JP2000169927A - 耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金塑性加工品及びその製造方法 - Google Patents
耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金塑性加工品及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 材料内部の深部に直線的に延びる部分腐食の
進行を抑え、耐部分腐食性，疲労強度に優れたアルミニ
ウム合金塑性加工品を提供する。 【構成】 このアルミニウム合金塑性加工品は、Ｓｉ：
０．２〜１．２％，Ｍｇ：０．３５〜１．５％と、Ｔｉ
＋Ｖ＝０．０５〜０．４０重量％の条件でＴｉ：０．２
０重量％以下及び／又はＶ：０．３重量％を含み、残部
が実質的にＡｌの組成をもち、塑性加工方向と平行な断
面において塑性加工方向に延びたＴｉ及び／又はＶ高濃
度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が層状に重なり合っ
ている。Ｔｉ及び／又はＶ高濃度部は、塑性加工方向に
平行な断面において４５〜９５％の面積率をもつことが
好ましい。合金溶湯を５℃／秒以上の溶湯冷却速度で鋳
造し、得られた鋳塊を５２０〜５８０℃×１〜８時間で
均質化処理し、冷却後に塑性加工して鋳造結晶粒を層状
に変形させ、更に機械的強度を向上させる熱処理を施す
ことにより製造される。
進行を抑え、耐部分腐食性，疲労強度に優れたアルミニ
ウム合金塑性加工品を提供する。 【構成】 このアルミニウム合金塑性加工品は、Ｓｉ：
０．２〜１．２％，Ｍｇ：０．３５〜１．５％と、Ｔｉ
＋Ｖ＝０．０５〜０．４０重量％の条件でＴｉ：０．２
０重量％以下及び／又はＶ：０．３重量％を含み、残部
が実質的にＡｌの組成をもち、塑性加工方向と平行な断
面において塑性加工方向に延びたＴｉ及び／又はＶ高濃
度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が層状に重なり合っ
ている。Ｔｉ及び／又はＶ高濃度部は、塑性加工方向に
平行な断面において４５〜９５％の面積率をもつことが
好ましい。合金溶湯を５℃／秒以上の溶湯冷却速度で鋳
造し、得られた鋳塊を５２０〜５８０℃×１〜８時間で
均質化処理し、冷却後に塑性加工して鋳造結晶粒を層状
に変形させ、更に機械的強度を向上させる熱処理を施す
ことにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、再結晶粒界腐食の一部
が発達して先鋭なノッチ状先端部をもつ腐食形態（以
下、部分腐食という）を抑え、耐部分腐食性及び疲労強
度を改善したアルミニウム合金塑性加工品及びその製造
方法に関する。
が発達して先鋭なノッチ状先端部をもつ腐食形態（以
下、部分腐食という）を抑え、耐部分腐食性及び疲労強
度を改善したアルミニウム合金塑性加工品及びその製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】６０００系のアルミニウム合金は、時効
処理によってＭｇ2Ｓｉを析出させることにより強度が
向上する。また、押出加工性も優れているため大量生産
に適した材料として、非常に広範な分野で使用されてい
る。
処理によってＭｇ2Ｓｉを析出させることにより強度が
向上する。また、押出加工性も優れているため大量生産
に適した材料として、非常に広範な分野で使用されてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、腐食環境に曝
される船舶構造材，部品等の用途では、再結晶粒界腐食
が生じ易い。再結晶粒界腐食が進行すると、その腐食の
一部が材料内部の深部まで達し、部分腐食となる。発生
した部分腐食が深いと、部分腐食部分の先端部がノッチ
効果によって疲労クラックの発生起点となり、アルミニ
ウム材料の疲労強度を著しく低下させる。部分腐食が材
料を貫通するまで成長すると、浸水等のトラブル発生原
因にもなる。
される船舶構造材，部品等の用途では、再結晶粒界腐食
が生じ易い。再結晶粒界腐食が進行すると、その腐食の
一部が材料内部の深部まで達し、部分腐食となる。発生
した部分腐食が深いと、部分腐食部分の先端部がノッチ
効果によって疲労クラックの発生起点となり、アルミニ
ウム材料の疲労強度を著しく低下させる。部分腐食が材
料を貫通するまで成長すると、浸水等のトラブル発生原
因にもなる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、Ｔｉ及び／又は
Ｖ高濃度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が相互に重な
り合った多数の層状分布にすることにより、耐部分腐食
性が大幅に改善され、本来の機械強度が確保されたアル
ミニウム合金塑性加工品を提供することを目的とする。
本発明のアルミニウム合金塑性加工品は、その目的を達
成するため、Ｓｉ：０．２〜１．２重量％，Ｍｇ：０．
３５〜１．５重量％と、Ｔｉ＋Ｖ＝０．０５〜０．４０
重量％の条件でＴｉ：０．２０重量％以下及び／又は
Ｖ：０．３重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成を
もち、塑性加工方向と平行な断面において塑性加工方向
に延びたＴｉ高濃度部及びＴｉ低濃度部が層状に重なり
合っていることを特徴とする。
題を解消すべく案出されたものであり、Ｔｉ及び／又は
Ｖ高濃度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が相互に重な
り合った多数の層状分布にすることにより、耐部分腐食
性が大幅に改善され、本来の機械強度が確保されたアル
ミニウム合金塑性加工品を提供することを目的とする。
本発明のアルミニウム合金塑性加工品は、その目的を達
成するため、Ｓｉ：０．２〜１．２重量％，Ｍｇ：０．
３５〜１．５重量％と、Ｔｉ＋Ｖ＝０．０５〜０．４０
重量％の条件でＴｉ：０．２０重量％以下及び／又は
Ｖ：０．３重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成を
もち、塑性加工方向と平行な断面において塑性加工方向
に延びたＴｉ高濃度部及びＴｉ低濃度部が層状に重なり
合っていることを特徴とする。
【０００５】Ｔｉ及び／又はＶ高濃度部は、Ｔｉ及び／
又はＶ高濃度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が層状に
分布している塑性加工方向に平行な断面において４５〜
９５％の面積率をもつことが好ましい。使用するアルミ
ニウム合金は、更にＣｕ：０．００２〜０．５重量％，
Ｚｎ：０．０５〜０．３重量％，Ｃｒ：０．０１〜０．
３重量％，Ｍｎ：０．０１〜０．４重量％，Ｚｒ：０．
０１〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．２重量％，
Ｂ：０．００２〜０．０１重量％の１種又は２種以上を
含むことができる。
又はＶ高濃度部及びＴｉ及び／又はＶ低濃度部が層状に
分布している塑性加工方向に平行な断面において４５〜
９５％の面積率をもつことが好ましい。使用するアルミ
ニウム合金は、更にＣｕ：０．００２〜０．５重量％，
Ｚｎ：０．０５〜０．３重量％，Ｃｒ：０．０１〜０．
３重量％，Ｍｎ：０．０１〜０．４重量％，Ｚｒ：０．
０１〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．２重量％，
Ｂ：０．００２〜０．０１重量％の１種又は２種以上を
含むことができる。
【０００６】このアルミニウム合金塑性加工品は、所定
組成に調整された合金溶湯を５℃／秒以上の溶湯冷却速
度で鋳造し、得られた鋳塊を５２０〜５８０℃×１〜８
時間で均質化処理し、冷却後に塑性加工して鋳造結晶粒
を層状に変形させ、更に機械的強度を向上させる熱処理
を施すことにより製造される。塑性加工としては、たと
えば均質化処理後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱した
後、押出し直後の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制
御した押出加工が採用される。押出加工された形材は、
４５０〜２００℃の温度域で表面の冷却速度が８０℃／
分以上となる条件下で冷却される。塑性加工後の熱処理
としては、１７０〜２００℃×１〜１０時間の時効処理
（Ｔ５処理）や、５２０〜５６０℃×２〜６時間の溶体
化処理後に水焼入れし、次いで１７０〜２００℃×１〜
１０時間加熱する時効処理（Ｔ６処理）が採用される。
組成に調整された合金溶湯を５℃／秒以上の溶湯冷却速
度で鋳造し、得られた鋳塊を５２０〜５８０℃×１〜８
時間で均質化処理し、冷却後に塑性加工して鋳造結晶粒
を層状に変形させ、更に機械的強度を向上させる熱処理
を施すことにより製造される。塑性加工としては、たと
えば均質化処理後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱した
後、押出し直後の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制
御した押出加工が採用される。押出加工された形材は、
４５０〜２００℃の温度域で表面の冷却速度が８０℃／
分以上となる条件下で冷却される。塑性加工後の熱処理
としては、１７０〜２００℃×１〜１０時間の時効処理
（Ｔ５処理）や、５２０〜５６０℃×２〜６時間の溶体
化処理後に水焼入れし、次いで１７０〜２００℃×１〜
１０時間加熱する時効処理（Ｔ６処理）が採用される。
【０００７】
【作用】本発明者等は、６０００系に代表されるアルミ
ニウム合金にみられる再結晶粒界腐食の発生メカニズム
を調査検討した結果、次のメカニズムで部分腐食が進行
するものと推察した。塑性加工後に再結晶させたアルミ
ニウム合金材料は、図１に模式的に示す断面ミクロ組織
をもっている。部分腐食が発生した材料を観察すると、
部分腐食ＰＣは、再結晶粒界ＧＢに沿って材料表面Ｓか
ら材料内部に深く進行している。再結晶粒界ＧＢに沿っ
た部分腐食ＰＣの優先的な進行は、アルミニウム合金材
料に含まれている再結晶粒界近傍の合金成分が再結晶粒
界ＧＢに濃化しやすいことが原因である。
ニウム合金にみられる再結晶粒界腐食の発生メカニズム
を調査検討した結果、次のメカニズムで部分腐食が進行
するものと推察した。塑性加工後に再結晶させたアルミ
ニウム合金材料は、図１に模式的に示す断面ミクロ組織
をもっている。部分腐食が発生した材料を観察すると、
部分腐食ＰＣは、再結晶粒界ＧＢに沿って材料表面Ｓか
ら材料内部に深く進行している。再結晶粒界ＧＢに沿っ
た部分腐食ＰＣの優先的な進行は、アルミニウム合金材
料に含まれている再結晶粒界近傍の合金成分が再結晶粒
界ＧＢに濃化しやすいことが原因である。
【０００８】アルミニウム合金材料が熱間圧延，熱間押
出，熱間鍛造等の熱間塑性変形を受けると、加工直後に
再結晶粒ＲＣが生成する。再結晶粒ＲＣは、塑性加工工
程に後続する熱処理工程で溶体化処理するときにも生成
する。再結晶した材料が後続するＴ５処理，Ｔ６処理等
で時効処理されると、マトリックスに固溶していたＭ
ｇ，Ｓｉが粒径１０〜１００ｎｍ程度の微細なＭｇ2Ｓ
ｉとなって析出し（図２）、合金材料の強度を向上させ
る。Ｍｇ，Ｓｉは、微細析出物ＰＦとしてマトリックス
Ｍに析出する外に、エネルギの高い再結晶粒界ＧＢにも
拡散する。なかでも、熱間加工直後の冷却段階において
３５０〜４００℃の温度領域で再結晶粒界ＧＢに粒径が
数百ｎｍ〜１０μｍ程度の粗大Ｍｇ2Ｓｉが析出してい
ると、粗大析出物ＰＢへのＭｇ，Ｓｉの拡散が促進され
る。再結晶粒界ＧＢや粗大析出物ＰＢにＭｇ，Ｓｉが拡
散するため、再結晶粒界ＧＢの近傍にあるマトリックス
Ｍは、微細析出物ＰＦのない無析出帯ＰＦＺになる。無
析出帯ＰＦＺは、本発明者等による調査では０．１〜５
μｍの幅で再結晶粒界ＧＢに沿って延びていた。
出，熱間鍛造等の熱間塑性変形を受けると、加工直後に
再結晶粒ＲＣが生成する。再結晶粒ＲＣは、塑性加工工
程に後続する熱処理工程で溶体化処理するときにも生成
する。再結晶した材料が後続するＴ５処理，Ｔ６処理等
で時効処理されると、マトリックスに固溶していたＭ
ｇ，Ｓｉが粒径１０〜１００ｎｍ程度の微細なＭｇ2Ｓ
ｉとなって析出し（図２）、合金材料の強度を向上させ
る。Ｍｇ，Ｓｉは、微細析出物ＰＦとしてマトリックス
Ｍに析出する外に、エネルギの高い再結晶粒界ＧＢにも
拡散する。なかでも、熱間加工直後の冷却段階において
３５０〜４００℃の温度領域で再結晶粒界ＧＢに粒径が
数百ｎｍ〜１０μｍ程度の粗大Ｍｇ2Ｓｉが析出してい
ると、粗大析出物ＰＢへのＭｇ，Ｓｉの拡散が促進され
る。再結晶粒界ＧＢや粗大析出物ＰＢにＭｇ，Ｓｉが拡
散するため、再結晶粒界ＧＢの近傍にあるマトリックス
Ｍは、微細析出物ＰＦのない無析出帯ＰＦＺになる。無
析出帯ＰＦＺは、本発明者等による調査では０．１〜５
μｍの幅で再結晶粒界ＧＢに沿って延びていた。
【０００９】無析出帯ＰＦＺは、マトリックスＭに比較
して固溶Ｓｉ，固溶Ｍｇが少ないため電位的に卑な部分
になる。そのため、無析出帯ＰＦＺのある合金材料が腐
食環境に曝されると、無析出帯ＰＦＺが優先的に腐食さ
れる（図３）。材料表面にある無析出帯ＰＦＺの腐食が
部分的に激しく進行し、腐食領域ＣＺが材料内部に進行
すると部分腐食になる。本発明者等は、このような部分
腐食発生のメカニズムを前提にし、電位的に卑な無析出
帯ＰＦＺが材料表面Ｓから材料内部に直線的に繋がらな
い組織にすることが部分腐食の抑制に有効であると考え
た。そして、無析出帯ＰＦＺの直線的な繋がりを阻止す
る層を形成する手段を検討した結果、Ｔｉ及び／又はＶ
の作用を活用して有効な組織が作り出せることを見出し
た。
して固溶Ｓｉ，固溶Ｍｇが少ないため電位的に卑な部分
になる。そのため、無析出帯ＰＦＺのある合金材料が腐
食環境に曝されると、無析出帯ＰＦＺが優先的に腐食さ
れる（図３）。材料表面にある無析出帯ＰＦＺの腐食が
部分的に激しく進行し、腐食領域ＣＺが材料内部に進行
すると部分腐食になる。本発明者等は、このような部分
腐食発生のメカニズムを前提にし、電位的に卑な無析出
帯ＰＦＺが材料表面Ｓから材料内部に直線的に繋がらな
い組織にすることが部分腐食の抑制に有効であると考え
た。そして、無析出帯ＰＦＺの直線的な繋がりを阻止す
る層を形成する手段を検討した結果、Ｔｉ及び／又はＶ
の作用を活用して有効な組織が作り出せることを見出し
た。
【００１０】Ｔｉ及びＶは、Ａｌとの包晶反応によって
鋳造結晶粒内に固溶する合金成分である。鋳造結晶粒Ｃ
Ｇの内部では、固溶Ｔｉ及び／又はＶ濃度が高いＴｉ及
び／又はＶの高濃度部Ｌ10（以下、単に高濃度部Ｌ10と
いう）と鋳造結晶粒界ＧＢCA ST近傍の固溶Ｔｉ及び／又
はＶ濃度が低いＴｉ及び／又はＶの低濃度部Ｌ20（以
下、単に低濃度部Ｌ20という）が存在する（図４）。こ
のようなＴｉ及び／又はＶ濃度分布をもつ材料が塑性加
工されると、鋳造結晶粒ＣＧが塑性変形して引き伸ばさ
れ、高濃度部Ｌ10が塑性加工方向ＷＤに長いＴｉ及び／
又はＶ高濃度層Ｌ1（以下、単に高濃度層Ｌ1という）と
なる。鋳造結晶粒界ＧＢCAST近傍にある低濃度部Ｌ20も
同様に塑性変形を受けて引き伸ばされ、Ｔｉ及び／又は
Ｖの低濃度層Ｌ2（以下、単に低濃度層Ｌ2という）が生
じる。したがって、塑性加工された組織は、塑性加工方
向ＷＤに沿って多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が長
い層状に積み重ねられたラメラー状態になる（図５）。
鋳造結晶粒内に固溶する合金成分である。鋳造結晶粒Ｃ
Ｇの内部では、固溶Ｔｉ及び／又はＶ濃度が高いＴｉ及
び／又はＶの高濃度部Ｌ10（以下、単に高濃度部Ｌ10と
いう）と鋳造結晶粒界ＧＢCA ST近傍の固溶Ｔｉ及び／又
はＶ濃度が低いＴｉ及び／又はＶの低濃度部Ｌ20（以
下、単に低濃度部Ｌ20という）が存在する（図４）。こ
のようなＴｉ及び／又はＶ濃度分布をもつ材料が塑性加
工されると、鋳造結晶粒ＣＧが塑性変形して引き伸ばさ
れ、高濃度部Ｌ10が塑性加工方向ＷＤに長いＴｉ及び／
又はＶ高濃度層Ｌ1（以下、単に高濃度層Ｌ1という）と
なる。鋳造結晶粒界ＧＢCAST近傍にある低濃度部Ｌ20も
同様に塑性変形を受けて引き伸ばされ、Ｔｉ及び／又は
Ｖの低濃度層Ｌ2（以下、単に低濃度層Ｌ2という）が生
じる。したがって、塑性加工された組織は、塑性加工方
向ＷＤに沿って多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が長
い層状に積み重ねられたラメラー状態になる（図５）。
【００１１】塑性加工されたアルミニウム合金材料は、
応力除去，強度向上のために熱処理される。熱処理時、
Ｍｇ，Ｓｉに比較して材料内部における拡散速度が著し
く遅いＴｉやＶは、鋳塊の均熱処理，Ｔ５処理，Ｔ６処
理等の熱処理時に再結晶粒界ＧＢに集まる傾向が低い。
そのため、再結晶粒界ＧＢの生成に伴って時効処理時に
Ｍｇ2Ｓｉの析出に起因して無析出帯ＰＦＺが発生して
も、無析出帯ＰＦＺ中の高濃度部Ｌ1とマトリックスＭ
中の高濃度部Ｌ1との間では、Ｔｉ及び／又はＶ濃度に
実質的な差が生じない。他方、高濃度層Ｌ1と低濃度層
Ｌ2との間ではＴｉ及び／又はＶ固溶量に差があるた
め、高濃度層Ｌ1が電位的に貴になり、低濃度層Ｌ2が電
位的に卑になる。
応力除去，強度向上のために熱処理される。熱処理時、
Ｍｇ，Ｓｉに比較して材料内部における拡散速度が著し
く遅いＴｉやＶは、鋳塊の均熱処理，Ｔ５処理，Ｔ６処
理等の熱処理時に再結晶粒界ＧＢに集まる傾向が低い。
そのため、再結晶粒界ＧＢの生成に伴って時効処理時に
Ｍｇ2Ｓｉの析出に起因して無析出帯ＰＦＺが発生して
も、無析出帯ＰＦＺ中の高濃度部Ｌ1とマトリックスＭ
中の高濃度部Ｌ1との間では、Ｔｉ及び／又はＶ濃度に
実質的な差が生じない。他方、高濃度層Ｌ1と低濃度層
Ｌ2との間ではＴｉ及び／又はＶ固溶量に差があるた
め、高濃度層Ｌ1が電位的に貴になり、低濃度層Ｌ2が電
位的に卑になる。
【００１２】Ｔｉ及び／又はＶ濃度がこのようなラメラ
ー状分布になった合金材料を腐食環境に曝すと、電位的
に卑な低濃度層Ｌ2が優先的に腐食される。この場合の
腐食は、図１で説明した再結晶粒界ＧＢに沿った経路を
採ることができず、図５に示すように低濃度部Ｌ2及び
無析出帯ＰＦＺの中にある低濃度部Ｌ2を求めて材料内
部に進行する。なお、図５は、塑性加工方向ＷＤに平行
な方向の断面組織に腐食進行経路ＤＣを投影した模式図
であり、腐食進行経路ＤＣは紙面に垂直な方向にも前後
する。腐食進行経路ＤＣが塑性加工方向ＷＤ及び直交方
向に紆余曲折するため、材料の深さ方向に腐食が進行す
ることが遅延する。また、材料内部の深部に直線的に延
びる部分腐食が進行しないため、疲労クラックの発生起
点となるノッチ効果が弱まる。
ー状分布になった合金材料を腐食環境に曝すと、電位的
に卑な低濃度層Ｌ2が優先的に腐食される。この場合の
腐食は、図１で説明した再結晶粒界ＧＢに沿った経路を
採ることができず、図５に示すように低濃度部Ｌ2及び
無析出帯ＰＦＺの中にある低濃度部Ｌ2を求めて材料内
部に進行する。なお、図５は、塑性加工方向ＷＤに平行
な方向の断面組織に腐食進行経路ＤＣを投影した模式図
であり、腐食進行経路ＤＣは紙面に垂直な方向にも前後
する。腐食進行経路ＤＣが塑性加工方向ＷＤ及び直交方
向に紆余曲折するため、材料の深さ方向に腐食が進行す
ることが遅延する。また、材料内部の深部に直線的に延
びる部分腐食が進行しないため、疲労クラックの発生起
点となるノッチ効果が弱まる。
【００１３】以下、本発明が対象とするアルミニウム合
金に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明す
る。Ｓｉ：０．２〜１．２重量％，Ｍｇ：０．３５〜１．５
重量％ Ｔ５処理，Ｔ６処理での時効処理によってＭｇ2Ｓｉと
して析出し、合金材料の強度を向上させる。強度確保の
ためには、０．２重量％以上のＳｉ，０．３５重量％以
上のＭｇが必要である。しかし、１．２重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の
析出量が増加する。析出した多量のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物は、マトリックスとの間に電位差があるため局部
電池を増加させ、耐食性が低下する原因になる。また、
１．５重量％を超えるＭｇ含有量では、合金材料が硬質
化し、押出加工性が劣化する。
金に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明す
る。Ｓｉ：０．２〜１．２重量％，Ｍｇ：０．３５〜１．５
重量％ Ｔ５処理，Ｔ６処理での時効処理によってＭｇ2Ｓｉと
して析出し、合金材料の強度を向上させる。強度確保の
ためには、０．２重量％以上のＳｉ，０．３５重量％以
上のＭｇが必要である。しかし、１．２重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の
析出量が増加する。析出した多量のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物は、マトリックスとの間に電位差があるため局部
電池を増加させ、耐食性が低下する原因になる。また、
１．５重量％を超えるＭｇ含有量では、合金材料が硬質
化し、押出加工性が劣化する。
【００１４】Ｔｉ＋Ｖ：０．０５〜０．４０重量％ Ｔｉ及びＶは、本発明が対象とする合金系において最も
重要な合金成分である。一般に、ＴｉをＢと共に鋳造結
晶粒微細化剤としてＴｉ：０．０１〜０．０２重量％，
Ｂ：０．００２〜０．０１重量％添加するとき、鋳造結
晶粒が１０〜数百μｍのサイズに微細化される。本発明
では、鋳造結晶粒微細化作用の外に、通常の６０００系
アルミニウム合金に比較して遥かに多量、すなわち合計
量で０．０５〜０．２０重量％のＴｉ及び／又はＶを添
加し、鋳造結晶粒内に多量のＴｉ及び／又はＶを固溶さ
せている。
重要な合金成分である。一般に、ＴｉをＢと共に鋳造結
晶粒微細化剤としてＴｉ：０．０１〜０．０２重量％，
Ｂ：０．００２〜０．０１重量％添加するとき、鋳造結
晶粒が１０〜数百μｍのサイズに微細化される。本発明
では、鋳造結晶粒微細化作用の外に、通常の６０００系
アルミニウム合金に比較して遥かに多量、すなわち合計
量で０．０５〜０．２０重量％のＴｉ及び／又はＶを添
加し、鋳造結晶粒内に多量のＴｉ及び／又はＶを固溶さ
せている。
【００１５】多量に添加されたＴｉ及び／又はＶは、Ａ
ｌ−Ｔｉ及びＡｌ−Ｖが包晶系であるため、図４で模式
的に示すように鋳造結晶粒ＣＧの内部に高濃度部Ｌ10を
形成する。他方、比較的遅れて凝固する鋳造結晶粒界Ｇ
Ｂcast及びその近傍ではＴｉ及び／又はＶ濃度が低くな
っているので、鋳造結晶粒界ＧＢcastに沿って低濃度部
Ｌ20が形成される。高濃度部Ｌ10及び低濃度部Ｌ20をも
つ鋳造結晶粒ＣＧからなる鋳造組織が塑性加工される
と、多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に重なり
合ったラメラー状態（図６）になる。しかも、Ｔｉ及び
／又はＶ添加により鋳造結晶粒が微細化されているた
め、高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が密に重なり合ってい
る。
ｌ−Ｔｉ及びＡｌ−Ｖが包晶系であるため、図４で模式
的に示すように鋳造結晶粒ＣＧの内部に高濃度部Ｌ10を
形成する。他方、比較的遅れて凝固する鋳造結晶粒界Ｇ
Ｂcast及びその近傍ではＴｉ及び／又はＶ濃度が低くな
っているので、鋳造結晶粒界ＧＢcastに沿って低濃度部
Ｌ20が形成される。高濃度部Ｌ10及び低濃度部Ｌ20をも
つ鋳造結晶粒ＣＧからなる鋳造組織が塑性加工される
と、多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に重なり
合ったラメラー状態（図６）になる。しかも、Ｔｉ及び
／又はＶ添加により鋳造結晶粒が微細化されているた
め、高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が密に重なり合ってい
る。
【００１６】合計量が０．０５重量％に満たないＴｉ及
び／又はＶ含有量では、鋳造組織の微細化作用は得られ
るものの、高濃度部Ｌ10と低濃度部Ｌ20との固溶量差が
小さくなり、塑性加工後に高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2
が重なり合った明瞭なラメラー状態が得られ難くなる。
その結果、材料内部の深部まで直線的に進行する部分腐
食を抑制する作用が小さくなる。しかし、０．４０重量
％を超える過剰量のＴｉ及び／又はＶを添加すると、Ｔ
ｉＡｌ3や粗大なＴｉＢ2，Ａｌ11Ｖ等が生成する傾向が
強くなる。ＴｉＡｌ3や粗大なＴｉＢ2，Ａｌ11Ｖ等は、
局部電池による腐食発生の起点になり耐食性を劣化さ
せ、また加工時に表面欠陥を発生させる原因になる。こ
の傾向は、Ｔｉの単独添加では０．２０重量％を超える
とき、Ｖの単独添加では０．３０重量％を超えるとき顕
著になる。
び／又はＶ含有量では、鋳造組織の微細化作用は得られ
るものの、高濃度部Ｌ10と低濃度部Ｌ20との固溶量差が
小さくなり、塑性加工後に高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2
が重なり合った明瞭なラメラー状態が得られ難くなる。
その結果、材料内部の深部まで直線的に進行する部分腐
食を抑制する作用が小さくなる。しかし、０．４０重量
％を超える過剰量のＴｉ及び／又はＶを添加すると、Ｔ
ｉＡｌ3や粗大なＴｉＢ2，Ａｌ11Ｖ等が生成する傾向が
強くなる。ＴｉＡｌ3や粗大なＴｉＢ2，Ａｌ11Ｖ等は、
局部電池による腐食発生の起点になり耐食性を劣化さ
せ、また加工時に表面欠陥を発生させる原因になる。こ
の傾向は、Ｔｉの単独添加では０．２０重量％を超える
とき、Ｖの単独添加では０．３０重量％を超えるとき顕
著になる。
【００１７】Ｃｕ：０．００２〜０．５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、０．００２重
量％以上のＣｕ含有量でマトリックスの強度向上が顕著
になる。しかし、再結晶粒界ＧＢの近傍にあるＣｕは、
時効処理時に再結晶粒界ＧＢに拡散し、Ｃｕ濃度の低い
無析出帯ＰＦＺを再結晶粒界ＧＢに沿って生成させる傾
向を示す。そのため、０．５重量％を超える多量のＣｕ
が添加されると、マトリックスＭと再結晶粒界ＧＢの無
析出帯ＰＦＺとの間の電位差が大きくなり、再結晶粒界
ＧＢの腐食性が高まり、部分腐食が生じ易くなる。Ｚｎ：０．０５〜０．３重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、マトリックス
の腐食電位を低下させて腐食形態を全面腐食に変える作
用を呈する。そのため、再結晶粒界ＧＢの局部的な腐食
が防止され、部分腐食の進行が抑えられる。このような
効果は、０．０５重量％以上の添加量で顕著になる。し
かし、Ｚｎ含有量が０．３重量％を超えると、腐食電位
が著しく低下し、材料自体の耐食性が低下する。
量％以上のＣｕ含有量でマトリックスの強度向上が顕著
になる。しかし、再結晶粒界ＧＢの近傍にあるＣｕは、
時効処理時に再結晶粒界ＧＢに拡散し、Ｃｕ濃度の低い
無析出帯ＰＦＺを再結晶粒界ＧＢに沿って生成させる傾
向を示す。そのため、０．５重量％を超える多量のＣｕ
が添加されると、マトリックスＭと再結晶粒界ＧＢの無
析出帯ＰＦＺとの間の電位差が大きくなり、再結晶粒界
ＧＢの腐食性が高まり、部分腐食が生じ易くなる。Ｚｎ：０．０５〜０．３重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、マトリックス
の腐食電位を低下させて腐食形態を全面腐食に変える作
用を呈する。そのため、再結晶粒界ＧＢの局部的な腐食
が防止され、部分腐食の進行が抑えられる。このような
効果は、０．０５重量％以上の添加量で顕著になる。し
かし、Ｚｎ含有量が０．３重量％を超えると、腐食電位
が著しく低下し、材料自体の耐食性が低下する。
【００１８】Ｃｒ：０．０１〜０．３重量％ Ｍｎ：０．０１〜０．４重量％ Ｚｒ：０．０１〜０．２重量％ 何れも必要に応じて添加される合金成分であり、再結晶
粒ＲＣの粗大化防止，機械的性質の改善，材料内部への
部分腐食進行抑制に有効な合金成分である。このような
効果は、０．０１重量％以上のＣｒ，０．０１重量％以
上のＭｎ，０．０１重量％以上のＺｒで顕著になる。し
かし、０．３重量％を超えるＣｒ，０．４重量％を超え
るＭｎ，０．２重量％を超えるＺｒは、金属間化合物の
生成に起因する機械的性質の劣化，局部電池形成による
耐食性の劣化，材質の硬質化に起因する押出加工性の劣
化を招きやすい。
粒ＲＣの粗大化防止，機械的性質の改善，材料内部への
部分腐食進行抑制に有効な合金成分である。このような
効果は、０．０１重量％以上のＣｒ，０．０１重量％以
上のＭｎ，０．０１重量％以上のＺｒで顕著になる。し
かし、０．３重量％を超えるＣｒ，０．４重量％を超え
るＭｎ，０．２重量％を超えるＺｒは、金属間化合物の
生成に起因する機械的性質の劣化，局部電池形成による
耐食性の劣化，材質の硬質化に起因する押出加工性の劣
化を招きやすい。
【００１９】Ｆｅ：０．１〜０．２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｓｉ及びＡｌ
と反応し、再結晶粒ＲＣの微細化に有効な化合物を生成
する。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の化合物は、塑性加工時に分
散し、再結晶粒界ＧＢをピンニングする効果を呈する。
そのため、再結晶粒ＲＣが微細化され、機械的性質が改
善されると共に、材料内部への部分腐食進行も抑制され
る。このような効果は、０．１重量％以上のＦｅ含有量
で顕著になる。しかし、０．２重量％を超える多量のＦ
ｅが含まれると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が多
量に生成し、局部電池に起因した耐食性が劣化する。Ｂ：０．００２〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に鋳造組織を微細化する作用を呈する合金成
分である。微細化された鋳造結晶粒は、塑性加工により
生じる高濃度部Ｌ1と低濃度部Ｌ2とを密な分布状態にす
る。その結果、材料内部に腐食が進行して部分腐食とな
ることが防止される。
と反応し、再結晶粒ＲＣの微細化に有効な化合物を生成
する。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の化合物は、塑性加工時に分
散し、再結晶粒界ＧＢをピンニングする効果を呈する。
そのため、再結晶粒ＲＣが微細化され、機械的性質が改
善されると共に、材料内部への部分腐食進行も抑制され
る。このような効果は、０．１重量％以上のＦｅ含有量
で顕著になる。しかし、０．２重量％を超える多量のＦ
ｅが含まれると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が多
量に生成し、局部電池に起因した耐食性が劣化する。Ｂ：０．００２〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に鋳造組織を微細化する作用を呈する合金成
分である。微細化された鋳造結晶粒は、塑性加工により
生じる高濃度部Ｌ1と低濃度部Ｌ2とを密な分布状態にす
る。その結果、材料内部に腐食が進行して部分腐食とな
ることが防止される。
【００２０】塑性加工で生じるラメラー状態：高濃度部
Ｌ10及び低濃度部Ｌ20を有する鋳造結晶粒ＣＧは、塑性
加工されると塑性加工方向ＷＤに沿って伸ばされ、多数
の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が重なり合ったラメラー
状態（図６）になる。高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2は、
具体的には次のようにして特定される。Ｓｉ：０．５重
量％，Ｍｇ：０．７重量％，Ｃｕ：０．２重量％，Ｆ
ｅ：０．１５重量％，Ｍｎ：０．１５重量％，Ｂ：０．
００３重量％を含み、Ｔｉ含有量を０．０１重量％，
０．０５重量％，０．１重量％，０．１５重量％，０．
２０重量％と変えた５種のアルミニウム合金を塑性加工
し、塑性加工後の表層部断面をＥＰＭＡで観察してＴｉ
濃度分布を求めた。得られたＴｉ濃度分布は、図７の
（ａ）〜（ｃ）に一例を示すようにＴｉ含有量に応じて
異なっていた。ＥＰＭＡの観察結果は、次の条件で広領
域マッピング分析することにより得られた。 加速電圧：１５ｋＶ 試料電流：２０ｎＡ ビーム径：１μｍ ステップサイズ：Ｘ方向，Ｙ方向共に１μｍ ステップ数：５１２点×５１２点 分析時間：０．０６秒／点 分析Ｘ線：Ｔｉ−Ｋα線
Ｌ10及び低濃度部Ｌ20を有する鋳造結晶粒ＣＧは、塑性
加工されると塑性加工方向ＷＤに沿って伸ばされ、多数
の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が重なり合ったラメラー
状態（図６）になる。高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2は、
具体的には次のようにして特定される。Ｓｉ：０．５重
量％，Ｍｇ：０．７重量％，Ｃｕ：０．２重量％，Ｆ
ｅ：０．１５重量％，Ｍｎ：０．１５重量％，Ｂ：０．
００３重量％を含み、Ｔｉ含有量を０．０１重量％，
０．０５重量％，０．１重量％，０．１５重量％，０．
２０重量％と変えた５種のアルミニウム合金を塑性加工
し、塑性加工後の表層部断面をＥＰＭＡで観察してＴｉ
濃度分布を求めた。得られたＴｉ濃度分布は、図７の
（ａ）〜（ｃ）に一例を示すようにＴｉ含有量に応じて
異なっていた。ＥＰＭＡの観察結果は、次の条件で広領
域マッピング分析することにより得られた。 加速電圧：１５ｋＶ 試料電流：２０ｎＡ ビーム径：１μｍ ステップサイズ：Ｘ方向，Ｙ方向共に１μｍ ステップ数：５１２点×５１２点 分析時間：０．０６秒／点 分析Ｘ線：Ｔｉ−Ｋα線
【００２１】前掲の条件下では、Ｔｉ濃度が０．０５重
量％以上のときにＴｉの層状分布が認識できる。そこ
で、Ｔｉ−Ｋα線のビーム径１μｍが占める面積におけ
る０．０６秒間のカウント数を解析し、カウント数と試
料（ａ）〜（ｃ）の耐部分腐食性との関係を調査した結
果、Ｔｉの層状分布を確認できる限度である７カウント
以上の部分をＴｉ高濃度層Ｌ1として判定して良いこと
が判った。図７では、７カウント以上の部分を白色で表
示している。Ｔｉ：０．１重量％を含む試料（ａ）で
は、最大カウント数が７９カウント，最少カウント数が
０カウントであった。図７に白色で表示されているＴｉ
高濃度部の面積率を画像解析により求め、面積率（％）
とＥＰＭＡ強度との関係を調査したところ、両者の間に
図８に示す関係が成立していた。なお、図８の横軸ＥＰ
ＭＡ強度は所定カウント数以上を示し、たとえば横軸７
の位置では７カウント以上の部分の面積率がＴｉ高濃度
部の面積率として表示されている。したがって、カウン
ト数を上げると、当然のこととしてＴｉ高濃度部の面積
率が低下する。
量％以上のときにＴｉの層状分布が認識できる。そこ
で、Ｔｉ−Ｋα線のビーム径１μｍが占める面積におけ
る０．０６秒間のカウント数を解析し、カウント数と試
料（ａ）〜（ｃ）の耐部分腐食性との関係を調査した結
果、Ｔｉの層状分布を確認できる限度である７カウント
以上の部分をＴｉ高濃度層Ｌ1として判定して良いこと
が判った。図７では、７カウント以上の部分を白色で表
示している。Ｔｉ：０．１重量％を含む試料（ａ）で
は、最大カウント数が７９カウント，最少カウント数が
０カウントであった。図７に白色で表示されているＴｉ
高濃度部の面積率を画像解析により求め、面積率（％）
とＥＰＭＡ強度との関係を調査したところ、両者の間に
図８に示す関係が成立していた。なお、図８の横軸ＥＰ
ＭＡ強度は所定カウント数以上を示し、たとえば横軸７
の位置では７カウント以上の部分の面積率がＴｉ高濃度
部の面積率として表示されている。したがって、カウン
ト数を上げると、当然のこととしてＴｉ高濃度部の面積
率が低下する。
【００２２】図８から、Ｔｉ含有量の増加に応じてＴｉ
高濃度部の面積率が上昇していることが判る。Ｔｉ含有
量０．０５重量％で７カウント以上が層状を認識できる
限界であるので、本発明では、図８からＴｉ高濃度部を
７カウント以上と定義する。このように定義したＴｉ高
濃度部は、Ｔｉ含有量０．０５重量％で面積率が４５％
以上になっている。Ｔｉ高濃度部の面積率はＴｉ含有量
に応じて変わり、Ｔｉ：０．２０重量％で面積率９５
％，Ｔｉ：０．１５重量％で面積率９０％，Ｔｉ：０．
１重量％で面積率７８％，Ｔｉ：０．０５重量％で面積
率４７％，Ｔｉ：０．０１重量％で面積率２０％であ
る。したがって、ＥＰＭＡ強度で７カウント以上のＴｉ
高濃度部は、Ｔｉ含有量が０．０５〜０．２０重量％の
範囲において４５〜９５％の面積率を占めるといえる。
高濃度部の面積率が上昇していることが判る。Ｔｉ含有
量０．０５重量％で７カウント以上が層状を認識できる
限界であるので、本発明では、図８からＴｉ高濃度部を
７カウント以上と定義する。このように定義したＴｉ高
濃度部は、Ｔｉ含有量０．０５重量％で面積率が４５％
以上になっている。Ｔｉ高濃度部の面積率はＴｉ含有量
に応じて変わり、Ｔｉ：０．２０重量％で面積率９５
％，Ｔｉ：０．１５重量％で面積率９０％，Ｔｉ：０．
１重量％で面積率７８％，Ｔｉ：０．０５重量％で面積
率４７％，Ｔｉ：０．０１重量％で面積率２０％であ
る。したがって、ＥＰＭＡ強度で７カウント以上のＴｉ
高濃度部は、Ｔｉ含有量が０．０５〜０．２０重量％の
範囲において４５〜９５％の面積率を占めるといえる。
【００２３】後述の実施例・表２にみられるように耐食
性を確保する上からＴｉ含有量の下限が０．０５重量％
に定められるので、本発明においては、前掲した測定条
件下における７カウント以上の部分をＴｉ高濃度部と定
義する。Ｔｉ高濃度部を定義するＥＰＭＡ強度のカウン
ト数を８以上とすると、当然のこととしてＴｉ高濃度部
の面積率は低下する。たとえば、８カウント以上をＴｉ
高濃度部と定義する場合には、耐部分腐食性に有効なＴ
ｉ高濃度部の面積率は、２０〜８０％になる。何れにし
ろ、組織の定義付けにおいて、何カウント以上をＴｉ高
濃度部とするかは、発明の本質を何ら変更するものでは
ない。Ｖを単独添加したアルミニウム合金及びＴｉ，Ｖ
を複合添加したアルミニウム合金についても、同様に高
濃度部と低濃度部が生成しており、塑性加工方向に平行
な断面における面積率で４５〜９５％の高濃度部がある
とき優れた耐部分腐食性が発現する。
性を確保する上からＴｉ含有量の下限が０．０５重量％
に定められるので、本発明においては、前掲した測定条
件下における７カウント以上の部分をＴｉ高濃度部と定
義する。Ｔｉ高濃度部を定義するＥＰＭＡ強度のカウン
ト数を８以上とすると、当然のこととしてＴｉ高濃度部
の面積率は低下する。たとえば、８カウント以上をＴｉ
高濃度部と定義する場合には、耐部分腐食性に有効なＴ
ｉ高濃度部の面積率は、２０〜８０％になる。何れにし
ろ、組織の定義付けにおいて、何カウント以上をＴｉ高
濃度部とするかは、発明の本質を何ら変更するものでは
ない。Ｖを単独添加したアルミニウム合金及びＴｉ，Ｖ
を複合添加したアルミニウム合金についても、同様に高
濃度部と低濃度部が生成しており、塑性加工方向に平行
な断面における面積率で４５〜９５％の高濃度部がある
とき優れた耐部分腐食性が発現する。
【００２４】耐部分腐食性に有効なラメラー状態は、次
の工程で作られる。鋳造：溶湯冷却速度５℃／秒以上 所定組成に調整されたアルミニウム合金溶湯に通常の脱
ガス処理を施した後、Ｔｉ−Ｂ系，Ｖ等の微細化剤を添
加し、脱滓・沈静化を経て鋳造する。ＤＣ鋳造，水冷金
型鋳造等により溶湯冷却速度５℃／以上で鋳造すること
により、鋳造結晶粒のセル内部にＴｉ及び／又はＶがよ
り高濃度で固溶する。これに対し、溶湯冷却速度が５℃
／秒に達しない砂型鋳造では、高濃度部と低濃度部の差
が小さくなる。その結果、後続する塑性加工工程でラメ
ラー状態が生成し難く、また高濃度部と低濃度部との電
位差が小さいため、材料内部への部分腐食進行を有効に
抑制できなくなる。この場合に生じる部分腐食は、横に
走る腐食経路（図５）ではなく、材料内部の深部に直線
的に向かった経路（図１）をとり、疲労クラック等の原
因になる。
の工程で作られる。鋳造：溶湯冷却速度５℃／秒以上 所定組成に調整されたアルミニウム合金溶湯に通常の脱
ガス処理を施した後、Ｔｉ−Ｂ系，Ｖ等の微細化剤を添
加し、脱滓・沈静化を経て鋳造する。ＤＣ鋳造，水冷金
型鋳造等により溶湯冷却速度５℃／以上で鋳造すること
により、鋳造結晶粒のセル内部にＴｉ及び／又はＶがよ
り高濃度で固溶する。これに対し、溶湯冷却速度が５℃
／秒に達しない砂型鋳造では、高濃度部と低濃度部の差
が小さくなる。その結果、後続する塑性加工工程でラメ
ラー状態が生成し難く、また高濃度部と低濃度部との電
位差が小さいため、材料内部への部分腐食進行を有効に
抑制できなくなる。この場合に生じる部分腐食は、横に
走る腐食経路（図５）ではなく、材料内部の深部に直線
的に向かった経路（図１）をとり、疲労クラック等の原
因になる。
【００２５】均質化処理：５２０〜５８０℃×１〜８時
間 鋳造で得られた鋳塊は、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等をマトリッ
クスに均一に固溶させるため均質化処理される。均質化
処理を温度５２０〜５８０℃，１〜８時間の範囲で実施
すると、ＴｉやＶがほとんど拡散せず、析出もしない。
そのため、鋳造結晶粒のセル内部にＴｉ及び／又はＶが
高濃度で分布する状態（図４）が均質化処理後にも維持
される。塑性加工 均質化処理された鋳塊に、圧延，押出し，鍛造等の熱間
加工、或いは鍛造，引抜き等の冷間加工が施される。セ
ル内部でＴｉ及び／又はＶ濃度に差を付けた鋳造組織
（図４）は、塑性加工によって鋳造結晶粒が層状に引き
伸ばされ、多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に
重なり合ったラメラー状態（図６）となる。
間 鋳造で得られた鋳塊は、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等をマトリッ
クスに均一に固溶させるため均質化処理される。均質化
処理を温度５２０〜５８０℃，１〜８時間の範囲で実施
すると、ＴｉやＶがほとんど拡散せず、析出もしない。
そのため、鋳造結晶粒のセル内部にＴｉ及び／又はＶが
高濃度で分布する状態（図４）が均質化処理後にも維持
される。塑性加工 均質化処理された鋳塊に、圧延，押出し，鍛造等の熱間
加工、或いは鍛造，引抜き等の冷間加工が施される。セ
ル内部でＴｉ及び／又はＶ濃度に差を付けた鋳造組織
（図４）は、塑性加工によって鋳造結晶粒が層状に引き
伸ばされ、多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に
重なり合ったラメラー状態（図６）となる。
【００２６】高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2は、塑性加工
方向ＷＤと平行な断面（図５，６）では相互に重なり合
っており、塑性加工方向ＷＤに垂直な断面（図９）でも
元の鋳造結晶粒界ＧＢOLDを境にした分布になってい
る。塑性加工後に熱処理した材料においては、再結晶粒
界ＧＢを境として再結晶粒ＲＣを成長させた組織になっ
ている。腐食は、一般に材料表面Ｓに再結晶粒界ＧＢが
露出した部分を起点として生じ、再結晶粒界ＧＢを含む
無析出帯ＰＦＺに沿って材料内部に進行する。しかし、
多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に重なり合っ
たラメラー状態をもつ材料では、材料内部に直線的に延
びる腐食の進行がラメラー状態によって抑えられ、高濃
度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2の間を三次元的に紆余曲折する
腐食進行経路ＤＣを採る。なお、図５，図９共に、塑性
加工方向ＷＤと平行及び垂直な断面でみた結晶組織に腐
食進行経路ＤＣを投影させて示したものであり、腐食
は、紙面と垂直な方向に沿っても進行する。
方向ＷＤと平行な断面（図５，６）では相互に重なり合
っており、塑性加工方向ＷＤに垂直な断面（図９）でも
元の鋳造結晶粒界ＧＢOLDを境にした分布になってい
る。塑性加工後に熱処理した材料においては、再結晶粒
界ＧＢを境として再結晶粒ＲＣを成長させた組織になっ
ている。腐食は、一般に材料表面Ｓに再結晶粒界ＧＢが
露出した部分を起点として生じ、再結晶粒界ＧＢを含む
無析出帯ＰＦＺに沿って材料内部に進行する。しかし、
多数の高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2が層状に重なり合っ
たラメラー状態をもつ材料では、材料内部に直線的に延
びる腐食の進行がラメラー状態によって抑えられ、高濃
度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2の間を三次元的に紆余曲折する
腐食進行経路ＤＣを採る。なお、図５，図９共に、塑性
加工方向ＷＤと平行及び垂直な断面でみた結晶組織に腐
食進行経路ＤＣを投影させて示したものであり、腐食
は、紙面と垂直な方向に沿っても進行する。
【００２７】高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2の間を複雑に
紆余曲折する経路ＤＣに沿って腐食が進行するため、材
料内部の深部まで腐食が到達するまでには相当な時間が
かかることになる。また、材料内部に直線的に延びる腐
食がなくなるので、疲労クラックの発生起点になる鋭角
的なノッチ状先端をもつ部分腐食に至りにくい。これに
対し、Ｔｉ及び／又はＶ濃度に差をつけていない従来の
材料では、隣接再結晶粒ＲＣ間の無析出帯ＰＦＺに沿っ
て腐食が進行し、材料内部の深さ方向に鋭く入り込んだ
部分腐食ＰＣとなる（図１）。部分腐食ＰＣのノッチ状
先端は、応力が集中しやすく、疲労クラックの発生起点
になる。
紆余曲折する経路ＤＣに沿って腐食が進行するため、材
料内部の深部まで腐食が到達するまでには相当な時間が
かかることになる。また、材料内部に直線的に延びる腐
食がなくなるので、疲労クラックの発生起点になる鋭角
的なノッチ状先端をもつ部分腐食に至りにくい。これに
対し、Ｔｉ及び／又はＶ濃度に差をつけていない従来の
材料では、隣接再結晶粒ＲＣ間の無析出帯ＰＦＺに沿っ
て腐食が進行し、材料内部の深さ方向に鋭く入り込んだ
部分腐食ＰＣとなる（図１）。部分腐食ＰＣのノッチ状
先端は、応力が集中しやすく、疲労クラックの発生起点
になる。
【００２８】塑性加工として押出加工を採用する場合、
Ｍｇ，Ｓｉの十分な固溶及び必要な押出し速度を確保す
るため、均質化処理後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱
し、押出し直後の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制
御する。押出し直後の形材表面温度は、Ｍｇ，Ｓｉの固
溶を図る有効な指標である。５１０℃に満たない形材表
面温度では、Ｍｇ，Ｓｉが十分に固溶しないので、後続
する時効処理工程における析出強化が効果的でなくな
る。逆に、５６０℃を超える形材表面温度では、押出し
後の再結晶粒組織が粗大化しやすく、機械的性質の低
下，再結晶粒界腐食等の原因になり易い。そして、押出
し後にそのまま冷却する場合と、４５０〜２００℃の温
度域で形材表面の冷却速度が８０℃／分以上となる条件
下で冷却する場合がある。冷却速度８０℃／分以上で押
出し形材を冷却すると、Ｍｇ，Ｓｉの押出し材中での析
出が防止され、後続するＴ５処理の時効処理で必要な量
の固溶Ｍｇ，固溶Ｓｉが確保される。
Ｍｇ，Ｓｉの十分な固溶及び必要な押出し速度を確保す
るため、均質化処理後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱
し、押出し直後の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制
御する。押出し直後の形材表面温度は、Ｍｇ，Ｓｉの固
溶を図る有効な指標である。５１０℃に満たない形材表
面温度では、Ｍｇ，Ｓｉが十分に固溶しないので、後続
する時効処理工程における析出強化が効果的でなくな
る。逆に、５６０℃を超える形材表面温度では、押出し
後の再結晶粒組織が粗大化しやすく、機械的性質の低
下，再結晶粒界腐食等の原因になり易い。そして、押出
し後にそのまま冷却する場合と、４５０〜２００℃の温
度域で形材表面の冷却速度が８０℃／分以上となる条件
下で冷却する場合がある。冷却速度８０℃／分以上で押
出し形材を冷却すると、Ｍｇ，Ｓｉの押出し材中での析
出が防止され、後続するＴ５処理の時効処理で必要な量
の固溶Ｍｇ，固溶Ｓｉが確保される。
【００２９】塑性加工後の熱処理：Ｔ５処理又はＴ６処
理 塑性加工された合金材料を時効処理すると、マトリック
スに固溶しているＭｇ，ＳｉがＭｇ2Ｓｉとして微細に
析出し、合金材料の機械的強度が向上する。Ｔ５処理で
は、塑性加工後に４５０〜２００℃の温度域で材料表面
の冷却速度が８０℃／分以上で冷却した合金材料を１７
０〜２００℃×１〜１０時間で加熱する。Ｔ６処理で
は、塑性加工後にそのまま空冷された合金材料が５２０
〜５６０℃×２〜６時間の溶体化処理→水焼入れ→１７
０〜２００℃×１〜１０時間加熱の工程を経る。規定す
る条件を外れると、必要な強度の向上が図れず、或いは
経済的に不利になる。
理 塑性加工された合金材料を時効処理すると、マトリック
スに固溶しているＭｇ，ＳｉがＭｇ2Ｓｉとして微細に
析出し、合金材料の機械的強度が向上する。Ｔ５処理で
は、塑性加工後に４５０〜２００℃の温度域で材料表面
の冷却速度が８０℃／分以上で冷却した合金材料を１７
０〜２００℃×１〜１０時間で加熱する。Ｔ６処理で
は、塑性加工後にそのまま空冷された合金材料が５２０
〜５６０℃×２〜６時間の溶体化処理→水焼入れ→１７
０〜２００℃×１〜１０時間加熱の工程を経る。規定す
る条件を外れると、必要な強度の向上が図れず、或いは
経済的に不利になる。
【００３０】再結晶粒ＲＣは、塑性加工直後及びＴ６処
理の溶体化処理時に生成・成長する。時効処理時、再結
晶粒界ＧＢ及びＭｇ2Ｓｉ系粗大析出物ＰＢにＳｉ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ等が拡散するため、部分腐食の原因になる無析
出帯ＰＦＺが再結晶粒ＲＣの粒界ＧＢに沿って形成され
る。無析出帯ＰＦＺは、微細なＭｇ2Ｓｉ系析出物ＰＦ
が析出しているマトリックスＭに比較して電位的に卑な
部分である。他方、拡散速度が著しく遅いＴｉやＶは、
塑性加工によって生じた高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2の
ままの分布状態に維持される。高濃度部Ｌ1が電位的に
貴，低濃度部Ｌ 2が電位的に卑な部分であるため、無析
出帯ＰＦＺに沿って材料内部の深部まで進行しようとす
る腐食は、無析出帯ＰＦＺの中にある高濃度部Ｌ1によ
って阻止され、三次元的に紆余曲折した腐食経路ＤＣを
採ることになる。その結果、材料内部に深く直線状に延
びた部分腐食が防止され、腐食が発生した場合にあって
も腐食部先端が応力の集中しやすいノッチ状にならない
ので耐疲労クラック性も改善される。
理の溶体化処理時に生成・成長する。時効処理時、再結
晶粒界ＧＢ及びＭｇ2Ｓｉ系粗大析出物ＰＢにＳｉ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ等が拡散するため、部分腐食の原因になる無析
出帯ＰＦＺが再結晶粒ＲＣの粒界ＧＢに沿って形成され
る。無析出帯ＰＦＺは、微細なＭｇ2Ｓｉ系析出物ＰＦ
が析出しているマトリックスＭに比較して電位的に卑な
部分である。他方、拡散速度が著しく遅いＴｉやＶは、
塑性加工によって生じた高濃度層Ｌ1及び低濃度層Ｌ2の
ままの分布状態に維持される。高濃度部Ｌ1が電位的に
貴，低濃度部Ｌ 2が電位的に卑な部分であるため、無析
出帯ＰＦＺに沿って材料内部の深部まで進行しようとす
る腐食は、無析出帯ＰＦＺの中にある高濃度部Ｌ1によ
って阻止され、三次元的に紆余曲折した腐食経路ＤＣを
採ることになる。その結果、材料内部に深く直線状に延
びた部分腐食が防止され、腐食が発生した場合にあって
も腐食部先端が応力の集中しやすいノッチ状にならない
ので耐疲労クラック性も改善される。
【００３１】
【実施例１】Ｔｉ含有量が異なる種々のアルミニウム合
金溶湯を溶製し、脱ガス，微細化処理，脱滓の工程を経
て直径２７３ｍｍ，長さ１５００ｍｍのビレットにＤＣ
鋳造した。鋳造時、溶湯冷却速度を約１０℃／秒に維持
した。得られたビレットの組成を表１に示す。
金溶湯を溶製し、脱ガス，微細化処理，脱滓の工程を経
て直径２７３ｍｍ，長さ１５００ｍｍのビレットにＤＣ
鋳造した。鋳造時、溶湯冷却速度を約１０℃／秒に維持
した。得られたビレットの組成を表１に示す。
【００３２】
【００３３】各ビレットを５５０℃×５時間で均熱処理
した後、強制空冷し、押出し用サイズに切断した。切断
されたビレットを４９０℃に加熱した後、幅２００ｍ
ｍ，高さ５ｍｍの形材に押出した。押出し形材は、ダイ
スから出た直後の表面温度が５４０℃であった。押出し
形材は、そのまま空冷された。次いで、５３０℃×１時
間の溶体化処理を押出し形材に施した後、４０℃で水焼
入れし、１９０℃で４時間時効処理するＴ６処理を施し
た。
した後、強制空冷し、押出し用サイズに切断した。切断
されたビレットを４９０℃に加熱した後、幅２００ｍ
ｍ，高さ５ｍｍの形材に押出した。押出し形材は、ダイ
スから出た直後の表面温度が５４０℃であった。押出し
形材は、そのまま空冷された。次いで、５３０℃×１時
間の溶体化処理を押出し形材に施した後、４０℃で水焼
入れし、１９０℃で４時間時効処理するＴ６処理を施し
た。
【００３４】各工程で合金材料をサンプリングし、マク
ロ組織を観察した。溶体化処理前の試料では、押出し方
向に平行な断面において１０〜５００μｍ（平均約１０
０μｍ）の再結晶粒ＲＣが観察された。溶体化処理後の
再結晶粒ＲＣもほぼ同じサイズをもっており、溶体化処
理による再結晶粒ＲＣの粗大化は生じていなかった。時
効処理された各材料から切り出された試験片を、ＪＩＳ
Ｈ８７１１に準拠する腐食試験に供した。腐食試験で
は、３０℃の３．５％ＮａＣｌ水溶液に試験片を１０分
間浸漬した後、５０分乾燥させるサイクルを１４日間続
行した。試験後の試験片表面を観察し、試験片表面に発
生した部分腐食の深さを焦点深度法で測定した。
ロ組織を観察した。溶体化処理前の試料では、押出し方
向に平行な断面において１０〜５００μｍ（平均約１０
０μｍ）の再結晶粒ＲＣが観察された。溶体化処理後の
再結晶粒ＲＣもほぼ同じサイズをもっており、溶体化処
理による再結晶粒ＲＣの粗大化は生じていなかった。時
効処理された各材料から切り出された試験片を、ＪＩＳ
Ｈ８７１１に準拠する腐食試験に供した。腐食試験で
は、３０℃の３．５％ＮａＣｌ水溶液に試験片を１０分
間浸漬した後、５０分乾燥させるサイクルを１４日間続
行した。試験後の試験片表面を観察し、試験片表面に発
生した部分腐食の深さを焦点深度法で測定した。
【００３５】表２の測定結果にみられるように、部分腐
食の最大深さは、Ｔｉ含有量の増加に従って小さくなっ
ていた。なお、表２では、試料番号４のビレットを塑性
加工することなくＴ６処理し、同じ腐食試験に供した結
果を参考例として併記した。部分腐食が発生した試験片
の断面ミクロ組織を観察したところ、試料番号１では部
分腐食ＰＣが再結晶粒界ＧＢに沿って材料内部の深部に
まで直線的に延びていた（図１）。他方、試料番号２〜
５では、Ｔｉ含有量の増加に応じて層状の腐食形態（図
５，９）が強まり、材料内部への部分腐食の進展が抑制
されていた。成分的には試料番号４と同じ材料であって
も、塑性加工を受けない試料番号４−Ｃの参考例では、
腐食の直線的な成長を阻止するラメラー状態がないた
め、鋳造結晶粒界ＧＢcastに沿ってほぼ直線的に材料内
部に達した部分腐食ＰＣが観察され、最大部分腐食深さ
も２２０μｍと深いものであった。この対比から、試料
番号１では再結晶粒界ＧＢの近傍にある無析出帯ＰＦＺ
に沿って部分腐食ＰＣが直線的に成長するのに対し、ラ
メラー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食進行経路Ｄ
Ｃを材料表面Ｓと平行な方向に曲げる傾向が強く、結果
として材料内部に延びる部分腐食ＰＣが抑制されること
が判る。
食の最大深さは、Ｔｉ含有量の増加に従って小さくなっ
ていた。なお、表２では、試料番号４のビレットを塑性
加工することなくＴ６処理し、同じ腐食試験に供した結
果を参考例として併記した。部分腐食が発生した試験片
の断面ミクロ組織を観察したところ、試料番号１では部
分腐食ＰＣが再結晶粒界ＧＢに沿って材料内部の深部に
まで直線的に延びていた（図１）。他方、試料番号２〜
５では、Ｔｉ含有量の増加に応じて層状の腐食形態（図
５，９）が強まり、材料内部への部分腐食の進展が抑制
されていた。成分的には試料番号４と同じ材料であって
も、塑性加工を受けない試料番号４−Ｃの参考例では、
腐食の直線的な成長を阻止するラメラー状態がないた
め、鋳造結晶粒界ＧＢcastに沿ってほぼ直線的に材料内
部に達した部分腐食ＰＣが観察され、最大部分腐食深さ
も２２０μｍと深いものであった。この対比から、試料
番号１では再結晶粒界ＧＢの近傍にある無析出帯ＰＦＺ
に沿って部分腐食ＰＣが直線的に成長するのに対し、ラ
メラー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食進行経路Ｄ
Ｃを材料表面Ｓと平行な方向に曲げる傾向が強く、結果
として材料内部に延びる部分腐食ＰＣが抑制されること
が判る。
【００３６】
【００３７】更に、押出し形材について、押出し方向Ｗ
Ｄと平行な断面におけるＴｉの濃度分布をＥＰＭＡ分析
した。図７の分析結果にみられるように、Ｔｉ含有量が
０．０１重量％と少ない試料番号１（ｃ）では、マトリ
ックス中でＴｉがほぼ均一に分布しており、濃度分布に
差のある層状組織は検出されなかった。他方、Ｔｉ含有
量０．０５重量％の試料番号２（ｂ），Ｔｉ含有量０．
１重量％の試料番号３（ａ），Ｔｉ含有量０．１５重量
％の試料番号４（写真省略）及びＴｉ含有量０．２０重
量％の試料番号５（写真省略）では、Ｔｉ濃度の高い部
分とＴｉ濃度の低い部分が層状に重なり合ったラメラー
状態が観察された。ラメラー状態は、Ｔｉ含有量の増加
に伴って（ｂ）→（ａ）にみられるように明確になって
いた。
Ｄと平行な断面におけるＴｉの濃度分布をＥＰＭＡ分析
した。図７の分析結果にみられるように、Ｔｉ含有量が
０．０１重量％と少ない試料番号１（ｃ）では、マトリ
ックス中でＴｉがほぼ均一に分布しており、濃度分布に
差のある層状組織は検出されなかった。他方、Ｔｉ含有
量０．０５重量％の試料番号２（ｂ），Ｔｉ含有量０．
１重量％の試料番号３（ａ），Ｔｉ含有量０．１５重量
％の試料番号４（写真省略）及びＴｉ含有量０．２０重
量％の試料番号５（写真省略）では、Ｔｉ濃度の高い部
分とＴｉ濃度の低い部分が層状に重なり合ったラメラー
状態が観察された。ラメラー状態は、Ｔｉ含有量の増加
に伴って（ｂ）→（ａ）にみられるように明確になって
いた。
【００３８】次いで、腐食試験前後の合金材料から、図
１０に示す形状の試験片を切り出し、引張圧縮疲労試験
に供した。引張圧縮疲労試験では、応力比Ｒ＝−１の繰
返し応力で１０7回の疲労強度を測定した。表３の測定
結果にみられるように、腐食試験前の疲労強度は、試料
番号１〜５の何れにおいても８０ＭＰａと同じ値であっ
た。ところが、試料番号１では、腐食試験後に疲労強度
が５５ＭＰａまで大幅に低下した。これに対し、ラメラ
ー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食試験後の疲労強
度も高レベルに維持されていた。また、腐食試験後の疲
労強度は、Ｔｉ含有量が高いものほど高くなる傾向を示
した。この結果からも、Ｔｉ濃度に差を付けたラメラー
状態とすることにより、材料内部に達する腐食の進行が
抑えられ、耐部分腐食性に優れた材料となることが判
る。
１０に示す形状の試験片を切り出し、引張圧縮疲労試験
に供した。引張圧縮疲労試験では、応力比Ｒ＝−１の繰
返し応力で１０7回の疲労強度を測定した。表３の測定
結果にみられるように、腐食試験前の疲労強度は、試料
番号１〜５の何れにおいても８０ＭＰａと同じ値であっ
た。ところが、試料番号１では、腐食試験後に疲労強度
が５５ＭＰａまで大幅に低下した。これに対し、ラメラ
ー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食試験後の疲労強
度も高レベルに維持されていた。また、腐食試験後の疲
労強度は、Ｔｉ含有量が高いものほど高くなる傾向を示
した。この結果からも、Ｔｉ濃度に差を付けたラメラー
状態とすることにより、材料内部に達する腐食の進行が
抑えられ、耐部分腐食性に優れた材料となることが判
る。
【００３９】
【００４０】
【実施例２】Ｖを添加した合金溶湯を溶製し、脱ガス，
微細化処理，脱滓の工程を経て直径２０３ｍｍ，長さ１
５００ｍｍのビレットにＤＣ鋳造した。鋳造時、溶湯冷
却速度を約１０℃／秒に維持した。得られた各ビレット
の組成を表４に示す。
微細化処理，脱滓の工程を経て直径２０３ｍｍ，長さ１
５００ｍｍのビレットにＤＣ鋳造した。鋳造時、溶湯冷
却速度を約１０℃／秒に維持した。得られた各ビレット
の組成を表４に示す。
【００４１】
【００４２】各ビレットを均熱処理した後、強制空冷
し、押出し用サイズに切断した。切断されたビレットを
予熱した後、所定形状の形材に押し出し、冷却後にＴ５
処理を施した。このときの操業諸元を表５に示す。
し、押出し用サイズに切断した。切断されたビレットを
予熱した後、所定形状の形材に押し出し、冷却後にＴ５
処理を施した。このときの操業諸元を表５に示す。
【００４３】
【００４４】各工程で合金材料をサンプリングし、マク
ロ組織を観察した。溶体化処理前の試料では、押出し方
向に平行な断面において１０〜５００μｍ（平均約１０
０μｍ）の再結晶粒ＲＣが観察された。溶体化処理後の
再結晶粒ＲＣもほぼ同じサイズをもっており、溶体化処
理による再結晶粒ＲＣの粗大化は生じていなかった。時
効処理後の押出材では、図７で示した場合と同様にＶや
Ｔｉ＋Ｖの高濃度部がラメラー状になった組織を呈して
いた。時効処理された各材料から切り出された試験片を
実施例１と同じ腐食試験に供し、３０日の試験期間後、
試験片表面に発生した部分腐食の深さを焦点深度法で測
定した。表６の測定結果にみられるように、部分腐食の
最大深さは、Ｖ及びＴｉ＋Ｖの含有量増加に従って小さ
くなっていた。部分腐食が発生した試験片の断面ミクロ
組織を観察したところ、試料番号１では部分腐食ＰＣが
再結晶粒界ＧＢに沿って材料内部の深部にまで直線的に
延びていた。他方、試料番号２〜５では、Ｖ及びＴｉ＋
Ｖの含有量増加に応じて層状の腐食形態が強まり、材料
内部への部分腐食の進展が抑制されていた。
ロ組織を観察した。溶体化処理前の試料では、押出し方
向に平行な断面において１０〜５００μｍ（平均約１０
０μｍ）の再結晶粒ＲＣが観察された。溶体化処理後の
再結晶粒ＲＣもほぼ同じサイズをもっており、溶体化処
理による再結晶粒ＲＣの粗大化は生じていなかった。時
効処理後の押出材では、図７で示した場合と同様にＶや
Ｔｉ＋Ｖの高濃度部がラメラー状になった組織を呈して
いた。時効処理された各材料から切り出された試験片を
実施例１と同じ腐食試験に供し、３０日の試験期間後、
試験片表面に発生した部分腐食の深さを焦点深度法で測
定した。表６の測定結果にみられるように、部分腐食の
最大深さは、Ｖ及びＴｉ＋Ｖの含有量増加に従って小さ
くなっていた。部分腐食が発生した試験片の断面ミクロ
組織を観察したところ、試料番号１では部分腐食ＰＣが
再結晶粒界ＧＢに沿って材料内部の深部にまで直線的に
延びていた。他方、試料番号２〜５では、Ｖ及びＴｉ＋
Ｖの含有量増加に応じて層状の腐食形態が強まり、材料
内部への部分腐食の進展が抑制されていた。
【００４５】
【００４６】次いで、腐食試験前後の合金材料から、図
１０に示す形状の試験片を切り出し、引張圧縮疲労試験
に供した。引張圧縮疲労試験では、応力比Ｒ＝−１の繰
返し応力で１０7回の疲労強度を測定した。表７の測定
結果にみられるように、腐食試験前の疲労強度は、試料
番号１〜５の何れにおいても８０ＭＰａと同じ値であっ
た。ところが、試料番号１では、腐食試験後に疲労強度
が５５ＭＰａまで大幅に低下した。これに対し、ラメラ
ー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食試験後の疲労強
度も高レベルに維持されていた。また、腐食試験後の疲
労強度は、Ｖ含有量又はＴｉ＋Ｖ含有量が高いものほど
高くなる傾向を示した。この結果からも、Ｖ濃度又はＴ
ｉ＋Ｖ濃度に差を付けたラメラー状態とすることによ
り、材料内部に達する腐食の進行が抑えられ、耐部分腐
食性に優れた材料となることが判る。
１０に示す形状の試験片を切り出し、引張圧縮疲労試験
に供した。引張圧縮疲労試験では、応力比Ｒ＝−１の繰
返し応力で１０7回の疲労強度を測定した。表７の測定
結果にみられるように、腐食試験前の疲労強度は、試料
番号１〜５の何れにおいても８０ＭＰａと同じ値であっ
た。ところが、試料番号１では、腐食試験後に疲労強度
が５５ＭＰａまで大幅に低下した。これに対し、ラメラ
ー状態をもつ試料番号２〜５では、腐食試験後の疲労強
度も高レベルに維持されていた。また、腐食試験後の疲
労強度は、Ｖ含有量又はＴｉ＋Ｖ含有量が高いものほど
高くなる傾向を示した。この結果からも、Ｖ濃度又はＴ
ｉ＋Ｖ濃度に差を付けたラメラー状態とすることによ
り、材料内部に達する腐食の進行が抑えられ、耐部分腐
食性に優れた材料となることが判る。
【００４７】
【００４８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の塑性加
工品は、塑性加工方向に延びた多数のＴｉ及び／又はＶ
高濃度層及びＴｉ及び／又はＶ低濃度層が相互に重なり
合ったラメラー状態をもっている。ラメラー状態は、熱
処理後に生成する再結晶粒の粒界に沿って材料内部に達
する部分腐食の進行を抑え、腐食進行経路を材料表面と
平行な方向に曲げる作用を呈する。そのため、再結晶粒
界腐食が発生した場合にあっても、疲労クラックの発生
起点となる鋭いノッチ状先端をもつ部分腐食がなく、長
期間にわたって優れた疲労強度を維持する材料として、
船舶や腐食環境が悪い海岸地帯等の構造材として広範な
分野で使用される。
工品は、塑性加工方向に延びた多数のＴｉ及び／又はＶ
高濃度層及びＴｉ及び／又はＶ低濃度層が相互に重なり
合ったラメラー状態をもっている。ラメラー状態は、熱
処理後に生成する再結晶粒の粒界に沿って材料内部に達
する部分腐食の進行を抑え、腐食進行経路を材料表面と
平行な方向に曲げる作用を呈する。そのため、再結晶粒
界腐食が発生した場合にあっても、疲労クラックの発生
起点となる鋭いノッチ状先端をもつ部分腐食がなく、長
期間にわたって優れた疲労強度を維持する材料として、
船舶や腐食環境が悪い海岸地帯等の構造材として広範な
分野で使用される。
【図１】 再結晶粒界に沿って材料内部に進行する部分
腐食を示す模式図
腐食を示す模式図
【図２】 再結晶粒界に生成した無析出帯の模式図
【図３】 無析出帯に生じる腐食領域の模式図
【図４】 セル内部がＴｉ高濃度部になった鋳造結晶粒
の模式図
の模式図
【図５】 多数のＴｉ高濃度層及びＴｉ低濃度層が重な
り合ったラメラー状態を塑性加工方向と平行な断面で観
察し、同じ断面に腐食進行方向を投影させた模式図
り合ったラメラー状態を塑性加工方向と平行な断面で観
察し、同じ断面に腐食進行方向を投影させた模式図
【図６】 図５の鋳造結晶粒を塑性加工によって引き伸
ばした状態の模式図
ばした状態の模式図
【図７】 Ｔｉ濃度分布を示す金属組織のＥＰＭＡ写真
【図８】 Ｔｉ高濃度部の面積率に及ぼすＴｉ含有量の
影響を表わしたグラフ
影響を表わしたグラフ
【図９】 多数のＴｉ高濃度層及びＴｉ低濃度層が重な
り合ったラメラー状態を塑性加工方向に垂直な断面で観
察し、同じ断面に腐食進行方向を投影させた模式図
り合ったラメラー状態を塑性加工方向に垂直な断面で観
察し、同じ断面に腐食進行方向を投影させた模式図
【図１０】 疲労試験に使用した試験片の形状
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ ６３０ ６３０Ｇ ６４０ ６４０Ａ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．２〜１．２重量％，Ｍｇ：
０．３５〜１．５重量％と、Ｔｉ＋Ｖ＝０．０５〜０．
４０重量％の条件でＴｉ：０．２０重量％以下及び／又
はＶ：０．３重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成
をもち、塑性加工方向と平行な断面において塑性加工方
向に延びたＴｉ及び／又はＶ高濃度部及びＴｉ及び／又
はＶ低濃度部が層状に重なり合っている耐部分腐食性に
優れ疲労強度が高いアルミニウム合金塑性加工品。 - 【請求項２】 Ｔｉ及び／又はＶ高濃度部及びＴｉ及び
／又はＶ低濃度部が層状に重なり合って分布している塑
性加工方向に平行な断面においてＴｉ高濃度部の面積率
が４５〜９５％である請求項１記載のアルミニウム合金
塑性加工品。 - 【請求項３】 Ｃｕ：０．００２〜０．５重量％，Ｚ
ｎ：０．０５〜０．３重量％，Ｃｒ：０．０１〜０．３
重量％，Ｍｎ：０．０１〜０．４重量％，Ｚｒ：０．０
１〜０．２重量％，Ｆｅ：０．１〜０．２重量％，Ｂ：
０．００２〜０．０１重量％の１種又は２種以上を含む
請求項１又は２記載のアルミニウム合金塑性加工品。 - 【請求項４】 請求項１又は３記載の組成に調整された
合金溶湯を５℃／秒以上の溶湯冷却速度で鋳造し、得ら
れた鋳塊を５２０〜５８０℃×１〜８時間で均質化処理
し、冷却後に塑性加工して鋳造結晶粒を層状に変形さ
せ、更に熱処理することを特徴とする耐部分腐食性に優
れ疲労強度が高いアルミニウム合金塑性加工品の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項４記載の塑性加工が、均質化処理
後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱した後、押出し直後
の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制御した押出加工
であり、そのまま冷却するアルミニウム合金塑性加工品
の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４記載の塑性加工が、均質化処理
後の鋳塊を４５０〜５２０℃に加熱した後、押出し直後
の形材表面温度を５１０〜５６０℃に制御した押出加工
であり、次いで４５０〜２００℃の温度域で押出し形材
の表面を８０℃／分以上の冷却速度で冷却するアルミニ
ウム合金塑性加工品の製造方法。 - 【請求項７】 請求項４記載の熱処理が、１７０〜２０
０℃×１〜１０時間の時効処理であるアルミニウム合金
塑性加工品の製造方法。 - 【請求項８】 請求項４記載の熱処理が、５２０〜５６
０℃×２〜６時間の溶体化処理後に水焼入れし、次いで
１７０〜２００℃×１〜１０時間加熱する時効処理であ
るアルミニウム合金塑性加工品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26661999A JP3552608B2 (ja) | 1998-09-30 | 1999-09-21 | 耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金押出加工品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-277153 | 1998-09-30 | ||
| JP27715398 | 1998-09-30 | ||
| JP26661999A JP3552608B2 (ja) | 1998-09-30 | 1999-09-21 | 耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金押出加工品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000169927A true JP2000169927A (ja) | 2000-06-20 |
| JP3552608B2 JP3552608B2 (ja) | 2004-08-11 |
Family
ID=26547511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26661999A Expired - Fee Related JP3552608B2 (ja) | 1998-09-30 | 1999-09-21 | 耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金押出加工品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3552608B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003105473A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 曲げ加工性と絞り成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009046697A (ja) * | 2007-08-13 | 2009-03-05 | Furukawa Sky Kk | 成形性、塗装焼付け硬化性および耐食性に優れた成形加工用アルミニウム合金板 |
| JP2013525608A (ja) * | 2010-04-26 | 2013-06-20 | サパ アーベー | 階層状の微細構造を有する損傷耐性アルミ材 |
| KR20130104740A (ko) * | 2012-03-15 | 2013-09-25 | (주)경남금속 | 충격 흡수성 및 열적 안정성이 우수한 고강도 알루미늄 합금 |
| CN115717206A (zh) * | 2022-10-28 | 2023-02-28 | 北京科技大学 | 一种高强高耐蚀Al-Mg-Si合金及其制备方法 |
| NO20211429A1 (en) * | 2021-11-24 | 2023-05-25 | Norsk Hydro As | A 6xxx aluminium alloy with improved properties and a process for manufacturing extruded products |
-
1999
- 1999-09-21 JP JP26661999A patent/JP3552608B2/ja not_active Expired - Fee Related
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