JP2013036107A - 靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【目的】靭性に優れ、自動二輪車の材料として好適に使用し得るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材を提供する。
【構成】Ｚｎ：７．０〜９．５％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｃｕ：０．５％未満、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含有し、さらにＭｎ：０．７０％以下およびＣｒ：０．５０％以下の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の押出材であって、マトリックスの結晶粒内に２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が７個／μｍ^２以上分散していることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法に関する。

自動二輪車は、軽量性が重要であるため、材料としては高強度７０００系アルミニウム合金が多用されている。特にモトクロスやエンデューロなどのオフロード系の競技車はジャンプを行うため、素材には強度と共に高い靭性が求められ、ハンドルバーやリムなどには１．０％を超えるＣｕを添加したＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金が多用されている。これらの合金は５００ＭＰａを超える高い引張強さを有するが、その反面生産性が悪く、コストが高くなるため、生産性に優れた高強度かつ高靭性合金の開発が要望されている。

一般に、Ｃｕ含有量が０．５％未満のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金に比べて押出加工性に優れることが知られており、その代表合金であるＪＩＳ Ａ ７Ｎ０１合金はフレームなどの溶接構造体などに使用されている。しかしながら、その強度はＴ６調質でも４３０ＭＰａ程度であり、ハンドルバーやリムなどに用いるには強度が十分でないという問題がある。また、一般にはＺｎ量、Ｍｇ量が多いほど強度が高くなることが知られているが、靭性が低下するため、強度と靭性の両立が大きな課題となっている。

高強度で耐応力腐食割れ性に優れたハイドロフォーム成形用アルミニウム合金押出材として、Ｚｎ：６．０〜９．０％、Ｍｇ：０．８〜２．０％、Ｃｕ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうちＳｉが０．０５％以下に制限され、望ましくはＭｇとＣｕの合計含有量が３．６％以下の組成を有し、ポートホール押出により押出成形され、表面再結晶層の厚さが７０μｍ以下であるアルミニウム合金押出管が提案されているが、このものにおいては、ポートホール押出は可能であるが、Ｃｕ：０．６〜２．０％を含有するため融点が低く押出加工性に劣り、また靭性については何ら考慮されていない（特許文献１）。

圧壊特性に優れるアルミニウム合金押出材として、Ｍｇ：０．５〜１．８％、Ｚｎ：４．０〜８．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％を含有し、さらにＭｎ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、繊維状組織をそなえ、ＪＩＳ５号引張試験片で引張試験を行った場合の破断面の肉厚減少率が２０％以上の特性を有するものも提案されているが、このものにおいても、全体的に強度が十分ではなく、引張強さが５００ＭＰａを超えるものでは押出性や耐ＳＣＣ性が劣るという問題点がある（特許文献２）。

特開２０１０−１９６０８９号公報 特開２００８−２７４４４１号公報

本発明は、生産性に優れ、かつ高強度で高靭性をそなえたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材を得るために、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の組成、合金マトリックスの結晶粒内に分散する化合物の性状と衝撃特性の関係について試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、靭性に優れ、自動二輪車の材料として好適に使用し得るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材およびその製造方法を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項１による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材は、Ｚｎ：７．０〜９．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｃｕ：０．５％未満、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含有し、さらにＭｎ：０．７０％以下およびＣｒ：０．５０％以下の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の押出材であって、マトリックスの結晶粒内に２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が７個／μｍ^２以上分散していることを特徴とする。

請求項２による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材は、請求項１において、前記アルミニウム合金押出材が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。

請求項３による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材は、請求項１または２において、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定される深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃値が、（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上であることを特徴とする。

請求項４による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材の製造方法は、請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金を溶解し、凝固過程における溶湯保持温度から６４０℃の間の平均冷却速度が０．１０℃／秒以上になるよう制御してビレットに造塊し、得られたビレットを４２０℃以上５５０℃以下の温度で２時間以上５０時間以下の時間均質化処理した後、熱間押出および調質処理を行うことを特徴とする。

本発明によれば、マトリックスの結晶粒内に２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物を７個／μｍ^２以上分散させることにより、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定される深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃値が、（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上となり、靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材を得ることができる。当該Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材は、自動二輪車の材料として好適に使用することができる。

本発明による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材の合金元素の意義および限定理由について説明すると、Ｚｎは、Ｍｇ原子と結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は７．０〜９．５％の範囲である。下限未満では強度が不十分になり、上限を超えると耐ＳＣＣ（応力腐食割れ）性が低下する。Ｚｎのさらに好ましい含有範囲は７．５〜９．５％、最も好ましい含有範囲は７．５〜９．０％である。

Ｍｇは、Ｚｎと結合して強度を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は１．０〜３．０％の範囲である。下限未満では強度が不十分になり、上限を超えると耐ＳＣＣ性が低下する。Ｚｎのさらに好ましい含有範囲は１．２〜２．７％、最も好ましい含有範囲は１．４〜２．４％である。

Ｃｕは、耐ＳＣＣ性を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．５％未満の範囲である。Ｃｕを含有しないと耐ＳＣＣ性が低下する。また、上限を超えて含有されると、押出圧力が著しく上昇して限界押出速度が低下し、また、押詰りが発生し易くなるとともに、押出で割れが発生し易くなる。

Ｚｒは、押出材のミクロ組織を繊維状にすることにより、強度および耐ＳＣＣ性を向上するよう機能する元素であり、好ましい含有量は０．０５〜０．３０％の範囲である。下限未満では押出材のミクロ組織が再結晶組織になり、強度と耐ＳＣＣ性が低下する。上限を超えて含有されると、鋳造時に粗大晶出物を生成し靭性の低下を招く。Ｚｒのさらに好ましい含有範囲は０．１０〜０．２０％である。

ＭｎおよびＣｒは、後述する鋳造条件と均質化処理条件との組合せによって、押出材マトリックスの結晶粒内に化合物を生成し、靭性を向上するよう機能する。好ましい含有量は、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下の範囲である。Ｍｎ、Ｃｒのうち１種でも含有しない場合、押出材内部の結晶粒内に、２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が存在しなくなり、靭性が低下する。それぞれ上限を超えて含有されると、鋳造時に粗大晶出物を生成し、靭性の低下を招く。ＭｎおよびＣｒのさらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下である。

ＴｉおよびＢは鋳造組織を微細化し、アルミニウム合金押出材の製造過程において、鋳造時の割れを抑制するよう機能する。好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲である。それぞれ上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が増加して靭性が低下する。ＴｉおよびＢのさらに好ましい含有範囲は、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：２０ｐｐｍ以下である。なお、上記のＣｕ：０．５％未満、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の含有量には０％を含まないことは勿論である。

不可避不純物としてＦｅおよびＳｉが含有される。ＦｅおよびＳｉは、その含有量が多いほど、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を生成し、最終製品の靭性を低下させるため、極力少ない方が好ましいが、純度の高い地金を使用するとコストが上昇するので、コストと靭性とのバランスを考慮すると、許容されるＦｅおよびＳｉの含有量は、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．３％以下の範囲である。

本発明による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材においては、マトリックスの結晶粒内に２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が７個／μｍ^２以上分散していることが好ましい。Ｍｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が分散することにより、衝撃変形の際の亀裂伝播が抑制され、靭性が向上する。２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物の数が７個／μｍ^２未満の場合には、亀裂伝播を抑制する効果が小さくなり、靭性が低下する。

また、本発明において、靭性はシャルピー衝撃試験により評価されるが、本発明によるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定される深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃値が、（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上であることが好ましい。この場合、シャルピー衝撃試験の方向は、最も靭性の低い方向で行われる。例えば長方形断面の押出材の場合、試験片の長さ方向が押出材の幅方向に平行になるようにし、さらに衝撃試験の亀裂進展方向が押出材の厚さ方向になるように試験を行うと、シャルピー衝撃値は最も低くなる。シャルピー衝撃値が下限未満の場合には、二輪車部品などに用いた場合に、靭性が不足する場合がある。

本発明による靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材の製造方法について説明する。
まず、前記の組成を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金を溶解し、凝固過程における溶湯保持温度から６４０℃の間の平均冷却速度が０．１０℃／秒以上になるよう制御してビレットに造塊する。溶湯保持温度から６４０℃の間の平均冷却速度が下限未満の場合、粗大晶出物が生成することがあり、押出材の靭性の低下を招く。さらに押出材内部の結晶粒内に分散するＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が７個／μｍ^２未満になることがあり、靭性の低下を招く。溶湯保持温度から６４０℃の間のさらに好ましい平均冷却速度は０．１５℃／秒以上、最も好ましい平均冷却速度は０．２０℃／秒以上である。

つぎに、得られたビレットを４２０℃以上５５０℃以下の温度で２時間以上５０時間以下の時間均質化処理した後、熱間押出および調質処理を行う。均質化処理の保持温度または保持時間が下限未満の場合には、押出材内部の結晶粒内に分散するＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物の大きさが２０ｎｍ未満になり、靭性の低下を招く。保持温度または保持時間が上限を超えると、押出材内部の結晶粒内に分散するＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物の大きさが２００ｎｍを超え、靭性の低下を招く。

均質化処理後、熱間押出および調質処理を行う。調質処理とは、用途に合わせてＴ５、Ｔ６、Ｔ７などの質別に適宜調質することを言う。調質処理は、基本的には、溶体化処理、焼入れ、人工時効処理により構成される熱処理であり、溶体化処理温度は４００℃以上の温度で行うのが好ましく、焼入れは１００℃以下までの平均冷却速度を１℃／秒以上として行うのが好ましい。また、押出工程でプレス焼入れを行うことにより、溶体化処理および焼入れを省略することもでき、プレス焼入れも調質処理に含まれる。人工時効処理は、１００℃以上１７０℃以下の温度で行うのが好ましく、保持時間は、それぞれの人工時効処理温度でＴ５およびＴ６の場合はピーク強度、Ｔ７の場合は過時効になるよう適宜設定される。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。

実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｍ）を溶解し、半連続鋳造法によりビレット（直径４００ｍｍ）に造塊した。このとき、鋳造時の溶湯保持温度を７００℃とし、鋳造速度を１ｍｍ／ｓとすることにより、ビレット中心部における６４０℃までの平均冷却速度を０．２０℃／秒に制御した。

各ビレットについて、４５０℃の温度で１０時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却し、再度４００℃の温度まで加熱して、厚さ２０ｍｍ、幅８０ｍｍの断面長方形状に熱間押出を行い、室温まで冷却した。得られた押出材について、４５０℃の温度で１時間の溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れし、さらに１５０℃の温度で６時間の人工時効処理を行い、試験材１〜１３を得た。

試験材１〜１３について、以下に示す条件で結晶粒内の化合物数、シャルピー衝撃値、引張耐力、ＳＣＣ試験での割れの有無の調査を行った。結果を表２に示す。

結晶粒内の化合物数：試験材の幅および厚さ中央部から厚さ約１ｍｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍｍの試験片を切断、採取し、耐水研磨紙で約４０μｍの厚さまで研磨を行った後、ツインジェット研磨法により透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）組織観察用試験片を得た。各試験片について、ＴＥＭにて２００００倍の組織観察を行い、ＥＤＸでＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物を確認した後、組織写真をそれぞれ５枚撮影し、結晶粒内の２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物の個数を測定し、観察視野面積で除した。

シャルピー衝撃値：ＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠した深さ２ｍｍのＵノッチを有する厚さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのシャルピー衝撃試験片を成形し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、常温でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。このとき、シャルピー衝撃試験片の長さ方向（５５ｍｍ）が押出材の幅方向に平行になり、Ｕノッチの深さ方向が押出材の厚さ方向に平行になるよう、押出材の中央部からシャルピー衝撃試験片を採取した。

引張耐力：試験材の幅および厚さ中央部から、引張試験方向が押出方向に平行になるように、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の１４Ａ号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して室温で引張試験を行い、公称ひずみ０．２％における引張耐力を測定した。このとき、引張試験片の平行部の直径は６ｍｍとした。引張耐力５００ＭＰａ以上を合格の基準とした。

ＳＣＣ試験での割れの有無：試験材の幅および厚さ中央部から、ＪＩＳ Ｈ ８７１１の附属書５に記載のＣリング試験片を作製した。このとき、外径を１９．０５ｍｍ、厚さを１．５０ｍｍとし、Ｃリング試験片の長さ方向が押出材の長さ方向に平行になり、Ｃリング試験片のスリットの位置がＪＩＳ Ｈ ８７１１付属書５図１の厚板の図と一致する向きでＣリング試験片を作製した。それぞれ、引張試験で得られた耐力の９０％の引張応力が負荷されるよう、Ｃリング試験片をネジで締め込み、電食が起こらないよう、Ｃリング試験片とネジの接触部をビニール樹脂塗料で被覆し、３．５％の塩水交互浸せきによるＳＣＣ試験を行った。ＳＣＣ試験はＪＩＳ Ｈ ８７１１に準拠し、３０日の試験を行った後、割れの有無を拡大鏡で検査した。

表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜１３はいずれも、結晶粒内の化合物数が７個／μｍ^２以上、シャルピー衝撃値が（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上であり、ＳＣＣ試験においても割れの発生は認められなかった。また、引張耐力は５００ＭＰａ以上の高い値を示した。

実施例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄを溶解し、半連続鋳造法によりビレット（直径４００ｍｍ）に造塊した。このとき、鋳造時の溶湯保持温度を７００℃とし、鋳造速度およびビレット中心部における６４０℃までの平均冷却速度を表３に示す条件とした。

各ビレットについて、表３に示す条件で均質化処理を行った後、室温まで冷却し、再度４００℃の温度まで加熱して、厚さ２０ｍｍ、幅８０ｍｍの断面長方形状に熱間押出を行い、室温まで冷却した。得られた押出材について、４５０℃の温度で１時間の溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れし、さらに１５０℃の温度で６時間の人工時効処理を行い、試験材１４〜１７を得た。

試験材１４〜１７について、実施例１と同一条件で結晶粒内の化合物数、シャルピー衝撃値、引張耐力、ＳＣＣ試験での割れの有無の調査を行った。結果を表４に示す。

表４にみられるように、試験材１４〜１７はいずれも、結晶粒内の化合物数が７個／μｍ^２以上、シャルピー衝撃値が（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上であり、ＳＣＣ試験においても割れの発生は認められなかった。また、引張耐力は５００ＭＰａ以上の高い値を示した。

比較例１
表５に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ｎ〜Ｙ）を溶解し、半連続鋳造法によりビレット（直径４００ｍｍ）に造塊した。このとき、鋳造時の溶湯保持温度を７００℃とし、鋳造速度を１ｍｍ／ｓとすることにより、ビレット中心部における６４０℃までの平均冷却速度を０．２０℃／秒に制御した。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

各ビレットについて、４５０℃の温度で１０時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却し、再度４００℃の温度まで加熱して、厚さ２０ｍｍ、幅８０ｍｍの断面長方形状に熱間押出を行い、室温まで冷却した。得られた押出材について、４５０℃の温度で１時間の溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れし、さらに１５０℃の温度で６時間の人工時効処理を行い、試験材１８〜２９を得た。

試験材１８〜２９について、実施例１と同一条件で結晶粒内の化合物数、シャルピー衝撃値、引張耐力、ＳＣＣ試験での割れの有無の調査を行った。結果を表６に示す。表６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表６にみられるように、試験材１８はＺｎ量が下限未満のため強度が低かった。試験材１９はＺｎ量が上限を超えたためＳＣＣ試験で割れが発生した。試験材２０はＭｇ量が下限未満のため強度が低かった。試験材２１はＭｇ量が上限を超えたためＳＣＣ試験で割れが発生した。試験材２２はＣｕを添加しなかったためＳＣＣ試験で割れが発生した。試験材２３はＣｕ量が上限を超えたため押出加工で割れが発生し、試験片が作製できなかった。

試験材２４はＺｒ量が下限未満のため押出材が再結晶組織になり、強度が低く、ＳＣＣ試験で割れが発生した。試験材２５はＺｒ量が上限を超えたため粗大晶出物が生成し、靭性が低下した。試験材２６はＭｎ、Ｃｒをどちらも含有しなかったため結晶粒内の化合物数が下限未満になり、靭性が低下した。試験材２７はＭｎ量が上限を超え、試験材２８はＣｒ量が上限を超え、試験材２９はＴｉおよびＢ量が上限を超えたため、いずれも粗大晶出物が生成し、靭性が低下した。

比較例２
表１に示すアルミニウム合金Ｄを溶解し、半連続鋳造法によりビレット（直径４００ｍｍ）に造塊した。このとき、鋳造時の溶湯保持温度を７００℃とし、鋳造速度およびビレット中心部における６４０℃までの平均冷却速度を表７に示す条件とした。

各ビレットについて、表７に示す条件で均質化処理を行った後、室温まで冷却し、再度４００℃の温度まで加熱して、厚さ２０ｍｍ、幅８０ｍｍの断面長方形状に熱間押出を行い、室温まで冷却した。得られた押出材について、４５０℃の温度で１時間の溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れし、さらに１５０℃の温度で６時間の人工時効処理を行い、試験材３０〜３４を得た。なお、表７において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

試験材３０〜３４について、実施例１と同一条件で結晶粒内の化合物数、シャルピー衝撃値、引張耐力、ＳＣＣ試験での割れの有無の調査を行った。結果を表８に示す。表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表８に示すように、試験材３０は溶湯保持温度から６４０℃の間の平均冷却速度が下限未満のため粗大晶出物が生成し、結晶粒内の化合物数が下限未満になり、靭性が低かった。試験材３１は均質化処理温度が下限未満のため、試験材３２は均質化処理温度が上限を超えたため、試験材３３は均質化処理時間が下限未満のため、試験材３４は均質化処理時間が上限を超えたため、いずれも結晶粒内の２０ｎｍ以上、２００ｎｍ以下の大きさのＭｎあるいはＣｒを含有する化合物数が下限未満になり、靭性が低下した。

Claims (4)

1. Ｚｎ：７．０〜９．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｃｕ：０．５％未満、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％を含有し、さらにＭｎ：０．７０％以下およびＣｒ：０．５０％以下の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の押出材であって、マトリックスの結晶粒内に２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさのＭｎ含有化合物あるいはＣｒ含有化合物が７個／μｍ^２以上分散していることを特徴とする靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材。
2. 前記アルミニウム合金押出材が、さらにＴｉ：０．１５％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材。
3. ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定される深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃値が、（−２．３×［Ｚｎ％］−８．１×［Ｍｇ％］＋４２）（Ｊ／ｃｍ^２）以上であることを特徴とする請求項１または２記載の靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材を製造する方法であって、請求項１または２記載の組成を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金を溶解し、凝固過程における溶湯保持温度から６４０℃の間の平均冷却速度が０．１０℃／秒以上になるよう制御してビレットに造塊し、得られたビレットを４２０℃以上５５０℃以下の温度で２時間以上５０時間以下の時間均質化処理した後、熱間押出および調質処理を行うことを特徴とする靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金押出材の製造方法。