JPH111737A - 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金とその製造方法 - Google Patents
耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金とその製造方法Info
- Publication number
- JPH111737A JPH111737A JP10076570A JP7657098A JPH111737A JP H111737 A JPH111737 A JP H111737A JP 10076570 A JP10076570 A JP 10076570A JP 7657098 A JP7657098 A JP 7657098A JP H111737 A JPH111737 A JP H111737A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- corrosion resistance
- treatment
- series aluminum
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱処理型７０００系アルミニウム合金の強度
及び耐食性（耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性）をさらに
高くし、且つこれらの特性を工業的にも容易に得られる
ようにする。 【解決手段】 結晶粒径が４５μｍ以下、望ましくはア
スペクト比（結晶粒の縦横比）が４以下となるミクロ組
織を有する熱処理型７０００系アルミニウム合金。溶体
化処理及び焼入れ後、時効処理を１００〜１４５℃で５
〜５０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３
０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ
行って、導電率を３８〜４０ＩＡＣＳ％とし、ミクロ組
織を、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且
つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下とする
ことで、耐食性は飛躍的に向上する。
及び耐食性（耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性）をさらに
高くし、且つこれらの特性を工業的にも容易に得られる
ようにする。 【解決手段】 結晶粒径が４５μｍ以下、望ましくはア
スペクト比（結晶粒の縦横比）が４以下となるミクロ組
織を有する熱処理型７０００系アルミニウム合金。溶体
化処理及び焼入れ後、時効処理を１００〜１４５℃で５
〜５０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３
０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ
行って、導電率を３８〜４０ＩＡＣＳ％とし、ミクロ組
織を、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且
つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下とする
ことで、耐食性は飛躍的に向上する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、一般機械部品、汎
用品及び航空機、鉄道車両、自動車等の輸送機器等の用
途に適する熱処理型７０００系アルミニウム合金に関す
るものであり、特に本発明は耐食性に優れる高強度熱処
理型７０００系アルミニウム合金に関するものである。
用品及び航空機、鉄道車両、自動車等の輸送機器等の用
途に適する熱処理型７０００系アルミニウム合金に関す
るものであり、特に本発明は耐食性に優れる高強度熱処
理型７０００系アルミニウム合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】熱処理型７０００系アルミニウム合金は
溶体化焼入れ後の人工時効により高い強度が得られる析
出型合金であり、大別してＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金とＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金とに分けられる。代表的な
合金として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金では７０７
５（Ａｌ−５．５Ｚｎ−２．５Ｍｇ−１．６Ｃｕ−０．
２Ｃｒ）、７０５０（Ａｌ−６．２Ｚｎ−２．３Ｍｇ−
２．３Ｃｕ−０．１２Ｚｒ）、７１５０（Ａｌ−６．４
Ｚｎ−２．３Ｍｇ−２．３Ｃｕ−０．１２Ｚｒ）及び７
０５５（Ａｌ−８．０Ｚｎ−２．１Ｍｇ−２．３Ｃｕ−
０．１７Ｚｒ）が、またＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では７
００３（Ａｌ−６．３Ｚｎ−０．８Ｍｇ−０．１７Ｚ
ｒ）等がある。
溶体化焼入れ後の人工時効により高い強度が得られる析
出型合金であり、大別してＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金とＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金とに分けられる。代表的な
合金として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金では７０７
５（Ａｌ−５．５Ｚｎ−２．５Ｍｇ−１．６Ｃｕ−０．
２Ｃｒ）、７０５０（Ａｌ−６．２Ｚｎ−２．３Ｍｇ−
２．３Ｃｕ−０．１２Ｚｒ）、７１５０（Ａｌ−６．４
Ｚｎ−２．３Ｍｇ−２．３Ｃｕ−０．１２Ｚｒ）及び７
０５５（Ａｌ−８．０Ｚｎ−２．１Ｍｇ−２．３Ｃｕ−
０．１７Ｚｒ）が、またＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では７
００３（Ａｌ−６．３Ｚｎ−０．８Ｍｇ−０．１７Ｚ
ｒ）等がある。
【０００３】代表的な製造方法は、溶解鋳造で作製され
たスラブあるいはビレットを均質化熱処理後、例えば押
出形材製品では再加熱後、熱間押出し、空気炉あるいは
硝石炉等で溶体化処理後焼入し、必要に応じてストレッ
チ等の引張加工が行われる。その後、最終製品形状に成
形加工後、人工時効で所定強度に調整される。また、板
製品でも同様に、均質化熱処理、熱間圧延、さらには必
要に応じて冷間圧延を行った後、空気炉あるいは硝石炉
で溶体化処理後焼入し、必要に応じて冷間圧延や引張加
工を行う。その後、最終製品に成形加工後、人工時効で
所定強度に調整される。なお、成形加工の度合いが高い
場合には、押出形材、板材ともに、製造工程途中で軟質
材（質別記号Ｏ）に調質した後、最終製品形状に成形加
工し、その後に溶体化処理及び焼入が行われている。
たスラブあるいはビレットを均質化熱処理後、例えば押
出形材製品では再加熱後、熱間押出し、空気炉あるいは
硝石炉等で溶体化処理後焼入し、必要に応じてストレッ
チ等の引張加工が行われる。その後、最終製品形状に成
形加工後、人工時効で所定強度に調整される。また、板
製品でも同様に、均質化熱処理、熱間圧延、さらには必
要に応じて冷間圧延を行った後、空気炉あるいは硝石炉
で溶体化処理後焼入し、必要に応じて冷間圧延や引張加
工を行う。その後、最終製品に成形加工後、人工時効で
所定強度に調整される。なお、成形加工の度合いが高い
場合には、押出形材、板材ともに、製造工程途中で軟質
材（質別記号Ｏ）に調質した後、最終製品形状に成形加
工し、その後に溶体化処理及び焼入が行われている。
【０００４】熱処理型７０００系アルミニウム合金にお
いては最高強度はＴ６調質で得られる。ＪＩＳ−Ｗ１１
０３及びＭＩＬ−６０８８Ｆが定める代表的な調質条件
は、７０７５では、溶体化処理及び焼入れを行った後に
１２０℃で２４ｈｒの熱処理を行うものである。ところ
が、耐食性は極端に低下する。例えば、ＡＳＴＭ−Ｇ４
７に従った試験において、耐ＳＣＣ応力（ＳＴ方向）
は、４８Ｎ／ｍｍ2以下と極めて低くなる。また、ＡＳ
ＴＭ−Ｇ３４に従った試験（ＥＸＣＯ Ｔｅｓｔ）にお
いて、耐剥離腐食性はランクＥＣ〜ＥＤと極めて低くな
る。
いては最高強度はＴ６調質で得られる。ＪＩＳ−Ｗ１１
０３及びＭＩＬ−６０８８Ｆが定める代表的な調質条件
は、７０７５では、溶体化処理及び焼入れを行った後に
１２０℃で２４ｈｒの熱処理を行うものである。ところ
が、耐食性は極端に低下する。例えば、ＡＳＴＭ−Ｇ４
７に従った試験において、耐ＳＣＣ応力（ＳＴ方向）
は、４８Ｎ／ｍｍ2以下と極めて低くなる。また、ＡＳ
ＴＭ−Ｇ３４に従った試験（ＥＸＣＯ Ｔｅｓｔ）にお
いて、耐剥離腐食性はランクＥＣ〜ＥＤと極めて低くな
る。
【０００５】耐食性を高くする方法としては、Ｔ７調質
で総称される過時効処理が一般に採用されている。耐Ｓ
ＣＣ応力は、例えばＴ７６調質、Ｔ７４調質及びＴ７３
調質でそれぞれ１１７〜１７２、２４２及び２８９Ｎ／
ｍｍ2と高くなり、また耐層状腐食特性もそれぞれ、ラ
ンクＥＢ、ランクＥＡ及びＰと高くなる。しかしなが
ら、強度低下は著しく、Ｔ６調質の強度に対して１５〜
３０％低下する。つまり耐食性を高くするために強度を
低くして使用されるのが実状であった。
で総称される過時効処理が一般に採用されている。耐Ｓ
ＣＣ応力は、例えばＴ７６調質、Ｔ７４調質及びＴ７３
調質でそれぞれ１１７〜１７２、２４２及び２８９Ｎ／
ｍｍ2と高くなり、また耐層状腐食特性もそれぞれ、ラ
ンクＥＢ、ランクＥＡ及びＰと高くなる。しかしなが
ら、強度低下は著しく、Ｔ６調質の強度に対して１５〜
３０％低下する。つまり耐食性を高くするために強度を
低くして使用されるのが実状であった。
【０００６】そこで、高強度で且つ高耐食性を狙った熱
処理方法として、ＵＳＰ３８５６５８４が提案されてい
る。これは、溶体化処理及び焼入れを行った後に、３段
階の熱処理を行うものであり、第１段階で時効処理を、
第２段階で復元処理を、第３段階で再時効処理を行うも
のである。具体的な熱処理条件は、時効処理：１２０℃
で２４ｈｒ（Ｔ６調質）、復元処理：２００〜２６０℃
で７〜１２０秒、再時効処理：１１５〜１２５℃（時間
は任意）である。しかしながら、復元時間は７〜１２０
秒と極めて短く、復元時の熱処理方法もオイルバス等の
浴槽型の熱処理炉に限定されてしまう。また、たとえ製
品サイズに見合ったオイルバスを用意できた場合でも、
厚肉材では昇温速度が遅く、このような短時間で適正な
復元処理を完全に行うことは、不可能である。
処理方法として、ＵＳＰ３８５６５８４が提案されてい
る。これは、溶体化処理及び焼入れを行った後に、３段
階の熱処理を行うものであり、第１段階で時効処理を、
第２段階で復元処理を、第３段階で再時効処理を行うも
のである。具体的な熱処理条件は、時効処理：１２０℃
で２４ｈｒ（Ｔ６調質）、復元処理：２００〜２６０℃
で７〜１２０秒、再時効処理：１１５〜１２５℃（時間
は任意）である。しかしながら、復元時間は７〜１２０
秒と極めて短く、復元時の熱処理方法もオイルバス等の
浴槽型の熱処理炉に限定されてしまう。また、たとえ製
品サイズに見合ったオイルバスを用意できた場合でも、
厚肉材では昇温速度が遅く、このような短時間で適正な
復元処理を完全に行うことは、不可能である。
【０００７】また、同手法は、ＵＳＰ５２２１３７７で
も提案されている。具体的な熱処理条件は、時効処理及
び再時効処理を１２０℃で２４ｈｒとし、復元処理を１
８２〜２４６℃の温度範囲内で５分以上保持するとあ
る。これにより、強度は７Ｘ５０−Ｔ６より１０％高く
なり５７９Ｎ／ｍｍ2となる。また、耐剥離腐食特性は
ランクＥＣ〜ＥＢとなり７Ｘ５０−Ｔ７６に匹敵するも
のになるとしている。しかしながら、復元処理前後での
時効処理及び再時効処理はそれぞれ２４ｈｒであり、こ
のため３段階熱処理に必要な全熱処理時間は約５０ｈｒ
と極めて長い。また、耐食性は耐剥離腐食特性がランク
ＥＣ〜ＥＢとなる程度であり、耐ＳＣＣ応力に至っては
具体的な記述すらない。また、適用される７０００系ア
ルミニウム合金は遷移元素としてＺｒを含有するものと
限定されている。しかも、どのようなミクロ組織にすれ
ばこのような特性が得られるかは、具体的な記述はなく
皆目わからない。
も提案されている。具体的な熱処理条件は、時効処理及
び再時効処理を１２０℃で２４ｈｒとし、復元処理を１
８２〜２４６℃の温度範囲内で５分以上保持するとあ
る。これにより、強度は７Ｘ５０−Ｔ６より１０％高く
なり５７９Ｎ／ｍｍ2となる。また、耐剥離腐食特性は
ランクＥＣ〜ＥＢとなり７Ｘ５０−Ｔ７６に匹敵するも
のになるとしている。しかしながら、復元処理前後での
時効処理及び再時効処理はそれぞれ２４ｈｒであり、こ
のため３段階熱処理に必要な全熱処理時間は約５０ｈｒ
と極めて長い。また、耐食性は耐剥離腐食特性がランク
ＥＣ〜ＥＢとなる程度であり、耐ＳＣＣ応力に至っては
具体的な記述すらない。また、適用される７０００系ア
ルミニウム合金は遷移元素としてＺｒを含有するものと
限定されている。しかも、どのようなミクロ組織にすれ
ばこのような特性が得られるかは、具体的な記述はなく
皆目わからない。
【０００８】以上のように、７０００系アルミニウム合
金において、耐食性を高くする熱処理方法としてＴ７
６、Ｔ７４、Ｔ７３等の過時効処理があるが強度の低下
が著しい。そこで、高強度と高耐食性を同時に実現する
熱処理方法として、溶体化処理及び焼入れ後の時効、復
元及び再時効からなる３段階熱処理が提案されている
が、復元時間が数十秒と極めて短く工業的には実用的で
ない。また、復元条件を調整することで、復元工程の長
時間化が図られているが、耐剥離腐食特性はＴ７６調質
程度とまだまだ低く、耐ＳＣＣ特性にいたっては全く不
明である。さらに、どのようなミクロ組織にすれば高強
度で高耐食性が得られるかについては全く分からない。
金において、耐食性を高くする熱処理方法としてＴ７
６、Ｔ７４、Ｔ７３等の過時効処理があるが強度の低下
が著しい。そこで、高強度と高耐食性を同時に実現する
熱処理方法として、溶体化処理及び焼入れ後の時効、復
元及び再時効からなる３段階熱処理が提案されている
が、復元時間が数十秒と極めて短く工業的には実用的で
ない。また、復元条件を調整することで、復元工程の長
時間化が図られているが、耐剥離腐食特性はＴ７６調質
程度とまだまだ低く、耐ＳＣＣ特性にいたっては全く不
明である。さらに、どのようなミクロ組織にすれば高強
度で高耐食性が得られるかについては全く分からない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】航空機、鉄道車両、自
動車等の輸送機器、一般機械部品等の用途において、近
年ますます薄肉軽量化の要求が高まりつつある。またＳ
ＣＣに対する危惧よりアルミニウム合金（特に、７００
０系合金）が殆ど用いられなかった部材をもアルミニウ
ム合金化することで、軽量化を図ると同時に構成部材全
てをアルミニウム合金化し、リサイクル性も向上しよう
とする要望が強い。一例としては、高強度高耐食性アル
ミボルトが強く望まれている。このため、７０００系ア
ルミニウム合金に対しては、ますます高強度で、特に耐
食性（耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性）の向上が求めら
れている。
動車等の輸送機器、一般機械部品等の用途において、近
年ますます薄肉軽量化の要求が高まりつつある。またＳ
ＣＣに対する危惧よりアルミニウム合金（特に、７００
０系合金）が殆ど用いられなかった部材をもアルミニウ
ム合金化することで、軽量化を図ると同時に構成部材全
てをアルミニウム合金化し、リサイクル性も向上しよう
とする要望が強い。一例としては、高強度高耐食性アル
ミボルトが強く望まれている。このため、７０００系ア
ルミニウム合金に対しては、ますます高強度で、特に耐
食性（耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性）の向上が求めら
れている。
【００１０】従って、本発明は、熱処理型７０００系ア
ルミニウム合金において、強度を低下させることなく、
耐食性を従来法より飛躍的に高くし、且つこれらの特性
が工業的にも容易に製造できる熱処理型７０００系アル
ミニウム合金を提供することを目的とする。
ルミニウム合金において、強度を低下させることなく、
耐食性を従来法より飛躍的に高くし、且つこれらの特性
が工業的にも容易に製造できる熱処理型７０００系アル
ミニウム合金を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記に示し
た課題を解決するにあたり、ミクロ組織と強度及び耐食
性との関係を鋭意研究した結果、結晶粒径を４５μｍ以
下とすることで、耐ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食特性が飛
躍的に高くなり、それに加えてアスペクト比（結晶粒の
縦横比）を４以下とすることで、耐剥離腐食特性はさら
に高くなることを見い出した。すなわち、本発明に係る
高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金は、熱処理型
７０００系アルミニウム合金において、結晶粒径が４５
μｍ以下であり、望ましくはアスペクト比が４以下であ
るミクロ組織を有することを特徴とする。
た課題を解決するにあたり、ミクロ組織と強度及び耐食
性との関係を鋭意研究した結果、結晶粒径を４５μｍ以
下とすることで、耐ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食特性が飛
躍的に高くなり、それに加えてアスペクト比（結晶粒の
縦横比）を４以下とすることで、耐剥離腐食特性はさら
に高くなることを見い出した。すなわち、本発明に係る
高強度で耐食性に優れるアルミニウム合金は、熱処理型
７０００系アルミニウム合金において、結晶粒径が４５
μｍ以下であり、望ましくはアスペクト比が４以下であ
るミクロ組織を有することを特徴とする。
【００１２】本発明では、結晶粒を微細化することによ
り、隣り合う結晶粒相互の方位差が小さくなり、引張応
力を付加された場合でも、粒界を引き離そうとする有効
引張応力が低減する。このため、ＳＣＣが発生するしき
い応力は高くなり、耐ＳＣＣ特性は向上する。結晶粒径
が４５μｍより大きいとこれらの効果は小さい。さらに
アスペクト比を４以下とすると、耐剥離腐食性は向上す
る。腐食が発生しても軽度の孔食程度で済む。なお、結
晶粒径の望ましい範囲は３０μｍ以下である。
り、隣り合う結晶粒相互の方位差が小さくなり、引張応
力を付加された場合でも、粒界を引き離そうとする有効
引張応力が低減する。このため、ＳＣＣが発生するしき
い応力は高くなり、耐ＳＣＣ特性は向上する。結晶粒径
が４５μｍより大きいとこれらの効果は小さい。さらに
アスペクト比を４以下とすると、耐剥離腐食性は向上す
る。腐食が発生しても軽度の孔食程度で済む。なお、結
晶粒径の望ましい範囲は３０μｍ以下である。
【００１３】本発明では、結晶粒径として、アルミニウ
ム合金材に負荷されるあるいは残留する引張応力の方向
に切断法（ＪＩＳ−Ｈ０５０１に準拠）により測定した
値（ａ）を用いる。また、アスペクト比は、上記アルミ
ニウム合金材に負荷されるあるいは残留する引張応力の
方向に垂直な面内で、結晶粒径が最も大きく評価される
方向に切断法で測定した値（ｂ）を用いて（ｂ）／
（ａ）で表す。例えば、圧延材で圧延方向に長い偏平な
再結晶粒が生成しているとすれば、板厚方向（ＳＴ方
向）に引張応力が負荷される場合、結晶粒径（ａ）はＳ
Ｔ方向の結晶粒径となり、（ｂ）は圧延方向（Ｌ方向）
の結晶粒径となり、アスペクト比は（Ｌ方向の結晶粒径
／ＳＴ方向の結晶粒径）となる。
ム合金材に負荷されるあるいは残留する引張応力の方向
に切断法（ＪＩＳ−Ｈ０５０１に準拠）により測定した
値（ａ）を用いる。また、アスペクト比は、上記アルミ
ニウム合金材に負荷されるあるいは残留する引張応力の
方向に垂直な面内で、結晶粒径が最も大きく評価される
方向に切断法で測定した値（ｂ）を用いて（ｂ）／
（ａ）で表す。例えば、圧延材で圧延方向に長い偏平な
再結晶粒が生成しているとすれば、板厚方向（ＳＴ方
向）に引張応力が負荷される場合、結晶粒径（ａ）はＳ
Ｔ方向の結晶粒径となり、（ｂ）は圧延方向（Ｌ方向）
の結晶粒径となり、アスペクト比は（Ｌ方向の結晶粒径
／ＳＴ方向の結晶粒径）となる。
【００１４】また、熱処理型７０００系アルミニウム合
金が、上記結晶粒径とアスペクト比のほか、結晶粒界上
のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’
相の最大サイズが２０ｎｍ以下というミクロ組織を有
し、その導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ％であるとき、耐
力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性がさらに向上する。
金が、上記結晶粒径とアスペクト比のほか、結晶粒界上
のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’
相の最大サイズが２０ｎｍ以下というミクロ組織を有
し、その導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ％であるとき、耐
力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性がさらに向上する。
【００１５】
【発明の実施の形態】さて、熱処理型７０００系アルミ
ニウム合金は析出硬化型の合金であり、溶体化処理及び
焼入れ後、例えば１２０℃で２４ｈｒ人工時効すると、
粒内にＧＰゾーンが微細に析出するため強度は高くな
る。また、粒界上には、η相が連続的に析出する。η相
はアノディックであり溶出し易い。このため、耐ＳＣＣ
応力及び耐剥離腐食特性は低い。一方、熱処理型７００
０系アルミニウム合金を溶体化処理及び焼入れ後、質別
記号Ｔ７で示されるような過時効処理を施すと、結晶粒
内のＧＰゾーンは粗大η’相へと析出が進行するため、
強度は低下する。また、結晶粒界上のη相は粗大化し、
不連続化する。このため、耐ＳＣＣ応力及び耐剥離腐食
特性等の耐食性は高くなる。
ニウム合金は析出硬化型の合金であり、溶体化処理及び
焼入れ後、例えば１２０℃で２４ｈｒ人工時効すると、
粒内にＧＰゾーンが微細に析出するため強度は高くな
る。また、粒界上には、η相が連続的に析出する。η相
はアノディックであり溶出し易い。このため、耐ＳＣＣ
応力及び耐剥離腐食特性は低い。一方、熱処理型７００
０系アルミニウム合金を溶体化処理及び焼入れ後、質別
記号Ｔ７で示されるような過時効処理を施すと、結晶粒
内のＧＰゾーンは粗大η’相へと析出が進行するため、
強度は低下する。また、結晶粒界上のη相は粗大化し、
不連続化する。このため、耐ＳＣＣ応力及び耐剥離腐食
特性等の耐食性は高くなる。
【００１６】高強度及び高耐食性を同時に実現すること
を目的とした、溶体化焼入れ後の時効処理、復元処理及
び再時効処理からなる３段階の熱処理処理法では、粒内
はＧＰゾーンの割合をできるだけ増やすことで高い強度
を、粒界上ではη相の間隔をできるだけ広げることで高
耐食性を実現しようとするものである。３段階の熱処理
中のミクロ組織の変化は、以下の通りとされている。す
なわち、溶体化処理及び焼入れ後の時効処理で生じた粒
内のＧＰゾーンは、復元処理で再固溶するが、その後の
再時効処理で再びＧＰゾーンは析出する。一方、粒界上
では、時効処理で生じたη相は、復元処理で粗大化し不
連続化する。その後の再時効処理では殆ど変化を生じな
い。
を目的とした、溶体化焼入れ後の時効処理、復元処理及
び再時効処理からなる３段階の熱処理処理法では、粒内
はＧＰゾーンの割合をできるだけ増やすことで高い強度
を、粒界上ではη相の間隔をできるだけ広げることで高
耐食性を実現しようとするものである。３段階の熱処理
中のミクロ組織の変化は、以下の通りとされている。す
なわち、溶体化処理及び焼入れ後の時効処理で生じた粒
内のＧＰゾーンは、復元処理で再固溶するが、その後の
再時効処理で再びＧＰゾーンは析出する。一方、粒界上
では、時効処理で生じたη相は、復元処理で粗大化し不
連続化する。その後の再時効処理では殆ど変化を生じな
い。
【００１７】本発明に従い結晶粒径を４５μｍ以下、望
ましくはアスペクト比を４以下とすることで得られる耐
ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食特性の向上効果は、質別記号
Ｔ６材でも得られる。また、質別記号Ｔ７で代表される
過時効処理材では、著しい耐食性の向上をもたらす。さ
らには、時効処理、復元処理及び再時効処理の３段階熱
処理を施したとき耐食性が飛躍的に向上する。
ましくはアスペクト比を４以下とすることで得られる耐
ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食特性の向上効果は、質別記号
Ｔ６材でも得られる。また、質別記号Ｔ７で代表される
過時効処理材では、著しい耐食性の向上をもたらす。さ
らには、時効処理、復元処理及び再時効処理の３段階熱
処理を施したとき耐食性が飛躍的に向上する。
【００１８】本発明に係る３段階熱処理（特願平７−８
９４０９号「破壊靭性、疲労特性及び成形性に優れるア
ルミニウム合金」参照）は、熱処理型７０００系アルミ
ニウム合金に対し、溶体化処理及び焼入れ後、時効処理
を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０
〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜
１４５℃で５〜５０ｈｒ行うことで、導電率を３８〜４
０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔を２０
ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎ
ｍ以下であるミクロ組織を有する熱処理型７０００系ア
ルミニウム合金を得て、強度、耐ＳＣＣ特性及び耐剥離
腐食特性を従来の３段階の熱処理法に比べ飛躍的に高く
するというものである。
９４０９号「破壊靭性、疲労特性及び成形性に優れるア
ルミニウム合金」参照）は、熱処理型７０００系アルミ
ニウム合金に対し、溶体化処理及び焼入れ後、時効処理
を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０
〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜
１４５℃で５〜５０ｈｒ行うことで、導電率を３８〜４
０ＩＡＣＳ％とし、結晶粒界上のη相の最小間隔を２０
ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎ
ｍ以下であるミクロ組織を有する熱処理型７０００系ア
ルミニウム合金を得て、強度、耐ＳＣＣ特性及び耐剥離
腐食特性を従来の３段階の熱処理法に比べ飛躍的に高く
するというものである。
【００１９】続いて、ミクロ組織（η’相、η相）及び
熱処理条件の限定理由について、以下説明する。まず、
粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ未満であると、各η
相が腐食環境下において連続的に溶出するため、耐ＳＣ
Ｃ応力及び耐層状剥離腐食特性は劣る。強度にはＧＰゾ
ーンが寄与するわけであるが、これは導電率３８〜４０
ＩＡＣＳ％の範囲内において、粒内のη’相の最大サイ
ズを２０ｎｍ以下にすることで高い強度が得られる。た
とえ導電率３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲内においても粒
内のη’相の最大サイズが２０ｎｍを越えるような時効
状態では、強度に寄与すべきＧＰゾーンはη’相へと析
出が進行している。このため、ＧＰゾーンの析出量が減
少し、高い強度は得られない。また、このような時効状
態では、一部のη’相がη相へと析出が進行しているた
め、ますますＧＰゾーンの析出量は減少する。一方、導
電率が４０ＩＡＣＳ％を越える領域では、粒内中のη相
の割合が顕著に増加する時効段階にあり、高い強度は得
られない。また、導電率が３８ＩＡＣＳ％以下では、粒
界上のη相は粗大化しないため、η相の間隔を大きくす
ることができず、このため耐食性は低下する。
熱処理条件の限定理由について、以下説明する。まず、
粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ未満であると、各η
相が腐食環境下において連続的に溶出するため、耐ＳＣ
Ｃ応力及び耐層状剥離腐食特性は劣る。強度にはＧＰゾ
ーンが寄与するわけであるが、これは導電率３８〜４０
ＩＡＣＳ％の範囲内において、粒内のη’相の最大サイ
ズを２０ｎｍ以下にすることで高い強度が得られる。た
とえ導電率３８〜４０ＩＡＣＳ％の範囲内においても粒
内のη’相の最大サイズが２０ｎｍを越えるような時効
状態では、強度に寄与すべきＧＰゾーンはη’相へと析
出が進行している。このため、ＧＰゾーンの析出量が減
少し、高い強度は得られない。また、このような時効状
態では、一部のη’相がη相へと析出が進行しているた
め、ますますＧＰゾーンの析出量は減少する。一方、導
電率が４０ＩＡＣＳ％を越える領域では、粒内中のη相
の割合が顕著に増加する時効段階にあり、高い強度は得
られない。また、導電率が３８ＩＡＣＳ％以下では、粒
界上のη相は粗大化しないため、η相の間隔を大きくす
ることができず、このため耐食性は低下する。
【００２０】復元処理においては温度が高すぎたり、あ
るいは低温でも処理時間が長すぎるとＧＰゾーンの復元
が進行するとともに、η相及び粗大なη’相が析出して
しまい、その後の再時効処理を行っても高い強度を得る
ことは困難である。復元処理でη相及び粗大なη’相の
析出を防止するには、１９５℃を越えると処理時間が
０．５ｈｒ未満とする必要がある。また、１４０℃未満
では、処理時間が３０ｈｒを越えてしまう。それぞれ工
業的に実用的条件ではない。従って、復元処理条件は１
４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒとする。なかでも、
１６５〜１８５℃で１〜３ｈｒが、η相、η’相を最適
な析出形態で制御しやすい。
るいは低温でも処理時間が長すぎるとＧＰゾーンの復元
が進行するとともに、η相及び粗大なη’相が析出して
しまい、その後の再時効処理を行っても高い強度を得る
ことは困難である。復元処理でη相及び粗大なη’相の
析出を防止するには、１９５℃を越えると処理時間が
０．５ｈｒ未満とする必要がある。また、１４０℃未満
では、処理時間が３０ｈｒを越えてしまう。それぞれ工
業的に実用的条件ではない。従って、復元処理条件は１
４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒとする。なかでも、
１６５〜１８５℃で１〜３ｈｒが、η相、η’相を最適
な析出形態で制御しやすい。
【００２１】時効処理においては、粒内にη相及び粗大
なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させては
ならず、そのような状態まで時効析出が進行すると、復
元処理時に復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効
処理時に最終的に析出するＧＰゾーンの量が減る。この
ため、十分な強度は得られない。また、逆に時効処理が
不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合、この状態で
次の復元処理を行っても、上述したように復元処理時に
復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効処理時に最
終的に析出するＧＰゾーンが減る。このため、十分な強
度は得られない。このように時効処理時には、復元処理
時に復元するＧＰゾーンを十分に析出させる必要があ
る。
なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させては
ならず、そのような状態まで時効析出が進行すると、復
元処理時に復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効
処理時に最終的に析出するＧＰゾーンの量が減る。この
ため、十分な強度は得られない。また、逆に時効処理が
不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合、この状態で
次の復元処理を行っても、上述したように復元処理時に
復元するＧＰゾーンの量が減るため、再時効処理時に最
終的に析出するＧＰゾーンが減る。このため、十分な強
度は得られない。このように時効処理時には、復元処理
時に復元するＧＰゾーンを十分に析出させる必要があ
る。
【００２２】そして、時効処理温度が１４５℃を越える
と短時間でη相及び粗大なη’相が析出しやすくなり、
その分ＧＰゾーンの量が減る。また、１００℃未満で
は、十分なＧＰゾーンを析出させるには５０ｈｒを越え
る処理時間を必要とする。従って、時効処理条件は１０
０〜１４５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理を
１３０〜１４５℃で高温化すると十分なＧＰゾーンが析
出し易く、また、時効処理時間を５〜２０時間に短縮化
できるため、工業的にも有利である。さらに、粒界上で
は、η相が１３０℃未満で時効処理した場合に比べ間隔
を広げて析出する。時効処理後の復元処理時には、これ
らのη相が粗大化するわけであり、時効処理時に既にη
相の間隔を広げておくことで、復元処理が終わった時点
でもη相の間隔を広げる事ができる。η相の間隔を広げ
る事で耐食性も高くすることができる。
と短時間でη相及び粗大なη’相が析出しやすくなり、
その分ＧＰゾーンの量が減る。また、１００℃未満で
は、十分なＧＰゾーンを析出させるには５０ｈｒを越え
る処理時間を必要とする。従って、時効処理条件は１０
０〜１４５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理を
１３０〜１４５℃で高温化すると十分なＧＰゾーンが析
出し易く、また、時効処理時間を５〜２０時間に短縮化
できるため、工業的にも有利である。さらに、粒界上で
は、η相が１３０℃未満で時効処理した場合に比べ間隔
を広げて析出する。時効処理後の復元処理時には、これ
らのη相が粗大化するわけであり、時効処理時に既にη
相の間隔を広げておくことで、復元処理が終わった時点
でもη相の間隔を広げる事ができる。η相の間隔を広げ
る事で耐食性も高くすることができる。
【００２３】再時効処理においても、粒内にη相及び粗
大なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させて
はならず、そのような状態にまで時効析出が進行する
と、当然のことながら高い強度は得られない。また、逆
に時効処理が不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合
でも、当然のことながら、十分な強度は得られない。こ
のため、再時効条件は、時効条件と同様に１００〜１４
５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理は溶体化処
理及び焼入れ後に行うため、空孔濃度が高くＺｎ、Ｍｇ
等の溶質原子が拡散し易い。一方、再時効処理は時効処
理及び復元処理を行った後に行うため空孔濃度は低下し
ており、高い強度が得られる程にＺｎ、Ｍｇを拡散させ
るには、時効処理に比べて時間を要する。従って、再時
効処理は、１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒの条件中で
も１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒで行うことがなお望
ましい。
大なη’相が析出する状態にまで時効析出を進行させて
はならず、そのような状態にまで時効析出が進行する
と、当然のことながら高い強度は得られない。また、逆
に時効処理が不十分でＧＰゾーンが僅かに析出する場合
でも、当然のことながら、十分な強度は得られない。こ
のため、再時効条件は、時効条件と同様に１００〜１４
５℃で５〜５０ｈｒとする。なお、時効処理は溶体化処
理及び焼入れ後に行うため、空孔濃度が高くＺｎ、Ｍｇ
等の溶質原子が拡散し易い。一方、再時効処理は時効処
理及び復元処理を行った後に行うため空孔濃度は低下し
ており、高い強度が得られる程にＺｎ、Ｍｇを拡散させ
るには、時効処理に比べて時間を要する。従って、再時
効処理は、１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒの条件中で
も１３０〜１４５℃で５〜２０ｈｒで行うことがなお望
ましい。
【００２４】さて、先に本発明の上記結晶粒径に関する
要件を、上記３段階熱処理と組み合わせることで、耐食
性が飛躍的に向上すると述べた。これは、結晶粒径が４
５μｍ以下であり、望ましくはアスペクト比が４以下
で、さらに結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以
上、且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下
であるミクロ組織を有し、導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ
％である熱処理型７０００系アルミニウム合金を、本発
明合金の好ましい形態の一つとして挙げることができる
ということである。そして、このミクロ組織を有する熱
処理型７０００系アルミニウム合金は、例えば、熱処理
型７０００系アルミニウム合金を均質化熱処理及び熱間
加工後必要により冷間加工を行い所定の製品サイズに調
整後、液体化処理及び焼入れ後必要に応じて冷間加工を
行った後、時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈ
ｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、
再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ行うこと
で製造できる。ここで、時効処理、復元処理及び再時効
処理の望ましい条件は、１３０〜１４５℃×５〜２０ｈ
ｒ、１６５〜１８５℃×１〜３ｈｒ、１３０〜１４５℃
×５〜２０ｈｒである。
要件を、上記３段階熱処理と組み合わせることで、耐食
性が飛躍的に向上すると述べた。これは、結晶粒径が４
５μｍ以下であり、望ましくはアスペクト比が４以下
で、さらに結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以
上、且つ結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下
であるミクロ組織を有し、導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ
％である熱処理型７０００系アルミニウム合金を、本発
明合金の好ましい形態の一つとして挙げることができる
ということである。そして、このミクロ組織を有する熱
処理型７０００系アルミニウム合金は、例えば、熱処理
型７０００系アルミニウム合金を均質化熱処理及び熱間
加工後必要により冷間加工を行い所定の製品サイズに調
整後、液体化処理及び焼入れ後必要に応じて冷間加工を
行った後、時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈ
ｒ、復元処理を１４０〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、
再時効処理を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ行うこと
で製造できる。ここで、時効処理、復元処理及び再時効
処理の望ましい条件は、１３０〜１４５℃×５〜２０ｈ
ｒ、１６５〜１８５℃×１〜３ｈｒ、１３０〜１４５℃
×５〜２０ｈｒである。
【００２５】この時効処理、復元処理、再時効処理から
なる３段階熱処理は、時効処理終了後直ちに復元処理温
度まで加熱し、さらに復元処理終了後直ちに再時効処理
温度まで冷却するというように、時効処理、復元処理、
再時効処理を途中の冷却なしで連続的に実施することが
望ましい。さらに、本発明者らは、安定的に上記ミクロ
組織（粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下、粒界
のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上）を得るには、時効温
度から復元処理温度までの加熱速度を２０℃／ｈｒ以
上、２００℃／ｈｒ以下、復元処理温度から再時効温度
までの冷却速度を２０℃／ｈｒ以上に厳密に管理する必
要があることを見いだした。時効温度から復元処理温度
までの加熱速度が２０℃／ｈｒ未満であれば、復元温度
に達する前に、粒内中には多量のη’相が析出し、復元
処理中に粗大化する（η’相の析出間隔が広がる）た
め、最終製品において上記ミクロ組織の場合に比べ高強
度を得ることができない。また、粒界上のη相の析出が
進み、η相の析出間隔が狭くなるため、最終製品におい
て上記ミクロ組織の場合に比べ高耐食性を得ることがで
きない。加熱速度が２００℃／ｈｒより高いと、粒内中
のＧＰゾーンが復元する前にＧＰゾーンを核として微細
なη’相が加熱中に多量に析出し、復元温度で粗大化す
る（析出間隔が広がる）ため、最終製品において上記ミ
クロ組織の場合に比べ高強度を得ることができない。ま
た、復元処理温度から再時効温度までの冷却速度が２０
℃／ｈｒ未満であれば、冷却途中にη’相が粗大化し
（析出間隔が広がる）、最終製品において上記ミクロ組
織の場合に比べ高強度を得ることができない。このよう
に、最終製品において上記のミクロ組織と高強度高耐食
性を得るには、復元処理前後の加熱及び冷却速度を上記
の範囲内に制御することが重要である。復元熱処理前後
のこのような加熱及び冷却速度は空気炉でも実現可能で
あり、航空機等に使用される大型構造物においても、上
記ミクロ組織を構造物の外表面だけでなく、構造物の内
部でも実現することができる。なお、時効処理温度まで
の加熱速度及び再時効処理後の冷却速度は２０℃／ｈｒ
以上が望ましい。一方、時効処理、復元処理、再時効処
理をそれぞれ独立して実施する、すなわち各処理の間に
冷却を挟むときは、時効処理後、５０℃から復元処理温
度までの加熱速度は２０〜２００℃／ｈｒとし、復元処
理温度からの冷却速度は５０℃まで２０℃／ｈｒ以上と
し、時効処理と再時効処理の加熱及び冷却速度は２０℃
／ｈｒ以上が望ましい。
なる３段階熱処理は、時効処理終了後直ちに復元処理温
度まで加熱し、さらに復元処理終了後直ちに再時効処理
温度まで冷却するというように、時効処理、復元処理、
再時効処理を途中の冷却なしで連続的に実施することが
望ましい。さらに、本発明者らは、安定的に上記ミクロ
組織（粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下、粒界
のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上）を得るには、時効温
度から復元処理温度までの加熱速度を２０℃／ｈｒ以
上、２００℃／ｈｒ以下、復元処理温度から再時効温度
までの冷却速度を２０℃／ｈｒ以上に厳密に管理する必
要があることを見いだした。時効温度から復元処理温度
までの加熱速度が２０℃／ｈｒ未満であれば、復元温度
に達する前に、粒内中には多量のη’相が析出し、復元
処理中に粗大化する（η’相の析出間隔が広がる）た
め、最終製品において上記ミクロ組織の場合に比べ高強
度を得ることができない。また、粒界上のη相の析出が
進み、η相の析出間隔が狭くなるため、最終製品におい
て上記ミクロ組織の場合に比べ高耐食性を得ることがで
きない。加熱速度が２００℃／ｈｒより高いと、粒内中
のＧＰゾーンが復元する前にＧＰゾーンを核として微細
なη’相が加熱中に多量に析出し、復元温度で粗大化す
る（析出間隔が広がる）ため、最終製品において上記ミ
クロ組織の場合に比べ高強度を得ることができない。ま
た、復元処理温度から再時効温度までの冷却速度が２０
℃／ｈｒ未満であれば、冷却途中にη’相が粗大化し
（析出間隔が広がる）、最終製品において上記ミクロ組
織の場合に比べ高強度を得ることができない。このよう
に、最終製品において上記のミクロ組織と高強度高耐食
性を得るには、復元処理前後の加熱及び冷却速度を上記
の範囲内に制御することが重要である。復元熱処理前後
のこのような加熱及び冷却速度は空気炉でも実現可能で
あり、航空機等に使用される大型構造物においても、上
記ミクロ組織を構造物の外表面だけでなく、構造物の内
部でも実現することができる。なお、時効処理温度まで
の加熱速度及び再時効処理後の冷却速度は２０℃／ｈｒ
以上が望ましい。一方、時効処理、復元処理、再時効処
理をそれぞれ独立して実施する、すなわち各処理の間に
冷却を挟むときは、時効処理後、５０℃から復元処理温
度までの加熱速度は２０〜２００℃／ｈｒとし、復元処
理温度からの冷却速度は５０℃まで２０℃／ｈｒ以上と
し、時効処理と再時効処理の加熱及び冷却速度は２０℃
／ｈｒ以上が望ましい。
【００２６】なお、本発明に係る７０００系アルミニウ
ム合金の組成範囲を例示すれば、概略として、Ｚｎ：
０．１〜１０ｗｔ％、Ｍｇ：０．１〜５ｗｔ％を含むと
ともに、Ｍｎ：０．４〜０．８ｗｔ％、Ｃｒ：０．１５
〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｓ
ｃ：０．０１〜０．５ｗｔ％及びＣｕ：０．１〜３ｗｔ
％よりなる群から選ばれる１種以上を含み、残部がＡｌ
及び他の不純物からなるものである。また、その他必要
に応じて、Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ等の元素を含むこともある。
これらの元素は、鋳塊組織の微細化という作用を発揮す
るものであるが、成形性の劣化という観点から０．３ｗ
ｔ％以下に規制される。
ム合金の組成範囲を例示すれば、概略として、Ｚｎ：
０．１〜１０ｗｔ％、Ｍｇ：０．１〜５ｗｔ％を含むと
ともに、Ｍｎ：０．４〜０．８ｗｔ％、Ｃｒ：０．１５
〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｓ
ｃ：０．０１〜０．５ｗｔ％及びＣｕ：０．１〜３ｗｔ
％よりなる群から選ばれる１種以上を含み、残部がＡｌ
及び他の不純物からなるものである。また、その他必要
に応じて、Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ等の元素を含むこともある。
これらの元素は、鋳塊組織の微細化という作用を発揮す
るものであるが、成形性の劣化という観点から０．３ｗ
ｔ％以下に規制される。
【００２７】Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕは、高い強度を得るため
に添加される元素であり、０．１ｗｔ％未満では効果は
ない。また、Ｚｎ及びＭｇにおいては、添加量がそれぞ
れ１０ｗｔ％及び５ｗｔ％を越えると、成形加工性は著
しく劣化する。Ｃｕにおいては、添加量が３ｗｔ％を越
えると耐食性が著しく低下する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及び
Ｓｃは、主に均質化熱処理時に分散粒子として析出す
る。これらの分散粒子のサイズ分布は、添加量と均質化
熱処理条件との組み合わせで種々変化させることがで
き、これでミクロ組織を亜結晶粒組織、ファイバー組
織、等軸結晶組織等と製品目的に応じて変化させること
ができる。特に、本発明で示すように結晶粒径を３０μ
ｍ以下、さらにはアスペクト比を望ましくは４以下と組
織制御するには、分散粒子は不可欠の金属間化合物とな
る。添加量がそれぞれ０．８ｗｔ％、０．３ｗｔ％、
０．１５ｗｔ％、０．５ｗｔ％を越えると成形性は大幅
に低下する。また、それぞれ０．４ｗｔ％、．０．１５
ｗｔ％、０．０５ｗｔ％、０．０１ｗｔ％未満の添加で
は、上記の目的で組織制御することは困難となる。ま
た、靭性及び疲労特性を高くするには、本発明者の出願
に係る「破壊靭性、疲労特性及び成形性に優れるアルミ
ニウム合金」（特願平７−８９４０９号）のごとく、晶
出物間距離及び分散粒子間距離を規制することで得られ
ることは当然のことである。
に添加される元素であり、０．１ｗｔ％未満では効果は
ない。また、Ｚｎ及びＭｇにおいては、添加量がそれぞ
れ１０ｗｔ％及び５ｗｔ％を越えると、成形加工性は著
しく劣化する。Ｃｕにおいては、添加量が３ｗｔ％を越
えると耐食性が著しく低下する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及び
Ｓｃは、主に均質化熱処理時に分散粒子として析出す
る。これらの分散粒子のサイズ分布は、添加量と均質化
熱処理条件との組み合わせで種々変化させることがで
き、これでミクロ組織を亜結晶粒組織、ファイバー組
織、等軸結晶組織等と製品目的に応じて変化させること
ができる。特に、本発明で示すように結晶粒径を３０μ
ｍ以下、さらにはアスペクト比を望ましくは４以下と組
織制御するには、分散粒子は不可欠の金属間化合物とな
る。添加量がそれぞれ０．８ｗｔ％、０．３ｗｔ％、
０．１５ｗｔ％、０．５ｗｔ％を越えると成形性は大幅
に低下する。また、それぞれ０．４ｗｔ％、．０．１５
ｗｔ％、０．０５ｗｔ％、０．０１ｗｔ％未満の添加で
は、上記の目的で組織制御することは困難となる。ま
た、靭性及び疲労特性を高くするには、本発明者の出願
に係る「破壊靭性、疲労特性及び成形性に優れるアルミ
ニウム合金」（特願平７−８９４０９号）のごとく、晶
出物間距離及び分散粒子間距離を規制することで得られ
ることは当然のことである。
【００２８】本発明による耐食性に優れる高強度熱処理
型７０００系アルミニウム合金は、例えば常法に則り溶
解鋳造したスラブ及びビレットを均質化熱処理及び熱間
加工した後、溶体化処理及び焼入し、その後ＪＩＳ−Ｗ
−１１０３及びＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆに代表される人
工時効処理が施される。人工時効処理条件は、時効処理
を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０
〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜
１４５℃で５〜５０ｈｒで行うとさらによい。また、時
効温度から復元処理温度までの加熱速度は２０℃／ｈｒ
以上、２００℃／ｈｒ以下、復元処理温度から再時効温
度までの冷却速度は２０℃／ｈｒ以上で行うとよい。製
品の形状、サイズによっては、熱間加工した後、焼鈍及
び冷間加工（温間加工含む）が、また溶体化処理及び焼
入れ後においては、人工時効硬化処理前に必要に応じて
ストレッチ等の冷間加工がなされる。なお、本発明品を
航空機部材に適用する場合には、溶体化処理条件は特に
ＪＩＳ−Ｗ−１１０３、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆで行う
ことが望ましい。また、本発明で使用される熱処理炉に
は、空気炉（バッチ炉）、連続焼鈍炉、熱風ファン、オ
イルバス、温湯浴槽等のいずれを用いてもよい。
型７０００系アルミニウム合金は、例えば常法に則り溶
解鋳造したスラブ及びビレットを均質化熱処理及び熱間
加工した後、溶体化処理及び焼入し、その後ＪＩＳ−Ｗ
−１１０３及びＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆに代表される人
工時効処理が施される。人工時効処理条件は、時効処理
を１００〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０
〜１９５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜
１４５℃で５〜５０ｈｒで行うとさらによい。また、時
効温度から復元処理温度までの加熱速度は２０℃／ｈｒ
以上、２００℃／ｈｒ以下、復元処理温度から再時効温
度までの冷却速度は２０℃／ｈｒ以上で行うとよい。製
品の形状、サイズによっては、熱間加工した後、焼鈍及
び冷間加工（温間加工含む）が、また溶体化処理及び焼
入れ後においては、人工時効硬化処理前に必要に応じて
ストレッチ等の冷間加工がなされる。なお、本発明品を
航空機部材に適用する場合には、溶体化処理条件は特に
ＪＩＳ−Ｗ−１１０３、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆで行う
ことが望ましい。また、本発明で使用される熱処理炉に
は、空気炉（バッチ炉）、連続焼鈍炉、熱風ファン、オ
イルバス、温湯浴槽等のいずれを用いてもよい。
【００２９】再結晶粒のサイズ及び形状は、上記製造工
程（均質化処理、熱間加工、焼鈍、冷間加工（温間加
工）、溶体化処理）を組み合わせることにより、任意に
調整できる。このため、本発明で示すような結晶粒径を
４５μｍ以下、望ましくはアスペクト比を４以下とする
再結晶粒を得る製造条件を全て規定することは困難であ
る。例えば、溶体化処理前の冷間加工度及び溶体化処理
条件（昇温速度、温度、保持時間）等の組み合わせで規
定しても、均質化処理条件、熱間加工条件、焼鈍条件等
によっては、上記で規定した条件は容易に変動し、条件
の組み合わせによっては規定する意味がない。要するに
最終製品において、再結晶粒を４５μｍ以下、望ましく
はアスペクト比を４以下とするのが肝要なのである。な
お、代表的な製造工程は実施例中に記述する。
程（均質化処理、熱間加工、焼鈍、冷間加工（温間加
工）、溶体化処理）を組み合わせることにより、任意に
調整できる。このため、本発明で示すような結晶粒径を
４５μｍ以下、望ましくはアスペクト比を４以下とする
再結晶粒を得る製造条件を全て規定することは困難であ
る。例えば、溶体化処理前の冷間加工度及び溶体化処理
条件（昇温速度、温度、保持時間）等の組み合わせで規
定しても、均質化処理条件、熱間加工条件、焼鈍条件等
によっては、上記で規定した条件は容易に変動し、条件
の組み合わせによっては規定する意味がない。要するに
最終製品において、再結晶粒を４５μｍ以下、望ましく
はアスペクト比を４以下とするのが肝要なのである。な
お、代表的な製造工程は実施例中に記述する。
【００３０】本発明は熱処理型７０００系アルミニウム
合金に適用できるものであり、板材、押出形材、鋳鍛材
及び鋳造材を問わないことは当然のことである。
合金に適用できるものであり、板材、押出形材、鋳鍛材
及び鋳造材を問わないことは当然のことである。
【００３１】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳述す
る。 （実施例１）Ｚｎ５．６ｗｔ％、Ｍｇ２．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ１．６ｗｔ％、Ｃｒ０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ０．２０ｗｔ％、Ｔｉ０．０６ｗｔ％を含み残
部不純物とアルミニウムとからなるアルミニウム合金
を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで
脱ガス後溶解鋳造し、ｔ３００ｍｍの鋳塊とした。次に
４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した後、ｔ２５０ｍ
ｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、ｔ３０〜６０ｍ
ｍサイズまで熱間圧延した。その後４００℃で８ｈｒ空
気炉で焼鈍後、ｔ２０ｍｍまで冷間圧延した。空気炉で
２５０〜３８０℃で２ｈｒの中間焼鈍を行った後、４７
５℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理した後、
水焼入れし、０．５％のストレッチ引張を行った。続い
て５例については、１２０℃×２４ｈｒの人工時効処理
を行い、１例については人工時効条件を時効処理（１３
５℃×１０ｈｒ）→復元処理（１８０℃×１．５ｈｒ）
→再時効処理（１３５℃×１０ｈｒ）の３段階とし、供
試材とした。
る。 （実施例１）Ｚｎ５．６ｗｔ％、Ｍｇ２．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ１．６ｗｔ％、Ｃｒ０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ０．２０ｗｔ％、Ｔｉ０．０６ｗｔ％を含み残
部不純物とアルミニウムとからなるアルミニウム合金
を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで
脱ガス後溶解鋳造し、ｔ３００ｍｍの鋳塊とした。次に
４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した後、ｔ２５０ｍ
ｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、ｔ３０〜６０ｍ
ｍサイズまで熱間圧延した。その後４００℃で８ｈｒ空
気炉で焼鈍後、ｔ２０ｍｍまで冷間圧延した。空気炉で
２５０〜３８０℃で２ｈｒの中間焼鈍を行った後、４７
５℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理した後、
水焼入れし、０．５％のストレッチ引張を行った。続い
て５例については、１２０℃×２４ｈｒの人工時効処理
を行い、１例については人工時効条件を時効処理（１３
５℃×１０ｈｒ）→復元処理（１８０℃×１．５ｈｒ）
→再時効処理（１３５℃×１０ｈｒ）の３段階とし、供
試材とした。
【００３２】それぞれの供試材につき、結晶粒の形態、
導電率、強度、耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性を下記要
領で調べた。また、３段階の時効処理をした供試材（発
明例４）については、さらに粒内η’相の最大サイズ及
び粒界η相の最小間隔を下記要領で調べた。製造条件と
試験結果を表１に示す。 結晶粒の形態；圧延方向に垂直な断面においてＪＩＳ−
Ｈ０５０１に規定する切断法に準拠して板厚方向（ＳＴ
方向）の結晶粒径（サイズ）を求めた。また、圧延方向
（Ｌ方向）の結晶粒径を求め、アスペクト比（Ｌ方向の
結晶粒径／ＳＴ方向の結晶粒径）を計算した。 導電率；ＪＩＳ−Ｈ０５０５の導電率測定方法に従っ
た。 強度；圧延方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いてＪ
ＩＳ−Ｚ２２４１の引張試験方法に従った。 耐ＳＣＣ応力；ＡＳＴＭ−Ｇ４７の耐ＳＣＣ試験に従っ
た。引張荷重の付加方向はＳＴ方向（板厚方向）であ
る。 耐剥離腐食特性；ＡＳＴＭ−Ｇ３４の剥離試験に従って
求めた。 粒内η’相の最大サイズ；ＴＥＭにより５万倍の倍率で
２０視野（視野：５ｃｍ×３．５ｃｍ）以上観察し、全
視野中の最大サイズを示す。 粒界η相の最小間隔；ＴＥＭで同じように観察し、全視
野中の最小間隔を示す。
導電率、強度、耐ＳＣＣ応力、耐剥離腐食特性を下記要
領で調べた。また、３段階の時効処理をした供試材（発
明例４）については、さらに粒内η’相の最大サイズ及
び粒界η相の最小間隔を下記要領で調べた。製造条件と
試験結果を表１に示す。 結晶粒の形態；圧延方向に垂直な断面においてＪＩＳ−
Ｈ０５０１に規定する切断法に準拠して板厚方向（ＳＴ
方向）の結晶粒径（サイズ）を求めた。また、圧延方向
（Ｌ方向）の結晶粒径を求め、アスペクト比（Ｌ方向の
結晶粒径／ＳＴ方向の結晶粒径）を計算した。 導電率；ＪＩＳ−Ｈ０５０５の導電率測定方法に従っ
た。 強度；圧延方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いてＪ
ＩＳ−Ｚ２２４１の引張試験方法に従った。 耐ＳＣＣ応力；ＡＳＴＭ−Ｇ４７の耐ＳＣＣ試験に従っ
た。引張荷重の付加方向はＳＴ方向（板厚方向）であ
る。 耐剥離腐食特性；ＡＳＴＭ−Ｇ３４の剥離試験に従って
求めた。 粒内η’相の最大サイズ；ＴＥＭにより５万倍の倍率で
２０視野（視野：５ｃｍ×３．５ｃｍ）以上観察し、全
視野中の最大サイズを示す。 粒界η相の最小間隔；ＴＥＭで同じように観察し、全視
野中の最小間隔を示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】表１より分かるように、再結晶粒径が４５
μｍ以下のＮｏ．１〜５は耐ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食
特性が高い。特に粒径が３０μｍ以下でアスペクト比が
４以下のＮｏ．１〜３、５の特性が優れている。また、
人工時効条件を３段階で行い、η相の最小間隔を２０ｎ
ｍ以上で、結晶粒内のη’相の最大サイズを２０ｎｍ以
下としたＮｏ．５では、強度、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐
食特性は極めて高いレベルにまで向上する。
μｍ以下のＮｏ．１〜５は耐ＳＣＣ特性及び耐剥離腐食
特性が高い。特に粒径が３０μｍ以下でアスペクト比が
４以下のＮｏ．１〜３、５の特性が優れている。また、
人工時効条件を３段階で行い、η相の最小間隔を２０ｎ
ｍ以上で、結晶粒内のη’相の最大サイズを２０ｎｍ以
下としたＮｏ．５では、強度、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐
食特性は極めて高いレベルにまで向上する。
【００３５】（実施例２）Ｚｎ５．９ｗｔ％、Ｍｇ２．
３ｗｔ％、Ｃｕ２．２ｗｔ％、Ｚｒ０．１２ｗｔ％、Ｆ
ｅ０．０９ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ０．０６
ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアル
ミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００
ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、φ５００ｍｍの鋳塊
とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した
後、φ４８０ｍｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、
ｔ２０×ｗ２００ｍｍサイズに熱間押出した後、４７５
℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理後、水焼入
れした。その後、表２に示す３段階熱処理を実施し、供
試材とした。なお、供試材の結晶粒サイズはいずれも３
０μｍ、アスペクト比は３であった。この供試材に対
し、実施例１と同じ要領でミクロ組織、材料特性等を調
べた。その結果を表２にあわせて示す。
３ｗｔ％、Ｃｕ２．２ｗｔ％、Ｚｒ０．１２ｗｔ％、Ｆ
ｅ０．０９ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ０．０６
ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアル
ミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００
ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、φ５００ｍｍの鋳塊
とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した
後、φ４８０ｍｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、
ｔ２０×ｗ２００ｍｍサイズに熱間押出した後、４７５
℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理後、水焼入
れした。その後、表２に示す３段階熱処理を実施し、供
試材とした。なお、供試材の結晶粒サイズはいずれも３
０μｍ、アスペクト比は３であった。この供試材に対
し、実施例１と同じ要領でミクロ組織、材料特性等を調
べた。その結果を表２にあわせて示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２より分かるように、いずれも高い耐
力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性が得られている。特
に加熱冷却速度を含めて３段階熱処理の条件が好ましい
範囲内にあるＮｏ．７〜９は、粒内η’相最大サイズ、
粒界η相最小間隔、導電率でも本発明の規定を満たし、
結晶粒径とアスペクト比のみを満たすＮｏ．１０〜１２
と比べると全ての特性で優れている。
力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性が得られている。特
に加熱冷却速度を含めて３段階熱処理の条件が好ましい
範囲内にあるＮｏ．７〜９は、粒内η’相最大サイズ、
粒界η相最小間隔、導電率でも本発明の規定を満たし、
結晶粒径とアスペクト比のみを満たすＮｏ．１０〜１２
と比べると全ての特性で優れている。
【００３８】（実施例３）Ｚｎ５．９ｗｔ％、Ｍｇ２．
３ｗｔ％、Ｃｕ２．２ｗｔ％、Ｚｒ０．１２ｗｔ％、Ｆ
ｅ０．０９ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ０．０６
ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアル
ミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００
ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、ｔ４００ｍｍの鋳塊
とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した
後、ｔ３８０ｍｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、
ｔ８０ｍｍとｔ２０ｍｍサイズまで熱間圧延した後、４
７５℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理後、水
焼入れした。その後、表３に示す３段階熱処理を実施
し、供試材とした。この供試材に対し、実施例１と同じ
要領でミクロ組織、材料特性等を調べた。その結果を表
３にあわせて示す。
３ｗｔ％、Ｃｕ２．２ｗｔ％、Ｚｒ０．１２ｗｔ％、Ｆ
ｅ０．０９ｗｔ％、Ｓｉ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ０．０６
ｗｔ％を含み残部不純物とアルミニウムとからなるアル
ミニウム合金を、溶湯中水素濃度０．０２ｃｃ／１００
ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、ｔ４００ｍｍの鋳塊
とした。次に４５０℃で２４ｈｒの均熱処理を施した
後、ｔ３８０ｍｍまで面削した。４５０℃に再加熱し、
ｔ８０ｍｍとｔ２０ｍｍサイズまで熱間圧延した後、４
７５℃に加熱した塩浴炉中で６０分間溶体化処理後、水
焼入れした。その後、表３に示す３段階熱処理を実施
し、供試材とした。この供試材に対し、実施例１と同じ
要領でミクロ組織、材料特性等を調べた。その結果を表
３にあわせて示す。
【００３９】
【表３】
【００４０】表３より分かるように、結晶粒サイズとア
スペクト比が本発明の規定を満たすＮｏ．１３、１４は
高い耐力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性が得られてい
る。特に加熱冷却速度を含めて３段階熱処理の条件が好
ましい範囲内にあるＮｏ．１３は、粒内η’相最大サイ
ズ、粒界η相最小間隔、導電率でも本発明の規定を満た
し、結晶粒径とアスペクト比のみを満たすＮｏ．１４と
比べると全ての特性で優れている。
スペクト比が本発明の規定を満たすＮｏ．１３、１４は
高い耐力、耐ＳＣＣ特性、耐剥離腐食特性が得られてい
る。特に加熱冷却速度を含めて３段階熱処理の条件が好
ましい範囲内にあるＮｏ．１３は、粒内η’相最大サイ
ズ、粒界η相最小間隔、導電率でも本発明の規定を満た
し、結晶粒径とアスペクト比のみを満たすＮｏ．１４と
比べると全ての特性で優れている。
【００４１】
【発明の効果】本発明によれば、熱処理型７０００系ア
ルミニウム合金の強度及び耐食性をさらに高くすること
ができ、且つこれを工業的にも容易に製造可能となる。
ルミニウム合金の強度及び耐食性をさらに高くすること
ができ、且つこれを工業的にも容易に製造可能となる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６６１ ６６１Ａ ６８６ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ
Claims (6)
- 【請求項１】 熱処理型７０００系アルミニウム合金に
おいて、結晶粒径が４５μｍ以下であるミクロ組織を有
することを特徴とする耐食性に優れる高強度熱処理型７
０００系アルミニウム合金。 - 【請求項２】 熱処理型７０００系アルミニウム合金に
おいて、結晶粒径が４５μｍ以下でアスペクト比（結晶
粒の縦横比、以下同じ）が４以下であるミクロ組織を有
することを特徴とする耐食性に優れる高強度熱処理型７
０００系アルミニウム合金。 - 【請求項３】 熱処理型７０００系アルミニウム合金に
おいて、結晶粒径が４５μｍ以下、結晶粒界上のη相の
最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ結晶粒内のη’相の最大
サイズが２０ｎｍ以下であるミクロ組織を有し、導電率
が３８〜４０ＩＡＣＳ％であることを特徴とする耐食性
に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金。 - 【請求項４】 熱処理型７０００系アルミニウム合金に
おいて、結晶粒径が４５μｍ以下でアスペクト比が４以
下、結晶粒界上のη相の最小間隔が２０ｎｍ以上で且つ
結晶粒内のη’相の最大サイズが２０ｎｍ以下であるミ
クロ組織を有し、導電率が３８〜４０ＩＡＣＳ％である
ことを特徴とする耐食性に優れる高強度熱処理型７００
０系アルミニウム合金。 - 【請求項５】 熱処理型７０００系アルミニウム合金に
対し、均質化熱処理及び熱間加工後必要により冷間加工
を行い所定の製品サイズに調整後、液体化処理及び焼入
れ後必要に応じて冷間加工を行った後、時効処理を１０
０〜１４５℃で５〜５０ｈｒ、復元処理を１４０〜１９
５℃で０．５〜３０ｈｒ、再時効処理を１００〜１４５
℃で５〜５０ｈｒ行うことを特徴とする請求項３又は４
に記載された耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系
アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項６】 時効温度から復元処理温度までの加熱速
度が２０℃／ｈｒ以上、２００℃／ｈｒ以下、復元処理
温度から再時効処理温度までの冷却速度が２０℃／ｈｒ
以上であることを特徴とする請求項５に記載された耐食
性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金
の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07657098A JP3705320B2 (ja) | 1997-04-18 | 1998-03-09 | 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金 |
| US09/055,906 US6048415A (en) | 1997-04-18 | 1998-04-07 | High strength heat treatable 7000 series aluminum alloy of excellent corrosion resistance and a method of producing thereof |
| FR9804852A FR2762329B1 (fr) | 1997-04-18 | 1998-04-17 | Alliage d'aluminium de la serie 7000 durcissable par precipitation et de haute resistance presentant une excellente resistance a la corrosion et procede de fabrication de celui-ci |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-116522 | 1997-04-18 | ||
| JP11652297 | 1997-04-18 | ||
| JP07657098A JP3705320B2 (ja) | 1997-04-18 | 1998-03-09 | 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH111737A true JPH111737A (ja) | 1999-01-06 |
| JP3705320B2 JP3705320B2 (ja) | 2005-10-12 |
Family
ID=26417712
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07657098A Expired - Lifetime JP3705320B2 (ja) | 1997-04-18 | 1998-03-09 | 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6048415A (ja) |
| JP (1) | JP3705320B2 (ja) |
| FR (1) | FR2762329B1 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101133775B1 (ko) * | 2009-09-21 | 2012-08-24 | 한국생산기술연구원 | 마그네슘 모합금, 이의 제조 방법, 이를 이용한 금속 합금, 및 이의 제조 방법 |
| JP2014062285A (ja) * | 2012-09-20 | 2014-04-10 | Kobe Steel Ltd | 自動車部材用アルミニウム合金板 |
| JP2014062287A (ja) * | 2012-09-20 | 2014-04-10 | Kobe Steel Ltd | 自動車部材用アルミニウム合金板 |
| JP2020530882A (ja) * | 2017-08-29 | 2020-10-29 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 安定したｔ４調質での７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金製品およびその作製方法 |
| JP2022532347A (ja) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
Families Citing this family (31)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IL156386A0 (en) * | 2000-12-21 | 2004-01-04 | Alcoa Inc | Aluminum alloy products and artificial aging method |
| FR2820438B1 (fr) * | 2001-02-07 | 2003-03-07 | Pechiney Rhenalu | Procede de fabrication d'un produit corroye a haute resistance en alliage alznmagcu |
| US6569271B2 (en) * | 2001-02-28 | 2003-05-27 | Pechiney Rolled Products, Llc. | Aluminum alloys and methods of making the same |
| CN1531603A (zh) * | 2001-03-20 | 2004-09-22 | �Ƹ��� | 老化7000系列铝的方法 |
| US20050269000A1 (en) * | 2001-03-20 | 2005-12-08 | Denzer Diana K | Method for increasing the strength and/or corrosion resistance of 7000 Series AI aerospace alloy products |
| US7048815B2 (en) * | 2002-11-08 | 2006-05-23 | Ues, Inc. | Method of making a high strength aluminum alloy composition |
| US7060139B2 (en) * | 2002-11-08 | 2006-06-13 | Ues, Inc. | High strength aluminum alloy composition |
| US20060076093A1 (en) * | 2002-11-13 | 2006-04-13 | Alcoa Inc. | Artificial aging control of aluminum alloys |
| US7018489B2 (en) * | 2002-11-13 | 2006-03-28 | Alcoa Inc. | Artificial aging control of aluminum alloys |
| US20050034794A1 (en) * | 2003-04-10 | 2005-02-17 | Rinze Benedictus | High strength Al-Zn alloy and method for producing such an alloy product |
| GB2415202B (en) * | 2003-04-10 | 2007-08-29 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | An Al-Zn-Mg-Cu alloy |
| ES2292075T5 (es) * | 2005-01-19 | 2010-12-17 | Otto Fuchs Kg | Aleacion de aluminio no sensible al enfriamiento brusco, asi como procedimiento para fabricar un producto semiacabado a partir de esta aleacion. |
| US8157932B2 (en) * | 2005-05-25 | 2012-04-17 | Alcoa Inc. | Al-Zn-Mg-Cu-Sc high strength alloy for aerospace and automotive castings |
| US20060289093A1 (en) * | 2005-05-25 | 2006-12-28 | Howmet Corporation | Al-Zn-Mg-Ag high-strength alloy for aerospace and automotive castings |
| US20070204937A1 (en) * | 2005-07-21 | 2007-09-06 | Aleris Koblenz Aluminum Gmbh | Wrought aluminium aa7000-series alloy product and method of producing said product |
| US8083871B2 (en) | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| FR2907796B1 (fr) * | 2006-07-07 | 2011-06-10 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Produits en alliage d'aluminium de la serie aa7000 et leur procede de fabrication |
| US8840737B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-09-23 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| US8673209B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-03-18 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| US8206517B1 (en) | 2009-01-20 | 2012-06-26 | Alcoa Inc. | Aluminum alloys having improved ballistics and armor protection performance |
| US9163304B2 (en) * | 2010-04-20 | 2015-10-20 | Alcoa Inc. | High strength forged aluminum alloy products |
| WO2012016027A1 (en) * | 2010-07-30 | 2012-02-02 | Alcoa Inc. | Multi-alloy assembly having corrosion resistance and method of making the same |
| AU2013205742B2 (en) * | 2012-03-07 | 2016-04-07 | Arconic Inc. | Improved 7XXX aluminium alloys, and methods for producing the same |
| FR2992676B1 (fr) * | 2012-06-29 | 2014-08-01 | Snecma | Plateforme inter-aubes pour une soufflante, rotor d'une soufflante et procede de fabrication associe |
| CN103233148B (zh) * | 2012-08-23 | 2016-01-20 | 北京有色金属研究总院 | 一种适用于结构功能一体化用铝合金制品及制备方法 |
| US9249487B2 (en) * | 2013-03-14 | 2016-02-02 | Alcoa Inc. | Methods for artificially aging aluminum-zinc-magnesium alloys, and products based on the same |
| JP6344923B2 (ja) | 2014-01-29 | 2018-06-20 | 株式会社Uacj | 高強度アルミニウム合金及びその製造方法 |
| US9765419B2 (en) | 2014-03-12 | 2017-09-19 | Alcoa Usa Corp. | Methods for artificially aging aluminum-zinc-magnesium alloys, and products based on the same |
| WO2015141857A1 (ja) | 2014-03-20 | 2015-09-24 | 日本発條株式会社 | 締結部材および締結部材用棒状部材 |
| WO2018025275A1 (en) * | 2016-08-04 | 2018-02-08 | Indian Institute Of Technology, Bombay | Four-step thermal aging method for improving environmentally assisted cracking resistance of 7xxx series aluminium alloys |
| CN109334413A (zh) * | 2018-08-21 | 2019-02-15 | 靖江市新程汽车零部件有限公司 | 轿车前后门新型防撞杆 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IL39200A (en) * | 1972-04-12 | 1975-08-31 | Israel Aircraft Ind Ltd | Method of reducing the susceptibility of alloys,particularly aluminum alloys,to stress-corrosion cracking |
| JPH0713276B2 (ja) * | 1985-04-24 | 1995-02-15 | スカイアルミニウム株式会社 | 熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材 |
| JPH0672295B2 (ja) * | 1986-03-03 | 1994-09-14 | スカイアルミニウム株式会社 | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 |
| JPS62202061A (ja) * | 1986-03-03 | 1987-09-05 | Sky Alum Co Ltd | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 |
| JPS62224654A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 磁器デイスク装置用アルミニウム部品 |
| US5221377A (en) * | 1987-09-21 | 1993-06-22 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of properties |
| JP2982172B2 (ja) * | 1989-04-14 | 1999-11-22 | 日本鋼管株式会社 | 高力アルミニウム合金材の熱処理方法 |
| JPH07305151A (ja) * | 1994-05-10 | 1995-11-21 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高力アルミニウム合金の成形方法 |
| JP3053352B2 (ja) * | 1995-04-14 | 2000-06-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 破壊靭性、疲労特性および成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金 |
| JP3843363B2 (ja) * | 1996-04-19 | 2006-11-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度で耐食性に優れる熱処理型７０００系アルミニウム合金及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-03-09 JP JP07657098A patent/JP3705320B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1998-04-07 US US09/055,906 patent/US6048415A/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-04-17 FR FR9804852A patent/FR2762329B1/fr not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101133775B1 (ko) * | 2009-09-21 | 2012-08-24 | 한국생산기술연구원 | 마그네슘 모합금, 이의 제조 방법, 이를 이용한 금속 합금, 및 이의 제조 방법 |
| JP2014062285A (ja) * | 2012-09-20 | 2014-04-10 | Kobe Steel Ltd | 自動車部材用アルミニウム合金板 |
| JP2014062287A (ja) * | 2012-09-20 | 2014-04-10 | Kobe Steel Ltd | 自動車部材用アルミニウム合金板 |
| JP2020530882A (ja) * | 2017-08-29 | 2020-10-29 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 安定したｔ４調質での７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金製品およびその作製方法 |
| JP2022532347A (ja) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
| US11746400B2 (en) | 2019-06-03 | 2023-09-05 | Novelis Inc. | Ultra-high strength aluminum alloy products and methods of making the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US6048415A (en) | 2000-04-11 |
| FR2762329A1 (fr) | 1998-10-23 |
| FR2762329B1 (fr) | 2004-12-10 |
| JP3705320B2 (ja) | 2005-10-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3705320B2 (ja) | 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金 | |
| US4946517A (en) | Unrecrystallized aluminum plate product by ramp annealing | |
| US4988394A (en) | Method of producing unrecrystallized thin gauge aluminum products by heat treating and further working | |
| EP0031605A2 (en) | Method of manufacturing products from a copper containing aluminium alloy | |
| US5061327A (en) | Method of producing unrecrystallized aluminum products by heat treating and further working | |
| EP3662091A1 (en) | 6xxxx-series rolled sheet product with improved formability | |
| JP7044863B2 (ja) | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金材 | |
| JPH0372147B2 (ja) | ||
| EP0368005A1 (en) | A method of producing an unrecrystallized aluminum based thin gauge flat rolled, heat treated product | |
| US4799974A (en) | Method of forming a fine grain structure on the surface of an aluminum alloy | |
| JP2004292937A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JPH0995750A (ja) | 耐熱性に優れたアルミニウム合金 | |
| EP0504218B1 (en) | Improvements in or relating to aluminium alloys | |
| JP3843363B2 (ja) | 高強度で耐食性に優れる熱処理型７０００系アルミニウム合金及びその製造方法 | |
| CN113474479B (zh) | 由铝合金制造板材或带材的方法和由此制成的板材、带材或成形件 | |
| JP2000212673A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガ―用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| WO2002097148A2 (en) | Aluminum alloys and methods of making the same | |
| JPH04341546A (ja) | 高強度アルミニウム合金押出形材の製造方法 | |
| CN117305733A (zh) | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材的制造方法及铝合金板材 | |
| JPH08176764A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0447019B2 (ja) | ||
| JP2023509367A (ja) | 析出硬化性アルミニウム合金製の板材または帯材、該板材または帯材から構成された車両部品、該板材または帯材の使用および製造方法 | |
| JPH0672295B2 (ja) | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 | |
| WO2000022183A1 (en) | Methods of improving hot working productivity and corrosion resistance in aa7000 series aluminum alloys and products therefrom | |
| Totten et al. | Heat treatment practices of age-hardenable aluminum alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040401 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050218 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050419 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050607 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050719 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050719 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080805 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090805 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090805 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100805 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110805 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110805 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120805 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120805 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130805 Year of fee payment: 8 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |