JPH11140610A - 靱性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造方法 - Google Patents
靱性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造方法Info
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- JPH11140610A JPH11140610A JP31197097A JP31197097A JPH11140610A JP H11140610 A JPH11140610 A JP H11140610A JP 31197097 A JP31197097 A JP 31197097A JP 31197097 A JP31197097 A JP 31197097A JP H11140610 A JPH11140610 A JP H11140610A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 靱性および溶接性に優れる高強度Ａｌ合金構
造材を製造する。 【解決手段】 Ｚｎを５．０〜８．０wt％、Ｃｕを２．
０〜３．０wt％、Ｍｇを１．２〜２．８wt％、Ｔｉを
０．００５〜０．３wt％、Ｃｒを０．０５〜０．３wt
％、Ｚｒを０．０５〜０．１５wt％、Ｍｎを０．０３wt
％以下、Ｖを０．０１〜０．２wt％、ＭＭ（ミッシュメ
タル）を０．０５〜０．１５wt％、Ｆｅを０．０１〜
０．２５wt％含有し、Ｓｉを０．１wt％以下に規制し、
残部実質的にＡｌからなるアルミニウム合金を溶解鋳造
し、得られる鋳塊に熱間圧延、冷間圧延、仕上圧延を順
に施す構造材の製造方法において、前記熱間圧延を、熱
間圧延の開始温度、終了温度、圧下量、圧延速度を適正
に選定して施す。
造材を製造する。 【解決手段】 Ｚｎを５．０〜８．０wt％、Ｃｕを２．
０〜３．０wt％、Ｍｇを１．２〜２．８wt％、Ｔｉを
０．００５〜０．３wt％、Ｃｒを０．０５〜０．３wt
％、Ｚｒを０．０５〜０．１５wt％、Ｍｎを０．０３wt
％以下、Ｖを０．０１〜０．２wt％、ＭＭ（ミッシュメ
タル）を０．０５〜０．１５wt％、Ｆｅを０．０１〜
０．２５wt％含有し、Ｓｉを０．１wt％以下に規制し、
残部実質的にＡｌからなるアルミニウム合金を溶解鋳造
し、得られる鋳塊に熱間圧延、冷間圧延、仕上圧延を順
に施す構造材の製造方法において、前記熱間圧延を、熱
間圧延の開始温度、終了温度、圧下量、圧延速度を適正
に選定して施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、靱性および溶接性
に優れる高強度アルミニウム合金構造材の製造方法に関
する。
に優れる高強度アルミニウム合金構造材の製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】高強度を要する構造材には、時効硬化型
のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の７０７５合金、７１７５
合金、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の７Ｎ０１合金などの７
０００系合金が用いられている。特にＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
−Ｃｕ系合金は高強度であり、かつ靱性、比強度に優れ
るため航空機用にも使用されている。ところで、靱性
は、構造材においては、信頼性の点から最重要な特性で
あり、例えば、前記７０００系合金では、最高強度まで
時効処理（Ｔ６処理）すると破壊靱性が低下するため、
過時効処理（Ｔ７３処理）して、強度を犠牲にしても靱
性を持たせるようにしている。
のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の７０７５合金、７１７５
合金、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の７Ｎ０１合金などの７
０００系合金が用いられている。特にＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
−Ｃｕ系合金は高強度であり、かつ靱性、比強度に優れ
るため航空機用にも使用されている。ところで、靱性
は、構造材においては、信頼性の点から最重要な特性で
あり、例えば、前記７０００系合金では、最高強度まで
時効処理（Ｔ６処理）すると破壊靱性が低下するため、
過時効処理（Ｔ７３処理）して、強度を犠牲にしても靱
性を持たせるようにしている。
【０００３】この７０００系合金における靱性低下の原
因は、凝固時に晶出するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ系などの
金属間化合物が一部固溶しないまま製品中に残存するこ
とにある。このため、靱性を害するＦｅ、Ｓｉなどの不
純物量を規制した７０５０−Ｔ７３６処理材または７１
７５−Ｔ７３６処理材などが開発されている。また、熱
間圧延を２回に分けて行って晶出物を再固溶させる方法
（３００〜４８０℃で第１圧延→４５０〜５２５℃で４
時間均熱処理→３００〜４２０℃で第２圧延する方法）
も報告されている（特公昭６３−６０８２０号公報）。
因は、凝固時に晶出するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ系などの
金属間化合物が一部固溶しないまま製品中に残存するこ
とにある。このため、靱性を害するＦｅ、Ｓｉなどの不
純物量を規制した７０５０−Ｔ７３６処理材または７１
７５−Ｔ７３６処理材などが開発されている。また、熱
間圧延を２回に分けて行って晶出物を再固溶させる方法
（３００〜４８０℃で第１圧延→４５０〜５２５℃で４
時間均熱処理→３００〜４２０℃で第２圧延する方法）
も報告されている（特公昭６３−６０８２０号公報）。
【０００４】一方、アルミニウム合金は熱伝導性が良
く、熱膨張係数が大きく、表面に酸化皮膜が生成し易い
ため、鉄鋼材料に比べて溶接が困難とされていたが、溶
接に適したアルミニウム合金、溶接機器、溶接施工法な
どの進歩により、アルミニウム合金の溶接構造物が、鉄
道車両、船舶、化学・食品工業用装置、航空・宇宙機器
などに多数用いられるようになった。しかし、７０００
系合金は熱処理型合金のため、溶接箇所に割れが入った
り、溶接箇所の強度（特に耐力）が低下したりする。従
って７０００系合金の接合には、主にボルトやリベット
による機械的接合が用いられ、溶接は特殊な用途に限定
されている。この他、７０００系合金の中では、７Ｎ０
１合金が圧延成形性、溶接性、耐応力腐食割れ性などに
優れるが、機械的強度に劣る欠点がある。このように、
従来は、靱性および溶接性に優れる高強度アルミニウム
合金構造材がなかった。
く、熱膨張係数が大きく、表面に酸化皮膜が生成し易い
ため、鉄鋼材料に比べて溶接が困難とされていたが、溶
接に適したアルミニウム合金、溶接機器、溶接施工法な
どの進歩により、アルミニウム合金の溶接構造物が、鉄
道車両、船舶、化学・食品工業用装置、航空・宇宙機器
などに多数用いられるようになった。しかし、７０００
系合金は熱処理型合金のため、溶接箇所に割れが入った
り、溶接箇所の強度（特に耐力）が低下したりする。従
って７０００系合金の接合には、主にボルトやリベット
による機械的接合が用いられ、溶接は特殊な用途に限定
されている。この他、７０００系合金の中では、７Ｎ０
１合金が圧延成形性、溶接性、耐応力腐食割れ性などに
優れるが、機械的強度に劣る欠点がある。このように、
従来は、靱性および溶接性に優れる高強度アルミニウム
合金構造材がなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者等は、このよ
うな状況に鑑み、靱性を害する晶出物に着目してその微
細化、再固溶化による改善の検討と、Ｔｉや希土類元素
などの添加と加工条件により溶接性の改善について研究
を行った。その結果、従来の７０００系合金では得られ
なかった、靱性と溶接性に優れる高強度アルミニウム合
金構造材の製造方法を開発したのである。
うな状況に鑑み、靱性を害する晶出物に着目してその微
細化、再固溶化による改善の検討と、Ｔｉや希土類元素
などの添加と加工条件により溶接性の改善について研究
を行った。その結果、従来の７０００系合金では得られ
なかった、靱性と溶接性に優れる高強度アルミニウム合
金構造材の製造方法を開発したのである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｚｎを５．０
〜８．０wt％、Ｃｕを２．０〜３．０wt％、Ｍｇを１．
２〜２．８wt％、Ｔｉを０．００５〜０．３wt％、Ｃｒ
を０．０５〜０．３wt％、Ｚｒを０．０５〜０．１５wt
％、Ｍｎを０．０３wt％以下、Ｖを０．０１〜０．２wt
％、ＭＭ（ミッシュメタル）を０．０５〜０．１５wt
％、Ｆｅを０．０１〜０．２５wt％含有し、Ｓｉを０．
１wt％以下に規制し、残部実質的にＡｌからなるアルミ
ニウム合金を溶解鋳造し、得られる鋳塊に熱間圧延、冷
間圧延、仕上圧延を順に施す構造材の製造方法におい
て、前記熱間圧延を、圧延開始温度３８０〜４５０℃、
圧延終了温度３５０〜４００℃とし、鋳塊厚さＴから圧
延材厚さ０．９５Ｔ〜０．９Ｔまでの圧延を初期圧延、
初期圧延後圧延材厚さ０．５Ｔ〜０．３３Ｔまでの圧延
を中間熱間圧延１、中間熱間圧延１後圧延材厚さ２．０
ｔ（ｔは熱間圧延終了厚さ）〜１．３ｔまでの圧延を中
間熱間圧延２、中間熱間圧延２後圧延材厚さ１．０ｔま
での圧延を終期圧延としたとき、前記中間熱間圧延１を
圧下量１０〜１５ｍｍ／パス、圧延速度４０〜７０ｍ／
分の条件で施し、前記中間熱間圧延２を圧下量２０〜４
０ｍｍ／パス、圧延速度７０〜１３０ｍ／分の条件で施
すことを特徴とする靱性および溶接性に優れるアルミニ
ウム合金構造材の製造方法である。
〜８．０wt％、Ｃｕを２．０〜３．０wt％、Ｍｇを１．
２〜２．８wt％、Ｔｉを０．００５〜０．３wt％、Ｃｒ
を０．０５〜０．３wt％、Ｚｒを０．０５〜０．１５wt
％、Ｍｎを０．０３wt％以下、Ｖを０．０１〜０．２wt
％、ＭＭ（ミッシュメタル）を０．０５〜０．１５wt
％、Ｆｅを０．０１〜０．２５wt％含有し、Ｓｉを０．
１wt％以下に規制し、残部実質的にＡｌからなるアルミ
ニウム合金を溶解鋳造し、得られる鋳塊に熱間圧延、冷
間圧延、仕上圧延を順に施す構造材の製造方法におい
て、前記熱間圧延を、圧延開始温度３８０〜４５０℃、
圧延終了温度３５０〜４００℃とし、鋳塊厚さＴから圧
延材厚さ０．９５Ｔ〜０．９Ｔまでの圧延を初期圧延、
初期圧延後圧延材厚さ０．５Ｔ〜０．３３Ｔまでの圧延
を中間熱間圧延１、中間熱間圧延１後圧延材厚さ２．０
ｔ（ｔは熱間圧延終了厚さ）〜１．３ｔまでの圧延を中
間熱間圧延２、中間熱間圧延２後圧延材厚さ１．０ｔま
での圧延を終期圧延としたとき、前記中間熱間圧延１を
圧下量１０〜１５ｍｍ／パス、圧延速度４０〜７０ｍ／
分の条件で施し、前記中間熱間圧延２を圧下量２０〜４
０ｍｍ／パス、圧延速度７０〜１３０ｍ／分の条件で施
すことを特徴とする靱性および溶接性に優れるアルミニ
ウム合金構造材の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下に、本発明における合金元素
について説明する。Ｚｎは強度向上に不可欠の元素であ
る。その含有量を５．０〜８．０wt％に規定する理由
は、５．０wt％未満ではその効果が十分に得られず、
８．０wt％を超えると靱性、溶接性、および耐応力腐食
割れ性が低下するためである。Ｃｕは、Ｚｎと同様に強
度向上に不可欠な元素である。その含有量を２．０〜
３．０wt％に規定する理由は、２．０wt％未満ではその
効果が十分に得られず、３．０wt％を超えると靱性と溶
接性が低下するためである。Ｍｇは、Ｚｎと同様に強度
向上に不可欠な元素である。その含有量を１．２〜２．
８wt％に規定する理由は、１．２wt％未満ではその効果
が十分に得られず、２．８wt％を超えると靱性が低下す
るためである。
について説明する。Ｚｎは強度向上に不可欠の元素であ
る。その含有量を５．０〜８．０wt％に規定する理由
は、５．０wt％未満ではその効果が十分に得られず、
８．０wt％を超えると靱性、溶接性、および耐応力腐食
割れ性が低下するためである。Ｃｕは、Ｚｎと同様に強
度向上に不可欠な元素である。その含有量を２．０〜
３．０wt％に規定する理由は、２．０wt％未満ではその
効果が十分に得られず、３．０wt％を超えると靱性と溶
接性が低下するためである。Ｍｇは、Ｚｎと同様に強度
向上に不可欠な元素である。その含有量を１．２〜２．
８wt％に規定する理由は、１．２wt％未満ではその効果
が十分に得られず、２．８wt％を超えると靱性が低下す
るためである。
【０００８】Ｔｉは組織を微細化し、溶接性を向上させ
る。その含有量を０．００５〜０．３wt％に規定する理
由は、０．００５wt％未満ではその効果が十分に得られ
ず、０．３wt％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物
が残存して製品の靱性が低下するためである。Ｃｒは結
晶組織を微細化し溶接性を向上させる。その含有量を
０．０５〜０．３wt％に規定する理由は、含有量が０．
０５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．３wt
％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製
品の靱性が低下するためである。Ｚｒは結晶組織を微細
化し溶接性を向上させる。その含有量を０．０５〜０．
１５wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその
効果が十分に得られず、０．１５wt％以上を超えると鋳
造時に晶出した巨大化合物が残存して製品の靱性が低下
するためである。
る。その含有量を０．００５〜０．３wt％に規定する理
由は、０．００５wt％未満ではその効果が十分に得られ
ず、０．３wt％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物
が残存して製品の靱性が低下するためである。Ｃｒは結
晶組織を微細化し溶接性を向上させる。その含有量を
０．０５〜０．３wt％に規定する理由は、含有量が０．
０５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．３wt
％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製
品の靱性が低下するためである。Ｚｒは結晶組織を微細
化し溶接性を向上させる。その含有量を０．０５〜０．
１５wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその
効果が十分に得られず、０．１５wt％以上を超えると鋳
造時に晶出した巨大化合物が残存して製品の靱性が低下
するためである。
【０００９】Ｍｎは結晶組織の安定化に寄与する。その
含有量を０．０３wt％以下に規定する理由は、０．０３
wt％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して
製品の靱性が低下するためである。ＶもＭｎと同様に結
晶組織の安定化に寄与する。その含有量を０．０１〜
０．２wt％に規定する理由は、０．０１wt％未満ではそ
の効果が十分に得られず、０．２wt％を超えると鋳造時
に晶出した巨大化合物が残存して製品の靱性が低下する
ためである。ＭＭは耐溶接割れ性を改善する。その含有
量を０．０５〜０．１５wt％に規定する理由は、０．０
５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．１５wt
％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製
品の靱性が低下するためである。ＭＭはＬａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄなどの希土類元素が混在したもので、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄなどを単体で使用しても同様の効果が得られる。
含有量を０．０３wt％以下に規定する理由は、０．０３
wt％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して
製品の靱性が低下するためである。ＶもＭｎと同様に結
晶組織の安定化に寄与する。その含有量を０．０１〜
０．２wt％に規定する理由は、０．０１wt％未満ではそ
の効果が十分に得られず、０．２wt％を超えると鋳造時
に晶出した巨大化合物が残存して製品の靱性が低下する
ためである。ＭＭは耐溶接割れ性を改善する。その含有
量を０．０５〜０．１５wt％に規定する理由は、０．０
５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．１５wt
％を超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製
品の靱性が低下するためである。ＭＭはＬａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄなどの希土類元素が混在したもので、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄなどを単体で使用しても同様の効果が得られる。
【００１０】Ｆｅは強度向上に寄与する。その含有量を
０．０１〜０．２５wt％に規定する理由は、０．０１wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．２５wt％を
超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製品の
靱性が低下し、またマトリックス中の固溶Ｃｕ量が減少
して時効硬化特性が低下するためである。Ｓｉの含有量
を０．１wt％以下に規定する理由は、０．１wt％を超え
ると均熱処理中に粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が生成して
製品強度が低下するためである。
０．０１〜０．２５wt％に規定する理由は、０．０１wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．２５wt％を
超えると鋳造時に晶出した巨大化合物が残存して製品の
靱性が低下し、またマトリックス中の固溶Ｃｕ量が減少
して時効硬化特性が低下するためである。Ｓｉの含有量
を０．１wt％以下に規定する理由は、０．１wt％を超え
ると均熱処理中に粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が生成して
製品強度が低下するためである。
【００１１】次に本発明の製造方法について説明する。
本発明の構造材は、溶解、鋳造、熱間圧延、冷間圧延、
仕上圧延を順に施す通常の製造工程により製造される。
本発明において、熱間圧延の開始温度を３８０〜４５０
℃に規定する理由は、３８０℃未満では内部歪みに起因
する内部裂化、または図１（イ）〜（ハ）に示すよう
に、圧延材１先端部にワニ口２が発生し、４５０℃を超
えるとＡｌ−Ｍｇ合金に見られるような高温脆化に起因
するワニ口が発生するためである。図１で３は圧延ロー
ルである。熱間圧延の終了温度を３５０〜４００℃に規
定する理由は、３５０℃未満では内部歪みに起因する内
部裂化またはワニ口が発生し、４００℃を超えると加工
発熱による圧延材の内部と外部の温度差が大きくなりワ
ニ口が発生し易くなるためである。
本発明の構造材は、溶解、鋳造、熱間圧延、冷間圧延、
仕上圧延を順に施す通常の製造工程により製造される。
本発明において、熱間圧延の開始温度を３８０〜４５０
℃に規定する理由は、３８０℃未満では内部歪みに起因
する内部裂化、または図１（イ）〜（ハ）に示すよう
に、圧延材１先端部にワニ口２が発生し、４５０℃を超
えるとＡｌ−Ｍｇ合金に見られるような高温脆化に起因
するワニ口が発生するためである。図１で３は圧延ロー
ルである。熱間圧延の終了温度を３５０〜４００℃に規
定する理由は、３５０℃未満では内部歪みに起因する内
部裂化またはワニ口が発生し、４００℃を超えると加工
発熱による圧延材の内部と外部の温度差が大きくなりワ
ニ口が発生し易くなるためである。
【００１２】本発明において、中間熱間圧延１での圧下
量を１０〜１５ｍｍ／パスと規定する理由は、１０ｍｍ
／パス未満では加工発熱量が減少し、それに伴い内部歪
みが大きくなって内部裂化もしくはワニ口が発生し、１
５ｍｍ／パスを超えると加工発熱により内部と外部の温
度差によりワニ口が発生するためである。中間熱間圧延
１での圧延速度を４０〜７０ｍ／分に規定する理由は、
４０ｍ／分未満では圧延材の温度が低下して変形抵抗が
大きくなり割れが発生し、７０ｍ／分を超えると加工発
熱により圧延材の温度が異常に上昇するためである。
量を１０〜１５ｍｍ／パスと規定する理由は、１０ｍｍ
／パス未満では加工発熱量が減少し、それに伴い内部歪
みが大きくなって内部裂化もしくはワニ口が発生し、１
５ｍｍ／パスを超えると加工発熱により内部と外部の温
度差によりワニ口が発生するためである。中間熱間圧延
１での圧延速度を４０〜７０ｍ／分に規定する理由は、
４０ｍ／分未満では圧延材の温度が低下して変形抵抗が
大きくなり割れが発生し、７０ｍ／分を超えると加工発
熱により圧延材の温度が異常に上昇するためである。
【００１３】本発明において、中間熱間圧延２での圧下
量を２０〜４０ｍｍ／パスに規定する理由は、２０ｍｍ
／パス以下では板厚中層部は鋳造組織が十分加工組織に
変化しないでＴ６処理後に板厚中層部の結晶粒径が大き
くなって靱性が低下し、また４０ｍｍ／パスを超えると
圧延材に表層剥離が生じるためである。本発明におい
て、中間熱間圧延２での圧延速度を７０〜１３０ｍ／分
に規定する理由は、中間熱間圧延２では圧延材の表面積
が広がって温度が低下し易く、７０ｍ／分未満では材料
温度が低下して変形抵抗が大きくなり加工性が悪化する
ためである。また１３０ｍ／分を超えると加工発熱によ
る圧延材の温度が異常に上昇するためである。
量を２０〜４０ｍｍ／パスに規定する理由は、２０ｍｍ
／パス以下では板厚中層部は鋳造組織が十分加工組織に
変化しないでＴ６処理後に板厚中層部の結晶粒径が大き
くなって靱性が低下し、また４０ｍｍ／パスを超えると
圧延材に表層剥離が生じるためである。本発明におい
て、中間熱間圧延２での圧延速度を７０〜１３０ｍ／分
に規定する理由は、中間熱間圧延２では圧延材の表面積
が広がって温度が低下し易く、７０ｍ／分未満では材料
温度が低下して変形抵抗が大きくなり加工性が悪化する
ためである。また１３０ｍ／分を超えると加工発熱によ
る圧延材の温度が異常に上昇するためである。
【００１４】本発明では、従来のように熱間圧延を２回
に分けて行う必要がなく、板厚に関係なく、連続圧延に
より靱性および溶接性に優れた構造材が得られ、生産性
に優れる。本発明は、圧延材、押出材、鍛造材として用
いられる。
に分けて行う必要がなく、板厚に関係なく、連続圧延に
より靱性および溶接性に優れた構造材が得られ、生産性
に優れる。本発明は、圧延材、押出材、鍛造材として用
いられる。
【００１５】本発明において、初期圧延と終期圧延の圧
延条件は特に設定しないが、初期圧延では、通常、鋳塊
は圧延割れを起こし易いので軽圧下するが、材料に因っ
ては中間熱間圧延１と同じ条件で圧延しても差し支えな
い。また終期圧延についても中間熱間圧延２と同じ条件
で圧延しても良い。
延条件は特に設定しないが、初期圧延では、通常、鋳塊
は圧延割れを起こし易いので軽圧下するが、材料に因っ
ては中間熱間圧延１と同じ条件で圧延しても差し支えな
い。また終期圧延についても中間熱間圧延２と同じ条件
で圧延しても良い。
【００１６】
【実施例】以下に、本発明を実施例により詳細に説明す
る。 （実施例１）表１に示す本発明例組成の合金 (No.A〜H)
を半連続水冷鋳造法により厚さ５００ｍｍの板状鋳塊に
鋳造した。次に、この鋳塊に３５０〜４００℃で２時間
加熱の歪取り焼鈍と、４７０℃で５時間加熱の均質化熱
処理を順に施し、これを４５０ｍｍまで初期圧延し、次
いで厚さ２００ｍｍまで中間熱間圧延１し、次いで１０
０ｍｍまで中間熱間圧延２し、さらに終期圧延して厚さ
２５〜５０ｍｍの熱延板を得、次いでこれらに４７０℃
で２時間の溶体化処理と１２０℃で２４時間の時効処理
を順に施して板状構造材を得た。熱間圧延の開始温度と
終了温度、中間熱間圧延１と中間熱間圧延２の圧下量お
よび圧延速度は種々に変化させた。
る。 （実施例１）表１に示す本発明例組成の合金 (No.A〜H)
を半連続水冷鋳造法により厚さ５００ｍｍの板状鋳塊に
鋳造した。次に、この鋳塊に３５０〜４００℃で２時間
加熱の歪取り焼鈍と、４７０℃で５時間加熱の均質化熱
処理を順に施し、これを４５０ｍｍまで初期圧延し、次
いで厚さ２００ｍｍまで中間熱間圧延１し、次いで１０
０ｍｍまで中間熱間圧延２し、さらに終期圧延して厚さ
２５〜５０ｍｍの熱延板を得、次いでこれらに４７０℃
で２時間の溶体化処理と１２０℃で２４時間の時効処理
を順に施して板状構造材を得た。熱間圧延の開始温度と
終了温度、中間熱間圧延１と中間熱間圧延２の圧下量お
よび圧延速度は種々に変化させた。
【００１７】（比較例１）表２に示す比較例組成の合金
(No.I〜N)を用い、圧延を本発明条件で行った他は、実
施例１と同じ方法により板状構造材を製造した。
(No.I〜N)を用い、圧延を本発明条件で行った他は、実
施例１と同じ方法により板状構造材を製造した。
【００１８】得られた各々の板状構造材について靱性試
験および耐溶接割れ試験を下記方法により行った。結果
を、圧延条件を併記して表３、４に示す 〔靱性試験〕 （ａ）試験片：図２に示す、幅４０ｍｍ、長さ６０ｍ
ｍ、厚さ６ｍｍの引裂試験片１に角度４５度、深さ１０
ｍｍのＶ形切欠部４を形成した。Ｖ形切欠部４の底部５
は０．０２５Ｒに形成した。このＶ形切欠部４の底部５
と引張力作用点６の中心部とは一直線上に形成した。 （ｂ）試験方法：アムスラー万能試験機を用いて上記試
験片の引張力作用点６にチャックを掛けて引張り、得ら
れた引張荷重−変位曲線からＡ（図３における斜線部分
の面積）を求め、これを下式に代入して引裂抵抗値ＵＰ
Ｅを求めた。 ＵＰＥ＝Ａ／Ｓ（式中Ｓは試験片の有効断面積） （ｃ）評価法：引裂抵抗値ＵＰＥを下記３基準に分け判
定した。 良（○）… 2.0kg・mm/mm2以上。 やや不良（△）… 2.0kg・mm/mm2未満、1.0 kg・mm/mm2以上。 不良（×）… 1.0kg・mm/mm2未満。 〔耐溶接割れ性試験〕 （ａ）試験片：図４に示す溶接後の試験片に切込み深さ
を段階的に変化させたフィッシュボーン型試験片を用い
た。図４で、Ｌ0 ＝１１４ｍｍ、Ｌ1 ＝１０５ｍｍ、Ｌ
2 ＝１２．７ｍｍ、Ｌ3 ＝１．２ｍｍ、Ｗ0 ＝６６．８
ｍｍ、Ｗ1 ＝５５ｍｍ、Ｗ2 ＝９．６ｍｍ。 （ｂ）溶接条件：溶接方法…ＴＩＧ、溶加材…使用せ
ず、電極棒…３．２ｍｍφのセリウム入りＷ棒、溶接電
流…１８０Ａ、アーク電圧…１９Ｖ、溶接速度…３０ｍ
ｍ／ｍｉｎ、アルゴンガス流量…１０リットル／ｍｉ
ｎ。 （ｃ）評価法：割れ長さ（図４に示すＩｃ）を下記３基
準に分け判定した。 良（○）…割れ長さ３０ｍｍ未満。 やや不良（△）…割れ長さ３０ｍｍ以上、５０ｍｍ未満。 不良（×）…割れ長さ５０ｍｍ以上。
験および耐溶接割れ試験を下記方法により行った。結果
を、圧延条件を併記して表３、４に示す 〔靱性試験〕 （ａ）試験片：図２に示す、幅４０ｍｍ、長さ６０ｍ
ｍ、厚さ６ｍｍの引裂試験片１に角度４５度、深さ１０
ｍｍのＶ形切欠部４を形成した。Ｖ形切欠部４の底部５
は０．０２５Ｒに形成した。このＶ形切欠部４の底部５
と引張力作用点６の中心部とは一直線上に形成した。 （ｂ）試験方法：アムスラー万能試験機を用いて上記試
験片の引張力作用点６にチャックを掛けて引張り、得ら
れた引張荷重−変位曲線からＡ（図３における斜線部分
の面積）を求め、これを下式に代入して引裂抵抗値ＵＰ
Ｅを求めた。 ＵＰＥ＝Ａ／Ｓ（式中Ｓは試験片の有効断面積） （ｃ）評価法：引裂抵抗値ＵＰＥを下記３基準に分け判
定した。 良（○）… 2.0kg・mm/mm2以上。 やや不良（△）… 2.0kg・mm/mm2未満、1.0 kg・mm/mm2以上。 不良（×）… 1.0kg・mm/mm2未満。 〔耐溶接割れ性試験〕 （ａ）試験片：図４に示す溶接後の試験片に切込み深さ
を段階的に変化させたフィッシュボーン型試験片を用い
た。図４で、Ｌ0 ＝１１４ｍｍ、Ｌ1 ＝１０５ｍｍ、Ｌ
2 ＝１２．７ｍｍ、Ｌ3 ＝１．２ｍｍ、Ｗ0 ＝６６．８
ｍｍ、Ｗ1 ＝５５ｍｍ、Ｗ2 ＝９．６ｍｍ。 （ｂ）溶接条件：溶接方法…ＴＩＧ、溶加材…使用せ
ず、電極棒…３．２ｍｍφのセリウム入りＷ棒、溶接電
流…１８０Ａ、アーク電圧…１９Ｖ、溶接速度…３０ｍ
ｍ／ｍｉｎ、アルゴンガス流量…１０リットル／ｍｉ
ｎ。 （ｃ）評価法：割れ長さ（図４に示すＩｃ）を下記３基
準に分け判定した。 良（○）…割れ長さ３０ｍｍ未満。 やや不良（△）…割れ長さ３０ｍｍ以上、５０ｍｍ未満。 不良（×）…割れ長さ５０ｍｍ以上。
【００１９】（比較例２）表１に示す No.Ｂの合金を用
い、圧延を本発明規定値外の条件で行った他は、実施例
１と同じ方法により、板状構造材を製造し、靱性試験と
耐溶接性試験を行った。結果を表５に示す。
い、圧延を本発明規定値外の条件で行った他は、実施例
１と同じ方法により、板状構造材を製造し、靱性試験と
耐溶接性試験を行った。結果を表５に示す。
【００２０】（従来例１）従来の７０７５合金を用い、
前記特公昭６３−６０８２０号公報に開示された方法に
従って熱間圧延を２回に分けて行った他は、実施例１と
同じ方法により、板状構造材を製造し、靱性試験と耐溶
接性試験を行った。結果を表６に示す。
前記特公昭６３−６０８２０号公報に開示された方法に
従って熱間圧延を２回に分けて行った他は、実施例１と
同じ方法により、板状構造材を製造し、靱性試験と耐溶
接性試験を行った。結果を表６に示す。
【００２１】
【表１】 （注） No.Ａ〜Ｈは本発明例合金。
【００２２】
【表２】 （注） No.Ｉ〜Ｎは比較例合金。
【００２３】
【表３】 （注）中間熱間圧延１:450mm以下 200mm以上。 圧下量は１パスあたり、単位ｍｍ、速度は圧延速度、単位ｍ／分。 中間熱間圧延２:200mm未満 100mm以上。圧下量、速度はと同じ。 引裂抵抗、単位：ｋｇ・ｍｍ／ｍｍ2 。 割れ長さ、単位：ｍｍ。
【００２４】
【表４】 （注）〜は表３の（注）と同じ。
【００２５】
【表５】 （注）〜は表３の（注）と同じ。* 本発明規定値外。
【００２６】
【表６】 （注）Ｐ7075(Al-0.40Si-0.5Fe-1.5Cu-0.3Mn-2.5Mg-0.2Cr-5.5Zn-0.2Ti:wt%) 。 Ｑ7175(Al-0.15Si-0.2Fe-1.5Cu-0.1Mn-2.5Mg-0.2Cr-6.8Zn-0.2Ti:wt%) 。 圧延開始温度、単位℃。圧延加工率、単位％。 単位℃。単位ｈｒ。表３の（注）と同じ。表３の（注）と同じ。
【００２７】表３より明らかなように、本発明例のNo.1
〜8 は、いずれも靱性と耐溶接割れ性に優れた。これに
対し、比較例１のNo.9〜14は合金組成が本発明の規定値
を外れているため、表４に示すように、靱性または耐溶
接割れ性が低下した。比較例２の No.15〜20は製造条件
が、表５に示すように、本発明例を外れているため靱性
と耐溶接割れ性が低下した。従来例のNo.21,22は、表６
に示すように、熱処理を２回に分けて行ったが、晶出物
が十分再固溶しないで残存したため、靱性と耐溶接割れ
性が低下した。
〜8 は、いずれも靱性と耐溶接割れ性に優れた。これに
対し、比較例１のNo.9〜14は合金組成が本発明の規定値
を外れているため、表４に示すように、靱性または耐溶
接割れ性が低下した。比較例２の No.15〜20は製造条件
が、表５に示すように、本発明例を外れているため靱性
と耐溶接割れ性が低下した。従来例のNo.21,22は、表６
に示すように、熱処理を２回に分けて行ったが、晶出物
が十分再固溶しないで残存したため、靱性と耐溶接割れ
性が低下した。
【００２８】
【発明の効果】以上に述べたように、本発明方法によれ
ば、靱性および溶接性に優れる高強度アルミニウム合金
構造材が、通常の連続圧延法を用い、その圧延条件を選
定することにより効率良く製造することができ、工業上
顕著な効果を奏する。
ば、靱性および溶接性に優れる高強度アルミニウム合金
構造材が、通常の連続圧延法を用い、その圧延条件を選
定することにより効率良く製造することができ、工業上
顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延でのワニ口の発生状況の説明図で
（イ）は圧延前、（ロ）は圧延中、（ハ）は圧延後の状
況を示す。
（イ）は圧延前、（ロ）は圧延中、（ハ）は圧延後の状
況を示す。
【図２】靱性試験用試験片の説明図である。
【図３】靱性試験における引張荷重−変位曲線図であ
る。
る。
【図４】溶接性試験用フィシュボーン型試験片の説明図
である。
である。
１ ワニ口 ２ 圧延材 ３ 圧延ロール ４ Ｖ形切欠部 ５ Ｖ形切欠部の底部（０．０２５Ｒ） ６ 引張力作用点
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｚｎを５．０〜８．０wt％、Ｃｕを２．
０〜３．０wt％、Ｍｇを１．２〜２．８wt％、Ｔｉを
０．００５〜０．３wt％、Ｃｒを０．０５〜０．３wt
％、Ｚｒを０．０５〜０．１５wt％、Ｍｎを０．０３wt
％以下、Ｖを０．０１〜０．２wt％、ＭＭ（ミッシュメ
タル）を０．０５〜０．１５wt％、Ｆｅを０．０１〜
０．２５wt％含有し、Ｓｉを０．１wt％以下に規制し、
残部実質的にＡｌからなるアルミニウム合金を溶解鋳造
し、得られる鋳塊に熱間圧延、冷間圧延、仕上圧延を順
に施す構造材の製造方法において、前記熱間圧延を、圧
延開始温度３８０〜４５０℃、圧延終了温度３５０〜４
００℃とし、鋳塊厚さＴから圧延材厚さ０．９５Ｔ〜
０．９Ｔまでの圧延を初期圧延、初期圧延後圧延材厚さ
０．５Ｔ〜０．３３Ｔまでの圧延を中間熱間圧延１、中
間熱間圧延１後圧延材厚さ２．０ｔ（ｔは熱間圧延終了
厚さ）〜１．３ｔまでの圧延を中間熱間圧延２、中間熱
間圧延２後圧延材厚さ１．０ｔまでの圧延を終期圧延と
したとき、前記中間熱間圧延１を圧下量１０〜１５ｍｍ
／パス、圧延速度４０〜７０ｍ／分の条件で施し、前記
中間熱間圧延２を圧下量２０〜４０ｍｍ／パス、圧延速
度７０〜１３０ｍ／分の条件で施すことを特徴とする靱
性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31197097A JPH11140610A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 靱性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31197097A JPH11140610A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 靱性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11140610A true JPH11140610A (ja) | 1999-05-25 |
Family
ID=18023635
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31197097A Pending JPH11140610A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 靱性および溶接性に優れるアルミニウム合金構造材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11140610A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005001149A3 (fr) * | 2003-06-24 | 2005-05-26 | Pechiney Rhenalu | Produits en alliages al-zn-mg-cu a compromis caracteristiques mecaniques statiques/tolerance aux dommages ameliore |
| CN105369089A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-03-02 | 安徽鑫发铝业有限公司 | 一种电泳铝合金工业型材 |
| CN105420567A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-03-23 | 安徽鑫发铝业有限公司 | 一种高强高韧耐腐蚀型铝合金型材 |
| WO2020232990A1 (zh) * | 2019-05-17 | 2020-11-26 | 江苏亨通电力特种导线有限公司 | 高导电率耐热铝合金，其制备方法以及架空导线用合金铝杆 |
| KR20210020992A (ko) * | 2018-06-12 | 2021-02-24 | 알레리스 로울드 프로덕츠 저머니 게엠베하 | 피로 파괴 내성이 개선된 7xxx-시리즈 알루미늄 합금 판 제품의 제조 방법 |
-
1997
- 1997-11-13 JP JP31197097A patent/JPH11140610A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005001149A3 (fr) * | 2003-06-24 | 2005-05-26 | Pechiney Rhenalu | Produits en alliages al-zn-mg-cu a compromis caracteristiques mecaniques statiques/tolerance aux dommages ameliore |
| CN105369089A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-03-02 | 安徽鑫发铝业有限公司 | 一种电泳铝合金工业型材 |
| CN105420567A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-03-23 | 安徽鑫发铝业有限公司 | 一种高强高韧耐腐蚀型铝合金型材 |
| CN105369089B (zh) * | 2015-11-24 | 2017-12-15 | 安徽鑫发铝业有限公司 | 一种电泳铝合金工业型材 |
| KR20210020992A (ko) * | 2018-06-12 | 2021-02-24 | 알레리스 로울드 프로덕츠 저머니 게엠베하 | 피로 파괴 내성이 개선된 7xxx-시리즈 알루미늄 합금 판 제품의 제조 방법 |
| JP2021526591A (ja) * | 2018-06-12 | 2021-10-07 | アレリス、ロールド、プロダクツ、ジャーマニー、ゲゼルシャフト、ミット、ベシュレンクテル、ハフツングＡｌｅｒｉｓ Ｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ Ｇｅｒｍａｎｙ Ｇｍｂｈ | 耐疲労破壊性を向上させた７ｘｘｘシリーズアルミ合金プレート製品の製造方法 |
| EP3807434B1 (en) | 2018-06-12 | 2022-09-14 | Novelis Koblenz GmbH | Method of manufacturing a 7xxx-series aluminium alloy plate product having improved fatigue failure resistance |
| WO2020232990A1 (zh) * | 2019-05-17 | 2020-11-26 | 江苏亨通电力特种导线有限公司 | 高导电率耐热铝合金，其制备方法以及架空导线用合金铝杆 |
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