CN104250696B - 焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明是既维持抗拉强度，焊接裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性又优异的焊接结构构件用铝合金锻造材，含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、超过Mn：0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.25质量％之中至少一种以上，Si：限制在0.5质量％以下，Fe：限制在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，满足下式(1)和式(2)或式(1)和式(3)。50≤G(LT)≤500…(1)，(0.35×G(LT)+5)＜G(ST)≤(0.35×G(LT)+85)…(2)，G(ST)≤(0.35×G(LT)+5)…(3)。

Description

焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法

技术领域

本发明涉及适用于焊接结构构件的铝合金锻造材及其制造方法。

背景技术

作为汽车、摩托车、铁路车辆、飞机等的运输车辆的结构构件，广泛使用的是高强度，耐腐蚀性也优异的7000系铝合金材料。(以下，将“铝合金”记述为“Al合金”。)

以7000系Al合金的代表性的合金、即7N01为基础的Al合金锻造材，经过如下工序制造：以350～500℃的温度进行热锻后，以400～500℃的温度进行固溶化处理，其后不进行自然时效处理，而是进行人工时效处理。

但是，想要将7000系Al合金作为可以焊接的锻造材使用时，若与铁和5000系Al合金相比，可知其是难以焊接的合金。即，7000系Al合金，若没有适当地选择其成分和制造条件等，则容易发生焊接裂纹等的缺陷。

针对这样的问题点，公开有几个先行技术。在专利文献1中，通过在铝合金板的焊接后实施固溶化处理、淬火处理、人工时效处理，从而实现焊接部和其周边母材的强度的均匀化，防止应力腐蚀裂纹。在专利文献2中，通过使用具有特定的组成的铝合金，改善焊接裂纹，使耐应力腐蚀裂纹性优异，利用焊接后的自然时效使焊接部的抗拉强度回归。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】特开平9－125184号公报

【专利文献2】特开2008－150653号公报

但是，专利文献1所公开的方法中，是对于焊接后的结构体实施固溶化处理、淬火处理、人工时效处理的工序，以实现强度的修正，在实用上制约性大。

另外，专利文献2所公开的方法中，只规定了铝合金的组成，但根据制造条件，锻造材的性能变动大，锻造材的性能的再现性差。

如此，关于焊接时的裂纹，至今为止，在与组成和结晶结构等的要因的关系中，还未进行充分的验证。

发明内容

本发明鉴于上述这样的状况而形成。即，本发明的课题，是提供一种既维持抗拉强度，焊接裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性又优异的焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法。

因此，本发明者们，对于7000系Al合金在焊接时发生裂纹的原因的查明及其对策进行了锐意研究。

在7000系Al合金中，认为进行自然时效处理会导致发生抗拉强度的降低。这是由于，如果在淬火处理后进行人工时效处理，能够得到最高抗拉强度(峰值时效)的条件被设定，因此若再进行自然时效处理，则为过时效处理，带来抗拉强度的降低。但是，本发明者们发现，主动进行过时效处理时，抗拉强度的降低的程度在允许范围，对于焊接时的裂纹的改善有效这样没有预料到的效果。

此外还得出如下等结论：为了实现抗拉强度和焊接性的并立，需要实现铝合金的组成的最佳化，进行焊接前的铝合金锻造材的晶粒和金属间化合物与焊接时的裂纹密切相关，通过在适当的范围管理制造条件而控制晶粒和金属间化合物的形态，可以抑制焊接时的裂纹，从而达成本发明。

另外，本发明者们还发现，锻造后放冷的F材(未调质的)和固溶化处理，在淬火后没有进行人工时效的T4材(固溶化处理后，使之进行自然时效的)，在焊接时不会发生裂纹。但是，为了得到高抗拉强度而以这些F材、T4材作为焊接构造材，则需要在焊接后进行T6处理，需要大型炉，因此实用上有很大制约。

即，本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、Mn：超过0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.25质量％之中至少一种以上，Si：限制在0.5质量％以下，Fe：限制在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。

本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和设LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，还满足下式(1)和式(2)。

50≤G(LT)≤500…(1)

(0.35×G(LT)+5)＜G(ST)≤(0.35×G(LT)+85)…(2)

另外，本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，是上述组成，并且，设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和设LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，满足下式(1)和式(3)。

50≤G(LT)≤500…(1)

G(ST)≤(0.35×G(LT)+5)…(3)

通过成为具有这一构成的铝合金锻造材，既可以维持抗拉强度，又可以成为焊接裂纹难以发生，耐应力腐蚀裂纹性优异的铝合金锻造材。

本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是上述的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，包括：铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；对于所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；加热经过所述均质化热处理后的铸锭的加热工序；对于所述加热的铸锭，以锻造结束温度180～450℃，(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率－10)，锻造比为3.5～18的条件进行锻造而得到规定的形状的锻造材的锻造工序；对于所述锻造材进行固溶化处理的固溶化处理工序；对于经过所述固溶化处理后的锻造材进行淬火的淬火工序；对于经过所述淬火的锻造材进行常温时效处理的自然时效处理工序；使经过所述自然时效处理后的锻造材处于过时效状态的人工时效处理工序。

另外，本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是上述的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，进行如下工序：铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；对于所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；加热经过所述均质化热处理后的铸锭的加热工序；对于所述加热的铸锭，以锻造结束温度180～450℃，(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率)，锻造比为3.5～18的条件进行锻造而得到规定的形状的锻造材的锻造工序；对于所述锻造材进行由固溶化处理工序、淬火工序、自然时效处理工序、人工时效处理工序构成的T6处理工序。

利用包括这样的工序的制造方法，可以制造既维持抗拉强度，焊接裂纹又难以发生，耐应力腐蚀裂纹性优异的铝合金锻造材。

本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，既维持抗拉强度，焊接裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性又优异。另外，通过使用本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，能够容易地制造上述的焊接结构构件用铝合金锻造材。

附图说明

图1是表示本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的工序的流程图。

图2是铝合金锻造材的焊接后的模式图。

图3(a)是用于说明铝合金锻造材的方向的示意图。(b)是模式化地放大维持铝合金锻造材的内部的晶粒的情况的图。

图4是从图3(b)的L方向观看时的铝合金锻造材的ST－LT面的放大剖面模式图。

图5是进一步放大图4的结晶晶界部分，表示金属间化合物的状况的放大剖面模式图。图5(a)是以铝合金锻造材进行峰值时效时的基于TEM观察的模式图。图5(b)是以图5(a)相同的铝合金锻造材进行过时效处理时的基于TEM观察的模式图。

图6是表示本发明的式(1)和式(2)的范围的图。

图7是说明铝合金锻造材的焊接试验的方法的示意图。

图8是说明晶粒的G(ST)和G(LT)的测量方法的LT－ST面的放大剖面模式图。

图9是表示本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的工序的流程图。

图10是表示本发明的式(1)和式(3)的范围的图。

符号说明

S 本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法

S1 铸造工序

S2 均质化热处理工序

S3 加热工序

S4 锻造工序

S5 固溶化处理工序

S6 淬火工序

S7 自然时效处理工序

S8 人工时效处理工序

S9 T6处理工序

1 铝合金锻造材

2 焊接部

3、5 焊接裂纹

4 晶粒

6 铝合金锻造材表面

7 晶粒内的金属间化合物以外的部分

8 晶粒内的晶内金属间化合物

9 结晶晶界

10 晶界金属间化合物

11 焊接材(供试用试料)

12 焊接材(7N01合金)

13 手动TIG焊接形成的焊接部

具体实施方式

以下，对于本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法的实施方式详细地说明。首先，对于构成本发明的焊接结构构件的铝合金进行说明。

〔铝合金〕

本发明的焊接结构构件用铝合金，含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、Mn：超过0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.25质量％之中至少一种以上，Si：限制在0.5质量％以下，Fe：限制在0.5质量％以下，并且余量由Al和不可避免的杂质构成。

以下，对于构成本发明的铝合金的各元素的含量进行说明。

(Mg：0.4～4.0质量％)

Mg具有使铝合金的抗拉强度提高的效果。若Mg的含量低于0.4质量％，则这一效果小。另一方面，若Mg的含量超过4.0质量％，则耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)降低。因此，Mg的含量为0.4～4.0质量％。Mg的含量优选为1.0～2.5质量％。

(Zn：3.5～7.0质量％)

Zn具有使铝合金的抗拉强度提高的效果。若Zn的含量低于3.5质量％，则这一效果小。另一方面，若Zn的含量超过7.0质量％，则耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)降低。因此，Zn的含量为3.5～7.0质量％。Zn的含量优选为4.0～5.5质量％。

(Cu：0.1～0.5质量％)

Cu具有使耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)和抗拉强度提高的效果。若Cu的含量低于0.1质量％，则不能充分得到该效果。另一方面，若Cu的含量超过0.5质量％，则使焊接裂纹发生的危险性产生。因此，Cu的含量为0.1～0.5质量％。Cu的含量优选为0.15～0.3质量％。

(Mn：超过0.3质量％并在0.8质量％以下)

Mn具有使结晶组织微细化的效果。若Mn的含量在0.3质量％以下，则不能充分取得这一效果。另一方面，若Mn的含量超过0.8质量％，则粗大的金属间化合物产生，因此韧性降低，在焊接时裂纹容易进展。因此，Mn的含量为超过0.3质量％并在0.8质量％以下。Mn的含量优选为0.4～0.6质量％。

(Ti：0.001～0.15质量％)

Ti具有使铸造后的晶粒微细化的效果。若Ti的含量超过0.10质量％，则其效果饱和，若超过0.15质量％，则容易形成粗大的金属间化合物，因此韧性降低，焊接时裂纹容易进展。另一方面，若Ti含量低于0.001质量％，则得不到上述的微细化效果。因此，Ti的含量为0.001～0.15质量％。Ti的含量优选为0.005～0.05质量％。

(Cr：0.1～0.5质量％)

Cr在铸造工序和热处理工序中，作为微细的化合物析出，具有抑制晶粒生长的效果。若Cr的含量低于0.1质量％，则不能充分取得这一效果。另一方面，若Cr的含量超过0.5质量％，则作为初晶产生粗大的Al－Cr系金属间化合物，因此韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Cr的含量为0.1～0.5质量％以下。Cr的含量优选为0.15～0.3质量％。

(Zr：0.05～0.25质量％)

Zr有使Al合金的晶粒微细化，并且使之稳定化的效果。若Zr的含量低于0.05质量％，则不能充分获得这一效果。另一方面，若Zr的含量超过0.25质量％，则粗大的金属间化合物产生，因此韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Zr的含量为0.05～0.25质量％。Zr的含量优选为0.1～0.2质量％。

本发明的焊接结构构件用铝合金，这些Cr和Zr也可以在不可避免的杂质的水平下含有，但为了使结晶组织微细化，在添加Cr和Zr之中的至少一种以上时，需要在上述的规定的范围内含有。

(Si：0.5质量％以下)

Si通常作为基体金属杂混入到铝合金中，在铸造工序等中，使铸锭中产生Al－Fe－Si系金属间化合物。若Si的含量超过0.5质量％，则粗大的Al－Fe－Si系金属间化合物容易在铸锭中产生，韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Si的含量为0.5质量％以下。Si的含量优选为0.3质量％以下。

(Fe：0.5质量％以下)

Fe也通常作为基体金属杂质混入铝合金中，在铸造工序等中，使铸锭中产生Al－Fe系金属间化合物。若Fe的含量超过0.5质量％，则粗大的Al－Fe系金属间化合物容易在铸锭中产生，韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Fe的含量为0.5质量％以下。Fe的含量优选为0.3质量％以下。

(不可避免的杂质)

作为不可避免的杂质，能够设想有B、C、Hf、Na等的元素，但无论哪种元素，都允许在不阻碍本发明的特征的水平下含有。具体来说，这些不可避免的杂质的元素，需要每种元素各自的含量分别为0.05质量％以下，合计含量为0.15质量％以下。

〔结晶结构〕

其次，对于本发明的实施方式的焊接结构构件用铝合金锻造材的结晶结构进行说明。

本发明的特征在于，使焊接前的铝合金锻造材的结晶结构为特定的构造。基于图2～图5，说明焊接前的铝合金锻造材的结晶结构。

如图2所示，7000系Al合金的铝合金锻造材1，若观察在相对于L方向为直角方向上直线性地进行电弧焊时的焊接后的状态，则在焊接部2的两侧的表面发生焊接裂纹3。因此，本发明者们为了查明焊接裂纹发生的原因，观察焊接裂纹部邻域的晶粒的形态。

在此，如图3(a)所示，进行锻造等的塑性加工时，与金属流动而连续成形的金属流平行的方向为L方向，厚度方向为ST方向，与L方向和ST方向垂直的方向为LT方向。

观察的结果，如图3(b)所示可知，锻造的铝合金锻造材1中的晶粒4，为沿着作为铝合金流动的方向的L方向而很长地延伸的形状，以横切沿着L方向很长地延伸的晶粒4的方式，在LT方向或ST方向上实施焊接时焊接裂纹发生。

另外，如图4所示，可知晶粒4为截面扁平的形状。此外可知，焊接时的裂纹5，在其结晶晶界发生，从表面6沿着结晶晶界延伸。

图5是进一步放大图4的结晶晶界部分的基于TEM观察的模式图。在晶粒内，存在晶粒内的金属间化合物以外的部分7和无数小的晶粒内的晶内金属间化合物8。另外，沿着结晶晶界9存在晶界金属间化合物10。一般来说，晶界金属间化合物10的粒径比晶内金属间化合物8大。在此所谓金属间化合物，具体来说，是指Zn₂Mg等的Zn－Mg系金属间化合物等。

图5(a)是以铝合金锻造材进行峰值时效时的基于TEM观察的模式图，表示结晶晶界和晶粒内的金属间化合物的状态。图5(b)是以图5(a)相同的铝合金锻造材进行过时效处理时的基于TEM观察的模式图，表示结晶晶界和晶粒内的金属间化合物的状态。

若比较图5(a)的现有品和图5(b)的本发明品，在图5(b)中，与图5(a)比较，晶内金属间化合物8的大小较大，数量较少。同样，晶界金属间化合物10的大小较大，数量较少。

关于这些现象，有如下考虑。

通过进行时效处理，作为低熔点的Zn－Mg系金属间化合物在晶粒内和结晶晶界析出。这时，存在于结晶晶界的晶界金属间化合物10比晶内金属间化合物8生长得大。对于具有这样的微观构造的铝合金锻造材进行焊接时，因为晶内金属间化合物8小，所以发生再固溶，而溶入晶粒内。另一方面，因为晶界金属间化合物10大，所以在结晶晶界9熔融，在晶粒间形成间隙。

在此，若由于焊接带来的热应力和原材的应变等而承受拉伸应力，则该结晶晶界9的熔融部分容易脱离结合，发生裂纹(参照图4)。

但是，通过进行使人工时效处理比峰值时效时间更长(或，比峰值时效温度更高)的过时效处理，成为相当于图5(b)的构造时，可知裂纹难以发生。关于这一点的考虑是，在图5(b)中，晶界金属间化合物10的尺寸本身变大，焊接时容易熔融，但是因为晶界金属间化合物10的间隔宽，所以即使承受拉伸应力，裂纹的发生、传播也受到抑制，因此难以变成裂纹。这也证明在锻造后放冷的晶界金属间化合物的间隔宽的F材(未进行调质的)为何不会发生裂纹。

接着，本发明者们注目于晶粒的大小与焊接裂纹的关系加以研究。设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm，设LT方向的晶粒长度为G(LT)μm，横轴取G(LT)，纵轴取G(ST)，对于以各种制造条件制造的铝合金锻造材中存在的晶粒进行绘制时，发现满足下式(1)和式(2)的范围的实验例没有发生焊接裂纹。

50≤G(LT)≤500…(1)

(0.35×G(LT)+5)＜G(ST)≤(0.35×G(LT)+85)…(2)

G(LT)超过500μm时，因为晶粒大，所以耐SCC性变差。另一方面，G(LT)低于50μm时，锻造的加工度显著变高，有再结晶带来的晶粒粗大化在一部分的部位发生的可能性，该部位的抗拉强度的降低和不能抑制焊接裂纹的可能性变高。

另外，G(ST)低于(0.35×G(LT)+5)时，在T6条件中，也是对于焊接裂纹性、耐SCC性没有问题的范围。此外，G(ST)超过(0.35×G(LT)+85)时，没有焊接裂纹的抑制效果。

图6中，后述的实施例以●表示，比较例以■表示。式(2)的两边的式的倾斜度和切片，是以这些实施例、比较例的绘图为基础导出的。

为了使铝合金锻造材中的晶粒的G(ST)和G(LT)处于满足式(1)和式(2)的范围，需要对于具有所述的特定的组成的铝合金，采用后述的特定的制造条件进行制造。另外，如后述，在锻造工序中，通过以(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率－10)的方式进行调整，和将锻造比调整至规定的范围，能够将晶粒的形态控制为规定的形状。

G(LT)比G(ST)大时，晶粒的形状是扁平，龟裂难以在深度方向进展，据此，结果认为难以发生裂纹。

另外，设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm，设LT方向的晶粒长度为G(LT)μm，横轴取G(LT)，纵轴取G(ST)，对于以各种制造条件制造的铝合金锻造材中存在的晶粒进行绘制时，发现满足下式(1)和式(3)的范围的实验例难以发生焊接裂纹。

50≤G(LT)≤500…(1)

G(ST)≤(0.35×G(LT)+5)…(3)

G(ST)超过(0.35×G(LT)+5)时，锻造裂纹发生。

还有，即使G(ST)低于30μm时，如果G(LT)满足上述式(1)也没有问题。

图10中，后述的实施例以●表示，比较例以■表示。式(3)的右边的式的倾斜度切片，是以这些实施例、比较例的绘图导出的。

为了使铝合金锻造材中的晶粒的G(ST)和G(LT)处于满足式(1)和式(3)的范围，需要对于具有所述的特定的组成的铝合金，使用后述的特定的制造条件进行制造。另外，如后述，在锻造工序中，通过使ST方向的压下率比LT方向的压下率大而进行调整，和将锻造比调整到规定的范围，能够将锻造材的晶粒的形态控制在规定的形状。

(耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性))

本发明的铝合金锻造材，作为结构构件使用，要求有高抗拉强度，并且需要耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)也优异。耐应力腐蚀裂纹性试验，使用C形环，以JIS H8711的盐水交替浸渍法进行。

(导电率)

导电率是与添加元素的固溶量高度相关的测量值。随着析出量增加，母相的Al纯度越发提高，导电率越高(导电性优异)，因此导电率也成为焊接裂纹的指标。即，长时间(高温)进行人工时效处理而作为过时效处理，若有尺寸大的金属间化合物形成，则导电率高，并且焊接裂纹也难以发生。通过进行过时效处理，导电率相比进行通常的峰值时效处理时的铝合金锻造材的导电率高0.5％以上时，成为过时效状态，晶界金属间化合物间隔宽，因此裂纹难以进展，因此结果是焊接时难以发生裂纹。

〔制造方法〕

接下来，对于本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的实施方式进行说明。

图1是表示本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的工序的流程图。如图1所示，本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法S，包括如下工序：铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序S1；对于所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序S2；加热所述均质化热处理后的铸锭的加热工序S3；锻造所述加热的铸锭而得到规定的形状的锻造材的锻造工序S4；对于所述锻造材进行固溶化处理的固溶化处理工序S5；对于所述固溶化处理后的锻造材进行淬火的淬火工序S6；对于所述淬火后的锻造材进行自然时效处理的自然时效处理工序S7；对于所述自然时效处理后的锻造材进行人工时效处理的人工时效处理工序S8。

为了得到本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，不仅需要所述的铝合金的组成，而且对于制造方法来说，也需要在各工序中采用规定的条件。特别是通过以比峰值时效更长的时间或更高的温度进行人工时效处理，实施过时效处理，可以达成焊接裂纹难以发生的结晶结构。

在本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法中，在以下特别记述以外的工序(S1～S3、S6)中，可以通过常规方法制造。以下，只对于特别应该注意的工序，就其制造条件进行说明。

(锻造工序S4)

锻造工序S4，是由铸锭得到作为目标的规定的形状的锻造材的工序。

锻造结束温度，为了加工所需要的力量的减小、防止原材的裂纹、防止固溶化处理时的再结晶造成的晶粒粗大化，需要管理在180～450℃之间。若锻造结束温度低于180℃，则加工力量变高，不仅加工机械的负担变大，而且原材自身也容易发生裂纹。另外，加工应变变高，因此固溶化处理时晶粒容易粗大化。另一方面，若锻造结束温度超过450℃，则有作为低熔点化合物的金属间化合物(Zn₂Mg等)由于加工热而发生熔融的问题。

锻造处理中材料温度降低时，也可以适宜返回加热工序S3，再度进行加热。

(压下率)

在锻造工序中，所谓压下率，就是锻造后的锻造材的ST方向(LT方向)减少的长度对于锻造前的铸锭的ST方向(LT方向)的长度的比，即，100×(锻造前的尺寸－锻造后的尺寸)/锻造前的尺寸(％)。压下率的数值越大，表示锻造加工的尺寸的变化率越大。

在本发明中，通过LT方向的压下率和ST方向的压下率的关系以满足特定的条件的方式调整加工条件，能够控制锻造材中的晶粒的形态。即，通过以(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率－10)的方式进行调整，能够改变晶粒的形态，使之均满足上述的式(1)和式(2)。

另外，为了均满足上述的式(1)和式(3)，需要使(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率)而进行加工。ST方向的压下率优选为60～85％。另外，LT方向的压下率优选为20～60％。

(锻造比)

在锻造工序中，所谓锻造比，就是锻造前的铸锭的ST－LT平面的截面积与锻造结束后的ST－LT平面的截面积的比(锻造前的截面积/锻造后的截面积)。在本发明中，为了均满足上述的式(1)和式(2)，需要使锻造比为3.5～18的范围而进行加工。更优选为4.0～15的范围。锻造比低于3.5时，容易留下未成为锻造组织的部位，若锻造比超过18，则加工度过高，有可能因再结晶造成组织粗大化。

另外，锻造比与压下率之间存在如下关系。

(锻造比)＝10000/{(100－LT方向的压下率)×(100－ST方向的压下率)}

(固溶化处理工序S5)

固溶化处理工序S5，是以减小加工带来的应变和使溶质元素固溶为目的的工序。

固溶化处理温度，例如，优选在400～480℃之间进行管理。若固溶化处理温度低于400℃，则无法进行充分的固溶化，因此不能显现出高抗拉强度。另外，金属间化合物的微细化也难以进行，因此韧性也容易降低。另一方面，若固溶化处理温度超过480℃，则作为低熔点化合物的金属间化合物(Zn₂Mg等)有发生熔融的问题。

(自然时效处理工序S7)

自然时效处理工序S7，是从过饱和固溶使析出发生而提高抗拉强度的工序。自然时效处理，优选以常温进行96小时以上。自然时效处理其目的在于，使微细而高密度的金属间化合物析出，越是高密度析出，越能够得到高抗拉强度。但是，因为是低温，所以析出速度慢。常温下低于96小时的处理，存在不能充分获得这些效果的可能性。

(人工时效处理工序S8)

人工时效处理工序S8，使自然时效处理的锻造材的金属间化合物生长，是进一步使抗拉强度增大的工序。人工时效处理，在制作第一焊接结构构件用铝合金锻造材时，优选以90～180℃进行24～72小时。在人工时效处理温度低于90℃时，自然时效处理的金属间化合物不能充分生长，不能帮助抗拉强度提高。另一方面，若人工时效处理温度超过180℃，则自然时效处理的金属间化合物的一部分再固溶，会丧失高抗拉强度。另外，人工时效处理时间低于24小时时，金属间化合物不能生长到有助于抗拉强度的尺寸。另一方面，若人工时效处理时间超过72小时，则金属间化合物变得过度粗大，有不能帮助抗拉强度提高的可能性。

在制作第二焊接结构构件用铝合金锻造材时，人工时效处理优选以90～180℃进行5～48小时。人工时效处理温度低于90℃时，自然时效处理的金属间化合物不能充分生长，不能帮助抗拉强度提高。另一方面，若人工时效处理温度超过180℃，则自然时效处理的金属间化合物的一部分再固溶，会丧失高抗拉强度。另外，人工时效处理时间在上述温度下以抗拉强度达到最高(峰值时效)条件决定。但是，低于5小时时无法充分加热至锻造材内部，在锻造内部抗拉强度有可能降低。另一方面，若超过48小时，则容易成为过时效条件，金属间化合物容易变得粗大，有不能帮助抗拉强度提高的可能性。

所谓过时效处理，就是在人工时效处理中，在一定温度(时间)下，以比具有最高抗拉强度的时间(温度)更长的时间(更高的温度)进行处理。通过进行过时效处理，能够使铝合金锻造材处于过时效状态。

还有，所谓T6处理，就是汇总固溶化处理、淬火、自然时效处理、人工时效处理的各处理的表现。即，所谓T6处理工序S9，意思就是固溶化处理工序S5、淬火工序S6、自然时效处理工序S7、人工时效处理工序S8的各工序汇总到一起的工序。

本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，在进行了人工时效处理工序S8之后，能够进行电弧焊、等离子体焊接、激光焊接等的各种焊接加工。另外，能够进行折叠、切削、表面处理等各种二次加工，改变形态，成为实际的制品。

【实施例】

接着，基于实施例说明本发明。还有，本发明不受以下所示的实施例限定。

[试验材1～34]

使用具有表1所示的各种合金组成的Al合金，通过DC铸造法，以加热温度720℃，铸造成截面为200×370mm的板坯。之后对于该铸锭，以450℃保持12hr保持而进行均质化热处理。

其后，以420℃的空气炉对于进行了均质化热处理的铸锭加热后，以锻造开始温度400℃、锻造结束温度380℃，使用上下金属模具，通过机械锻造进行热锻。这时，ST方向的压下率60％，LT方向的压下率55％，锻造比5.6。其结果是，锻造截面为80×167mm的棱柱的棒，制造Al合金锻造材。

此外，使用空气炉，以460℃保持Al合金锻造材4hr而进行固溶化处理后，以75℃的水进行淬火。接着，对于进行了淬火的Al合金锻造材，以常温进行120小时的自然时效处理。其后，使用空气炉进行人工时效处理，由于120℃×24hr的条件时为峰值时效，因此以140℃、24hr的条件进行。

从如此得到的Al合金锻造材提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)评价用试验片(C形环)。使用这些试验片，进行关于抗拉强度、耐SCC性的评价。另外，使用所得到的Al合金锻造材进行焊接试验，对于焊接裂纹性进行评价。评价结果显示在表2中。表1中，不满足本发明的规定的组成，在数值上引下划线表示。

在实施例和比较例中评价的特性如下。

[晶粒的大小]

图8是说明晶粒的G(ST)和G(LT)的测量方法的LT－ST面的放大剖面模式图。供试用试料从ST－LT面的中心部提取。供试用试料，研磨至镜面后，使用帕克试剂(バーカー氏液)使之阳极氧化，使用带偏振光的光学显微镜进行观察。

晶粒尺寸，以切片法分别计测ST方向的晶粒长度G(ST)μm和LT方向的晶粒长度G(LT)μm。各自作为n数＝5的平均值求得。具体来说如下。

在图8中，在LT方向上引出直线A－A’，计测由该A－A’直线横切的晶界的数量(在该图中为3)，以晶界的数量除以图8的LT方向的长度(μm)，求得G(LT)(μm)。由此方法得到的5个G(LT)的平均值为G(LT)。

同样，在ST方向引直线B－B’，计测由该B－B’直线横切的晶界的数量(该图中为11)，以晶界的数量除以图8的ST方向的长度(μm)，由此求得G(ST)(μm)。以此方法得到的5个G(ST)的平均值为G(ST)。

[焊接裂纹性]

图7是说明铝合金锻造材的焊接试验的方法的示意图。

焊接材11，以供试用试料制成，ST方向的尺寸为10mm，LT方向的尺寸为200mm，L方向的尺寸为100mm。焊接材12中，作为可以焊接的铝合金使用7N01合金，尺寸使用厚度50mm×宽度250mm×长度100mm的。

作为焊接条件，为T字角焊。使供试用试料的焊接材11的ST－LT平面焊接在焊接材12上而进行焊接。手动TIG焊接的条件为，使用ダイヘン社制インバータエレコン500P(INVERTER ELECON500P)，以焊接电流300A、电弧电压24V、焊接速度10～15cm/分钟进行，作为保护气体，以15升/分钟流通Ar气。

焊接裂纹的判定，通过染色探伤以目视进行，焊接材11如果在焊接部邻域未确认到裂纹，则判定为合格。(不判定焊接材12和焊接部13的裂纹。)

[拉伸试验]

拉伸试验，使拉伸方向为LT方向，如此使用JIS Z2201的4号试验片，依据JISZ2241的规定，进行抗拉强度的测量。作为30个试验片的测量值的平均值求得各自的测量值。抗拉强度为370MPa以上时判定为合格(○)。

[耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)]

应力腐蚀裂纹试验，使用附加300MPa的应力的试验片，以JIS H8711的盐水交替浸渍法进行30天。这时，对于12个试验片进行试验，全部的试验片没有发生应力腐蚀裂纹时，判定为合格(○)。还有，应力腐蚀裂纹的判定，根据有无跨越C形环的1/2以上的龟裂进行，龟裂低于C形环的1/2的，完全没有的为合格。

【表1】

【表2】

如表1、表2所示，由满足本发明的组成的规定的Al合金构成的锻造材(试验材1～19)，满足作为G(LT)与G(ST)的关系式的式(1)和式(2)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性优异。另一方面，由不满足本发明的组成的规定的Al合金构成的锻造材(试验材20～34)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性之中任一个以上差。

[试验材35～57]

使用试验材1所述的组成，即，由Mg：1.99质量％、Zn：5.0质量％、Cu：0.20质量％、Mn：0.50质量％、Ti：0.05质量％、Cr：0.25质量％、Zr：0.15质量％、Si：0.25质量％、Fe：0.25质量％、余量为Al和不可避免的杂质构成的铝合金，采用表3所述制造条件，制造Al合金锻造材。还有，铸造条件、均质化热处理条件、加热条件、淬火条件，与试验材1～34同样进行。表3中，不满足本发明的规定的条件，在数值上引下划线表示。人工时效处理的峰值时效条件为，120℃×24hr、130℃×16hr、180℃×5hr。

从如此得到的Al合金锻造材上，与试验材1同样，提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)评价用试验片(C形环)。使用这些试验片，与实施例1同样，进行关于焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性的评价。评价结果显示在表4中。

【表3】

【表4】

如表3、表4所示，由满足本发明的制造方法的规定的Al合金构成的锻造材(试验材35～40)，满足作为G(LT)与G(ST)的关系式的式(1)和式(2)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性优异。

另一方面，以不满足锻造结束温度、压下率、锻造比的任意一个条件的条件制造的Al合金锻造材(试验材41～47、49～51)，均不满足式(1)和式(2)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性任意一个以上的性能差。试验材48，因为锻造结束温度超过上限，所以发生过烧，不能提取评价用试料。

[试验材101～134]

使用具有表5所示的各种合金组成的Al合金，通过DC铸造法，以加热温度720℃，铸造成截面200×370mm的板坯。其后将该铸锭以450℃保持12hr而进行均质化热处理。

其后，对于进行了均质化热处理的铸锭以420℃的空气炉加热后，以锻造开始温度400℃、锻造结束温度380℃，使用上下金属模具，通过机械锻造进行热锻。这时，ST方向的压下率70％，LT方向的压下率50％，锻造比6.7。其结果上，锻造为截面60×185mm的棱柱，制造Al合金锻造材。

此外，使用空气炉，以460℃保持Al合金锻造材4hr而进行固溶化处理后，以75℃的水进行淬火。接着，对于进行了淬火的Al合金锻造材，以常温进行120小时的自然时效处理。其后，使用空气炉，在作为峰值时效的120℃、以24hr的条件进行人工时效处理。

从如此得到的Al合金锻造材提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)评价用试验片(C形环)。使用这些试验片，进行关于抗拉强度、耐SCC性的评价。另外，使用如此得到的Al合金锻造材进行焊接试验，对于焊接裂纹性进行评价。评价结果显示在表6中。表5中，不满足本发明的规定的组成，在数值上引下划线表示。

【表5】

【表6】

如表5、表6所示，由满足本发明的组成的规定的Al合金构成的锻造材(试验材101～119)，满足作为G(LT)与G(ST)的关系式的式(1)和式(3)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性优异。另一方面，由不满足本发明的规定的Al合金构成的锻造材(试验材120～134)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性之中任意一个以上差。

[试验材135～157]

使用试验材101所述的组成，即，由Mg：1.99质量％、Zn：5.0质量％、Cu：0.20质量％、Mn：0.50质量％、Ti：0.05质量％、Cr：0.25质量％、Zr：0.15质量％、Si：0.25质量％、Fe：0.25质量％，余量是Al和不可避免的杂质构成的铝合金，使用表7所述制造条件，制造铝合金锻造材。还有，铸造条件、均质化热处理条件、加热条件、T6处理条件，与试验材101～134同样地进行。人工时效处理，以作为峰值时效的120℃×24hr进行。表7中，不满足本发明的规定的条件，在数值上引下划线表示。

从如此得到的铝合金锻造材上，与试验材101同样进提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(耐SCC性)评价用试验片(C形环)。使用这些试验片，与实施例1同样，进行关于焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性的评价。评价结果显示在表8中。

【表7】

【表8】

如表7、表8所示，由满足本发明的制造方法的规定的Al合金构成的锻造材(试验材135～147)，满足作为G(LT)与G(ST)的关系式的式(1)和式(3)，焊接裂纹性、抗拉强度、耐SCC性优异。

另一方面，试验材148～154，不满足(ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率)的要件，不满足式(1)和式(3)，焊接裂纹性差。另外，试验材152也不满足锻造比的要件，抗拉强度也差。

试验材155，锻造比超过规定的上限值，不满足式(3)，焊接裂纹性和耐SCC性差。另外，试验材156，锻造比低于规定的下限值，不满足式(3)，焊接裂纹性与抗拉强度差。试验材57，锻造结束温度超过规定的上限值而进行，不满足式(3)，焊接裂纹性差。

Claims (4)

1.一种焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，由铝合金构成，所述铝合金含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、Mn：超过0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％和Zr：0.05～0.25质量％中的至少一种以上的元素，将Si限制在0.5质量％以下，将Fe限制在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

其中，在设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，满足下式(1)和式(2)，

50≤G(LT)≤500…(1)

(0.35×G(LT)+5)＜G(ST)≤(0.35×G(LT)+85)…(2)。

2.一种焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，由铝合金构成，所述铝合金含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、Mn：超过0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％和Zr：0.05～0.25质量％中的至少一种以上的元素，将Si限制在0.5质量％以下，将Fe限制在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

其中，在设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，满足下式(1)和式(3)，

50≤G(LT)≤500…(1)

G(ST)≤(0.35×G(LT)+5)…(3)。

3.一种焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求1所述的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其中，包括：

铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；

对所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；

对所述均质化热处理后的铸锭进行加热的加热工序；

将所述被加热的铸锭，以锻造结束温度为180～450℃，((ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率－10))，锻造比为3.5～18的条件进行锻造，得到规定的形状的锻造材的锻造工序；

对所述锻造材进行固溶化处理的固溶化处理工序；

对所述固溶化处理后的锻造材进行淬火的淬火工序；

对所述淬火后的锻造材进行常温时效处理的自然时效处理工序；

使所述自然时效处理后的锻造材处于过时效状态的人工时效处理工序。

4.一种焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求2所述的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其中，包括：

铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；

对所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；

对所述均质化热处理后的铸锭进行加热的加热工序；

将所述加热的铸锭，以锻造结束温度为180～450℃，((ST方向的压下率)＞(LT方向的压下率))，锻造比为3.5～18的条件进行锻造而得到规定的形状的锻造材的锻造工序；

对所述锻造材进行由固溶化处理工序、淬火工序、自然时效处理工序、人工时效处理工序构成的T6处理工序。