JP4017059B2

JP4017059B2 - Method for producing extruded aluminum with excellent bending workability

Info

Publication number: JP4017059B2
Application number: JP2000138379A
Authority: JP
Inventors: 誠新瀬; 一幸深川; 浩司梶川; 武志寺木; 学丸山; 秀雄矢崎; 秀夫廻; 善浩影山; 博也宮岡
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2000-05-11
Filing date: 2000-05-11
Publication date: 2007-12-05
Anticipated expiration: 2020-05-11
Also published as: JP2001316788A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工性に優れたアルミニウム押出形材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術と発明が解決しようとする課題】
近年、輸送車両に対する構造材料の選択は、単なる省エネルギー対策からの軽量化だけでなく、リサイクル性と循環型材料としての必要性が宣伝されるようになり、アルミニウム合金材料の位置付けが大きくなってきており、例えばアルミニウム押出形材の構造材料としての輸送車両への大幅な応用が見られる。
押出加工の特徴は、素材であるビレットを一度の加工によって複雑な中実材、中空形材を成形することが可能なことであり、断面形状やデザイン性の自由度が大きいという長所を有する。アルミニウム押出形材を高速車両、例えば、新幹線等の鉄道車両へ利用する場合は、大型形材の形状寸法、曲がり等のバラツキ範囲が重要となり、機械的性質は使用合金の日本工業規格（ＪＩＳ）もしくは用途に準じた下限値以上であれば、認められている。しかし、自動車用構造材料としてアルミニウム押出形材を利用する場合は、地球環境に及ぼす問題（温暖化問題）等から低燃費化及び軽量化が重要な課題となっており、また下記のような点から、スペースフレーム構造への応用に対してはより高い要求がなされている。
【０００３】
例えば、乗用車のフロントサイドフレーム、リアフレーム、ピラー等に代表されるボディ用フレームは、軽量化の要請に応え得るだけでなく、車両の曲げや捩じれに対する強度や剛性の確保と搭乗者の安全性を確保するために、衝突時の衝撃エネルギーの吸収性に優れていることが必要である。また、三次元的な曲げ加工（曲げの中心線が一平面上に位置しないような曲げ加工）のために、曲げ加工精度が良好であることも必要である。車両ボディ用のアルミニウム合金製フレーム材としては、押出性、曲げ加工性が良く、また強度的にも良好であることから、一般にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が使用されている。
【０００４】
ところで、衝突時の衝撃吸収部材としての車両ボディ用フレーム材は、０．２％耐力が一定でそのバラツキが小さくなければならない。何故ならば、０．２％耐力のバラツキが大きいと、強度や剛性の安定した車両を形成することができないとともに、衝撃を安定して吸収することができず、また、曲げ加工時、特に押し通し曲げ加工時にスプリングバック量の変化が大きく、寸法精度が悪くなるため、曲げ加工後の矯正加工や、フレーム材毎に曲げ加工条件を設定する必要があり、生産性が低下するからである。しかしながら、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出形材は、同じ製造ロット内においても、０．２％耐力のバラツキが大きく、曲げ加工時の生産性の低下や衝突時の衝撃吸収性能に問題があり、これらの点の改善が望まれていた。
【０００５】
上記のような問題点を改善すべく、特開平１１−３４３５３３号公報には、Ｍｇ：０．４５〜０．４９％、Ｓｉ：０．３０〜０．３６％とＭｇ及びＳｉを低濃度とすることが提案されているが、ここに開示されている形材の０．２％耐力は１７０〜２００ＭＰａとかなり高い。このように高い０．２％耐力を有する場合、押し通し曲げ加工における座屈特性の点では好ましいが、曲げ加工精度やスプリングバック量のバラツキは大きくなる。
【０００６】
従って、本発明の目的は、曲げ加工に最適な０．２％耐力値と伸びを有し、かつ曲げ加工精度及び耐力値のバラツキが小さく、しかも押し通し曲げ加工においても座屈を生じない曲げ加工性に優れたアルミニウム押出形材の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明によれば、アルミニウム合金ビレットを均質化処理し、これを押出加工し、冷却後、時効処理を施すことによって製造されるアルミニウム押出形材の製造方法において、前記時効処理するにあたって、処理される押出材から少なくとも１以上のサンプルを取得し、このサンプルを先行時効処理する工程と、上記サンプルを取得した同一の処理される押出材に対して、上記先行時効処理開始から所定時間経過後かつ終了前に開始する実操業における時効処理工程とを、同一の処理温度で平行して進め、上記先行時効処理工程においてサンプルの機械的特性を評価し、これに基づき、その機械的特性が０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａ、伸びが１２％以上となるように実操業における時効処理時間を設定することを特徴とするアルミニウム押出形材の製造方法が提供される。
【０００８】
好適な態様においては、アルミニウム合金はＭｇ：０．４５〜０．５５ｗｔ％、好ましくは０．４５〜０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５〜０．４０ｗｔ％、好ましくは０．２９〜０．３７ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、該アルミニウム合金ビレットを５４５〜５８５℃で１〜１０時間均質化処理し、押出加工後、１分間に１００℃以上の速度で冷却し、さらに、１５０〜１７０℃で１６時間以内で時効処理する。上記先行時効処理においては、サンプルの機械的特性の評価に基づき、１５０〜１７０℃の処理温度での時効処理時間を決定することが好ましい。押出材からのサンプルを取得するに際しては、押出材の先端５％の初期押出部分以外の部分からサンプルを取り出すことが望ましく、また、押出された押出材の中間部分から少なくとも１以上のサンプルを取り出すことが好ましい。
【０００９】
上記のような方法により、Ｍｇ：０．４５〜０．５５ｗｔ％、好ましくは０．４５〜０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５〜０．４０ｗｔ％、好ましくは０．２９〜０．３７ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、曲げ加工に最適な０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａであって伸びが１２％以上であり、かつ曲げ加工精度のバラツキが小さく、しかも押し通し曲げ加工においても座屈を生じない曲げ加工性に優れたアルミニウム押出形材が得られる。なお、本発明の方法は上記組成のアルミニウム合金のみへの適用に限定されるものではなく、他の組成及び種類のアルミニウム合金にも適用可能であり、また曲げ加工、特に三次元曲げ加工を行なう押出形材に好適に適用できる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
前記したように、自動車のスペースフレーム構造においては、曲げ加工材が使用される場合が多く、また３次元曲げ加工材も使用されるため、曲げ加工材の形状精度の維持は重要な課題である。特に、曲げ加工後の材料のスプリングバック量は材料の弾性係数に反比例し、材料の耐力値にも関係しているため、機械的性質の制御が重要となる。
【００１１】
以下、添付図面を参照しながら説明すると、図１はアルミスペースフレームボディ構造の一例を示しており、例えばルーフサイドレール１はアルミニウム押出形材を好適に用いることができるフレームである。このルーフサイドレール１は、図２に示すような構造を有する三次元曲げ加工材である。この三次元曲げ加工は、一般に、図３に示すような押し通し曲げ加工により行なわれる。図３において、中空押出材２は、固定型３によりガイドされ、ガイドレール４上をボールねじ５により前進される押圧部材６により後端部を押されながら、曲げ加工用可動型７の移動により曲げられる。
【００１２】
曲げ加工、特に押し通し曲げ加工においては、スプリングバック量にバラツキがあると成形や管理が極めて大変であり、量産性においてはこの点が大きな問題となってくる。スプリングバック量のバラツキは機械的特性値のバラツキによって生じ、特に耐力値が大きな要因となっており、耐力値を低くし、スプリングバック量の絶対量を減らすことによりこのバラツキも低減することができる。このことから、ＪＩＳＡ６０６３のＴ１材を使用すればこのバラツキは低減することができるが、今度は曲げ加工のときに形材に座屈Ａを生じるという問題が発生する。Ｔ１材でも肉厚を大きくすれば座屈の問題は解決可能となるが、この場合には形材重量が大きくなって軽量化及び低燃費化の要請に反することになる。
【００１３】
本発明者らの研究によれば、アルミニウム合金ビレットにはＭｇ、Ｓｉの濃度にバラツキがあり、また自然時効効果も環境温度の影響を受けて変動するため、同一処理条件で管理することは極めて困難であり、押出ロット毎に個別的に熱処理条件を設定する必要があることを見出した。また、曲げ加工時のスプリングバック量のバラツキと耐力値のバラツキとの相関関係から、加工精度のバラツキを制限するためには、耐力値のバラツキを±１０ＭＰａ以内に収める必要があることを見出した。
【００１４】
そこで、本発明のアルミニウム押出形材の製造方法は、アルミニウム合金ビレットを均質化処理し、これを押出加工し、冷却後、時効処理を施す一連の工程において、上記時効処理するにあたって、処理される押出材から少なくとも１以上のサンプルを取得し、このサンプルを先行時効処理する工程と、上記サンプルを取得した同一の処理される押出材に対して、上記先行時効処理開始から所定時間経過後かつ終了前に開始する実操業における時効処理工程とを、同一の処理温度で平行して進め、上記先行時効処理工程においてサンプルの機械的特性を評価し、これに基づき、その機械的特性が０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａ、伸びが１２％以上となるように実操業における時効処理時間を決定する。このような方法によれば、アルミニウム合金ビレットのロット毎のＭｇ、Ｓｉ濃度のバラツキや自然時効効果のバラツキ等が修正（吸収）され、曲げ加工に最適な０．２％耐力値と伸びを有し、かつ曲げ加工精度のバラツキが小さく、しかも押し通し曲げ加工においても座屈を生じない曲げ加工性に優れたアルミニウム押出形材が得られる。
【００１５】
本発明のアルミニウム押出形材の製造方法においては、好適には、ＭｇとＳｉを低濃度としたアルミニウム合金、すなわちＭｇ：０．４５〜０．５５ｗｔ％、好ましくは０．４５〜０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５〜０．４０ｗｔ％、好ましくは０．２９〜０．３７ｗｔ％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いられる。
Ｍｇ及びＳｉはアルミニウム押出形材の強度を向上させるための添加元素であり、これらの元素が析出物Ｍｇ₂Ｓｉを形成することによって、アルミニウム押出形材の引張強さ及び０．２％耐力が向上する。ＭｇとＳｉの含有率がそれぞれ０．４５ｗｔ％、０．２５ｗｔ％未満である場合には、車両において要求される強度や剛性及び衝撃エネルギーを吸収するに充分な特性が得られない。他方、両元素の含有率がそれぞれ０．５５％、０．４０％を超えると、引張強さと０．２％耐力は上昇するが、伸びが低下する。そのため、衝撃エネルギー吸収時の座屈変形によって割れが生じ易くなり、衝撃エネルギー吸収能力が低下するほか、製品形状が複雑で曲げ加工が厳しい場合には曲げ加工時に割れが生じ易くなる。従って、アルミニウム押出形材の機械的性質のバラツキを極力小さくし、優れた曲げ加工性と衝撃吸収性能を確保するため、Ｍｇは０．４５〜０．５５ｗｔ％の範囲で、Ｓｉは０．２５〜０．４０ｗｔ％の範囲でそれぞれ添加する必要がある。
【００１６】
本発明による車両ボディスペースフレーム用アルミニウム押出形材は、前述のような組成のアルミニウム合金からなり、かつ、０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａで、伸びが１２％以上（一般に、２５％以下）である。０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａの範囲内であれば、車両に必要な強度、剛性及び衝撃エネルギー吸収量を有するとともに、曲げ加工時のスプリングバック量もより均一なスペースフレーム材を提供することができる。アルミニウム押出形材の０．２％耐力が１２０ＭＰａを下回ると強度が劣り、押し通し曲げ加工時にその製品形状によっては座屈が発生し、求めている曲げ加工材が得られない恐れがある。一方、アルミニウム押出形材の０．２％耐力が１４０ＭＰａを超えると伸びが低下し、押し通し曲げ加工時にその製品形状によっては割れが発生する恐れがあるとともに、加工精度も低下する。
【００１７】
前述のような特徴を有するアルミニウム押出形材は、以下のように製造される。まず、前述のような組成のアルミニウム合金ビレットを、５４５〜５８５℃の温度で１〜１０時間均質化処理する。この均質化処理により、ビレットの鋳造時に偏析した添加元素が拡散により均質になる。均質化処理温度が５４５℃よりも低温であると均質化が不充分であり、形材の強度のバラツキの原因となる（前記強度のアルミニウム押出形材を製造することができなくなる）。一方、５８５℃を超えると、材料が部分的に溶融するおそれがある。なお、処理時間は高温側では短く、低温側では長くすればよい。均質化処理後の冷却速度による材料強度への影響は、水冷及び強制空冷では材料強度の差異は殆ど見られないが、炉冷の場合には引張強さ及び耐力値共に低下する。また、４００〜２５０℃の温度域では、２００℃／ｈｒ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。
【００１８】
次に、前記のように均質化処理したアルミニウム合金鋳塊を、Ｍｇ₂Ｓｉ固溶温度を超える所定温度、好ましくは５００℃以上の温度で所定断面形状の押出材に押出加工する。押出形材温度による材料強度への影響は、引張強さ及び耐力値共に４８０℃程度までは高くなる傾向があり、それ以上では平衡状態に達する。Ｍｇ₂Ｓｉ固溶温度を超える所定温度で押し出すことにより、押出時に添加元素が母相に充分に固溶され、母相に固溶したＭｇ、Ｓｉ量が同一製造ロットのみでなく、異なった製造ロットでもほとんど差がなくなるため、強度バラツキが殆どないアルミニウム押出形材が製造される。押出加工時にダイスから出た直後の形材温度がＭｇ₂Ｓｉ固溶温度未満である場合には、添加元素であるＭｇ、Ｓｉが母相に充分固溶せず強度バラツキの原因になる。
【００１９】
前記のように押出材を押出後、好ましくは１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で室温まで冷却する。焼入れ感受性の鈍いＡ６０６３合金は、押出加工後の冷却を強制空冷程度の冷却速度で冷却することにより、充分な強度が得られる。通常の押出工程においては、ビレット加熱温度がＭｇ₂Ｓｉ固溶限より低くても押出加工による発熱によって溶体化処理温度域に加熱されるため、析出物の固溶が起こる。しかし、押出加工は比較的短時間で行なわれるため、押出前の析出状態によって最終強度にまで影響を与える。例えば、均質化処理からの冷却やビレット加熱を速やかに行なうことによって析出物の粗大化を防ぎ、押出中の短時間加熱でも充分なＭｇ₂Ｓｉの固溶状態が得られるようにする必要がある。充分な溶体化を行なうためには、押出後の冷却はＴＴＴ曲線のＣノーズにかからない冷却速度、例えば１００℃／ｍｉｎ以上、好ましくは１１０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することが望ましい。冷却は、押出材の形状変形の防止や設備費の点からファンを使用した空冷によるのが好ましいが、押出材の形状変形などのおそれがない場合には水冷によっても差し支えない。
【００２０】
さらに、前記冷却後の押出材を所望に応じて室温時効を行った後、これを好ましくは１５０〜１７０℃の温度で１６時間以内、人工時効処理する。材料強度は押出・冷却後の保管温度によって影響され、引張強さは１０〜３０℃では時間の経過と共に増加し、０℃では逆に減少する傾向にある。また、０．２％耐力値も押出後の経時変化が見られ、０〜１０℃では自然時効時間の増大と共に減少し、約２０時間を経過すると所定の０．２％耐力値の範囲から外れ易くなる。従って、自然時効時間としては変動が小さい４〜１０時間程度が適当である。
【００２１】
上記自然時効と人工時効処理により、アルミニウム押出形材の引張強さ及び０．２％耐力のバラツキを低減させることができる。人工時効処理の温度は、１５０〜１７０℃の範囲が好ましい。人工時効処理の温度が１５０℃未満では、熱処理を長時間実施しなければならないので生産性が低下し、一方、人工時効温度が１７０℃を超えると、アルミニウム押出形材の強度変化が激しくなり強度のバラツキが大きくなる。
前記したように、加工精度のバラツキを制限するためには、耐力値のバラツキを±１０ＭＰａ以内に収める必要がある。そこで、本発明のアルミニウム押出形材の製造方法では、上記時効処理するにあたって、冷却された押出材から少なくとも１以上のサンプルを取得し、このサンプルを同一の処理温度で先行時効処理すると共に機械的特性を評価し、これに基づき、その機械的特性が０．２％耐力が１２０〜１４０ＭＰａ、伸びが１２％以上となるように時効処理時間を設定するものである。以下、この先行時効処理の一例について、図面を参照しながら説明する。
【００２２】
図４は、上記先行時効処理の好適な態様を示している。ここでいう先行時効処理とは、押出材に対してオフライン炉と操業炉にて同一処理温度で人工時効処理を行なうが、オフライン炉は操業炉よりも所定時間ｔ、例えば１５分先行して熱処理を進め、オフライン炉にて０．２％耐力値が例えば１３０ＭＰａに到達する時間を求め、その時間を操業炉の人工時効処理時間とする方法である。このような先行時効処理により、０．２％耐力値が１３０±１０ＭＰａと管理幅が狭くても、目標とする所定の０．２％耐力値を有するアルミニウム押出形材を製造できる。
【００２３】
押出材からのサンプルを取得するに際しては、押出材の先端５％の初期押出部分以外の部分からサンプルを取り出すことが望ましく、また、押出された押出材の中間部分から少なくとも１以上のサンプルを取り出すことが好ましい。このことを図５を参照しながら説明する。図５は、押出長さに沿った０．２％耐力のバラツキ（引張強さについては全く同様の傾向であるため、省略した）を示したものである。なお、図５はビレット本数３６本についてのデータをまとめたものであるが、曲線の重なりによって不明瞭になるため、境界部の曲線のみ明瞭に示し、中間部分の曲線は概略的に示してある。材料強度のバラツキはビレット毎の差はあまりないが、押出初期の０〜３ｍ付近とそれ以降の押出定常部を比較した場合、０〜３ｍ付近が０．２％耐力及び引張強さ共に著しく低い値となっている。この理由としては、通常の押出においてはビレットの押し継ぎを行なっていることから、押出初期の部分（この形材の場合０〜３ｍ）は押出金型チャンバー部に押し残されたものが次のビレットによって押出されたため、この部分と押出定常部とで熱履歴や鍛錬度が異なり、０．２％耐力や引張強さに違いが生じたと考えられる。従って、押出材からのサンプルを取得するに際しては、押出材の先端５％、好ましくは８．５％の初期押出部分以外の部分からサンプルを取り出すことが望ましい。
【００２４】
【実施例】
以下、本発明の効果を具体的に確認した実施例について、必要に応じて比較例と対比しながら具体的に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるものでないことはもとよりである。
【００２５】
Ｍｇ：０．４５〜０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．３０〜０．３５ｗｔ％の組成を有する種々のアルミニウム合金ビレットを５６０℃で４時間均質化処理し、５００℃で押出加工後、１１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、さらに、１６０℃の温度条件で熱処理を施したときの０．２％耐力と時効処理時間の関係を図６及び図７に示す。この時のＴ１〜Ｔ５の保管時間は２時間である。図６はＭｇ，Ｓｉ低濃度のアルミニウム合金（Ｍｇ：０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．３０ｗｔ％）、図７はＭｇ，Ｓｉ高濃度のアルミニウム合金（Ｍｇ：０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．３５ｗｔ％）の場合を示している。図７に示す高濃度側の合金では、時効処理時間が６〜８時間程度で０．２％耐力値１３０±１０ＭＰａの条件を満足するのに対し、図６に示す低濃度側の合金では１１〜１４時間程度を必要としている。なお、Ｍｇ濃度が０．４５〜０．５０ｗｔ％、Ｓｉ濃度が０．３０〜０．３５ｗｔ％の組成を有する種々のアルミニウム合金ビレットについての所定処理時間は、図６と図７に示す曲線の中間領域に存在していた。
【００２６】
上記のことから、同一熱処理条件にて管理することは無理と判断でき、各組成、すなわち押出ロット毎に個別的熱処理条件を設定する必要があることがわかる。そこで、前記した先行時効処理により、すなわち押出材に対してオフライン炉と操業炉にて同一処理温度（１６０℃）で人工時効処理を行なうが、オフライン炉は操業炉よりも１５分先行して熱処理を進め、オフライン炉にて０．２％耐力値が１３０ＭＰａに到達する時間を求め、その時間を操業炉の人工時効処理時間とする方法で行なった。
【００２７】
以上のようにして製造したアルミニウム押出形材について、図３に示すような装置により押し通し曲げ加工を行なった。その結果を下記表１に示す。また、本発明による効果（先行時効処理を行ない、０．２％耐力を１３０±１０ＭＰａに管理したもの）を、従来材（０．２％耐力：１８０±３０ＭＰａ）及びＭｇ，Ｓｉ低濃度化材（先行時効処理を行なわなかったもの、０．２％耐力：１３０±３０ＭＰａ）と比較して図８に示す。
下記表１及び図８から、本発明に従って製造したアルミニウム押出形材は、曲げ加工に最適な０．２％耐力値を有し、かつ曲げ加工精度及び耐力値のバラツキが小さく、しかも押し通し曲げ加工においても座屈を生じない曲げ加工性に優れたものであることがわかる。
【表１】

【００２８】
さらに、本発明に従って製造したアルミニウム押出形材の曲げ加工度と細長比との関係を図９に示す。図９は、本発明に従って製造したＴ５材の成形可能領域を求めるために、断面形状及び長さの異なる何本かのＴ５材テストピースを、比較例としてのＴ１材テストピースと共に、曲げ試験を行ない、成形限界の線引きを行なった結果を示すものである。図９において、曲げ加工度（Ｒ／Ｈ）とは、曲げ加工の厳しさを表現する一般的な指標であり、曲げ半径（Ｒ）が小さく、素材の外形寸法（Ｈ）が大きいほど曲げ加工が困難になる。また、細長比（Ｌ／ｋ）は、Ｌ／ｋ＝Ｌ（Ｉ／Ａ）^-1/2で表わされ（ここで、Ｒは曲げの曲率半径、Ｈは曲げ方向の最大外径、Ｌは座屈長さ、ｋは断面二次半径、Ｉは断面二次モーメント、Ａは断面積を表わす。）、素材の長さと断面形状に基づき、座屈し易さを材料力学的に表わしており、細長比が大きいほど座屈し易くなる。断面形状が同じ場合には長い素材の方が細長比が大きくなり（座屈し易い）、中空材のように断面積に対する断面二次モーメントの効果が大きいものは、同じ断面積の中実材よりも断面二次半径が大きくなり、細長比が小さくなる（座屈し難い）。また、座屈長さとは、部材長さ（全長）に対して座屈の影響を受ける部分の長さを表わし、例えば、固定型３と可動型７の間と、押圧部材６と固定型３との間の距離に等しい（図３参照）。図９に示されるように、本発明の方法に従って製造したＴ５材は、Ｔ１材よりも座屈し難く、厳しい曲げ加工を行なえることがわかる。
【００２９】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、曲げ加工に最適な０．２％耐力値と伸びを有し、かつ曲げ加工精度及び耐力値のバラツキが小さく、しかも押し通し曲げ加工においても座屈を生じない曲げ加工性に優れたアルミニウム押出形材が得られる。このようなアルミニウム押出形材は、曲げ加工、特に押し通し曲げ加工により成形される車両のボディ用フレーム部材に好適に用いることができるが、これに限定されるものではなく、曲げ加工性に優れる特性を生かして他の用途、例えばカーポートフレーム部材等にも用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミスペースフレームボディ構造の一例を示す斜視図である。
【図２】図１のアルミスペースフレームボディ構造に用いられるルーフサイドレールの部分斜視図である。
【図３】押し通し曲げ加工装置の概略構成を示す部分断面側面図である。
【図４】本発明による先行時効処理の一例の概略説明図である。
【図５】押出長さに沿った０．２％耐力のバラツキを示すグラフである。
【図６】実施例で製造したアルミニウム押出形材（Ｍｇ：０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．３０ｗｔ％）を１６０℃の温度条件で熱処理を施したときの０．２％耐力と時効処理時間の関係を示すグラフである。
【図７】実施例で製造したアルミニウム押出形材（Ｍｇ：０．５０ｗｔ％、Ｓｉ：０．３５ｗｔ％）を１６０℃の温度条件で熱処理を施したときの０．２％耐力と時効処理時間の関係を示すグラフである。
【図８】本発明に従って製造したアルミニウム押出形材の曲げ精度バラツキを、従来材及びＭｇ，Ｓｉ低濃度化材と比較して示すグラフである。
【図９】本発明に従って製造したアルミニウム押出形材のＴ５材と比較例としてのＴ１材についての曲げ加工度と細長比との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１ルーフサイドレール
２中空押出材
３固定型
６押圧部材
７可動型
Ａ座屈[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a bending excellent in aluminum extruded profiles.
[0002]
[Prior art and problems to be solved by the invention]
In recent years, the selection of structural materials for transportation vehicles has been promoted not only for light weight from energy saving measures, but also for the need for recyclability and recyclable materials, and the positioning of aluminum alloy materials has grown. For example, a significant application to a transportation vehicle as a structural material of an aluminum extruded profile is seen.
The feature of the extrusion process is that it is possible to form a complicated solid material or hollow shape material by processing the billet as a raw material once, and has an advantage that the degree of freedom of the cross-sectional shape and the design is large. When aluminum extruded profiles are used in high-speed vehicles, for example, railway vehicles such as the Shinkansen, the range of variations in shape and bending of large profiles is important, and the mechanical properties are Japanese Industrial Standards (JIS) of alloys used. Or if it is more than the lower limit according to a use, it is recognized. However, when aluminum extruded profiles are used as structural materials for automobiles, it is important to reduce fuel consumption and reduce weight due to problems with the global environment (warming issues). Therefore, there is a higher demand for application to the space frame structure.
[0003]
For example, body frames represented by front side frames, rear frames, pillars, etc. of passenger cars not only meet demands for weight reduction, but also ensure the strength and rigidity against bending and twisting of the vehicle and the safety of passengers. In order to ensure the above, it is necessary to have an excellent absorbability of impact energy at the time of collision. In addition, it is necessary for the bending accuracy to be good for a three-dimensional bending process (a bending process in which the center line of bending is not located on one plane). As an aluminum alloy frame material for a vehicle body, an Al—Mg—Si alloy is generally used because it has good extrudability, bending workability, and good strength.
[0004]
By the way, the frame material for a vehicle body as an impact absorbing member at the time of collision must have a constant 0.2% proof stress and a small variation. This is because if the variation in 0.2% proof stress is large, a vehicle with stable strength and rigidity cannot be formed, and the impact cannot be absorbed stably. This is because the spring back amount greatly changes during bending and the dimensional accuracy deteriorates. Therefore, it is necessary to set the bending processing conditions for each of the correction processing and the frame material after the bending processing, and the productivity is lowered. However, conventional Al-Mg-Si alloy extruded profiles have a large 0.2% yield strength variation even within the same production lot, resulting in reduced productivity during bending and impact absorption performance during collision. There were problems, and improvements to these points were desired.
[0005]
In order to improve the above problems, Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-343533 discloses Mg: 0.45 to 0.49%, Si: 0.30 to 0.36%, and low concentrations of Mg and Si. However, the 0.2% proof stress of the profile disclosed here is quite high at 170-200 MPa. Such a high 0.2% proof stress is preferable in terms of buckling characteristics in the push-through bending process, but the bending process accuracy and the variation of the springback amount become large.
[0006]
Therefore, an object of the present invention is a bending process that has a 0.2% proof stress value and elongation that are optimal for bending work, and that has little variation in bending work precision and proof stress value, and that does not buckle even in push-through bending work. An object of the present invention is to provide a method for producing an extruded aluminum material having excellent properties.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, according to the present invention, an aluminum alloy billet is homogenized, extruded, cooled, and then subjected to an aging treatment. In performing the aging treatment, at least one or more samples are obtained from the extruded material to be treated, and the preceding aging treatment is performed on the same processed extruded material from which the sample was obtained. The aging treatment process in the actual operation that starts after the lapse of a predetermined time from the start of the treatment and before the completion proceeds in parallel at the same treatment temperature, and the mechanical characteristics of the sample are evaluated in the preceding aging treatment process, based on this , its mechanical properties are 0.2% proof stress is 120～140MPa, set the aging time in the actual operation to elongation of 12% or more Manufacturing method of an aluminum extruded profile is provided, characterized in that.
[0008]
In a preferred embodiment, the aluminum alloy contains Mg: 0.45-0.55 wt%, preferably 0.45-0.50 wt%, Si: 0.25-0.40 wt%, preferably 0.29-0. Containing 37 wt%, the balance consisting of Al and inevitable impurities, homogenizing the aluminum alloy billet at 545 to 585 ° C. for 1 to 10 hours, cooling after extrusion at a rate of 100 ° C. or more, Further, an aging treatment is performed at 150 to 170 ° C. within 16 hours. In the preceding aging treatment, it is preferable to determine the aging treatment time at a treatment temperature of 150 to 170 ° C. based on the evaluation of the mechanical properties of the sample. In obtaining a sample from the extruded material, it is desirable to remove the sample from a portion other than the initial extruded portion of the 5% tip of the extruded material, and to remove at least one sample from the intermediate portion of the extruded extruded material. It is preferable.
[0009]
By the above method, Mg: 0.45 to 0.55 wt%, preferably 0.45 to 0.50 wt%, Si: 0.25 to 0.40 wt%, preferably 0.29 to 0.37 wt% The balance is made of Al and inevitable impurities, the optimal 0.2% proof stress for bending is 120 to 140 MPa, the elongation is 12% or more, the variation in bending accuracy is small, and push-bending An aluminum extruded profile excellent in bending workability that does not cause buckling in processing can be obtained. The method of the present invention is not limited to application only to aluminum alloys having the above composition, but can be applied to other compositions and types of aluminum alloys, and bending, particularly three-dimensional bending, is performed. It can be suitably applied to extruded profiles.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, in the space frame structure of an automobile, a bent material is often used, and since a three-dimensional bent material is also used, maintaining the shape accuracy of the bent material is an important issue. . In particular, since the amount of springback of the material after bending is inversely proportional to the elastic modulus of the material and also related to the proof stress value of the material, it is important to control the mechanical properties.
[0011]
Hereinafter, referring to the attached drawings, FIG. 1 shows an example of an aluminum space frame body structure. For example, the roof side rail 1 is a frame in which an aluminum extruded profile can be suitably used. The roof side rail 1 is a three-dimensional bending material having a structure as shown in FIG. This three-dimensional bending process is generally performed by a push-through bending process as shown in FIG. In FIG. 3, the hollow extruded material 2 is guided by the fixed mold 3, and the rear end portion is pushed by the pressing member 6 that is advanced on the guide rail 4 by the ball screw 5. Bend.
[0012]
In bending, especially push-through bending, if there is variation in the amount of spring back, molding and management are extremely difficult, and this is a major problem in mass production. The variation in the springback amount is caused by the variation in the mechanical characteristic value. Particularly, the proof stress value is a major factor, and this variability can be reduced by lowering the proof stress value and reducing the absolute amount of the springback amount. . For this reason, this variation can be reduced by using T1 material of JIS A6063, but this time, there arises a problem that buckling A occurs in the shape material during bending. Even with the T1 material, if the wall thickness is increased, the problem of buckling can be solved. However, in this case, the weight of the profile is increased, which is against the demand for weight reduction and fuel consumption reduction.
[0013]
According to the study by the present inventors, the aluminum alloy billet has a variation in the concentration of Mg and Si, and the natural aging effect fluctuates due to the influence of the environmental temperature. It was difficult and it was found that the heat treatment conditions had to be set individually for each extrusion lot. Further, from the correlation between the variation in the springback amount during bending and the variation in the yield strength, it was found that the variation in the yield strength must be within ± 10 MPa in order to limit the variation in the processing accuracy. .
[0014]
Therefore, the method for producing an aluminum extruded profile according to the present invention is processed in the above-described aging treatment in a series of steps of homogenizing the aluminum alloy billet, extruding the aluminum alloy billet, cooling, and applying the aging treatment. Obtain at least one sample from the extruded material, and subject the sample to a prior aging treatment, and the same processed extruded material from which the sample has been obtained, and end after a predetermined time from the start of the preceding aging treatment The aging treatment process in the actual operation started before is advanced in parallel at the same treatment temperature, and the mechanical characteristics of the sample are evaluated in the preceding aging treatment process. Based on this, the mechanical characteristics are 0.2. % proof stress is determined 120～140MPa, the aging treatment time when elongation that put into actual operation such that 12% or more. Such a method corrects (absorbs) variations in Mg and Si concentrations for each lot of aluminum alloy billets and variations in natural aging effects, and has a 0.2% proof stress value and elongation optimal for bending. In addition, it is possible to obtain an aluminum extruded shape that is small in variation in bending accuracy and excellent in bending workability that does not buckle even in push-through bending.
[0015]
In the method for producing an aluminum extruded shape according to the present invention, preferably, an aluminum alloy having low concentrations of Mg and Si, that is, Mg: 0.45 to 0.55 wt%, preferably 0.45 to 0.50 wt%. , Si: An aluminum alloy containing 0.25 to 0.40 wt%, preferably 0.29 to 0.37 wt%, with the balance being Al and inevitable impurities.
Mg and Si are additive elements for improving the strength of the aluminum extruded profile, and these elements form the precipitate Mg ₂ Si, so that the tensile strength and 0.2% proof stress of the aluminum extruded profile are reduced. improves. When the contents of Mg and Si are less than 0.45 wt% and 0.25 wt%, respectively, sufficient characteristics to absorb the strength, rigidity and impact energy required in the vehicle cannot be obtained. On the other hand, if the contents of both elements exceed 0.55% and 0.40%, respectively, the tensile strength and 0.2% proof stress increase, but the elongation decreases. For this reason, cracking is likely to occur due to buckling deformation at the time of impact energy absorption, and the impact energy absorption capability is reduced. In addition, if the product shape is complicated and bending is severe, cracking is likely to occur during bending. Accordingly, in order to minimize the variation in the mechanical properties of the aluminum extruded profile and to ensure excellent bending workability and shock absorption performance, Mg is in the range of 0.45 to 0.55 wt%, and Si is 0.25. It is necessary to add in the range of ˜0.40 wt%.
[0016]
An aluminum extruded shape for a vehicle body space frame according to the present invention is made of an aluminum alloy having the above composition, has a 0.2% proof stress of 120 to 140 MPa, and an elongation of 12% or more (generally 25% or less). It is. Provide 0.2% proof stress within the range of 120 to 140 MPa, and provide a space frame material that has the strength, rigidity and impact energy absorption required for the vehicle and also has a more uniform springback amount during bending. Can do. If the 0.2% proof stress of the extruded aluminum profile is less than 120 MPa, the strength is inferior, and buckling may occur depending on the shape of the product during push-bending, and the desired bent material may not be obtained. On the other hand, if the 0.2% proof stress of the extruded aluminum profile exceeds 140 MPa, the elongation decreases, and cracking may occur depending on the shape of the product during push-bending, and the processing accuracy also decreases.
[0017]
The aluminum extruded profile having the above-described characteristics is manufactured as follows. First, the aluminum alloy billet having the above composition is homogenized at a temperature of 545 to 585 ° C. for 1 to 10 hours. By this homogenization treatment, the additive elements segregated during billet casting become homogeneous by diffusion. If the homogenization treatment temperature is lower than 545 ° C., homogenization is insufficient and causes variation in the strength of the profile (it becomes impossible to produce an extruded aluminum profile having the strength described above). On the other hand, if it exceeds 585 ° C., the material may partially melt. The treatment time may be short on the high temperature side and long on the low temperature side. As for the influence on the material strength due to the cooling rate after the homogenization treatment, there is almost no difference in material strength between water cooling and forced air cooling, but in the case of furnace cooling, both the tensile strength and the proof stress value decrease. Moreover, in the temperature range of 400-250 degreeC, it is preferable to cool with the cooling rate of 200 degrees C / hr or more.
[0018]
Next, the aluminum alloy ingot that has been homogenized as described above is extruded into an extruded material having a predetermined cross-sectional shape at a predetermined temperature exceeding the Mg ₂ Si solid solution temperature, preferably at a temperature of 500 ° C. or higher. The influence of the extrusion profile temperature on the material strength tends to increase up to about 480 ° C. in both tensile strength and proof stress, and reaches an equilibrium state at higher temperatures. By extruding at a predetermined temperature exceeding the Mg ₂ Si solid solution temperature, the added elements are sufficiently dissolved in the matrix during extrusion, and the amount of Mg and Si dissolved in the matrix is not only the same production lot but also different production Since there is almost no difference even in the lot, an aluminum extruded shape with little variation in strength is produced. When the shape material temperature immediately after coming out of the die at the time of extrusion processing is lower than the Mg ₂ Si solid solution temperature, the additive elements Mg and Si are not sufficiently dissolved in the matrix phase, which causes variation in strength.
[0019]
After extruding the extruded material as described above, it is preferably cooled to room temperature at a cooling rate of 100 ° C./min or more. A6063 alloy with low quenching sensitivity can obtain sufficient strength by cooling after extrusion at a cooling rate of about forced air cooling. In a normal extrusion process, even if the billet heating temperature is lower than the Mg ₂ Si solid solubility limit, the solution is heated to the solution treatment temperature range due to the heat generated by the extrusion process, so that the solid solution of the precipitate occurs. However, since extrusion is performed in a relatively short time, the final strength is affected by the state of precipitation before extrusion. For example, it is necessary to prevent coarsening of precipitates by promptly cooling from the homogenization treatment or heating the billet, and to obtain a sufficiently solid solution state of Mg ₂ Si even by heating for a short time during extrusion. . In order to achieve sufficient solution, it is desirable that the cooling after extrusion is performed at a cooling rate that does not affect the C nose of the TTT curve, for example, 100 ° C./min or higher, preferably 110 ° C./min or higher. Cooling is preferably performed by air cooling using a fan from the viewpoint of prevention of shape deformation of the extruded material and equipment costs, but water cooling may be used if there is no fear of shape deformation of the extruded material.
[0020]
Furthermore, after subjecting the extruded material after cooling to room temperature aging as desired, this is preferably subjected to artificial aging treatment at a temperature of 150 to 170 ° C. within 16 hours. The material strength is influenced by the storage temperature after extrusion and cooling, and the tensile strength tends to increase with time at 10 to 30 ° C. and decrease at 0 ° C. on the contrary. The 0.2% proof stress value also shows a change over time after extrusion, and decreases with increasing natural aging time at 0 to 10 ° C., and deviates from the predetermined 0.2% proof stress range after about 20 hours. It becomes easy. Accordingly, the natural aging time is suitably about 4 to 10 hours with little fluctuation.
[0021]
By the natural aging and artificial aging treatment, variations in the tensile strength and 0.2% proof stress of the aluminum extruded shape can be reduced. The temperature of the artificial aging treatment is preferably in the range of 150 to 170 ° C. If the temperature of the artificial aging treatment is less than 150 ° C, the heat treatment must be carried out for a long time, resulting in a decrease in productivity. On the other hand, if the artificial aging temperature exceeds 170 ° C, the strength change of the extruded aluminum material becomes severe and the strength is increased. The variation of.
As described above, in order to limit the variation in machining accuracy, it is necessary to keep the variation in the proof stress within ± 10 MPa. Therefore, in the method for producing an aluminum extruded shape according to the present invention, when performing the aging treatment, at least one sample is obtained from the cooled extruded material, and the sample is subjected to a prior aging treatment at the same treatment temperature and mechanically. evaluating the characteristics, on this basis, its mechanical properties are those which 0.2% proof stress 120～140MPa, sets the time aging treatment time such elongation of 12% or more. Hereinafter, an example of this prior aging process will be described with reference to the drawings.
[0022]
FIG. 4 shows a preferred mode of the preceding aging treatment. The preceding aging treatment here refers to an artificial aging treatment performed on the extruded material at the same processing temperature in an offline furnace and an operating furnace. The offline furnace is heat-treated in advance of the operating furnace for a predetermined time t, for example, 15 minutes. The time required for the 0.2% proof stress value to reach, for example, 130 MPa in an off-line furnace is obtained, and this time is used as the artificial aging treatment time for the operating furnace. By such a prior aging treatment, an extruded aluminum profile having a target predetermined 0.2% proof stress value can be manufactured even if the 0.2% proof stress value is 130 ± 10 MPa and the management width is narrow.
[0023]
In obtaining a sample from the extruded material, it is desirable to remove the sample from a portion other than the initial extruded portion of the 5% tip of the extruded material, and to remove at least one sample from the intermediate portion of the extruded extruded material. It is preferable. This will be described with reference to FIG. FIG. 5 shows the variation in 0.2% proof stress along the extrusion length (the tensile strength is omitted because it has the same tendency). FIG. 5 summarizes the data for the 36 billets, but it is obscured by the overlap of the curves, so only the boundary curve is clearly shown, and the intermediate curve is schematically shown. . There is not much difference in material strength for each billet, but when comparing the vicinity of 0-3 m at the beginning of extrusion and the steady portion of extrusion after that, 0-2 m is remarkably low in both 0.2% proof stress and tensile strength. It is a value. The reason for this is that in normal extrusion, the billet is spliced, so the initial part of extrusion (0-3 m in the case of this shape) is left unpressed in the extrusion mold chamber. Since it was extruded by the billet, the thermal history and the degree of training differed between this part and the extrusion normal part, and it is considered that a difference occurred in 0.2% proof stress and tensile strength. Accordingly, when obtaining a sample from the extruded material, it is desirable to take the sample from a portion other than the initial extruded portion of 5%, preferably 8.5% of the extruded material.
[0024]
【Example】
Hereinafter, examples specifically confirming the effects of the present invention will be described in detail while comparing with comparative examples as necessary. However, the present invention is not limited to the following examples. .
[0025]
Various aluminum alloy billets having compositions of Mg: 0.45 to 0.50 wt% and Si: 0.30 to 0.35 wt% were homogenized at 560 ° C. for 4 hours, extruded at 500 ° C., and then 110 ° C. FIG. 6 and FIG. 7 show the relationship between the 0.2% proof stress and the aging treatment time when cooling is performed at a cooling rate of at least / min and further heat treatment is performed at a temperature of 160 ° C. The storage time of T1-T5 at this time is 2 hours. FIG. 6 shows an aluminum alloy with a low Mg and Si concentration (Mg: 0.45 wt%, Si: 0.30 wt%), and FIG. 7 shows an aluminum alloy with a high Mg and Si concentration (Mg: 0.50 wt%, Si:. 35 wt%). The high concentration side alloy shown in FIG. 7 satisfies the condition of an aging treatment time of about 6 to 8 hours and a 0.2% proof stress value of 130 ± 10 MPa, whereas the low concentration side alloy shown in FIG. About 14 hours are required. The predetermined treatment time for various aluminum alloy billets having a composition with an Mg concentration of 0.45 to 0.50 wt% and an Si concentration of 0.30 to 0.35 wt% is the curve shown in FIG. 6 and FIG. Was present in the middle area.
[0026]
From the above, it can be judged that it is impossible to manage under the same heat treatment condition, and it is necessary to set individual heat treatment conditions for each composition, that is, for each extrusion lot. Therefore, artificial aging treatment is performed on the extruded material at the same treatment temperature (160 ° C.) in the offline furnace and the operation furnace, but the offline furnace is heat-treated 15 minutes ahead of the operation furnace. The time required for the 0.2% proof stress to reach 130 MPa was determined in an offline furnace, and this time was used as the artificial aging treatment time for the operating furnace.
[0027]
The aluminum extruded profile produced as described above was subjected to push-through bending using an apparatus as shown in FIG. The results are shown in Table 1 below. In addition, the effect of the present invention (with prior aging treatment and 0.2% proof stress managed to 130 ± 10 MPa), conventional material (0.2% proof stress: 180 ± 30 MPa) and Mg, Si low concentration material FIG. 8 shows a comparison with (no prior aging treatment, 0.2% proof stress: 130 ± 30 MPa).
From the following Table 1 and FIG. 8, the extruded aluminum material produced according to the present invention has a 0.2% proof stress value that is optimal for bending, has small variations in bending accuracy and proof stress, and is pushed through. It can be seen that the film is excellent in bending workability without causing buckling.
[Table 1]

[0028]
Further, FIG. 9 shows the relationship between the degree of bending and the slenderness ratio of the aluminum extruded profile produced according to the present invention. FIG. 9 shows a bending test of several T5 material test pieces having different cross-sectional shapes and lengths, together with a T1 material test piece as a comparative example, in order to obtain a formable region of the T5 material manufactured according to the present invention. This shows the result of performing and drawing the forming limit. In FIG. 9, the degree of bending (R / H) is a general index expressing the severity of bending, and the bending becomes smaller as the bending radius (R) is smaller and the outer dimension (H) of the material is larger. Becomes difficult. The slenderness ratio (L / k) is expressed by L / k = L (I / A) ^−1/2 (where R is the radius of curvature of bending, H is the maximum outer diameter in the bending direction, L Is the buckling length, k is the cross-sectional secondary radius, I is the cross-sectional secondary moment, and A is the cross-sectional area.) Based on the length and cross-sectional shape of the material, it indicates the ease of buckling in terms of material mechanics. The larger the slenderness ratio, the easier it is to buckle. When the cross-sectional shape is the same, the longer material has a larger slenderness ratio (easy to buckle), and the material with the larger effect of the secondary moment on the cross-sectional area, such as the hollow material, is more solid than the solid material with the same cross-sectional area. However, the secondary radius of the cross section becomes large and the slenderness ratio becomes small (it is difficult to buckle). Further, the buckling length represents the length of the portion affected by the buckling with respect to the member length (full length), for example, between the fixed mold 3 and the movable mold 7, and between the pressing member 6 and the fixed mold 3. (See FIG. 3). As shown in FIG. 9, it can be seen that the T5 material manufactured according to the method of the present invention is less likely to buckle than the T1 material and can be subjected to severe bending.
[0029]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it has a 0.2% proof stress value and elongation that are optimal for bending, has small variations in bending accuracy and proof stress, and causes buckling even in push-through bending. An aluminum extruded profile with excellent bending workability is obtained. Such an aluminum extruded shape can be suitably used for a vehicle body frame member formed by bending, particularly by push-through bending, but is not limited to this, and has excellent bending workability. It can be used for other purposes such as carport frame members.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view showing an example of an aluminum space frame body structure.
2 is a partial perspective view of a roof side rail used in the aluminum space frame body structure of FIG. 1. FIG.
FIG. 3 is a partial cross-sectional side view showing a schematic configuration of a push-through bending apparatus.
FIG. 4 is a schematic explanatory diagram of an example of prior aging processing according to the present invention.
FIG. 5 is a graph showing variation in 0.2% proof stress along the extrusion length.
FIG. 6 shows 0.2% proof stress and aging treatment time when an aluminum extruded profile (Mg: 0.45 wt%, Si: 0.30 wt%) manufactured in the example is heat-treated at a temperature of 160 ° C. It is a graph which shows the relationship.
FIG. 7 shows 0.2% proof stress and aging treatment time when the extruded aluminum material (Mg: 0.50 wt%, Si: 0.35 wt%) manufactured in the example is subjected to heat treatment at 160 ° C. It is a graph which shows the relationship.
FIG. 8 is a graph showing the bending accuracy variation of an extruded aluminum member manufactured according to the present invention in comparison with a conventional material and a Mg, Si low concentration material.
FIG. 9 is a graph showing the relationship between the degree of bending and the slenderness ratio for a T5 material of an aluminum extruded profile manufactured according to the present invention and a T1 material as a comparative example.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Roof side rail 2 Hollow extrusion material 3 Fixed type | mold 6 Pressing member 7 Movable type | mold A Buckling

Claims

In the method for producing an aluminum extruded shape produced by homogenizing an aluminum alloy billet, extruding the aluminum alloy billet, cooling, and applying an aging treatment, at least one of the extruded materials to be treated is subjected to the aging treatment. The process of acquiring the above sample and subjecting this sample to the prior aging treatment, and the same processed extruded material from which the sample has been obtained are started after the predetermined time has elapsed and before the end. The aging treatment process in the operation is advanced in parallel at the same treatment temperature, and the mechanical properties of the sample are evaluated in the preceding aging treatment step. Based on this, the mechanical properties are 0.2% proof stress of 120- 140 MPa, manufactured of aluminum extrusions that elongation and sets the aging time in the actual operation such that 12% or more Method.

The method according to claim 1, wherein the aluminum alloy contains Mg: 0.45 to 0.55 wt%, Si: 0.25 to 0.40 wt%, and the balance is made of Al and inevitable impurities.

The homogenization treatment is performed at 545 to 585 ° C. for 1 to 10 hours, and after the extrusion process, the mixture is cooled at a rate of 100 ° C. or more per minute and further subjected to aging treatment at 150 to 170 ° C. within 16 hours. The method described.

The method according to any one of claims 1 to 3, wherein in the prior aging treatment, an aging treatment time at a treatment temperature of 150 to 170 ° C is determined based on an evaluation of a mechanical property of the sample.

The method according to any one of claims 1 to 4, wherein when obtaining a sample from the extruded material, the sample is taken from a portion other than the initial extruded portion of the 5% tip of the extruded material.

The method according to any one of claims 1 to 5, wherein in obtaining a sample from the extruded material, at least one sample is taken from an intermediate portion of the extruded extruded material.