JP2000144293A - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材 - Google Patents
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度、高延性でかつアーク溶接性に優れた
アーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
押出形材を得る。 【解決手段】 Ｍｇ：０．３〜１．６％、Ｓｉ：０．２
〜１．６％、Ｃｕ：０．４超〜０．６５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．２％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％のうちいずれか一種又は２種以上を含有し、残部Ａ
ｌ及び不純物からなり、結晶組織の全部又は大部分がフ
ァイバー組織であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。
アーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
押出形材を得る。 【解決手段】 Ｍｇ：０．３〜１．６％、Ｓｉ：０．２
〜１．６％、Ｃｕ：０．４超〜０．６５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．２％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％のうちいずれか一種又は２種以上を含有し、残部Ａ
ｌ及び不純物からなり、結晶組織の全部又は大部分がフ
ァイバー組織であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、必要に応じて曲げ
加工等により成形され、かつアーク溶接により組み立て
られる構造部材に好適な、アーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出形材に関する。
加工等により成形され、かつアーク溶接により組み立て
られる構造部材に好適な、アーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出形材に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
は、高強度が得られる合金の中では比較的耐食性に優
れ、サッシ材料などとして市場に多く出回っており、リ
サイクルの面でも他の系のアルミニウム合金より優れて
いることから、押出形材として種々の構造部材への適用
が注目されている。
は、高強度が得られる合金の中では比較的耐食性に優
れ、サッシ材料などとして市場に多く出回っており、リ
サイクルの面でも他の系のアルミニウム合金より優れて
いることから、押出形材として種々の構造部材への適用
が注目されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】構造部材は、必要に応
じて所望の形状に曲げ加工を行ったり、溶接等による接
合を必要とする場合があり、高強度（引張強度、耐力）
を備えるとともに延性に優れ、さらにアーク溶接性が優
れていることが望ましい。一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金において強度及び延性を向上させるために、合金元素
としてＣｕを添加することが知られているが、ＣｕはＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のアーク溶接性を阻害するという
共通認識があり、アーク溶接構造をとる場合はＣｕの添
加量は低く制限されていた。
じて所望の形状に曲げ加工を行ったり、溶接等による接
合を必要とする場合があり、高強度（引張強度、耐力）
を備えるとともに延性に優れ、さらにアーク溶接性が優
れていることが望ましい。一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金において強度及び延性を向上させるために、合金元素
としてＣｕを添加することが知られているが、ＣｕはＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のアーク溶接性を阻害するという
共通認識があり、アーク溶接構造をとる場合はＣｕの添
加量は低く制限されていた。
【０００４】例えば特開昭６４−４７８３０号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
１％以下に制限し、特開平６−１７９９３５号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
２％以下に制限し、特開平９−４１０６３号公報では、
小量のＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金押出形材においてＣｕの添加量を０．０５％以下に
制限し、さらに、特開平９−２５６０９６号公報でも、
Ｃｕの添加量を０．４％以下に制限している。
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
１％以下に制限し、特開平６−１７９９３５号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
２％以下に制限し、特開平９−４１０６３号公報では、
小量のＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金押出形材においてＣｕの添加量を０．０５％以下に
制限し、さらに、特開平９−２５６０９６号公報でも、
Ｃｕの添加量を０．４％以下に制限している。
【０００５】本発明はこのような状況下で、高強度、高
延性でかつアーク溶接性に優れたアーク溶接構造用Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材を得ることを
目的とする。
延性でかつアーク溶接性に優れたアーク溶接構造用Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材を得ることを
目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係るアーク溶接
構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材は、Ｃｕ：０．
４超〜０．６５％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％のうちいずれか一種又は２種以上を含有し、結晶組
織の全部又は大部分がファイバー組織であることを特徴
とする。ここでファイバー組織とは押出材にみられる熱
間加工組織で、押出方向に長く伸ばされた結晶粒組織の
ことであり、本発明においては、押出形材の断面の全て
がファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の大部
分、つまり肉厚の５０％以上の部分がファイバー組織で
占められている（この場合、表面には再結晶組織が形成
される）必要がある。
構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材は、Ｃｕ：０．
４超〜０．６５％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％のうちいずれか一種又は２種以上を含有し、結晶組
織の全部又は大部分がファイバー組織であることを特徴
とする。ここでファイバー組織とは押出材にみられる熱
間加工組織で、押出方向に長く伸ばされた結晶粒組織の
ことであり、本発明においては、押出形材の断面の全て
がファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の大部
分、つまり肉厚の５０％以上の部分がファイバー組織で
占められている（この場合、表面には再結晶組織が形成
される）必要がある。
【０００７】望ましい合金組成は、Ｍｇ：０．３〜１．
６％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｃｕ：０．４超〜０．
６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．３％のうちいずれか一種又は２種以
上を含有し、残部Ａｌ及び不純物からなる組成である。
上記の成分組成の中で、ＭｇとＳｉの特に望ましい範囲
は、それぞれＭｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜
１．１％であり、Ｃｕは０．４５〜０．５５％である。
また、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒのうち、Ｚｒを必ず含むことが
望ましい。
６％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｃｕ：０．４超〜０．
６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含有し、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．３％のうちいずれか一種又は２種以
上を含有し、残部Ａｌ及び不純物からなる組成である。
上記の成分組成の中で、ＭｇとＳｉの特に望ましい範囲
は、それぞれＭｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜
１．１％であり、Ｃｕは０．４５〜０．５５％である。
また、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒのうち、Ｚｒを必ず含むことが
望ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金押出形材の成分組成の限定理由について説明する。 Ｃｕ Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、Ｃｕは析出
強化により合金の強度を向上させるとともに、材料の延
性を向上させるため、高強度、延性及び曲げ加工性を必
要とされる構造材にはＣｕを添加したものも多い。しか
し、Ｃｕの添加はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶接性を阻
害する（溶接割れを発生させる）という共通認識のもと
で、溶接構造材として用いる押出形材では、Ｃｕの添加
量は最大でも０．４％以下に抑えられていた。
金押出形材の成分組成の限定理由について説明する。 Ｃｕ Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、Ｃｕは析出
強化により合金の強度を向上させるとともに、材料の延
性を向上させるため、高強度、延性及び曲げ加工性を必
要とされる構造材にはＣｕを添加したものも多い。しか
し、Ｃｕの添加はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶接性を阻
害する（溶接割れを発生させる）という共通認識のもと
で、溶接構造材として用いる押出形材では、Ｃｕの添加
量は最大でも０．４％以下に抑えられていた。
【０００９】ところが、本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金押出形材の合金組織をファイバー組織とした場
合、０．４％を超えるＣｕが含有されていてもアーク溶
接性の低下がないことを見いだした。溶接性が低下しな
い理由は明らかではないが、ファイバー組織になること
で粒界面積が増加するため、粒界に偏析しやすいＣｕが
粒界に広く分散して析出し、単位粒界面積あたりのＣｕ
の濃度が低くなることが影響しているのではないかと推
測される。なお、０．４％を超えるＣｕが含有されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、表面に形成さ
れる再結晶層が厚くなるとアーク溶接性の低下が著しく
なる。従って、先に述べたように、押出形材の断面の全
てがファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の５０
％以上の部分がファイバー組織で占められている必要が
ある。望ましくは、表面再結晶層の全厚さ（両面の厚さ
の合計）が形材の肉厚の３０％以下（ファイバー組織が
肉厚の７０％以上）になるように制御する。
ｉ系合金押出形材の合金組織をファイバー組織とした場
合、０．４％を超えるＣｕが含有されていてもアーク溶
接性の低下がないことを見いだした。溶接性が低下しな
い理由は明らかではないが、ファイバー組織になること
で粒界面積が増加するため、粒界に偏析しやすいＣｕが
粒界に広く分散して析出し、単位粒界面積あたりのＣｕ
の濃度が低くなることが影響しているのではないかと推
測される。なお、０．４％を超えるＣｕが含有されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、表面に形成さ
れる再結晶層が厚くなるとアーク溶接性の低下が著しく
なる。従って、先に述べたように、押出形材の断面の全
てがファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の５０
％以上の部分がファイバー組織で占められている必要が
ある。望ましくは、表面再結晶層の全厚さ（両面の厚さ
の合計）が形材の肉厚の３０％以下（ファイバー組織が
肉厚の７０％以上）になるように制御する。
【００１０】本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材
において、０．４％超のＣｕは強度を向上させ、延性及
び曲げ加工性を向上させる。しかし、過剰のＣｕはプレ
ス焼入れ（押出直後に押出材の保有熱を利用して行う溶
体化焼入れ）性を低下させ、また、アーク溶接性を阻害
するようになるので、Ｃｕの添加量は０．６５％以下に
制限する必要がある。特にＣｕ：０．４５〜０．５５％
の範囲が望ましい。
において、０．４％超のＣｕは強度を向上させ、延性及
び曲げ加工性を向上させる。しかし、過剰のＣｕはプレ
ス焼入れ（押出直後に押出材の保有熱を利用して行う溶
体化焼入れ）性を低下させ、また、アーク溶接性を阻害
するようになるので、Ｃｕの添加量は０．６５％以下に
制限する必要がある。特にＣｕ：０．４５〜０．５５％
の範囲が望ましい。
【００１１】Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒは均質化熱処理時に鋳塊中に金属間化
合物として析出し、熱間加工等における再結晶を抑制
し、金属組織を微細にする。押出加工においては組織を
ファイバー組織とし、等軸再結晶組織に比べアーク溶接
性を著しく改善する。それぞれ０．０５％以上の添加で
再結晶抑制効果があるが、特に効果の高いのはＺｒであ
るので、Ｚｒをまず添加し、さらに必要があればＣｒ、
Ｍｎを添加するようにすればよい。一方、過剰の添加は
鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、強
度、延性の低下の原因となる。従って、それぞれの添加
量はＣｒ：０．０５〜０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％以下、Ｚｒ：０．０５〜０．３％以下とする。
Ｍｎ、Ｚｒの特に望ましい範囲は、Ｍｎ：０．１５〜
０．５％、Ｚｒ：０．１〜０．１５％である。
合物として析出し、熱間加工等における再結晶を抑制
し、金属組織を微細にする。押出加工においては組織を
ファイバー組織とし、等軸再結晶組織に比べアーク溶接
性を著しく改善する。それぞれ０．０５％以上の添加で
再結晶抑制効果があるが、特に効果の高いのはＺｒであ
るので、Ｚｒをまず添加し、さらに必要があればＣｒ、
Ｍｎを添加するようにすればよい。一方、過剰の添加は
鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、強
度、延性の低下の原因となる。従って、それぞれの添加
量はＣｒ：０．０５〜０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％以下、Ｚｒ：０．０５〜０．３％以下とする。
Ｍｎ、Ｚｒの特に望ましい範囲は、Ｍｎ：０．１５〜
０．５％、Ｚｒ：０．１〜０．１５％である。
【００１２】Ｍｇ、Ｓｉ Ｍｇ及びＳｉは、合金に強度を付与する元素である。Ｍ
ｇ含有量が０．３％未満又はＳｉ含有量が０．２％未満
の場合、時効処理による強度向上の効果が得られない。
逆に、Ｍｇ含有量が１．６％を越え又はＳｉ含有量が
１．６％を越えると延性が阻害され曲げ加工性が低下
し、また押出性も低下する。従って、Ｍｇは０．３〜
１．６％、Ｓｉは０．２〜１．６％の範囲が望ましい。
強度、延性、曲げ加工性、押出性のバランスの面から、
特にＭｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％
の範囲が望ましい。
ｇ含有量が０．３％未満又はＳｉ含有量が０．２％未満
の場合、時効処理による強度向上の効果が得られない。
逆に、Ｍｇ含有量が１．６％を越え又はＳｉ含有量が
１．６％を越えると延性が阻害され曲げ加工性が低下
し、また押出性も低下する。従って、Ｍｇは０．３〜
１．６％、Ｓｉは０．２〜１．６％の範囲が望ましい。
強度、延性、曲げ加工性、押出性のバランスの面から、
特にＭｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％
の範囲が望ましい。
【００１３】Ｔｉ Ｔｉは溶解鋳造時に核生成し鋳造組織を微細にする働き
があり、そのため適宜添加されるが、望ましい添加量は
０．００５％以上である。しかし、多すぎると粗大な化
合物を生成しＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を脆弱にするので
０．２％を上限とする。 不純物 不純物のうちＦｅはアルミニウム地金に最も多く含まれ
る不純物であり、０．３５％を超えて合金中に存在する
と鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的
性質を損なう。従って、Ｆｅの含有量は０．３５％以下
に規制する。また、アルミニウム合金を鋳造する際には
地金、添加元素の中間合金等様々な経路より不純物が混
入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の通常
の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以
下であれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従
って、これらの不純物は単体で０．０５％以下、総量で
０．１５％以下とする。
があり、そのため適宜添加されるが、望ましい添加量は
０．００５％以上である。しかし、多すぎると粗大な化
合物を生成しＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を脆弱にするので
０．２％を上限とする。 不純物 不純物のうちＦｅはアルミニウム地金に最も多く含まれ
る不純物であり、０．３５％を超えて合金中に存在する
と鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的
性質を損なう。従って、Ｆｅの含有量は０．３５％以下
に規制する。また、アルミニウム合金を鋳造する際には
地金、添加元素の中間合金等様々な経路より不純物が混
入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の通常
の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以
下であれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従
って、これらの不純物は単体で０．０５％以下、総量で
０．１５％以下とする。
【００１４】上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出加工に
あたっては、その保有熱を利用して溶体化するのが工業
上有利である。このため押出直後の形材温度が極力溶体
化温度になるようにし、直ちに急冷（プレス焼入れ）す
る。この急冷により、同時に形材の再結晶を防止してフ
ァイバー組織をもつ押出形材を得る。一方、押出温度を
高くしすぎると結晶組織の再結晶化が促進され、ファイ
バー組織から粗大な等軸再結晶粒へと変化する。再結晶
を抑制し、ファイバー組織とするためには、押出工程で
は押出直後の形材温度を溶体化温度以上、固相線温度以
下、すなわち５００℃以上５８０℃以下、望ましくは５
１５℃以上、５５０℃以下に制御することが好適であ
る。
あたっては、その保有熱を利用して溶体化するのが工業
上有利である。このため押出直後の形材温度が極力溶体
化温度になるようにし、直ちに急冷（プレス焼入れ）す
る。この急冷により、同時に形材の再結晶を防止してフ
ァイバー組織をもつ押出形材を得る。一方、押出温度を
高くしすぎると結晶組織の再結晶化が促進され、ファイ
バー組織から粗大な等軸再結晶粒へと変化する。再結晶
を抑制し、ファイバー組織とするためには、押出工程で
は押出直後の形材温度を溶体化温度以上、固相線温度以
下、すなわち５００℃以上５８０℃以下、望ましくは５
１５℃以上、５５０℃以下に制御することが好適であ
る。
【００１５】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。表１に示
す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造にて直径１５５ｍ
ｍの鋳塊に造塊し、５４０℃×４ｈｒの均質化処理後、
ビレット温度５００℃に加熱し、押出速度５ｍ／ｍｉｎ
にて図１に示す板の形状（厚さ２ｍｍ、幅１１０ｍｍ）
に押し出し、押出時水冷にてプレス焼入れを行った。そ
の後、１８０℃×６ｈｒの人工時効処理を施し供試材と
し、下記要領で各特性を調べた。その結果を表１にあわ
せて示す。
す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造にて直径１５５ｍ
ｍの鋳塊に造塊し、５４０℃×４ｈｒの均質化処理後、
ビレット温度５００℃に加熱し、押出速度５ｍ／ｍｉｎ
にて図１に示す板の形状（厚さ２ｍｍ、幅１１０ｍｍ）
に押し出し、押出時水冷にてプレス焼入れを行った。そ
の後、１８０℃×６ｈｒの人工時効処理を施し供試材と
し、下記要領で各特性を調べた。その結果を表１にあわ
せて示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】機械的性質：押出方向と平行にＪＩＳ５号
引張試験片を採取し、引張試験を行った。 結晶組織：押出方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察し
た。（なお、溶着部を有する押出形材の場合は、当該部
位近傍では再結晶層厚さがばらつくので、それ以外の部
位で測定する。） 溶接性：図２に示すように２枚の供試材の押出方向に垂
直なサイドを突き合わせ、表２に示す溶接条件にてＭＩ
Ｇ溶接を行ない、溶接部断面（図２（ｂ）に観察部位を
示す）を目視又は光学顕微鏡で観察し、５段階で溶接性
を評価した。５段階は、１：溶接割れなし、２：割れが
１つの結晶粒界面におさまっており、その発生部の数も
ごく少ないもの、３：割れが１つの結晶粒界面におさま
っているが、その発生部が断面に多数存在するもの、
４：割れが複数の結晶粒界面にまたがっているもの、
５：目視レベルで割れが観察できるもの（割れが少なく
とも十数粒界に及ぶ）、とした。
引張試験片を採取し、引張試験を行った。 結晶組織：押出方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察し
た。（なお、溶着部を有する押出形材の場合は、当該部
位近傍では再結晶層厚さがばらつくので、それ以外の部
位で測定する。） 溶接性：図２に示すように２枚の供試材の押出方向に垂
直なサイドを突き合わせ、表２に示す溶接条件にてＭＩ
Ｇ溶接を行ない、溶接部断面（図２（ｂ）に観察部位を
示す）を目視又は光学顕微鏡で観察し、５段階で溶接性
を評価した。５段階は、１：溶接割れなし、２：割れが
１つの結晶粒界面におさまっており、その発生部の数も
ごく少ないもの、３：割れが１つの結晶粒界面におさま
っているが、その発生部が断面に多数存在するもの、
４：割れが複数の結晶粒界面にまたがっているもの、
５：目視レベルで割れが観察できるもの（割れが少なく
とも十数粒界に及ぶ）、とした。
【００１８】
【表２】
【００１９】表１に示すように、成分組成が規定範囲内
にあり、結晶組織がファイバー組織のＮｏ．１〜５は、
高強度、高延性を示し、溶接割れ性も優れていた。特に
Ｚｒを所定量含むＮｏ．１、２、５は溶接割れ性が一段
と優れている。また、結晶組織がファイバー組織で、表
面再結晶層が比較的厚く形成されたＮｏ．６〜８（プレ
ス焼入れの冷却速度を調整）を、同じ組成のＮｏ．１と
比べると溶接性がやや低く、かつ表面再結晶層が厚いほ
ど溶接性が低くなっている。一方、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを
含まないＮｏ．９は機械的特性はまあまあだが、結晶組
織が等軸晶でＣｕの含有量が多いため溶接割れ性が劣っ
ている。また、Ｎｏ．１０、１１は等軸晶であるが、Ｃ
ｕの含有量が少ないため溶接割れ性はよい。しかし、強
度及び伸びがＮｏ．１〜８に比べて劣る。
にあり、結晶組織がファイバー組織のＮｏ．１〜５は、
高強度、高延性を示し、溶接割れ性も優れていた。特に
Ｚｒを所定量含むＮｏ．１、２、５は溶接割れ性が一段
と優れている。また、結晶組織がファイバー組織で、表
面再結晶層が比較的厚く形成されたＮｏ．６〜８（プレ
ス焼入れの冷却速度を調整）を、同じ組成のＮｏ．１と
比べると溶接性がやや低く、かつ表面再結晶層が厚いほ
ど溶接性が低くなっている。一方、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを
含まないＮｏ．９は機械的特性はまあまあだが、結晶組
織が等軸晶でＣｕの含有量が多いため溶接割れ性が劣っ
ている。また、Ｎｏ．１０、１１は等軸晶であるが、Ｃ
ｕの含有量が少ないため溶接割れ性はよい。しかし、強
度及び伸びがＮｏ．１〜８に比べて劣る。
【００２０】
【発明の効果】本発明によれば、高強度、高延性でかつ
アーク溶接性に優れたアーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金押出形材を得ることができる。こ
の押出形材は、高強度を必要とし、必要に応じて曲げ加
工等を施され、かつアーク溶接により組み付けられる自
動車用フレーム等の構造材として好適である。
アーク溶接性に優れたアーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金押出形材を得ることができる。こ
の押出形材は、高強度を必要とし、必要に応じて曲げ加
工等を施され、かつアーク溶接により組み付けられる自
動車用フレーム等の構造材として好適である。
【図１】 実施例の押出形材の断面形状を示す図であ
る。
る。
【図２】 実施例の溶接後の供試材（ａ）及びその断面
図（ｂ）である。
図（ｂ）である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年１月１３日（２０００．１．１
３）
３）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材
からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造
材
からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造
材
【特許請求の範囲】
【請求項３】 表面再結晶層の全厚さが形材の肉厚の３
０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載
された曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造
材。
０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載
された曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造
材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出形材からなり、曲げ加工による成形を受け、
かつアーク溶接により組み立てられるのに特に適する自
動車フレーム構造材に関する。
系合金押出形材からなり、曲げ加工による成形を受け、
かつアーク溶接により組み立てられるのに特に適する自
動車フレーム構造材に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
は、高強度が得られる合金の中では比較的耐食性に優
れ、サッシ材料などとして市場に多く出回っており、リ
サイクルの面でも他の系のアルミニウム合金より優れて
いることから、押出形材として種々の構造部材への適用
が注目されている。
は、高強度が得られる合金の中では比較的耐食性に優
れ、サッシ材料などとして市場に多く出回っており、リ
サイクルの面でも他の系のアルミニウム合金より優れて
いることから、押出形材として種々の構造部材への適用
が注目されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】自動車フレーム構造材
は、必要に応じて所望の形状に曲げ加工を行ったり、溶
接等による接合を必要とする場合があり、高強度（引張
強度、耐力）を備えるとともに延性に優れ、さらにアー
ク溶接性が優れていることが望ましい。一方、Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金において強度及び延性を向上させるため
に、合金元素としてＣｕを添加することが知られている
が、ＣｕはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のアーク溶接性を阻
害するという共通認識があり、アーク溶接構造をとる場
合はＣｕの添加量は低く制限されていた。
は、必要に応じて所望の形状に曲げ加工を行ったり、溶
接等による接合を必要とする場合があり、高強度（引張
強度、耐力）を備えるとともに延性に優れ、さらにアー
ク溶接性が優れていることが望ましい。一方、Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金において強度及び延性を向上させるため
に、合金元素としてＣｕを添加することが知られている
が、ＣｕはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のアーク溶接性を阻
害するという共通認識があり、アーク溶接構造をとる場
合はＣｕの添加量は低く制限されていた。
【０００４】例えば特開昭６４−４７８３０号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
１％以下に制限し、特開平６−１７９９３５号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
２％以下に制限し、特開平９−４１０６３号公報では、
小量のＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金押出形材においてＣｕの添加量を０．０５％以下に
制限し、さらに、特開平９−２５６０９６号公報でも、
Ｃｕの添加量を０．４％以下に制限している。
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
１％以下に制限し、特開平６−１７９９３５号公報で
は、小量のＣｒ及びＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金押出形材においてＣｕの添加量を０．
２％以下に制限し、特開平９−４１０６３号公報では、
小量のＺｒを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金押出形材においてＣｕの添加量を０．０５％以下に
制限し、さらに、特開平９−２５６０９６号公報でも、
Ｃｕの添加量を０．４％以下に制限している。
【０００５】本発明はこのような状況下で、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材からなり、高強度、
高延性でかつ曲げ加工性とアーク溶接性に優れた曲げ加
工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材を得ることを
目的とする。
−Ｓｉ系アルミニウム合金押出形材からなり、高強度、
高延性でかつ曲げ加工性とアーク溶接性に優れた曲げ加
工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材を得ることを
目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る曲げ加工及
びアーク溶接用自動車フレーム構造材は、Ｍｇ：０．４
〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％、Ｃｕ：０．４超
〜０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：
０．０５〜０．３％を含有し、必要に応じてさらにＣ
ｒ：０．０５〜０．５％とＭｎ：０．０５〜０．８％の
うちいずれか一種又は２種を含有し、残部Ａｌ及び不純
物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材であって、
結晶組織の全部又は大部分が繊維組織（以下、ファイバ
ー組織という）であることを特徴とする。ここでファイ
バー組織とは押出材にみられる熱間加工組織で、押出方
向に長く伸ばされた結晶粒組織のことであり、本発明に
おいては、押出形材の断面の全てがファイバー組織で構
成されるか、断面の肉厚の大部分、つまり肉厚の５０％
以上の部分がファイバー組織で占められている（この場
合、表面には再結晶組織が形成される）必要がある。
びアーク溶接用自動車フレーム構造材は、Ｍｇ：０．４
〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％、Ｃｕ：０．４超
〜０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：
０．０５〜０．３％を含有し、必要に応じてさらにＣ
ｒ：０．０５〜０．５％とＭｎ：０．０５〜０．８％の
うちいずれか一種又は２種を含有し、残部Ａｌ及び不純
物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材であって、
結晶組織の全部又は大部分が繊維組織（以下、ファイバ
ー組織という）であることを特徴とする。ここでファイ
バー組織とは押出材にみられる熱間加工組織で、押出方
向に長く伸ばされた結晶粒組織のことであり、本発明に
おいては、押出形材の断面の全てがファイバー組織で構
成されるか、断面の肉厚の大部分、つまり肉厚の５０％
以上の部分がファイバー組織で占められている（この場
合、表面には再結晶組織が形成される）必要がある。
【０００７】
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金押出形材の成分組成の限定理由について説明する。 Ｃｕ Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、Ｃｕは析出
強化により合金の強度を向上させるとともに、材料の延
性を向上させるため、高強度、延性及び曲げ加工性を必
要とされる構造材にはＣｕを添加したものも多い。しか
し、Ｃｕの添加はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶接性を阻
害する（溶接割れを発生させる）という共通認識のもと
で、溶接構造材として用いる押出形材では、Ｃｕの添加
量は最大でも０．４％以下に抑えられていた。
金押出形材の成分組成の限定理由について説明する。 Ｃｕ Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、Ｃｕは析出
強化により合金の強度を向上させるとともに、材料の延
性を向上させるため、高強度、延性及び曲げ加工性を必
要とされる構造材にはＣｕを添加したものも多い。しか
し、Ｃｕの添加はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶接性を阻
害する（溶接割れを発生させる）という共通認識のもと
で、溶接構造材として用いる押出形材では、Ｃｕの添加
量は最大でも０．４％以下に抑えられていた。
【０００９】ところが、本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金押出形材の合金組織をファイバー組織とした場
合、０．４％を超えるＣｕが含有されていてもアーク溶
接性の低下がないことを見いだした。溶接性が低下しな
い理由は明らかではないが、ファイバー組織になること
で粒界面積が増加するため、粒界に偏析しやすいＣｕが
粒界に広く分散して析出し、単位粒界面積あたりのＣｕ
の濃度が低くなることが影響しているのではないかと推
測される。なお、０．４％を超えるＣｕが含有されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、表面に形成さ
れる再結晶層が厚くなるとアーク溶接性の低下が著しく
なる。従って、先に述べたように、押出形材の断面の全
てがファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の５０
％以上の部分がファイバー組織で占められている必要が
ある。望ましくは、表面再結晶層の全厚さ（両面の厚さ
の合計）が形材の肉厚の３０％以下（ファイバー組織が
肉厚の７０％以上）になるように制御する。
ｉ系合金押出形材の合金組織をファイバー組織とした場
合、０．４％を超えるＣｕが含有されていてもアーク溶
接性の低下がないことを見いだした。溶接性が低下しな
い理由は明らかではないが、ファイバー組織になること
で粒界面積が増加するため、粒界に偏析しやすいＣｕが
粒界に広く分散して析出し、単位粒界面積あたりのＣｕ
の濃度が低くなることが影響しているのではないかと推
測される。なお、０．４％を超えるＣｕが含有されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材において、表面に形成さ
れる再結晶層が厚くなるとアーク溶接性の低下が著しく
なる。従って、先に述べたように、押出形材の断面の全
てがファイバー組織で構成されるか、断面の肉厚の５０
％以上の部分がファイバー組織で占められている必要が
ある。望ましくは、表面再結晶層の全厚さ（両面の厚さ
の合計）が形材の肉厚の３０％以下（ファイバー組織が
肉厚の７０％以上）になるように制御する。
【００１０】本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材
において、０．４％超のＣｕは強度を向上させ、延性及
び曲げ加工性を向上させる。しかし、過剰のＣｕはプレ
ス焼入れ（押出直後に押出材の保有熱を利用して行う溶
体化焼入れ）性を低下させ、また、アーク溶接性を阻害
するようになるので、Ｃｕの添加量は０．６５％以下に
制限する必要がある。特にＣｕ：０．４５〜０．５５％
の範囲が望ましい。
において、０．４％超のＣｕは強度を向上させ、延性及
び曲げ加工性を向上させる。しかし、過剰のＣｕはプレ
ス焼入れ（押出直後に押出材の保有熱を利用して行う溶
体化焼入れ）性を低下させ、また、アーク溶接性を阻害
するようになるので、Ｃｕの添加量は０．６５％以下に
制限する必要がある。特にＣｕ：０．４５〜０．５５％
の範囲が望ましい。
【００１１】Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒは均質化熱処理時に鋳塊中に金属間化
合物として析出し、熱間加工等における再結晶を抑制
し、金属組織を微細にする。押出加工においては組織を
ファイバー組織とし、等軸再結晶組織に比べアーク溶接
性を著しく改善する。それぞれ０．０５％以上の添加で
再結晶抑制効果があるが、特に効果の高いのはＺｒであ
るので、Ｚｒをまず添加し、さらに必要があればＣｒ、
Ｍｎを添加するようにすればよい。一方、過剰の添加は
鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、強
度、延性の低下の原因となる。従って、それぞれの添加
量はＣｒ：０．０５〜０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％以下、Ｚｒ：０．０５〜０．３％以下とする。
Ｍｎ、Ｚｒの特に望ましい範囲は、Ｍｎ：０．１５〜
０．５％、Ｚｒ：０．１〜０．１５％である。
合物として析出し、熱間加工等における再結晶を抑制
し、金属組織を微細にする。押出加工においては組織を
ファイバー組織とし、等軸再結晶組織に比べアーク溶接
性を著しく改善する。それぞれ０．０５％以上の添加で
再結晶抑制効果があるが、特に効果の高いのはＺｒであ
るので、Ｚｒをまず添加し、さらに必要があればＣｒ、
Ｍｎを添加するようにすればよい。一方、過剰の添加は
鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、強
度、延性の低下の原因となる。従って、それぞれの添加
量はＣｒ：０．０５〜０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％以下、Ｚｒ：０．０５〜０．３％以下とする。
Ｍｎ、Ｚｒの特に望ましい範囲は、Ｍｎ：０．１５〜
０．５％、Ｚｒ：０．１〜０．１５％である。
【００１２】Ｍｇ、Ｓｉ Ｍｇ及びＳｉは、合金に強度を付与する元素である。Ｍ
ｇ含有量が０．３％未満又はＳｉ含有量が０．２％未満
の場合、時効処理による強度向上の効果が得られない。
逆に、Ｍｇ含有量が１．６％を越え又はＳｉ含有量が
１．６％を越えると延性が阻害され曲げ加工性が低下
し、また押出性も低下する。そのなかでも、強度、延
性、曲げ加工性、押出性のバランスの面から、特にＭ
ｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％の範囲
が望ましい。
ｇ含有量が０．３％未満又はＳｉ含有量が０．２％未満
の場合、時効処理による強度向上の効果が得られない。
逆に、Ｍｇ含有量が１．６％を越え又はＳｉ含有量が
１．６％を越えると延性が阻害され曲げ加工性が低下
し、また押出性も低下する。そのなかでも、強度、延
性、曲げ加工性、押出性のバランスの面から、特にＭ
ｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％の範囲
が望ましい。
【００１３】Ｔｉ Ｔｉは溶解鋳造時に核生成し鋳造組織を微細にする働き
があり、０．００５％以上添加される。しかし、多すぎ
ると粗大な化合物を生成しＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を脆
弱にするので０．２％を上限とする。 不純物 不純物のうちＦｅはアルミニウム地金に最も多く含まれ
る不純物であり、０．３５％を超えて合金中に存在する
と鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的
性質を損なう。従って、Ｆｅの含有量は０．３５％以下
に規制する。また、アルミニウム合金を鋳造する際には
地金、添加元素の中間合金等様々な経路より不純物が混
入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の通常
の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以
下であれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従
って、これらの不純物は単体で０．０５％以下、総量で
０．１５％以下とする。
があり、０．００５％以上添加される。しかし、多すぎ
ると粗大な化合物を生成しＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を脆
弱にするので０．２％を上限とする。 不純物 不純物のうちＦｅはアルミニウム地金に最も多く含まれ
る不純物であり、０．３５％を超えて合金中に存在する
と鋳造時に粗大な金属間化合物を晶出し、合金の機械的
性質を損なう。従って、Ｆｅの含有量は０．３５％以下
に規制する。また、アルミニウム合金を鋳造する際には
地金、添加元素の中間合金等様々な経路より不純物が混
入する。混入する元素は様々であるが、Ｆｅ以外の通常
の不純物は単体で０．０５％以下、総量で０．１５％以
下であれば合金の特性にほとんど影響を及ぼさない。従
って、これらの不純物は単体で０．０５％以下、総量で
０．１５％以下とする。
【００１４】上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出加工に
あたっては、その保有熱を利用して溶体化するのが工業
上有利である。このため押出直後の形材温度が極力溶体
化温度になるようにし、直ちに急冷（プレス焼入れ）す
る。この急冷により、同時に形材の再結晶を防止してフ
ァイバー組織をもつ押出形材を得る。一方、押出温度を
高くしすぎると結晶組織の再結晶化が促進され、ファイ
バー組織から粗大な等軸再結晶粒へと変化する。再結晶
を抑制し、ファイバー組織とするためには、押出工程で
は押出直後の形材温度を溶体化温度以上、固相線温度以
下、すなわち５００℃以上５８０℃以下、望ましくは５
１５℃以上、５５０℃以下に制御することが好適であ
る。
あたっては、その保有熱を利用して溶体化するのが工業
上有利である。このため押出直後の形材温度が極力溶体
化温度になるようにし、直ちに急冷（プレス焼入れ）す
る。この急冷により、同時に形材の再結晶を防止してフ
ァイバー組織をもつ押出形材を得る。一方、押出温度を
高くしすぎると結晶組織の再結晶化が促進され、ファイ
バー組織から粗大な等軸再結晶粒へと変化する。再結晶
を抑制し、ファイバー組織とするためには、押出工程で
は押出直後の形材温度を溶体化温度以上、固相線温度以
下、すなわち５００℃以上５８０℃以下、望ましくは５
１５℃以上、５５０℃以下に制御することが好適であ
る。
【００１５】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。表１に示
す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造にて直径１５５ｍ
ｍの鋳塊に造塊し、５４０℃×４ｈｒの均質化処理後、
ビレット温度５００℃に加熱し、押出速度５ｍ／ｍｉｎ
にて図１に示す板の形状（厚さ２ｍｍ、幅１１０ｍｍ）
に押し出し、押出時水冷にてプレス焼入れを行った。そ
の後、１８０℃×６ｈｒの人工時効処理を施し供試材と
し、下記要領で各特性を調べた。その結果を表１にあわ
せて示す。
す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造にて直径１５５ｍ
ｍの鋳塊に造塊し、５４０℃×４ｈｒの均質化処理後、
ビレット温度５００℃に加熱し、押出速度５ｍ／ｍｉｎ
にて図１に示す板の形状（厚さ２ｍｍ、幅１１０ｍｍ）
に押し出し、押出時水冷にてプレス焼入れを行った。そ
の後、１８０℃×６ｈｒの人工時効処理を施し供試材と
し、下記要領で各特性を調べた。その結果を表１にあわ
せて示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】機械的性質：押出方向と平行にＪＩＳ５号
引張試験片を採取し、引張試験を行った。 結晶組織：押出方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察し
た。（なお、溶着部を有する押出形材の場合は、当該部
位近傍では再結晶層厚さがばらつくので、それ以外の部
位で測定する。） 溶接性：図２に示すように２枚の供試材の押出方向に垂
直なサイドを突き合わせ、表２に示す溶接条件にてＭＩ
Ｇ溶接を行ない、溶接部断面（図２（ｂ）に観察部位を
示す）を目視又は光学顕微鏡で観察し、５段階で溶接性
を評価した。５段階は、１：溶接割れなし、２：割れが
１つの結晶粒界面におさまっており、その発生部の数も
ごく少ないもの、３：割れが１つの結晶粒界面におさま
っているが、その発生部が断面に多数存在するもの、
４：割れが複数の結晶粒界面にまたがっているもの、
５：目視レベルで割れが観察できるもの（割れが少なく
とも十数粒界に及ぶ）、とした。
引張試験片を採取し、引張試験を行った。 結晶組織：押出方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察し
た。（なお、溶着部を有する押出形材の場合は、当該部
位近傍では再結晶層厚さがばらつくので、それ以外の部
位で測定する。） 溶接性：図２に示すように２枚の供試材の押出方向に垂
直なサイドを突き合わせ、表２に示す溶接条件にてＭＩ
Ｇ溶接を行ない、溶接部断面（図２（ｂ）に観察部位を
示す）を目視又は光学顕微鏡で観察し、５段階で溶接性
を評価した。５段階は、１：溶接割れなし、２：割れが
１つの結晶粒界面におさまっており、その発生部の数も
ごく少ないもの、３：割れが１つの結晶粒界面におさま
っているが、その発生部が断面に多数存在するもの、
４：割れが複数の結晶粒界面にまたがっているもの、
５：目視レベルで割れが観察できるもの（割れが少なく
とも十数粒界に及ぶ）、とした。
【００１８】
【表２】
【００１９】表１に示すように、成分組成が規定範囲内
にあり、結晶組織がファイバー組織のＮｏ．１、２、５
は、高強度、高延性を示し、溶接割れ性もＺｒを含まな
いＮｏ．３、４に比べて一段と優れていた。また、結晶
組織がファイバー組織で、表面再結晶層が比較的厚く形
成されたＮｏ．６〜８（プレス焼入れの冷却速度を調
整）を、同じ組成のＮｏ．１と比べると溶接性がやや低
く、かつ表面再結晶層が厚いほど溶接性が低くなってい
る。一方、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを含まないＮｏ．９は機械
的特性はまあまあだが、結晶組織が等軸晶でＣｕの含有
量が多いため溶接割れ性が劣っている。また、Ｎｏ．１
０、１１は等軸晶であるが、Ｃｕの含有量が少ないため
溶接割れ性はよい。しかし、強度及び伸びがＮｏ．１〜
８に比べて劣る。
にあり、結晶組織がファイバー組織のＮｏ．１、２、５
は、高強度、高延性を示し、溶接割れ性もＺｒを含まな
いＮｏ．３、４に比べて一段と優れていた。また、結晶
組織がファイバー組織で、表面再結晶層が比較的厚く形
成されたＮｏ．６〜８（プレス焼入れの冷却速度を調
整）を、同じ組成のＮｏ．１と比べると溶接性がやや低
く、かつ表面再結晶層が厚いほど溶接性が低くなってい
る。一方、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを含まないＮｏ．９は機械
的特性はまあまあだが、結晶組織が等軸晶でＣｕの含有
量が多いため溶接割れ性が劣っている。また、Ｎｏ．１
０、１１は等軸晶であるが、Ｃｕの含有量が少ないため
溶接割れ性はよい。しかし、強度及び伸びがＮｏ．１〜
８に比べて劣る。
【００２０】
【発明の効果】本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金押出形材により、高強度、高延性でかつ
曲げ加工性及びアーク溶接性に優れた曲げ加工及びアー
ク溶接用自動車フレーム構造材を得ることができる。こ
の押出形材は、高強度を必要とし、曲げ加工による成形
を施され、かつアーク溶接により組み付けられる自動車
フレーム構造材として好適である。
ルミニウム合金押出形材により、高強度、高延性でかつ
曲げ加工性及びアーク溶接性に優れた曲げ加工及びアー
ク溶接用自動車フレーム構造材を得ることができる。こ
の押出形材は、高強度を必要とし、曲げ加工による成形
を施され、かつアーク溶接により組み付けられる自動車
フレーム構造材として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 実施例の押出形材の断面形状を示す図であ
る。
る。
【図２】 実施例の溶接後の供試材（ａ）及びその断面
図（ｂ）である。
図（ｂ）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江間 光弘 神奈川県藤沢市宮前字裏河内100番１ 株 式会社神戸製鋼所藤沢事業所内 Ｆターム(参考） 4E001 CB01 QA02
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｃｕ：０．４超〜０．６５％（重量％、
以下同じ）を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％の
うちいずれか一種又は２種以上を含有し、結晶組織の全
部又は大部分が繊維組織（以下、ファイバー組織とい
う）であることを特徴とするアーク溶接構造用Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項２】 Ｍｇ：０．３〜１．６％、Ｓｉ：０．２
〜１．６％、Ｃｕ：０．４超〜０．６５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．２％を含有し、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％のうちいずれか一種又は２種以上を含有し、残部Ａ
ｌ及び不純物からなり、結晶組織の全部又は大部分がフ
ァイバー組織であることを特徴とするアーク溶接構造用
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項３】 ＭｇとＳｉの含有量がそれぞれ、Ｍｇ：
０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．７〜１．１％であること
を特徴とする請求項１又は２に記載されたアーク溶接構
造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項４】 Ｃｕ：０．４５〜０．５５％であること
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載されたアー
ク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項５】 Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒのうち、Ｚｒを必ず含
むことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載され
たアーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材。 - 【請求項６】 表面再結晶層の全厚さが形材の肉厚の３
０％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれ
かに記載されたアーク溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金押出形材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31167098A JP3562979B2 (ja) | 1998-11-02 | 1998-11-02 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31167098A JP3562979B2 (ja) | 1998-11-02 | 1998-11-02 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144293A true JP2000144293A (ja) | 2000-05-26 |
| JP3562979B2 JP3562979B2 (ja) | 2004-09-08 |
Family
ID=18020075
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| JP31167098A Expired - Lifetime JP3562979B2 (ja) | 1998-11-02 | 1998-11-02 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出形材からなる曲げ加工及びアーク溶接用自動車フレーム構造材 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3562979B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108396207A (zh) * | 2017-02-08 | 2018-08-14 | 福建祥鑫股份有限公司 | 一种Al-Mg-Si合金及其特殊强化方法 |
| WO2022264959A1 (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-11-02 JP JP31167098A patent/JP3562979B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108396207A (zh) * | 2017-02-08 | 2018-08-14 | 福建祥鑫股份有限公司 | 一种Al-Mg-Si合金及其特殊强化方法 |
| WO2022264959A1 (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
| JPWO2022264959A1 (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-22 | ||
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|---|---|
| JP3562979B2 (ja) | 2004-09-08 |
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