JP2003534455A - 耐食性アルミニウム合金 - Google Patents

耐食性アルミニウム合金

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JP2003534455A
JP2003534455A JP2001586624A JP2001586624A JP2003534455A JP 2003534455 A JP2003534455 A JP 2003534455A JP 2001586624 A JP2001586624 A JP 2001586624A JP 2001586624 A JP2001586624 A JP 2001586624A JP 2003534455 A JP2003534455 A JP 2003534455A
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アウラン、ラルス
フル、トロンド
ダーランド、オーレ
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ノルスク・ヒドロ・テクノロジー・ベスローテン・フェンノートシャップ
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Abstract

(57)【要約】 アルミニウムを基合金であって、０.０５−１.００重量％の鉄、０.０５−０.６０重量％の珪素、０.５０重量％未満の銅、１.２０重量％までのマンガン、０.０２−０.２０重量％のジルコニウム、０.５０重量％までのクロム、０.０２−１.００重量％の亜鉛、０.０２−０.２０重量％のチタン、０.０２−０.２０重量％のバナジウム、２.００重量％までのマグネシウム、０.１０重量％までのアンチモン、０.０２重量％までの付帯不純物および残部のアルミニウムからなり、ＴｉとＣｒとＶの総量が０.３重量％未満であり、且つＶの量がＣｒの量より少なく、このアルミニウムを基材とする合金が高い耐食性と押出成形性を有する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】 本発明は、高温強度が改良された一群の耐食性で且つ押出成形可能なアルミニ
ウム合金、とくに押出成形性と絞り性を改良するために制御された量のチタン，
バナジウムおよびジルコニウムを含むＡＡ３０００シリーズのアルミニウム合金
に関する。
【０００２】 従来技術では、アルミニウムの耐食性はよく認識されている。ＡＡ１０００シ
リーズのアルミニウム合金は耐食性が必要な場合によく選択される。
【０００３】 比較的高い強度が必要な用途では、ＡＡ１０００シリーズのアルミニウム合金
は、ＡＡ３０００シリーズのアルミニウム合金などのより高度に合金化された材
料で置き換えられている。耐食性が良好で且つ強度が比較的高いアルミニウム合
金の例は、ＡＡ３１０２とＡＡ３００３である。
【０００４】 ＡＡ３０００シリーズのアルミニウム合金は、強度，軽量，耐食性および押出
成形性がすべて優れているので、自動車産業で広く使われている。これらの合金
から、熱交換器やエアー・コンディショナーのコンデンサーで使用するチューブ
がよくつくられている。
【０００５】 ＡＡ３０００シリーズのアルミニウム合金が腐食環境に曝された場合に生じる
問題の一つは孔食である。この種の腐食は熱交換器やエアー・コンディショナー
のコンデンサーで認められる環境においてよく起き、腐食がアルミニウム合金チ
ューブの保全性を傷つけて自動車部品の破損を生じるおそれがある。
【０００６】 改良された耐食性を有するアルミニウム合金を調査すると、米国特許第４,６
４９,０８７号明細書および第４,８２８,７９４号明細書明細書に開示されてい
るものなど一層高度に合金化された材料が開発されている。これらの一層高度に
合金化された材料は、耐食性は改良されるが、極度に高い押出成形力を必要とす
るので、押出伝導性がない。
【０００７】 米国特許第５,２８６,３１６号明細書では、押出成形性と耐食性の両方が高い
アルミニウム合金が開示されている。この合金は、本質的には、約０.１−０.５
重量％のマンガン，約０.０５−０.１２重量％の珪素，約０.１０−０.２０重量
％のチタン，約０.１５−０.２５重量％の鉄、および残部のアルミニウムと付帯
的な不純物からなる。この合金は、好適には、本質的には銅は含まれておらず、
銅は０.０１％未満に限定されている。
【０００８】 米国特許第５,２８６,３１６号明細書で開示された合金は、耐食性はＡＡ３１
０２より優れているが、さらに一層優れた耐食性が望ましい。ＡＳＴＭスタンダ
ードＧ８５に記載されている塩水と酸性スプレーを用いた腐食テスト（以下、Ｓ
ＷＡＡＴテスト）において、ＡＡ３１０２材料製のコンデンサー・チューブは、
ＳＷＡＡＴテスト環境で８日で破損した。米国特許第５,２８６,３１６号明細書
で開示された合金を用いた類似の実験では、ＡＡ３１０２よりは長期の実験を行
うことができた。しかし、米国特許第５,２８６,３１６号明細書の改良された合
金でも、２０日はもたなかった。
【０００９】 したがって、本発明の目的は、耐食性と熱間成形性の両方が改良されたアルミ
ニウム合金を提供することである。
【００１０】 本発明のもう一つの目的は、熱間と冷間の両成形性と耐食性に優れたアルミニ
ウム合金を提供することである。本発明のその他の目的と利点は、以下に述べる
説明から明らかになるであろう。
【００１１】 上述の目的や利点を満足させるために、本発明では、本質的には、重量％で、
０.０５−１.００％の鉄，０.０５−０.６０％の珪素，０.５０％未満の銅，１.
２０％までのマンガン，０.０２−０.２０％のジルコニウム，０.５０％までの
クロム，０.０２−１.００％の亜鉛，０.０２−０.２０％のチタン，０.０２−
０.２０％のバナジウム，２.００％までのマグネシウム，０.１０％までのアン
チモン，０.０２％までの付帯的不純物および残部のアルミニウムからなる耐食
性アルミニウム合金が提供される。
【００１２】 個々の成分の量についてより詳細に検討すると、鉄は好適には０.０５−０.５
５％、より好適には０.０５−０.２５％の範囲にある。Ｆｅの含有量を下げると
耐食性が改良される。珪素は０.０５と０.２０％の間、好適には０.１５％未満
にあるのが好ましい。銅は押出速度と耐食性に対して負の影響があるので、０.
５０％未満である。しかし、環境によっては、合金の電極電位を調節するために
銅が必要になる場合がある。銅の含有量は０.０５重量％未満が好ましい。ジル
コニウムは０.０２と０.１８％の間にあるのが好ましい。亜鉛は、耐食性の一般
的レベルを改良するために常に０.０２重量％以上存在させる必要があり、亜鉛
含有量は、０.１０と０.５０％の間、より好適には０.１０と０.２５％の間にあ
るのが好ましい。チタンは好適には０.０２と０.１５％の間にあり、バナジウム
は好適には０.０２と０.１２％の間にある。マンガンの好適な量は、とくに薄い
セクションを有する場合に押出成形性に影響があるので、製品の用途に大きく左
右される。
【００１３】 耐食性で且つ押出成形性に優れていることが主要な問題であるこれらの種類の
合金を用いる用途については、マンガンは０.０５−０.３０％の範囲で存在して
いるのが好ましい。Ｆｅは０.０５−０.２５重量％の間にあることが好ましい。
これらの用途では、クロムの好適な量は０.０２と０.２５％の間にあるのが好ま
しい。マグネシウムの量は０.０３％未満が好ましい。Ｚｎは０.１０−０.５％
の間の量にて存在するのが好ましい。これらの元素の量を適切に選択すると、押
出成形特性，機械的特性および耐食性がすべて優れた合金を得ることができる。
【００１４】 この合金を押出成形後最終製品を得るために、たとえば、引き抜き加工や曲げ
加工のような冷間変形などのさらに変形処理が使われる用途に使用され、且つ比
較的高い強度を必要とする場合は、０.５０と０.８０重量％の間の量のマンガン
が存在することが好ましい。この用途では、クロムは０.０２と０.１８重量％の
間が好ましく、そしてマグネシウムはろう付けの理由で０.３０重量％未満が好
ましい。Ｆｅ含有量は、耐食性を改良するために低く保持する必要がある。耐食
性をさらに改良するためには、０.１０−０.５％のＺｎを添加する。同様に、耐
食性をさらに改良するためには、Ｖ，ＺｒおよびＴｉの添加量を、それぞれ、０
.２重量％未満に制御する必要がある。
【００１５】 この合金を高温で使う必要がある場合は、Ｖ，ＴｉおよびとくにＺｒの役割が
重要になる。これらの元素それぞれの添加量は、機能的要件に左右されるが、ジ
ルコニウムの量は、０.１０と０.１８重量％の間にあるのが好ましい。さらに、
これらの用途では、１５０℃／時間未満の加熱速度で４５０と５５０℃の間の温
度に加熱し、その温度に２〜１０時間保持する鋳造合金の後熱処理を用いること
が好ましい。最終製品は、特定の用途、とくに冷間加工後に、冷間加工品を１５
０〜３５０℃の温度に加熱して、その温度に１０〜１００００分間保持すること
からなる「バック・アニーリング」処理も必要とする。
【００１６】改良された耐食性 固溶体中のＺｒとＴｉは、別々に使われ、高度に押出成形可能な低合金合金（
たとえば、自動車のＡ／Ｃシステムの押出チューブにおいて使用する）の耐食性
を改良する。ＺｒとＴｉの有用な最大添加量は、別々に添加する場合、０.２重
量％未満である。このレベルの上では、一次化合物が形成され、これが固溶体中
のこれらの元素のレベルを下げる。さらに、ＺｒとＴｉからの一次化合物（Ａｌ3 Ｚｒ，Ａｌ3Ｔｉ）は、これらはＡｌマトリックスよりもノーブルであるから孔
食を開始する。
【００１７】 ＺｒとＴｉの両方は、結晶反応を介して凝固を進行させる。この反応の生成物
は、粒子の中心において高度に濃縮された元素の領域（大きな正の分配比）とし
て解明される。これらの領域またはゾーンでは、圧延または押出により、加工物
の表面に対して平行なラメラ構造を形成し、そして厚さ方向の腐食をスローダウ
ンさせる。
【００１８】 ＺｒとＴｉの両方を組み合わせて添加すると、比較的大きく且つ濃縮されたゾ
ーンが得られ、したがって、耐食性が改良される。
【００１９】 ＶはＺｒやＴｉとほとんど同じ挙動と効果を有する元素であるが、今までは、
このような種類の合金ではほとんど使われてこなかった。ＶはＺｒとＴｉと同じ
ように機械的特性を改良するが、Ｚｒ含有量がＶ含有量よりも高くなければ、腐
食に対しては同じ効果がない。
【００２０】 これら３種類の元素をすべて組み合わせると、Ｚｒ，ＴｉおよびＶの総含有量
が０.３重量％未満であれば、腐食，強度および加工特性のバランスが最も優れ
た合金が得られる。
【００２１】高温機械特性と成形性の改良 Ｚｒ，ＴｉおよびＶなどの遷移金属加工硬化係数（「ｎ」）を上げると、成形
性を改良することが知られている。「ｎ」は、０.５％程度までは遷移元素が増
えるとともに大きくなる。０.４５％までのＺｒ，ＴｉおよびＶを調整すると、
０.２％未満のただ一つの元素を添加する場合とは対照的に、Ａｌ3Ｚｒ型の有害
な一次粒子を形成することなく遷移元素を添加することができる。そうでなけれ
ば、総量が０.３重量％より上では一部の特性は負の影響を受ける。
【００２２】 Ｚｒ，ＴｉおよびＶ、とくにＺｒは高温処理の前に最適熱処理を行えば、再結
晶化の傾向を妨害することが知られている。再結晶を遅延させる能力は、３００
−４００℃までの温度で長時間にわたり安定した小さなコヒーレントまたはセミ
コヒーレントな析出物の数とサイズに関連している。１５０−３５０℃の温度で
バック・アニーリングから生じる微細なポリジェナイズ構造は、この種の遷移元
素が存在しない場合に生じる対応する再結晶構造よりも機械的強度が高い。
【００２３】 これらの析出物の密度は、遷移元素の量とともに増大し、したがって、これら
の３元素を組み合わせると室温から約４００℃までの温度における機械的特性を
改良する。
【００２４】実験結果 本発明による多数の特性の改良について上で述べたことを証明するために、以
下で説明する多数の実験を行った。これらの結果から、これらの３元素（Ｚｒ，
ＴｉおよびＶ）最高含有量０.３重量％まで同時に使用すると添加効果があるこ
とが明らかになる。これは、アルミニウム合金中でこれらの元素（Ｚｒ，Ｔｉお
よびＶ）が、溶解性，結晶構造，などで同等の挙動を示し、これらの元素の一つ
または二つよりも同時に使用した方が高い効果量を使用できることによるものと
考えられている。
【００２５】 種々のＺｒ，ＴｉおよびＶを含有するビレットをラボ用鋳造機を用いて鋳造し
た。各合金について、直径９５ｍｍ，長さ１.１ｍのビレットを４本つくった。
鋳造開始時の鋳造速度は１１５ｍｍ／分であり、ビレットを１５ｃｍ鋳造後は２
４０ｍｍ／分へ上げた。樋の温度は７０５℃にセットし、この温度は鋳造中記録
した。鋳造前に、粒子精製器（Ｔｌ5Ｂ−ワイヤー）を炉に加えた。
【００２６】 鋳造後、各ビレットを切断し、押出成形用の３試料と分光学的分析用２試料（
第１に、分光学的分析用の１試料、次いで押出成形用の２試料、次いで分光学的
分析用の第２試料（すなわち、ビレットのほぼ中央で）、および最後に押出成形
用第３試料）をつくる。鋳造材料からの試料（ビレットの中央部分）をエッチン
グして羽毛結晶を解明し、さらに、結晶粒構造と粒子構造を証明するために試料
をつくった。硬度と伝導度の測定は粒度サイズ２０００まで研磨した合金試料（
２ｃｍｘ２ｃｍｘ１ｃｍ）について行った。
【００２７】 押出成形実験は８ＭＮ垂直押出プレスを用いて行い、外形８ｍｍのチューブを
つくった。各合金について４回の押出作業を行い、最初の３つは空気中で冷却し
、４番目は水中で冷却した。さらに調べるための試料は、第１，第３および第４
の押出作業から採取した。試料は、末端（約２ｍ）は避けて、押出成形部分の端
に近いところから採取した。
【００２８】 以下に、鋳造材料および押出成形材料について調べた結果を提示する。押出成
形材料はＳＷＡＡＴテストでテストし、さらに、機械的テストを行った。これら
のテスト結果も提示する。
【００２９】 実験結果は、一部は添付図面の線図として、一部は表として提示する。図には
下記のものがある。 図１は、合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重
量％）の関数として、Ｙ軸に電気伝導度（ＭＳ／ｍとして）を示す線図、 図２は、合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重
量％）の関数として、Ｙ軸に主押出成形力（ｋＮとして）を示す線図、 図３は、合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重
量％）の関数として、Ｙ軸に降伏強さ（円い点）および極限引っ張り強さ（四角
の点）を示す線図、 図４は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に電気伝導度（ＭＳ／ｍとして）を示す線図、 図５は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に鋳造した合金の破過圧力（ｋＮとして）を示す線
図、 図６は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に４７０℃で１時間拡散焼き鈍しした後の合金の破
過圧力（ｋＮとして）を示す線図、 図７は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に押出成形後の合金の降伏強さ（ＭＰａとして）を
示す線図、 図８は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に押出成形後の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａと
して）を示す線図、 図９は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における
重量％）の関数として、Ｙ軸に、押出成形し、続いて４７０℃で１時間拡散焼き
鈍しした後の合金の降伏強さ（ＭＰａとして）を示す線図、 図１０は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸におけ
る重量％）の関数として、Ｙ軸に、押出成形し、続いて４７０℃で１時間拡散焼
き鈍しした後の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａとして）を示す線図、 図１１は、合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸におけ
る重量％）の関数として、Ｙ軸に、４７０℃で１時間拡散焼き鈍し、続いて押出
成形した後の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａとして）を示す線図である。
【００３０】１．鋳造材料 鋳造した材料は、押出成形プロセスおよび次の機械的テストと腐食テストの出
発点を示している。出発材料の調査を行い、それらの結果を次に示す。鋳造した
材料から採取した試料は、実際の化学的組成を調べ、種々の合金のミクロ構造（
粒界構造と粒子構造）を解明した。材料の化学的組成は分光分析により得られ、
結果は表１（合金１−１１），表２（合金２０−３５）および表３（合金４１−
５６）に載せている。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】 伝導度測定も行い、結果を図１と４に示す。電気伝導度は合金化元素Ｚｒ，Ｔ
ｉおよびＶの含有量とともにほぼ直線的に低下していることが分かる。さらに、
これらの図から分かるように、種々の合金化元素の効果はこの特性については累
積的である。
【００３５】２．押出成形テスト 押出成形中の力に対するＺｒ，ＴｉおよびＶの添加効果を調べるために、すべ
ての合金を同じ条件で押出成形し、ラムに対する最大の力を測定した。容器内の
温度およびラム速度を作業中に記録し、それぞれ、約４３０℃と１.８−１.９ｍ
ｍ／ｓであると判明した。容器内の温度およびラム速度は一つの実験と次の実験
で安定していないことが分かった。実験で見いだされた最大力の値は、図２，５
および６に示している。これらの図に示した値は、４回の押出成形作業の平均値
である。
【００３６】３．押出成形チューブの機械的テスト 押出成形したチューブの引っ張りテストの結果は、図３，４に示している。表
と図から分かるように、合金毎の応力の変化は小さい。最大荷重における応力は
、合金化元素の含有量が上がるとわずかに上がるように見えるが、降伏応力に対
する効果は明確でない。これらの結果の定量的評価は統計的解析により行った。
【００３７】４．ＳＷＡＡＴテスト ＳＷＡＡＴテスト用試料は、各合金について４回の押出成形作業の内第１回か
ら採取した。長さ３０ｃｍの試料を押出成形したチューブから切断し、次いでＳ
ＷＡＡＴチェンバーに置いた。ＳＷＡＡＴテストの結果を表４と５に示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】 表６に元素Ｔｉ，ＶおよびＺｒの添加効果および熱処理の効果を示す。
【００４１】
【表６】
【図面の簡単な説明】
【図１】 合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）の
関数として、Ｙ軸に電気伝導度（ＭＳ／ｍとして）を示す線図である。
【図２】 合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）の
関数として、Ｙ軸に主押出成形力（ｋＮとして）を示す線図である。
【図３】 合金１−１１について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）の
関数として、Ｙ軸に降伏強さ（円い点）および極限引っ張り強さ（四角の点）を
示す線図である。
【図４】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に電気伝導度（ＭＳ／ｍとして）を示す線図である。
【図５】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に鋳造した合金の破過圧力（ｋＮとして）を示す線図である
。
【図６】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に４７０℃で１時間拡散焼き鈍しした後の合金の破過圧力（
ｋＮとして）を示す線図である。
【図７】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に押出成形後の合金の降伏強さ（ＭＰａとして）を示す線図
である。
【図８】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に押出成形後の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａとして）を
示す線図である。
【図９】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に、押出成形し、続いて４７０℃で１時間拡散焼き鈍しした
後の合金の降伏強さ（ＭＰａとして）を示す線図である。
【図１０】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に、押出成形し、続いて４７０℃で１時間拡散焼き鈍しした
後の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａとして）を示す線図である。
【図１１】 合金４１−５６について、Ｔｉ，ＶおよびＺｒの総量（Ｘ軸における重量％）
の関数として、Ｙ軸に、４７０℃で１時間拡散焼き鈍し、続いて押出成形した後
の合金の極限引っ張り強さ（ＭＰａとして）を示す線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ，ＴＲ)，ＯＡ(ＢＦ ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ， ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，Ｇ Ｍ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＭＺ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ， ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＧ，ＡＬ，ＡＭ， ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，Ｂ Ｚ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＲ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ ，ＤＭ，ＤＺ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ， ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，Ｊ Ｐ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＡ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ， ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＭＺ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，Ｒ Ｏ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＴＺ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ， ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，ＺＷ (72)発明者 フル、トロンド ノルウェー国、6600 スンダルサッラ、ド リヴァヴェーゲン 39 (72)発明者 ダーランド、オーレ ノルウェー国、5500 ハウゲスンド、アウ ストマンナヴェイエン 17ベー

Claims (21)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 アルミニウム基合金であって、 ０.０５−１.００重量％の鉄、 ０.０５−０.６０重量％の珪素、 ０.５０重量％未満の銅、 １.２０重量％までのマンガン、 ０.０２−０.２０重量％のジルコニウム、 ０.５０重量％までのクロム、 ０.０２−１.００重量％の亜鉛、 ０.０２−０.２０重量％のチタン、 ０.０２−０.２０重量％のバナジウム、 ２.００重量％までのマグネシウム、 ０.１０重量％までのアンチモン、 ０.０２重量％までの付帯不純物 および残部のアルミニウムからなり、ＴｉとＣｒとＶの総量が０.３重量％未満
    であり、且つＶの量がＣｒの量より少なく、前記アルミニウム基合金が高い耐食
    性と押出成形性を有する前記合金。
  2. 【請求項２】 請求項１に記載の合金において、前記鉄含有量が０.０５−
    ０.５５重量％の範囲にある前記合金。
  3. 【請求項３】 請求項２に記載の合金において、前記鉄含有量が０.０５−
    ０.２５重量％の範囲にある前記合金。
  4. 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の合金において、前
    記珪素含有量が０.０５−０.２０重量％の範囲にある前記合金。
  5. 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれか１項に記載の合金において、前
    記珪素含有量が０.０５−０.１５重量％の範囲にある前記合金。
  6. 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれか１項に記載の合金において、前
    記銅含有量が０.０５重量％未満である前記合金。
  7. 【請求項７】 請求項１ないし６のいずれか１項に記載の合金において、前
    記ジルコニウム含有量が０.０２−０.１８重量％の範囲にある前記合金。
  8. 【請求項８】 請求項１ないし７のいずれか１項に記載の合金において、前
    記亜鉛含有量が０.０２−０.５０重量％の範囲にある前記合金。
  9. 【請求項９】 請求項８に記載の合金において、前記亜鉛含有量が０.１０
    −０.５０重量％の範囲にある前記合金。
  10. 【請求項１０】 請求項９に記載の合金において、前記亜鉛含有量が０.１
    ０−０.２５重量％の範囲にある前記合金。
  11. 【請求項１１】 請求項１ないし１０のいずれか１項に記載の合金において
    、前記チタン含有量が０.０２−０.１５重量％の範囲にある前記合金。
  12. 【請求項１２】 請求項１ないし１１のいずれか１項に記載の合金において
    、前記バナジウム含有量が０.０２−０.１２重量％の範囲にある前記合金。
  13. 【請求項１３】 請求項１ないし１２のいずれか１項に記載の合金において
    、前記マンガン含有量が０.０５−０.３０重量％の範囲にある前記合金。
  14. 【請求項１４】 請求項１３に記載の合金において、前記クロム含有量が０
    .０２−０.２５重量％の範囲にある前記合金。
  15. 【請求項１５】 請求項１３または１４に記載の合金において、前記マグネ
    シウム含有量が０.００−０.０３重量％の範囲にある前記合金。
  16. 【請求項１６】 請求項１ないし１２のいずれか１項に記載の合金において
    、前記マンガン含有量が０.５０−０.８０重量％の範囲にある前記合金。
  17. 【請求項１７】 請求項１６に記載の合金において、前記クロム含有量が０
    .０２−０.１８重量％の範囲にある前記合金。
  18. 【請求項１８】 請求項１６または１７に記載の合金において、前記マグネ
    シウム含有量が０.００−０.３０重量％の範囲にある前記合金。
  19. 【請求項１９】 請求項１ないし１２のいずれか１項に記載の合金において
    、前記ジルコニウム含有量が０.１０−０.１８重量％の範囲にある前記合金。
  20. 【請求項２０】 請求項１８に記載の合金において、鋳造後、１５０℃／時
    間未満の速度で４５０−５５０℃の範囲の温度まで加熱後、前記温度に２−１０
    時間保持する前記合金。
  21. 【請求項２１】 請求項１９に記載の合金において、冷間成形後、制御され
    且つ遅い加熱速度で１５０−３５０℃まで加熱しその温度に１０−１００００分
    間保持して焼きなましする前記合金。
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