°C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°C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°C的情况下，淬火效果不充分，其结果是得到的延展材料的屈服强度恐会 不足350MPa。而在急冷处理后的延展材料的温度超过150°C的情况下，淬火效果也不充分， 其结果是得到的延展材料的屈服强度恐会不足350MPa。
[0061] 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、淋浴冷却或水冷等的方法。
[0062] 另外，上述急冷处理是在上述延展材料的温度处于400°C到150°C的范围的时候将 平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/秒以下来进行的。在上述平均冷却速度超过300°C/ 秒的情况下，不仅设备变得过大，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°C/秒，则由于淬火效果不充分，得到的延展材料的屈服强度恐会不足350MPa。因 此，平均冷却速度以快为宜，为1°C/秒以上300°C/秒以下，优选为3°C/秒以上300°C/秒以 下。
[0063]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，显现出室温时效的效果，因此提高了延展材料的强度。再者， 在 上述追加的冷却处理中，例如可以采用风扇空冷、气雾冷却、淋浴冷却或水冷等的方法。 [0064]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 提高该延展材料的强度。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。
[0065] 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。由于通 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，能够容易地使上述延展 材料的屈服强度在350MPa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。
[0066]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°C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°C的温度加热2-15小时的第二人工时效处理。
[0067] 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。
[0068] 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°C为宜。在第二人工 时效处理中在170-200°C的范围内进行加热的情况下，由于上述延展材料的延展性变大，因 此能够更加提高加工性。再者，在第二人工时效处理中，在具有上述温度范围之外或时间范 围之外的条件的情况下，得到的延展材料恐会容易发生应力腐蚀开裂，屈服强度恐会不足 350MPa〇
[0069] 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_170°C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，能够容易地进行制造。若上述人工 时效处理在上述温度范围之外或时间范围之外，则得到的延展材料恐会容易发生应力腐蚀 开裂，屈服强度恐会不足350MPa，难以得到具有充分的强度特性的延展材料。
[0070] 实施例
[0071] (实施例1)
[0072] 对涉及上述高强度铝合金材料的实施例，使用表1-表3进行说明。在本例中，如表1 所示，在同一制造条件下制造改变了铝合金材料的化学成分的试样(No. 1-No. 30)，并进行 各试样的强度测定、金属组织观察。进一步的，在对各试样进行表面处理后，进行表面品质 评价。
[0073] 以下，对各试样的制造条件、强度测定方法及金属组织观察方法，以及表面处理方 法及表面品质评价方法进行说明。
[0074] 表 1
[0075]
[0078] 〈试样的制造条件〉
[0079] 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550°C的温度下加热6小时的均匀化处理。之后，在上述铸块的温度为 520°C的状态下，通过对该铸块进行热挤压加工，形成宽度为35mm、厚度为7mm的延展材料。 之后，在该延展材料的温度为505°C的状态下，对该延展材料进行以60°C/秒的平均冷却速 度冷却到100°C的急冷处理。然后，将进行了上述急冷处理的上述延展材料冷却到室温，在 室温下进行24小时的室温时效。之后，使用热处理炉，对上述延展材料进行以100°C的温度 加热4小时的第一人工时效处理。接着，不将上述延展材料从热处理炉中取出，而将炉内温 度升温到160°C，实施以160°C加热8小时的第二人工时效处理，作为试样。
[0080] 〈强度测定方法〉
[0081 ] 从试样中，通过基于Jis Z2241(IS06892-1)的方法采集试验片，进行测定拉伸强 度、屈服强度及伸长率的拉伸试验。将在拉伸试验的结果中表现出350MPa以上的屈服强度 的试样，判定为强度特性合格。
[0082]〈金属组织观察方法〉
[0083]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 G0551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 结晶长度和与热加工方向垂直的方向上的结晶长度的比），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500μπι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。 [0084]〈表面处理方法〉
[0085] 将进行了上述人工时效处理的试样的表面进行抛光后，用氢氧化钠水溶液进行蚀 亥IJ，接着进行去污处理。对进行了该去污处理的试样，使用磷酸-硝酸法在90°C的温度下进 行2分钟的化学研磨。之后，对进行了该化学研磨的试样，在15%的硫酸浴下以150A/m 2的电 流密度进行阳极氧化处理，形成1〇μπι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。
[0086]〈表面品质评价方法〉
[0087]以目视观察进行了上述表面处理的试样的表面。通过目视观察，将表面上未出现 条纹状图案、斑状图案或点状缺陷等的试样判定为合格。
[0088]接着，用色差计测量试样表面的色调，取得在JIS Ζ8729中记载的L*a*b*表色系统 中的各坐标的值。其结果是，将b*值(蓝-黄的色度)在0-0.8的范围内的试样判定为合格。 [0089]〈应力腐蚀开裂试验方法〉
[0090] 基于JIS H8711(IS0-9591)实施试验。从各试样中削出在外径为20mm、内径为 17mm、轴方向厚度为7mm的环状形状上在圆周上的一部分设置有切口部的C环形状的试验 片。使连接C环形状的中心与切口部的方向，与制造试样时的挤压方向相一致。在试验片上 应力的负荷是在与上述挤压方向成正交的方向的压缩C环形状的方向上，负荷330MPa的应 力。在该负荷状态下，在25°C的温度气氛中，进行720小时的交替浸渍，即交替地进行将试验 片在3.5%NaCl水溶液中浸渍10分钟和干燥50分钟。试验结果以有无产生裂纹来判定。没有 裂纹为良（〇），产生裂纹为不良（X)。
[0091]将表1及表2所示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，在表3中的该评价结果中附下划线表示。
[0092]表 3
[0093]
1234567891011 由表3可知，试样1-15，在所有的评价项目中均为合格，强度、表面品质、耐应力腐 蚀开裂性也显示出优异的特性。 2 作为具有优异的表面品质的试样的代表例，在图1中，表示了试样4的金属组织的 观察结果。由同一张图可知，具有优异的表面品质的试样，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。 3 试样16,由于Zn含量过低，因此不能得到充分的提高强度的效果，判定为屈服强度 不合格。 4
[0097]试样17，由于Zn含量过高，因此耐应力腐蚀开裂性差，判定为不合格。 5 试样18,由于Mg含量过低，因此不能得到充分的提高强度的效果，判定为屈服强度 不合格。 6 试样19,由于Mg含量过高，因此在挤压时部分产生裂纹，进一步的，耐应力腐蚀开 裂性差，判定为不合格。 7 试样20,由于Zn/Mg比过低，因此强度差，判定为不合格。 8
[0101]试样21，由于Zn/Mg比过高，因此应力腐蚀开裂性降低，判定为不合格。 9 试样22,由于Cu含量过低，因此耐应力腐蚀开裂性差，判定为不合格。 10 试样23，由于Cu含量过高，因此表面色调带有黄色，判定为不合格。 11 试样24,由于Fe含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0105] 试样25,由于Si含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不 合格。
[0106] 试样26,由于Μη含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0107] 试样27，由于Cr含量过高，因此表面色调带有黄色，判定为不合格。
[0108] 试样28,由于Zr含量过高，因此形成了纤维状组织，其结果是，可在表面上看到条 纹状图案，判定为不合格。
[0109] 试样29,由于Ti含量过低，因此出现了由粗大的铸块组织导致的条纹状图案，判定 为不合格。
[0110] 试样30,由于Ti含量过高，因此形成了与A1的金属间化合物，其结果是，可在表面 上看到条纹状及点状缺陷，判定为不合格。
[0111] (实施例2)
[0112] 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6进行说明。 [0113]在本例中，使用含有表4所不的化学成分的错合金(材质No .A)，如表5及表6所不， 改变制造条件制备试样(No.A1-A29)，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，进行表面品质评价。
[0114] 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、表面处理方法及表面品质评价方法，按照与上述实施例1相同的方法进行。
[0115] 〈试样的制造条件〉
[0116] 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，对上述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 温后到进行第一人工时效处理之间的时间。
[0117] 表4
[0118]
[0119] 表5
[0120]
[0123] 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，对于在各个测定结 果中未被判定为合格或未被判定为理想结果的试样，在表7中的该评价结果中附下划线表 7Jn 〇
[0124] 表7
[0125]
[0126] 由表7可知，试样A1-A17,在所有的评价项目上均为合格，强度、表面品质均表现出 优异的特性。
[0127] 试样A18,由于均匀化处理中的加热温度过低，因此屈服强度不足350MPa，判定为 不合格。同时，结晶粒粗大，还在表面上看到了斑状图案。
[0128] 试样A19,由于均匀化处理中的处理时间过短，因此屈服强度不足350MPa，判定为 不合格。同时，结晶粒粗大，还在表面上看到了斑状图案。
[0129] 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。
[0130] 试样A21，由于急冷处理中的平均冷却速度过慢，因此淬火效果不充分，屈服强度 不足350MPa，判定为不合格。
[0131] 试样A22，由于第二人工时效处理中的处理温度过低，因此耐应力腐蚀开裂性不充 分，判定为不合格。
[0132] 试样A23,由于第二人工时效处理中的处理温度过高，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0133] 试样A24,由于第二人工时效处理中的处理时间过短，因此时效硬化不充分，屈服 强度不足350MPa，耐应力腐蚀开裂性也不充分，判定为不合格。
[0134] 试样A25,由于第二人工时效处理中的处理时间过长，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0135] 试样A26,只实施了一段人工时效处理，由于该人工时效处理中的处理温度过低， 因此耐应力腐蚀开裂性不充分，判定为不合格。
[0136] 试样A27,只实施了一段人工时效处理，由于该人工时效处理中的处理温度过高， 因此过时效，屈服强度不足350MPa，判定为不合格。
[0137] 试样A28,由于第一人工时效处理中的处理时间过短，因此时效硬化不充分，屈服 强度不足350MPa，判定为不合格。
[0138] 试样A29,由于第一人工时效处理中的处理时间过长，因此过时效，屈服强度不足 350MPa，判定为不合格。
[0139] 在表面品质为不合格的试样中，作为看到了条纹状图案的试样的代表例，在图2 中，表示了试样A19的金属组织观察结果。由同一张图可知，可看到条纹状图案的试样具有 由纤维状组织构成的金属组织。
【主权项】
1. 一种高强度铝合金，其特征在于，在施加阳极氧化处理的高强度铝合金中，具有以下 化学成分：以质量％计，含有5.0%以上7.0 %以下的Zn、超过2.2%且在3.0%以下的Mg、 0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的21、0.02%以下的0、0.30%以下的？6、0.30% 以下的Si、0.02%以下的Μη、0.001 %以上0.05%以下的Ti，余量由A1及不可避免的杂质组 成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下； 其屈服强度为350MPa以上； 其金属组织由再结晶组织构成。2. 根据权利要求1所述的高强度铝合金，其特征在于，所述再结晶组织，其结晶粒的平 均粒径为500μπι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。3. -种高强度铝合金的制造方法，是制造根据权利要求1或2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5.0%以上7.0 %以下的Ζη、超过 2.2%且在3.0%以下的]\^、0.01%以上0.10%以下的〇1、0.10%以下的2匕0.02%以下的 0、0.30%以下的？6、0.30%以下的5丨、0.02%以下的]?11、0.001%以上0.05%以下的11，余 量由Α1及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下； 进行将所述铸块以超过540°C且在580°C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°C_560°C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°C以上的时候开始冷却，之后，在所述延展材料的温度处 于400°C到150°C的范围内的时候进行将平均冷却速度控制在1°C/秒以上300°C/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。4. 根据权利要求3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°C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°C的温度加热2-15小时的 第二人工时效处理。5. 根据权利要求3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145-170°C的温度加热1-24小时。
【专利摘要】本发明涉及在施加阳极氧化处理的高强度铝合金中，具有以下化学成分：以质量％计，含有5.0％以上7.0％以下的Zn、超过2.2％且在3.0％以下的Mg、0.01％以上0.10％以下的Cu、0.10％以下的Zr、0.02％以下的Cr、0.30％以下的Fe、0.30％以下的Si、0.02％以下的Mn、0.001％以上0.05％以下的Ti，余量由Al及不可避免的杂质组成，同时，Zn/Mg比为1.7以上3.1以下；其屈服强度为350MPa以上；其金属组织由再结晶组织构成。
【IPC分类】C22F1/04, C22C21/00, C22F1/053, C22F1/00
【公开号】CN105492640
【申请号】CN201480045936
【发明人】八太秀周, 宇田川智史, 渡边威郎
【申请人】株式会社Uacj
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年8月5日
【公告号】US20160186302, WO2015025706A1
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