(Al合金組成)
 本発明のAl合金の化学成分組成(単位:質量%)� ��ついて、各元素の限定理由を含めて、以下� ��説明する。なお、各元素の含有量の%表示は 全て質量%の意味である。

 本発明のAl合金の化学成分組成は、後述� �る急冷凝固法により得られたAl-Zn-Mg-Cu系の700 0系Al合金として、本発明で意図する機械的な 特性を保証するために決定される。この観点 から、本発明のAl合金の化学成分組成は、質� ��%で、Zn:5~12%、Mg:2~4%、Cu:1~2%を各々含み、残� �がAlおよび不可避的不純物からなるものとす る。この組成に対し、選択的な添加元素とし て、更に、Agを0.1~0.01%の範囲で、Si、Fe、Mn、C r、Co、Ni、Zr、TiおよびVから選ばれた一種ま� �は二種以上を合計で0.1~0.5%の範囲で、各々含 有させても良い。

(Zn、Mg)
 必須の合金元素であるZn、Mgは、T6処理後にG Pゾーンあるいは中間析出相と呼ばれるMgZn ₂  、Mg ₃₂ AlZn ₄₉ などの微細分散相を形成して強度を向上させ る。Znが5%未満、Mgが2%未満など、Zn、Mgの含有 量が少な過ぎると、これら微細分散相が不足 して、強度が低下する。

 一方、Znが12%超え、Mgが4%超えなど、Zn、Mg の含有量が多過ぎると、溶湯の急冷凝固を経 たとしても、これらの元素は、Al中に固溶で� ��ないため、粗大な晶出物を形成し、Al合金� �強度低下の原因となる。また、冷間加工性� �著しく低下する。更に、Znの含有量が多過ぎ ると、溶体化処理中に、溶体化処理温度にも よるが、液相が生成しやすくなり、温度を下 げて溶体化効果を犠牲にする必要が生じるな ど、溶体化処理自体が困難となる。したがっ て、これらの含有量は、Zn:5~12%、Mg:2~4%の範囲 とする。

(Cu)
 必須の合金元素であるCuは、固溶強化によ� �て強度を向上させる。Cuが1%未満と、Cuの含� �量が少な過ぎると、固溶Cu量が減って、強度 が低下する。一方、Cuの含有量が2%を超えて� �過ぎると、析出物が粗大化し、耐応力腐食� �れ性などの耐食性が著しく低下する。した� �って、Cuの含有量は、1~2%の範囲とする。

(Ag)
 選択的な添加元素であるAgは、析出物の微� �化効果があり、Al合金の強度を向上させる。 この効果を発揮させるために含有させる場合 には0.01%以上含有させ、0.1%を超えて含有させ る必要は無い。したがって、Agを選択的に含� ��させる場合は0.1~0.01%の範囲とする。

(Si、Fe、Mn、Cr、Co、Ni、Zr、Ti、V)
 選択的な添加元素であるSi、Fe、Mn、Cr、Co、 Ni、Zr、TiおよびVは、析出効果によって、Al合 金の強度を向上させることができる。この効 果を発揮させるために含有させる場合には、 Si、Fe、Mn、Cr、Co、Ni、Zr、TiおよびVから選ば� ��た一種または二種以上を合計で0.1%以上を含 有させる。但し、これらの含有量が合計で0.5 %を超えた場合、これらの元素の粗大析出物� �形成され、むしろ強度や延性の低下の原因� �なる。したがって、これらの元素から選ば� �た一種または二種以上を選択的に含有させ� �場合は、合計量(総量)で0.1~0.5%の範囲とする� ��

(酸素)
 本発明では、ガスアトマイズにより急冷凝� ��させた粉末またはプリフォーム体を固化さ� ��たAl合金中の酸素、実質的には、組織中に� �化物系介在物として存在する酸素の合計量� �、上記熱フェノールによる抽出残査法によ� �規定のように低減する。

 即ち、上記成分組成からなるAl合金溶湯� �、ガスアトマイズにより急冷凝固させた粉� �またはプリフォーム体を固化させたAl合金に 含まれる酸素量を、熱フェノールによる抽出 残査法によって、このAl合金から分離抽出さ� ��た0.1μm以上のサイズを有する固体残査中の� ��素として0.1質量%以下とする。

 これによって、SEMやTEMによる組織観察に� ��っても介在物を知見できない程度に、Al合� �組織中の酸化物系介在物を低減できる。即� �、破壊の起点となるAl合金組織中の酸化物系 介在物を低減できる結果、伸びを著しく向上 させ、冷間加工における成形性を著しく向上 させることができる。

 この効果は、本発明で規定する通り、Al� �金の常温での機械的な特性として、600MPa以� �の引張強度(高強度)を有し、かつ、引張強度 が600MPa以上、800MPa未満の場合の伸びが15%以上 であるとともに、引張強度が800MPa以上の場合 の伸びが10%以上であるレベルとなって現れる 。この伸びの向上効果は、高強度なAl-Zn-Mg-Cu� ��の7000系Al合金としては、かなり画期的であ� ��。ここで、本発明で言う引張強度が800MPa以� ��とは、より具体的には、上限は950MPa程度で� ��り、引張強度が800~950MPaまでの高強度の範囲 を言う。したがって、15%以上の伸びを有する 600MPa以上の引張強度とは、600MPa以上、800MPa未 満の範囲である。

 通常、添加元素であればその添加量、不� ��物元素であればその低減量などに応じて、� ��性は向上するが、その向上の仕方は、大抵� ��比例的あるいは反比例的な直線関係としか� ��らない。また、前記した特許文献1のように 、通常は、Al-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合金の急冷凝� ��粉末であっても、高強度になるほど伸びの� ��幅な低下は避けがたい。それゆえ、前記し� ��通り、また、前記した特許文献1を含めて、 高強度なAl-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合金は、冷間加� ��性が著しく悪かったものである。

 これに対して、本発明では、Al-Zn-Mg-Cu系� �7000系Al合金において、Al合金組織中の酸化物 系介在物を低減するだけで、引張強度が600MPa の場合の伸びを、従来の約6%程度から15%以上� ��向上させることができる。また、引張強度� ��800MPa以上の場合の伸びを、従来の約2~3%程度 から10%以上に、飛躍的に向上させることがで きる。これは転造などの厳しい冷間加工が、 今までは出来なかったのを可能とすることを 意味する。したがって、このような効果は、 前記した、不純物元素の低減効果の常識や、 Al-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合金の急冷凝固粉末にお� ��る高強度になるほど避け難い伸びの大幅な� ��下の常識からすると画期的であると言える� ��

(酸素低減方法)
 本発明Al合金は、後述する急冷凝固法によ� �製造するが、この溶湯の急冷凝固の際に、� �素を低減する、あるいは酸素を増加させな� �ことが重要となる。酸素を低減するために� �、スプレイフォーミング法によるにせよ、� �トマイズ粉末法(急冷粉末冶金法)によるにせ よ、噴霧ガスには、空気を用いずに、窒素、 ArまたはHeなどの、不活性な噴霧ガスを用い� �。前記特許文献1が、本発明のように酸素を� ��減できず、伸びを向上させることができな� ��のは、噴霧ガスに空気を用いていることが� ��きな原因である。

(酸素測定方法)
 本発明で用いる、熱フェノールによる抽出� ��査法は、合金を熱フェノール処理して、金� ��を液相として、組織中に析出している金属� ��化合物を固相として分離する。そして、金� ��Al中の合金元素固溶量や、析出している金� �間化合物量や金属間化合物組成を、定性的� �定量的に測定する手段として汎用されてい� �。

 本発明では、この熱フェノールによる抽� ��残査法を利用して、Al-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合� �を熱フェノール溶液により溶解させる。こ� �際、金属であるマトリックスのAl、このAlに� ��溶しているCu、Agなどは、ともに熱フェノー ル溶液に溶解させる。その一方で、組織中に 析出している酸化物系介在物などの金属間化 合物は、溶解せずに固相として残る。

 ここで、この熱フェノール溶液を0.1μmの� ��ッシュサイズを有するフィルターでろ過す� ��ば、0.1μm以上のサイズを有する酸化物系介� ��物などの金属間化合物は、固体残査として� ��フィルター上に残留する。この際、0.1μm未� ��のサイズの酸化物系介在物などの金属間化� ��物があれば、上記金属分が溶解した熱フェ� ��ール溶液とともに、前記フィルターを透過� ��る。実用的なフィルターのメッシュサイズ� ��0.1μmが最小であり、また、0.1μm 未満のサ� �ズの酸化物系介在物は、絶対量が少ないか� �伸び特性に殆ど影響しないために、本発明� �は無視する。

 このフィルター上に残留した固体残査(0.1 μm 以上のサイズを有するAl基金属間化合物)� ��中の総酸素量を計測すれば、この総酸素量� ��、酸化物系介在物などの酸素の総量と見な� ��ことができる。なお、このフィルター上に� ��留した固体残査中の総酸素量の計測は、ICP� ��光分析やX線分析により、適宜行なうことが できる。そして、この総酸素量の計測結果を 、上記固体残査中の酸素量(質量%)とし、同時 に7000系Al合金に含まれる酸素含有量とする。

(不純物)
 以上記載した元素以外のその他の元素は、� ��記酸素のように、基本的に不可避的不純物� ��あり、本発明の意図する機械的な特性を阻� ��しない範囲において、通常のAl-Zn-Mg-Cu系の70 00系Al合金に含まれる範囲までは許容する。

(製造方法)
 以下に、本発明Al合金の製造方法を説明す� �。本発明Al-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合金は、Zn、Mg� �の金属間化合物を多く析出させ、高強度化� �せるために、通常の溶解鋳造方法ではなく� �急冷凝固法によって製造する。この急冷凝� �法は、Al合金溶湯をガスアトマイズにより急 冷凝固させた粉末またはプリフォーム体を固 化させるものである。この固化は緻密化であ り、急冷凝固粉末またはプリフォーム体を押 出、鍛造、圧延などの熱間塑性加工により、 種々の形状に加工して行なう。そして、この 緻密化(固化)後に、溶体化処理、時効処理な� ��の調質処理が施される。

(急冷凝固法)
 急冷凝固法は、通常の溶解鋳造法(インゴッ トメイキング) よりも、格段に速い冷却・凝 固速度を有するために、微細な金属間化合物 (上記分散相)を密度高く形成させることがで� ��る。また、この分散相の時効析出硬化によ� ��て、Al-Zn-Mg-Cu系の7000系Al合金の強度をさら� �向上させることができる。更に、Al合金溶湯 を急冷凝固させることにより、合金元素の晶 出、偏析を抑制し、また、Al中にできるだけ� ��く固溶させることができ(合金元素の固溶範 囲を高濃度側へ大きく拡張でき)、この面か� �もAl合金の強度をさらに向上させることがで きる。

 急冷凝固法においては、前記した通り、� ��素を低減する、あるいは酸素を増加させな� ��ことが重要となる。酸素を低減するために� ��、スプレイフォーミング法によるにせよ、� ��トマイズ粉末法(急冷粉末冶金法)によるに� �よ、前提として、噴霧ガスには、空気を用� �ずに、窒素、ArまたはHeなどの、不活性な噴� ��ガスを用いる。噴霧ガスに空気を用いた場� ��には、高強度化は図れるものの、酸素が本� ��明のように低減できず、伸びを向上させる� ��とができない。また、窒素を噴霧ガスとし� ��用いた場合には、噴霧の過程で窒素(N)がAl� �金に含有されるために、高強度、高延性に� �えて、更にAl合金の靱性を向上させることが できる。Al合金に含有される窒素は、AlNとし� ��微細に析出しており、脱気、溶体化、人工� ��効の熱処理などのAl合金製造工程において� �Al合金結晶粒の粗大化を防止して、微細結晶 粒組織とし、Al合金の靱性を向上させるもの� ��推考される。なお、Al合金に含有される窒� �の量は、後述する窒素のガス/メタル比(G/M比 )などの噴霧条件にもよる。

(アトマイズ粉末法)
 急冷凝固法の一つであるアトマイズ粉末法( 急冷粉末冶金法)によって、本発明Al合金を製 造する場合、アトマイズ粉末法自体は、常法 に従って製造することができる。例えば、本 発明による組成を有するAl合金を高周波溶解� ��において800~1100℃の温度で溶解、出湯させ� �。このAl合金溶湯をるつぼに流し込み、この るつぼ底部の開口部からアトマイズノズルの 溶湯噴出口まで導いてアトマイズする。

 したがって、Al合金溶湯がアトマイズノ� �ル溶湯噴出口に達する直前に、ノズル穴か� �、高圧の窒素、ArまたはHeなどの、不活性な� ��霧ガスを噴出させこのガスの圧力により、� ��湯噴出口から出てきたAl合金溶湯を細かく� �砕する。この様に細かく粉砕された溶湯は� �高圧のガスおよび/または雰囲気により、直� ��に冷却され、凝固することにより、Al合金� �冷凝固粉末が得られる。

 アトマイズされたAl合金粉末は、用途に� �じてふるい分けされる。この際、平均粒径� �150μm以下、好ましくは100μm以下の微粒粉を� �級して使用することが好ましい。このよう� �微粒粉のみをCIPやHIPで固化成型することで� �本発明のAl合金が得られやすい。平均粒径が 200μmを超える粗大なアトマイズ粉末は、冷却 速度が遅いため、Cu、Agなどの固溶量を確保� �きておらず、用いると、強度が向上しない� �能性がある。

(スプレイフォーミング法)
 本発明合金を得る場合、上記アトマイズ粉� ��法(急冷粉末冶金法)よりも、スプレイフォ� �ミング法の方が好適である。急冷凝固法の� �つであるスプレイフォーミング法は、ガス� �噴出させこのガスの圧力によりスプレイす� �点は、アトマイズ粉末法と機構は同じであ� �。ただ、アトマイズ粉末法は、アトマイズ� �には不活性な噴霧ガスを用いたとしても、� �末のハンドリングは大気中で行なわざるを� �ず、酸化により、Al合金中の酸素が増加しや すくなる。これに対して、スプレイフォーミ ング法は、ハンドリングを大気中で行なった としても、ある程度の密度を有するプリフォ ーム体が得られており、酸化しにくく、Al合� ��中の酸素が増加しにくい。

 また、スプレイフォーミング法は、ある� ��度の密度を有するプリフォーム体が得られ� ��CIPやHIPでの予備的な固化成型が不要な点で� ��、アトマイズ粉末法に比して有利となる。� ��トマイズ粉末は、固化する前に、CIPやHIPで� ��予備的な固化成型が必要となる。更に、ス� ��レイフォーミング法は、アトマイズ粉末法� ��比して、冷却凝固速度をより大きくとれる� ��で、組織(金属間化合物相)を微細化できる� �点もある。

 但し、このスプレイフォーミング法でも� ��用いる噴霧ガスは、高圧の窒素、ArまたはHe などの不活性な噴霧ガスとし、空気など酸素 を含む噴霧ガスは、Al合金中の酸素を増すた� ��に、これを用いない。また、その冷却凝固� ��度の最適化も必要である。スプレイフォー� ��ング法による好ましい態様は、上記本発明� ��分組成のAl合金を800~1100℃で溶解後、この温 度範囲で、スプレイフォーミング法により、 溶湯の不活性ガスによるスプレイを開始して 、下方の回転床上にプリフォーム体を作製す る。

 スプレイフォーミングにおける(スプレイ過 程中の)冷却凝固速度は、例えば、ガス/メタ� ��比〔G/M比:単位質量(kg)あたりの溶湯に吹き� �けるガスの量(Nm ³ )比〕によって制御する。本発明では、このG/ M比が高いほど、冷却速度を速くでき、微細� �金属間化合物が得られ、金属Alマトリックス 中にCu、Agを所定量固溶させることができる� �

 このG/M比が低過ぎると冷却凝固速度が不� ��する。このため、合金元素による金属間化� ��物も粗大となり強度が不足する。一方で、G /M比が高過ぎると、プリフォームの歩留まり( 溶湯の堆積効率)が低下し、また、不活性ガ� �の使用量が増加し、製造コストが高くなる� �

 これらの条件を満足するG/M比は、好ましく� ��2~15Nm ³  /kgの範囲とする。G/M比の下限は2Nm ³  /kg以上、好ましくは4Nm ³  /kg以上、さらに好ましくは6Nm ³  /kg以上であり、G/M比の上限は、15Nm ³  /kg以下、好ましくは13Nm ³  /kg以下とすることが推奨される。

 このような条件でのスプレイフォーミン� ��法より得られたAl合金プリフォーム体は、� �孔率が例えば10体積%程度のままが得られる� �因みに、このプリフォームのままでは気孔� �が高く、靱性が不足するため、プリフォー� �を脱気あるいはプリフォームの空孔を圧潰� �て緻密化するプリフォームの固化を行なう� �要がある。

(固化、緻密化)
 この固化の方法としては、プリフォーム体� ��Alなどの金属容器に入れて真空封入した上� �、熱間で押出加工して固化(緻密化)させるこ とが好ましい。この際は、Al合金の酸化を防� ��して、酸素が低い状態を維持するために、� ��リフォーム体を直接熱間加工するのではな� ��、純アルミニウムや適宜のアルミニウム合� ��などの金属製の収容容器に入れて、真空封� ��した上で熱間加工することが好ましい。

 この他、プリフォーム体や前記急冷粉末� ��金法によって得られた粉末は、鍛造、圧延� ��あるいは、押出、鍛造、圧延を適宜組み合� ��せた熱間加工によって、固化(緻密化)させ� �も良い。

 この際、熱間加工の前に、上記得られた� ��リフォーム体や粉末を、一旦真空容器中に� ��封するなどしてCIPやHIP処理を行なって固化( 空孔、気孔の圧潰)成型し、予め(予備的に)緻 密化しても良い。但し、HIP処理などは、高温 に長時間Al合金(プリフォーム体)を曝すこと� �なるので、金属間化合物が粗大化しやすく� �る。このため、前記した通り、スプレイフ� �ーミング法によるプリフォーム体では、こ� �HIP処理などの予備的な緻密化処理はしない� �が好ましい。

 前記した鍛造、押出、圧延の熱間加工に� ��ける加工温度は425~500℃の範囲と、比較的低 くすることが好ましい。このような加工温度 範囲において熱間加工すると、Al基金属間化� ��物相を含めた金属間化合物が微細化される� ��ともに、均一に分散される。熱間加工にお� ��る加工温度が高すぎると、金属間化合物が� ��大化する。一方、加工温度が低過ぎると、� ��間加工による緻密化が達成できない。

 同様の主旨で、これらの熱間加工におけ� ��加工率はできるだけ大きくする。熱間押出� ��場合は、押出比を6以上、好ましくは8以上� �より好ましくは10以上として、また、熱間圧 延や熱間鍛造の場合には、加工率を70%以上と する。押出比や加工率がこれより小さ過ぎる と、熱間加工による緻密化が達成できない可 能性が高い。

 この熱間加工後の固化(緻密化)したAl合金 は、更に、480~520℃×2~8時間程度の溶体化処理 および100~150℃×10~50時間程度の時効硬化処理� ��行なうT6処理(調質処理)を施されて、本発明 Al合金である、Al-Zn-Mg-Cu系の7000系製品Al合金(� ��品、部材などの素材)を得る。

 この製品Al合金は、自動車部品、電子材� �用端末機械、精密機械部品などの用途に応� �て、所望の部材または部品形状に、転造な� �の冷間にて成形加工されて、その用途の部� �または部品とされる。

 以下、実施例を挙げて本発明をより具体� ��に説明するが、本発明はもとより下記実施� ��によって制限を受けるものではない。前・� ��記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を� ��えて実施することも勿論可能であり、それ� ��はいずれも本発明の技術的範囲に包含され� ��。