JP3006446B2 - 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 - Google Patents
熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶，車両等の薄肉構
造材料として使用され、押出し性，耐食性に優れた高強
度アルミニウム押出し形材及びその製造方法に関する。
造材料として使用され、押出し性，耐食性に優れた高強
度アルミニウム押出し形材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】５０８３，５０８６等のＡｌ−Ｍｇ系合
金やＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金は、海水や大気中での耐食
性に優れており、熱処理を施さなくても高い強度を示す
ことから、各種設備，機器等の構造用材料として使用さ
れている。この系の合金は、溶接性が良好で、溶接割れ
欠陥が少ない。また、溶接後の強度、すなわち焼鈍状態
での耐力が大きい長所ももっている。Ａｌ−Ｍｇ系合
金，Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金等は、Ｍｇ含有量が多くな
るに従って強度が向上する反面、応力腐食割れや剥離腐
食が発生し易くなる。この点、特開平４−３２５３４号
公報で紹介されているＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金において
は、ＦｅとＳｉの含有量及び比率を規制し、且つＣｕを
添加することにより、耐溶接割れ性，耐応力腐食割れ性
等を改善している。
金やＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金は、海水や大気中での耐食
性に優れており、熱処理を施さなくても高い強度を示す
ことから、各種設備，機器等の構造用材料として使用さ
れている。この系の合金は、溶接性が良好で、溶接割れ
欠陥が少ない。また、溶接後の強度、すなわち焼鈍状態
での耐力が大きい長所ももっている。Ａｌ−Ｍｇ系合
金，Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金等は、Ｍｇ含有量が多くな
るに従って強度が向上する反面、応力腐食割れや剥離腐
食が発生し易くなる。この点、特開平４−３２５３４号
公報で紹介されているＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金において
は、ＦｅとＳｉの含有量及び比率を規制し、且つＣｕを
添加することにより、耐溶接割れ性，耐応力腐食割れ性
等を改善している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来のＡｌ−
Ｍｇ系又はＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系で十分な強度を確保しよ
うとすると、４重量％以上のＭｇ含有量が必要である。
このように多量のＭｇが含まれると、熱間押出し性が劣
化し、中空材は勿論、厚みが３ｍｍ以下の中実薄肉形材
の製造も困難になる。押出し加工性は、５０５２，５１
５４，５４５４等の合金系にみられるようにＭｇ含有量
の低減によって向上する。しかし、この系の合金は、強
度が不足し、５０８３のように構造材料として使用する
ことはできない。また、５０８３，５０８６，５０５６
等の合金系では、Ｍｇの外にＭｎ，Ｃｒ等の遷移金属を
多量に含んでいるため、押出し時に高い圧力が必要とな
り、しかも得られた押出し形材の表面にクラックが発生
し易い。
Ｍｇ系又はＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系で十分な強度を確保しよ
うとすると、４重量％以上のＭｇ含有量が必要である。
このように多量のＭｇが含まれると、熱間押出し性が劣
化し、中空材は勿論、厚みが３ｍｍ以下の中実薄肉形材
の製造も困難になる。押出し加工性は、５０５２，５１
５４，５４５４等の合金系にみられるようにＭｇ含有量
の低減によって向上する。しかし、この系の合金は、強
度が不足し、５０８３のように構造材料として使用する
ことはできない。また、５０８３，５０８６，５０５６
等の合金系では、Ｍｇの外にＭｎ，Ｃｒ等の遷移金属を
多量に含んでいるため、押出し時に高い圧力が必要とな
り、しかも得られた押出し形材の表面にクラックが発生
し易い。
【０００４】５０００系以外の合金としては、押出し加
工性に優れ、押出し後の空気焼入れによって強度を得る
６Ｎ０１合金がある。６Ｎ０１合金は、薄肉で複雑な形
状（ホーロー材）の押出しが可能であり、車両材等とし
て利用されている。しかし、５０８３，５０８６等の構
造用５０００系合金に比較して、耐食性や溶接後の強度
が劣る。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、押出し性を向上させるためにＭｇ含有
量を低く押さえた合金系においてＳｉ，Ｃｕ等を添加す
ることにより、押出し後の人工時効処理で５０８３合金
に匹敵する強度を発現し、且つ押出し性，耐食性，溶接
性等に優れたアルミニウム合金押出し形材を得ることを
目的とする。
工性に優れ、押出し後の空気焼入れによって強度を得る
６Ｎ０１合金がある。６Ｎ０１合金は、薄肉で複雑な形
状（ホーロー材）の押出しが可能であり、車両材等とし
て利用されている。しかし、５０８３，５０８６等の構
造用５０００系合金に比較して、耐食性や溶接後の強度
が劣る。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、押出し性を向上させるためにＭｇ含有
量を低く押さえた合金系においてＳｉ，Ｃｕ等を添加す
ることにより、押出し後の人工時効処理で５０８３合金
に匹敵する強度を発現し、且つ押出し性，耐食性，溶接
性等に優れたアルミニウム合金押出し形材を得ることを
目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の熱処理型薄肉ア
ルミニウム押出し形材は、その目的を達成するため、Ｍ
ｇ：２．１〜２．９重量％，Ｓｉ：０．８〜１．５重量
％，Ｃｕ：０．５１〜０．８重量％，Ｍｎ：０．３〜
０．８重量％及びＣｒ：０．０５〜０．４重量％を含
み、Ｆｅ，Ｐｂ，Ｔｉ及びＢをそれぞれＦｅ：０．１５
重量％以下，Ｐｂ：０．０３重量％以下，Ｔｉ：０．０
０６〜０．０３重量％及びＢ：０．０００１〜０．００
５重量％に規制したことを特徴とする。この押出し形材
は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊
を４６０〜５４０℃で１〜１０時間加熱する均質化処理
を施した後、強制空冷し、３５０〜５２０℃に鋳塊を予
熱し、熱間で押し出し、プラテン出口で冷却速度１００
℃／分以上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質
元素を固溶させ、次いで１４０〜２００℃で１〜１２時
間加熱する人工時効処理を施し、室温まで空冷すること
により製造される。
ルミニウム押出し形材は、その目的を達成するため、Ｍ
ｇ：２．１〜２．９重量％，Ｓｉ：０．８〜１．５重量
％，Ｃｕ：０．５１〜０．８重量％，Ｍｎ：０．３〜
０．８重量％及びＣｒ：０．０５〜０．４重量％を含
み、Ｆｅ，Ｐｂ，Ｔｉ及びＢをそれぞれＦｅ：０．１５
重量％以下，Ｐｂ：０．０３重量％以下，Ｔｉ：０．０
０６〜０．０３重量％及びＢ：０．０００１〜０．００
５重量％に規制したことを特徴とする。この押出し形材
は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊
を４６０〜５４０℃で１〜１０時間加熱する均質化処理
を施した後、強制空冷し、３５０〜５２０℃に鋳塊を予
熱し、熱間で押し出し、プラテン出口で冷却速度１００
℃／分以上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質
元素を固溶させ、次いで１４０〜２００℃で１〜１２時
間加熱する人工時効処理を施し、室温まで空冷すること
により製造される。
【０００６】
【作用】船舶のデッキ材を始めとする構造材には、アル
ミニウム合金の軽量性を活かし、肉厚２ｍｍ以下で４０
０〜５００ｍｍの広幅材が望まれている。また、溶接個
所を省略又は節減し、剛体強度を向上させるため、リブ
付きの形状が要求される。このような形状をもつ構造材
を押出しで製造するためには、使用するアルミニウム合
金が従来にも増して押出し性に優れ、大きな押出し速度
で押出されることが必要になる。また、構造材としての
用途から熱処理後の耐力σ0.2 が１８０Ｎ／ｍｍ2 以上
で、耐食性に優れていることも要求される。本発明は、
これらの要求を満足する合金設計を確立したものであ
る。すなわち、従来の５０００系合金に比較してＭｇ含
有量を低減することにより、薄肉の押出しを可能にし
た。その結果、たとえば肉厚２ｍｍ及び幅４５０ｍｍの
押出し形材を得る場合、従来の５０８３合金では押出し
速度が２ｍ／分であったのに対し、本発明に従った合金
系では押出し速度を５ｍ／分まで上げることができる。
この点、特開平４−３２５３４号公報で紹介されている
Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金も、Ｍｇ含有量が多いため押出
し速度を大きく設定することができない。低いＭｇ含有
量に伴った強度不足は、Ｓｉ，Ｃｕ等の時効硬化で補償
することによって回復する。時効処理によって析出する
Ｍｇ2 Ｓｉ，ＣｕＡｌ2 等によって、強度が向上し、構
造材として要求される耐力σ0.2 が１８０Ｎ／ｍｍ2 以
上となる。
ミニウム合金の軽量性を活かし、肉厚２ｍｍ以下で４０
０〜５００ｍｍの広幅材が望まれている。また、溶接個
所を省略又は節減し、剛体強度を向上させるため、リブ
付きの形状が要求される。このような形状をもつ構造材
を押出しで製造するためには、使用するアルミニウム合
金が従来にも増して押出し性に優れ、大きな押出し速度
で押出されることが必要になる。また、構造材としての
用途から熱処理後の耐力σ0.2 が１８０Ｎ／ｍｍ2 以上
で、耐食性に優れていることも要求される。本発明は、
これらの要求を満足する合金設計を確立したものであ
る。すなわち、従来の５０００系合金に比較してＭｇ含
有量を低減することにより、薄肉の押出しを可能にし
た。その結果、たとえば肉厚２ｍｍ及び幅４５０ｍｍの
押出し形材を得る場合、従来の５０８３合金では押出し
速度が２ｍ／分であったのに対し、本発明に従った合金
系では押出し速度を５ｍ／分まで上げることができる。
この点、特開平４−３２５３４号公報で紹介されている
Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金も、Ｍｇ含有量が多いため押出
し速度を大きく設定することができない。低いＭｇ含有
量に伴った強度不足は、Ｓｉ，Ｃｕ等の時効硬化で補償
することによって回復する。時効処理によって析出する
Ｍｇ2 Ｓｉ，ＣｕＡｌ2 等によって、強度が向上し、構
造材として要求される耐力σ0.2 が１８０Ｎ／ｍｍ2 以
上となる。
【０００７】以下、本発明に従ったアルミ合金に含まれ
る合金元素や含有量等について説明する。 Ｍｇ：２．１〜２．９重量％ 強度，延性及び耐食性の改善に有効な合金元素である。
Ｍｇ含有量が２．１重量％以上で、十分な強度及び耐食
性が得られる。しかし、２．９重量％を超えるＭｇ含有
量では、押出し性が劣り、薄肉複雑形状の押出し形材が
得られない。 Ｓｉ：０．８〜１．５重量％ 時効処理時にＭｇと結合し、Ｍｇ2 Ｓｉとして析出する
ことにより合金の強度を向上させる。Ｍｇ2 Ｓｉの析出
硬化は、０．８重量％以上のＳｉ含有量で顕著となり、
強度を有効に向上させる。しかし、１．５重量％を超え
る多量のＳｉが含まれると、Ｍｇ2 Ｓｉ析出量の増加に
伴って固溶Ｍｇ量が減少し、耐食性が悪くなる。
る合金元素や含有量等について説明する。 Ｍｇ：２．１〜２．９重量％ 強度，延性及び耐食性の改善に有効な合金元素である。
Ｍｇ含有量が２．１重量％以上で、十分な強度及び耐食
性が得られる。しかし、２．９重量％を超えるＭｇ含有
量では、押出し性が劣り、薄肉複雑形状の押出し形材が
得られない。 Ｓｉ：０．８〜１．５重量％ 時効処理時にＭｇと結合し、Ｍｇ2 Ｓｉとして析出する
ことにより合金の強度を向上させる。Ｍｇ2 Ｓｉの析出
硬化は、０．８重量％以上のＳｉ含有量で顕著となり、
強度を有効に向上させる。しかし、１．５重量％を超え
る多量のＳｉが含まれると、Ｍｇ2 Ｓｉ析出量の増加に
伴って固溶Ｍｇ量が減少し、耐食性が悪くなる。
【０００８】Ｃｕ：０．５１〜０．８重量％ 強度及び延性の改善に有効な合金元素である。また、Ｍ
ｇ2 Ｓｉの時効硬化性を向上させると共に、Ｃｕ自体
も、ＣｕＡｌ2 ，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系等
の析出物となって時効硬化性を高める。このようなＣｕ
の作用は、０．５１重量％以上の含有量で顕著になる。
しかし、０．８重量％を超える多量のＣｕが含まれる
と、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が増加し、耐食性や押出
し性が悪くなる。たとえば、多量のＣｕを含むもので
は、粒界腐食が発生し易くなる。 Ｍｎ：０．３〜０．８重量％ 押出し形材の組織を繊維状にして、強度及び耐食性を改
善する有効な合金元素であり、０．３重量％以上の含有
量でＭｎの作用が顕著になる。しかし、０．８重量％を
超えて多量のＭｎが含まれると、巨大な金属間化合物が
生成し、押出し性及び耐食性が劣化する。
ｇ2 Ｓｉの時効硬化性を向上させると共に、Ｃｕ自体
も、ＣｕＡｌ2 ，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系等
の析出物となって時効硬化性を高める。このようなＣｕ
の作用は、０．５１重量％以上の含有量で顕著になる。
しかし、０．８重量％を超える多量のＣｕが含まれる
と、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が増加し、耐食性や押出
し性が悪くなる。たとえば、多量のＣｕを含むもので
は、粒界腐食が発生し易くなる。 Ｍｎ：０．３〜０．８重量％ 押出し形材の組織を繊維状にして、強度及び耐食性を改
善する有効な合金元素であり、０．３重量％以上の含有
量でＭｎの作用が顕著になる。しかし、０．８重量％を
超えて多量のＭｎが含まれると、巨大な金属間化合物が
生成し、押出し性及び耐食性が劣化する。
【０００９】Ｃｒ：０．０５〜０．４重量％ Ｍｎと同様に押出し形材の組織を繊維状にし、強度及び
耐食性を改善する有効な合金元素である。Ｃｒは、０．
０５重量％以上の含有量で顕著な効果を発揮する。しか
し、０．４重量％を超える多量のＣｒ含有量では、巨大
な金属間化合物が生成し、押出し性及び耐食性が劣化す
る。 Ｆｅ：０．１５重量％以下 不純物として混入する元素であり、ＦｅＡｌ3 ，Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系等の化合物を晶出させ、耐食性を劣化させ
る。この点、Ｆｅ含有量を極力低く抑える必要があり、
本発明ではＦｅ含有量の上限を０．１５重量％に規制し
た。 Ｐｂ：０．０３重量％以下 不純物として混入してくる元素であり、粒界腐食，応力
腐食割れ等の原因となる。そこで、本発明においては、
Ｐｂ含有量の上限を０．０３重量％に規制した。
耐食性を改善する有効な合金元素である。Ｃｒは、０．
０５重量％以上の含有量で顕著な効果を発揮する。しか
し、０．４重量％を超える多量のＣｒ含有量では、巨大
な金属間化合物が生成し、押出し性及び耐食性が劣化す
る。 Ｆｅ：０．１５重量％以下 不純物として混入する元素であり、ＦｅＡｌ3 ，Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系等の化合物を晶出させ、耐食性を劣化させ
る。この点、Ｆｅ含有量を極力低く抑える必要があり、
本発明ではＦｅ含有量の上限を０．１５重量％に規制し
た。 Ｐｂ：０．０３重量％以下 不純物として混入してくる元素であり、粒界腐食，応力
腐食割れ等の原因となる。そこで、本発明においては、
Ｐｂ含有量の上限を０．０３重量％に規制した。
【００１０】Ｔｉ：０．００６〜０．０３重量％ 鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤として添加され
る。結晶粒を微細化させる上から、０．００６重量％以
上のＴｉ添加が必要である。しかし、０．０３重量％を
超える多量のＴｉを添加すると、巨大なＴｉＡｌ3 ，Ｔ
ｉＢ2 を生じ、形材の表面を劣化させる。また、金型損
傷に原因にもなる。 Ｂ：０．０００１〜０．００５重量％ Ｔｉと同様に鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤と
して添加される。結晶粒を微細化させる上から、０．０
００１重量％以上のＢ添加が必要である。しかし、０．
００５重量％を超える多量のＢを添加すると、巨大なＴ
ｉＢ2 及びＡｌ−Ｂ系化合物を形成し、金型損傷や形材
欠陥を生じる。また、Ｔｉとの複合添加により、Ｔｉ−
Ｂ系化合物を形成して鋳塊の組織を微細化し、ＤＣ鋳造
時の割れを防止し、鋳塊生産性を高めると共に押出し材
の品質を向上させる効果を呈する。
る。結晶粒を微細化させる上から、０．００６重量％以
上のＴｉ添加が必要である。しかし、０．０３重量％を
超える多量のＴｉを添加すると、巨大なＴｉＡｌ3 ，Ｔ
ｉＢ2 を生じ、形材の表面を劣化させる。また、金型損
傷に原因にもなる。 Ｂ：０．０００１〜０．００５重量％ Ｔｉと同様に鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤と
して添加される。結晶粒を微細化させる上から、０．０
００１重量％以上のＢ添加が必要である。しかし、０．
００５重量％を超える多量のＢを添加すると、巨大なＴ
ｉＢ2 及びＡｌ−Ｂ系化合物を形成し、金型損傷や形材
欠陥を生じる。また、Ｔｉとの複合添加により、Ｔｉ−
Ｂ系化合物を形成して鋳塊の組織を微細化し、ＤＣ鋳造
時の割れを防止し、鋳塊生産性を高めると共に押出し材
の品質を向上させる効果を呈する。
【００１１】ＤＣ鋳造 ＤＣ鋳造法は、ビレット等の鋳塊を製造する方法として
大量生産に適すると共に、水冷鋳型を通過した溶湯が直
接水冷されることにより、鋳塊組織のセルサイズ，結晶
粒，化合物等が微細化され、製品の品質を向上させる。 均質化処理：４６０〜５４０℃で１〜１０時間加熱 ＤＣ鋳造によって得られた鋳塊に晶出している各種金属
間化合物を十分に固溶させ、また微細化させるため、均
質化処理を施す。加熱温度４６０℃以上及び加熱時間１
時間以上で、Ａｌ−Ｍｇ系，ＭｇＳｉ2 等の晶出物が完
全に固溶し、均質な組織を持つ材料が得られる。しか
し、５４０℃を超える加熱温度では、バーニングが粒界
に発生し易くなる。また、鋳造組織は１０時間以内で十
分に均質化され、それ以上の長時間をかけて加熱しても
それに見合った効果が得られない。均質化処理されたア
ルミニウム合金は、固溶した元素が析出しないように強
制空冷される。
大量生産に適すると共に、水冷鋳型を通過した溶湯が直
接水冷されることにより、鋳塊組織のセルサイズ，結晶
粒，化合物等が微細化され、製品の品質を向上させる。 均質化処理：４６０〜５４０℃で１〜１０時間加熱 ＤＣ鋳造によって得られた鋳塊に晶出している各種金属
間化合物を十分に固溶させ、また微細化させるため、均
質化処理を施す。加熱温度４６０℃以上及び加熱時間１
時間以上で、Ａｌ−Ｍｇ系，ＭｇＳｉ2 等の晶出物が完
全に固溶し、均質な組織を持つ材料が得られる。しか
し、５４０℃を超える加熱温度では、バーニングが粒界
に発生し易くなる。また、鋳造組織は１０時間以内で十
分に均質化され、それ以上の長時間をかけて加熱しても
それに見合った効果が得られない。均質化処理されたア
ルミニウム合金は、固溶した元素が析出しないように強
制空冷される。
【００１２】熱間押出し時の予熱温度：３５０〜５２０
℃ 押出し時の鋳塊加熱温度は、低温で押出し可能であれ
ば、低いほど好ましい。しかし、生産性及び押出し中に
化合物を固溶させるため、３５０℃以上が必要である。
また、局部溶融に起因した割れが押出し中に発生するこ
とを防止するため、５２０℃以下が好ましい。 熱間押出し後の冷却：冷却速度１００℃／分以上で強制
空冷又は水焼入れ 押出された形材は、溶質元素が十分に固溶したままの状
態を常温まで保持させるため、熱間押出し後に強制空冷
又は水焼入れによって冷却速度１００℃／分以上で急冷
される。冷却速度が１００℃／分以上であると、溶質元
素は析出することなく、常温まで固溶状態に維持され
る。
℃ 押出し時の鋳塊加熱温度は、低温で押出し可能であれ
ば、低いほど好ましい。しかし、生産性及び押出し中に
化合物を固溶させるため、３５０℃以上が必要である。
また、局部溶融に起因した割れが押出し中に発生するこ
とを防止するため、５２０℃以下が好ましい。 熱間押出し後の冷却：冷却速度１００℃／分以上で強制
空冷又は水焼入れ 押出された形材は、溶質元素が十分に固溶したままの状
態を常温まで保持させるため、熱間押出し後に強制空冷
又は水焼入れによって冷却速度１００℃／分以上で急冷
される。冷却速度が１００℃／分以上であると、溶質元
素は析出することなく、常温まで固溶状態に維持され
る。
【００１３】人工時効処理：１４０〜２００℃で１〜１
２時間加熱 溶質元素が固溶したアルミニウム合金に、１４０〜２０
０℃で１〜１２時間加熱する人工時効を施すとき、溶質
元素はＭｇ2 Ｓｉ，ＡｌＣｕ2 等の金属間化合物として
析出し、材料強度が向上する。金属間化合物は、１４０
℃以上の加熱温度及び１時間以上の加熱時間で析出が促
進される。しかし、２００℃を超える加熱温度では、強
化に有効なＭｇＳｉ2 ，ＡｌＣｕ2 等の析出物が粗大化
し易く、過時効となって強度低下を引き起こす。また、
１２時間を超えて加熱しても、析出硬化による材質改善
効果は飽和し、却って熱消費量が増加する。
２時間加熱 溶質元素が固溶したアルミニウム合金に、１４０〜２０
０℃で１〜１２時間加熱する人工時効を施すとき、溶質
元素はＭｇ2 Ｓｉ，ＡｌＣｕ2 等の金属間化合物として
析出し、材料強度が向上する。金属間化合物は、１４０
℃以上の加熱温度及び１時間以上の加熱時間で析出が促
進される。しかし、２００℃を超える加熱温度では、強
化に有効なＭｇＳｉ2 ，ＡｌＣｕ2 等の析出物が粗大化
し易く、過時効となって強度低下を引き起こす。また、
１２時間を超えて加熱しても、析出硬化による材質改善
効果は飽和し、却って熱消費量が増加する。
【００１４】
【実施例】各種アルミニウム合金をＤＣ鋳造し、直径６
００ｍｍのビレットを得た。各ビレットを分析した結果
を、比較例と共に表１に示す。
００ｍｍのビレットを得た。各ビレットを分析した結果
を、比較例と共に表１に示す。
【００１５】
【表１】
【００１６】個々のビレットに均質化処理を施した後、
強制空冷した。そして、ビレットから押出し用ブランク
を切り出した。各ブランクを予熱した後、コンテナに収
容して熱間で押し出した。このとき、コンテナ及び押出
しダイス共に４６０℃に保持した。そして、押出し速度
５ｍ／分で図１に示す形材形状に押出し、押出しダイス
の端部に当るプラテン出口で強制空冷した。得られた押
出し形材を、人工時効処理した後、室温まで空冷した。
均質化処理から人工時効処理までの処理条件を表２に示
す。なお、合金番号１３の比較例では、６０００系合金
に対して通常施されている加熱条件を採用した。また、
押出し形材は、図１に示すように最も薄い部分の肉厚が
２ｍｍ，幅が４５０ｍｍで、幅に比較して肉厚が極めて
小さく、しかも複数のリブが一体化された複雑形状であ
る。このような形状の形材を押し出す場合、通常、押出
し性の良好な６０００系等の合金でも、１０ｍ／分程度
の高速になると、左右両端にムシレが生じたり、形状が
悪化する。また、従来の５０００系合金では、５０５２
系においても左右両端で割れ及びダイス孔での詰り等の
欠陥が発生し易い。
強制空冷した。そして、ビレットから押出し用ブランク
を切り出した。各ブランクを予熱した後、コンテナに収
容して熱間で押し出した。このとき、コンテナ及び押出
しダイス共に４６０℃に保持した。そして、押出し速度
５ｍ／分で図１に示す形材形状に押出し、押出しダイス
の端部に当るプラテン出口で強制空冷した。得られた押
出し形材を、人工時効処理した後、室温まで空冷した。
均質化処理から人工時効処理までの処理条件を表２に示
す。なお、合金番号１３の比較例では、６０００系合金
に対して通常施されている加熱条件を採用した。また、
押出し形材は、図１に示すように最も薄い部分の肉厚が
２ｍｍ，幅が４５０ｍｍで、幅に比較して肉厚が極めて
小さく、しかも複数のリブが一体化された複雑形状であ
る。このような形状の形材を押し出す場合、通常、押出
し性の良好な６０００系等の合金でも、１０ｍ／分程度
の高速になると、左右両端にムシレが生じたり、形状が
悪化する。また、従来の５０００系合金では、５０５２
系においても左右両端で割れ及びダイス孔での詰り等の
欠陥が発生し易い。
【００１７】
【表２】
【００１８】人工時効処理した各合金材料から試験片を
切り出し、引張り試験に供した。試験結果を示す表３に
みられるように、本発明に従った実施例１〜４の合金
は、非熱処理型の５０８３合金（合金番号１１）に匹敵
する０．２％耐力を示し、構造材として必要とされる強
度を持っていることが判る。
切り出し、引張り試験に供した。試験結果を示す表３に
みられるように、本発明に従った実施例１〜４の合金
は、非熱処理型の５０８３合金（合金番号１１）に匹敵
する０．２％耐力を示し、構造材として必要とされる強
度を持っていることが判る。
【００１９】
【表３】
【００２０】次いで、得られた各押出し形材について、
押出し性，溶接性及び耐食性を調査した。調査結果を表
４に示す。押出し性は、押出し速度５ｍ／分で押し出さ
れた押出し形材の表面性状や内部欠陥に基づいて判定
し、欠陥がなく非常に良好な表面性状を呈したものを
◎，欠陥の発生なく押出されたものを○，コーナー部に
クラックが発生したものを三角，押出しができなかった
ものを×として４段階評価した。溶接性は、押出し形材
の切断部を突き合わせてＭＩＧ溶接し、溶接部の強度を
測定することにより判定した。そして、Ｔ5 強度に対し
て９０％以上の溶接強度をもつものを◎，８０％以上を
○，７０％以上を△として評価した。なお、溶接部の欠
陥発生について、溶接部にマイクロクラックが発生した
ものを△，目視で割れがみられるものを×として評価し
た。耐食性は、酢酸でｐＨ≒３に調整した３５％ＮａＣ
ｌ水溶液に１０分間した後で５０分間の乾燥を繰り返す
サイクルを７日間継続し、粒界に発生したピットの平均
深さによって判定した。そして、ピット深さが平均１０
０μｍ以下のものを◎，平均１００〜５００μｍのもの
を○，平均５００μｍ以上のものを×として３段階評価
した。
押出し性，溶接性及び耐食性を調査した。調査結果を表
４に示す。押出し性は、押出し速度５ｍ／分で押し出さ
れた押出し形材の表面性状や内部欠陥に基づいて判定
し、欠陥がなく非常に良好な表面性状を呈したものを
◎，欠陥の発生なく押出されたものを○，コーナー部に
クラックが発生したものを三角，押出しができなかった
ものを×として４段階評価した。溶接性は、押出し形材
の切断部を突き合わせてＭＩＧ溶接し、溶接部の強度を
測定することにより判定した。そして、Ｔ5 強度に対し
て９０％以上の溶接強度をもつものを◎，８０％以上を
○，７０％以上を△として評価した。なお、溶接部の欠
陥発生について、溶接部にマイクロクラックが発生した
ものを△，目視で割れがみられるものを×として評価し
た。耐食性は、酢酸でｐＨ≒３に調整した３５％ＮａＣ
ｌ水溶液に１０分間した後で５０分間の乾燥を繰り返す
サイクルを７日間継続し、粒界に発生したピットの平均
深さによって判定した。そして、ピット深さが平均１０
０μｍ以下のものを◎，平均１００〜５００μｍのもの
を○，平均５００μｍ以上のものを×として３段階評価
した。
【００２１】
【表４】
【００２２】表４から明らかなように、本発明に従った
実施例１〜４の合金は、押出し性，溶接性及び耐食性の
何れも良好な結果を示している。これに対し、合金番号
５，６，９〜１３の比較例では、押出し性，溶接性及び
耐食性の何れかが劣っていた。合金番号７，８の比較例
は、押出し性，溶接性及び耐食性が良好であるものの、
表３に示されているように引張り強さ及び耐力が不足し
ており、構造材としての使用に適さないものであった。
実施例１〜４の合金は、押出し性，溶接性及び耐食性の
何れも良好な結果を示している。これに対し、合金番号
５，６，９〜１３の比較例では、押出し性，溶接性及び
耐食性の何れかが劣っていた。合金番号７，８の比較例
は、押出し性，溶接性及び耐食性が良好であるものの、
表３に示されているように引張り強さ及び耐力が不足し
ており、構造材としての使用に適さないものであった。
【００２３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム押出し形材は、Ｍｇ含有量を低減した合金系にお
いて合金成分の含有量を相関的に特定すると共に、不純
物として混入してくるＦｅ，Ｐｂ等の上限を規制してい
る。これによって、良好な押出し性が確保されると共
に、高強度で溶接性及び耐食性に優れた押出し形材が得
られる。このようにして、本発明によって得られた押出
し形材は、船舶や車両等の構造材，陸上構造物，農耕用
部材等として広範な分野で使用される。
ニウム押出し形材は、Ｍｇ含有量を低減した合金系にお
いて合金成分の含有量を相関的に特定すると共に、不純
物として混入してくるＦｅ，Ｐｂ等の上限を規制してい
る。これによって、良好な押出し性が確保されると共
に、高強度で溶接性及び耐食性に優れた押出し形材が得
られる。このようにして、本発明によって得られた押出
し形材は、船舶や車両等の構造材，陸上構造物，農耕用
部材等として広範な分野で使用される。
【図１】 実施例で製造した押出し形材の断面形状
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ：２．１〜２．９重量％，Ｓｉ：
０．８〜１．５重量％，Ｃｕ：０．５１〜０．８重量
％，Ｍｎ：０．３〜０．８重量％及びＣｒ：０．０５〜
０．４重量％を含み、Ｆｅ，Ｐｂ，Ｔｉ及びＢをそれぞ
れＦｅ：０．１５重量％以下，Ｐｂ：０．０３重量％以
下，Ｔｉ：０．００６〜０．０３重量％及びＢ：０．０
００１〜０．００５重量％に規制した押出し性に優れた
熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材。 - 【請求項２】 請求項１で特定される組成をもつアルミ
ニウム合金溶湯をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊を４６０〜
５４０℃で１〜１０時間加熱する均質化処理を施した
後、強制空冷し、３５０〜５２０℃に鋳塊を予熱し、熱
間で押し出し、プラテン出口で冷却速度１００℃／分以
上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質元素を固
溶させ、次いで１４０〜２００℃で１〜１２時間加熱す
る人工時効処理を施し、室温まで空冷する熱処理型薄肉
アルミニウム押出し形材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6332120A JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6332120A JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08165539A JPH08165539A (ja) | 1996-06-25 |
| JP3006446B2 true JP3006446B2 (ja) | 2000-02-07 |
Family
ID=18251381
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6332120A Expired - Fee Related JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3006446B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20050173032A1 (en) * | 2004-02-11 | 2005-08-11 | Hubert Koch | Casting of an aluminium alloy |
| CN103103370A (zh) * | 2012-12-11 | 2013-05-15 | 龙口市丛林铝材有限公司 | 用于刹车片铝合金型材生产工艺 |
| CN103706662A (zh) * | 2013-12-17 | 2014-04-09 | 芜湖万润机械有限责任公司 | 一种汽车用铝合金型材的制备方法 |
| CN105369084A (zh) * | 2015-12-04 | 2016-03-02 | 北京工业大学 | 一种微量添加Er的高镁铝合金均匀化退火及挤压变形工艺 |
-
1994
- 1994-12-12 JP JP6332120A patent/JP3006446B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08165539A (ja) | 1996-06-25 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |