JPH1180874A - アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金板及びその製造方法Info
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- JPH1180874A JPH1180874A JP24678397A JP24678397A JPH1180874A JP H1180874 A JPH1180874 A JP H1180874A JP 24678397 A JP24678397 A JP 24678397A JP 24678397 A JP24678397 A JP 24678397A JP H1180874 A JPH1180874 A JP H1180874A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐応力腐食割れ性に優れ、降伏比が低い。
【解決手段】 ｗｔ％でＭｇ：６％を超え１０％以下を
含有するアルミニウム合金であって、β相の全体析出量
が面積率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０（％）（但し、Ｍ
ｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結晶粒界に析出して
いる前記β相が分断され、そのβ相の析出量は、面積率
で０．０５×Ｍｇ量＋０．５２（％）（但し、Ｍｇ量は
ｗｔ％値）以上である。又、上記組成のアルミニウム合
金板を溶体化処理する溶体化処理工程と、この溶体化処
理工程で溶体化処理したアルミニウム合金板を２６０乃
至３４０℃の温度範囲の所定の温度に１時間以上加熱保
持した後、３〜３５℃／時間の冷却速度で冷却を行な
う。
含有するアルミニウム合金であって、β相の全体析出量
が面積率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０（％）（但し、Ｍ
ｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結晶粒界に析出して
いる前記β相が分断され、そのβ相の析出量は、面積率
で０．０５×Ｍｇ量＋０．５２（％）（但し、Ｍｇ量は
ｗｔ％値）以上である。又、上記組成のアルミニウム合
金板を溶体化処理する溶体化処理工程と、この溶体化処
理工程で溶体化処理したアルミニウム合金板を２６０乃
至３４０℃の温度範囲の所定の温度に１時間以上加熱保
持した後、３〜３５℃／時間の冷却速度で冷却を行な
う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｍｇを６ｗｔ％を
超え１０ｗｔ％以下を含有し、耐応力腐食割れ性に優
れ、降伏比の低いアルミニウム合金板及びその製造方法
に関するものである。
超え１０ｗｔ％以下を含有し、耐応力腐食割れ性に優
れ、降伏比の低いアルミニウム合金板及びその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金板は、鋼板と比較して
軽く、成形性に優れているところから、自動車のボディ
シート、骨格材及び船舶等には鋼板に代わって一部使用
され始めている。このようなアルミニウム合金板に使用
する合金としては、Ｍｇを含有し、強度及び成形性の良
好な、例えば５０００系アルミニウム合金が提案されて
いる。
軽く、成形性に優れているところから、自動車のボディ
シート、骨格材及び船舶等には鋼板に代わって一部使用
され始めている。このようなアルミニウム合金板に使用
する合金としては、Ｍｇを含有し、強度及び成形性の良
好な、例えば５０００系アルミニウム合金が提案されて
いる。
【０００３】しかしながら、Ｍｇを含有する５０００系
アルミニウム合金板は、成形された後に長時間経過する
と、粒界にβ相（Ａｌ3Ｍｇ2）が優先的に連続析出し、
応力腐食割れを発生し易いと云う欠点がある。この欠点
を解消するために種々の技術が提案されている。
アルミニウム合金板は、成形された後に長時間経過する
と、粒界にβ相（Ａｌ3Ｍｇ2）が優先的に連続析出し、
応力腐食割れを発生し易いと云う欠点がある。この欠点
を解消するために種々の技術が提案されている。
【０００４】例えば、特公平７−３３５５３号公報に
は、Ｍｇ及びＺｎを特定量含有したアルミニウム合金板
を１８０〜３００℃の温度に加熱保持して最終焼鈍を施
し、Ｍｇ若しくはＺｎに起因する析出物を結晶粒界に特
定の大きさで析出させて耐応力腐食割れ性を改善するこ
とが開示されている。
は、Ｍｇ及びＺｎを特定量含有したアルミニウム合金板
を１８０〜３００℃の温度に加熱保持して最終焼鈍を施
し、Ｍｇ若しくはＺｎに起因する析出物を結晶粒界に特
定の大きさで析出させて耐応力腐食割れ性を改善するこ
とが開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、車両や
船舶の外板等に使用される構造用材料は、通常プレス加
工等の成形加工がなされるが、上記耐応力腐食割れ性に
優れていることに加え、成形加工における加工精度も高
く要求され、しかも引張強さが高く、耐力の小さいこと
が求められている。しかし、従来のＭｇを高い比率で含
むアルミニウム合金板、特にＡｌ−Ｍｇ系合金板はこの
要求を適切に満足し得ていなかった。
船舶の外板等に使用される構造用材料は、通常プレス加
工等の成形加工がなされるが、上記耐応力腐食割れ性に
優れていることに加え、成形加工における加工精度も高
く要求され、しかも引張強さが高く、耐力の小さいこと
が求められている。しかし、従来のＭｇを高い比率で含
むアルミニウム合金板、特にＡｌ−Ｍｇ系合金板はこの
要求を適切に満足し得ていなかった。
【０００６】本発明の第１の目的は、Ｍｇを高い比率で
含むアルミニウム合金板において、耐応力腐食割れ性に
優れ、降伏比の低いアルミニウム合金板を提供すること
である。
含むアルミニウム合金板において、耐応力腐食割れ性に
優れ、降伏比の低いアルミニウム合金板を提供すること
である。
【０００７】本発明の第２の目的は、上記アルミニウム
合金板を容易に経済的に製造出来る方法を提供すること
である。
合金板を容易に経済的に製造出来る方法を提供すること
である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上述の如き
要求に対応すべく鋭意研究した結果、Ｍｇ重量で６％を
超え１０％以下のアルミニウム合金板に対して、β相を
所定量以上の割合で、結晶粒界に分断させて析出させる
と共に結晶粒内にも析出させたときは、耐応力腐食割れ
性が改善されるばかりでなく、引張強さが高くしかも耐
力が小さくなり、耐力と引張強さの比が０．４以下とな
って、プレス加工後の形状凍結性にも優れることを見出
して本発明を完成したものである。
要求に対応すべく鋭意研究した結果、Ｍｇ重量で６％を
超え１０％以下のアルミニウム合金板に対して、β相を
所定量以上の割合で、結晶粒界に分断させて析出させる
と共に結晶粒内にも析出させたときは、耐応力腐食割れ
性が改善されるばかりでなく、引張強さが高くしかも耐
力が小さくなり、耐力と引張強さの比が０．４以下とな
って、プレス加工後の形状凍結性にも優れることを見出
して本発明を完成したものである。
【０００９】即ち、本発明は、ｗｔ％でＭｇ：６％を超
え１０％以下を含有するアルミニウム合金であって、β
相の全体析出量が面積率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結
晶粒界に析出している前記β相が分断されたものであっ
て、その分断されたβ相の析出量は、面積率で０．０５
×Ｍｇ量＋０．５２（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）
以上である耐応力腐食割れ性に優れ、降伏比の低いこと
である。
え１０％以下を含有するアルミニウム合金であって、β
相の全体析出量が面積率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結
晶粒界に析出している前記β相が分断されたものであっ
て、その分断されたβ相の析出量は、面積率で０．０５
×Ｍｇ量＋０．５２（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）
以上である耐応力腐食割れ性に優れ、降伏比の低いこと
である。
【００１０】Ｍｇはβ相を析出し、降伏比を低くするた
めのもので、そのためには少なくとも６ｗｔ％を超えて
含有させる必要がある。１０ｗｔ％を超えると耐力が高
くなり降伏比を低く出来ず、従って形状凍結性も求めら
れない。従って、Ｍｇ含有量は６ｗｔ％を超え１０ｗｔ
％以下とする。更に、β相を分断した形態で結晶粒界及
び結晶粒内に十分に析出させて、その全体析出量を面積
率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０（％）以上、結晶粒界に
析出したβ相の析出量を面積率で０．０５×Ｍｇ量＋
０．５２（％）以上とすることによって、引張強さが高
くしかも耐力が小さくなり形状凍結性に優れ、更に結晶
粒界に析出しているβ相が分断されていることにより耐
応力腐食割れ性を向上させる。
めのもので、そのためには少なくとも６ｗｔ％を超えて
含有させる必要がある。１０ｗｔ％を超えると耐力が高
くなり降伏比を低く出来ず、従って形状凍結性も求めら
れない。従って、Ｍｇ含有量は６ｗｔ％を超え１０ｗｔ
％以下とする。更に、β相を分断した形態で結晶粒界及
び結晶粒内に十分に析出させて、その全体析出量を面積
率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０（％）以上、結晶粒界に
析出したβ相の析出量を面積率で０．０５×Ｍｇ量＋
０．５２（％）以上とすることによって、引張強さが高
くしかも耐力が小さくなり形状凍結性に優れ、更に結晶
粒界に析出しているβ相が分断されていることにより耐
応力腐食割れ性を向上させる。
【００１１】又、本発明のアルミニウム合金板の製造方
法において、ｗｔ％でＭｇ：６％を超え１０％以下を含
有するアルミニウム合金板を溶体化処理する溶体化処理
工程と、該溶体化処理工程で溶体化処理した前記アルミ
ニウム合金板を２６０乃至３４０℃の温度範囲の所定の
温度に１時間以上加熱保持した後、３〜３５℃／時間の
冷却速度で冷却する加熱保持冷却工程とを含み、耐応力
腐食割れ性に優れ、降伏比の低いアルミニウム合金板と
することである。
法において、ｗｔ％でＭｇ：６％を超え１０％以下を含
有するアルミニウム合金板を溶体化処理する溶体化処理
工程と、該溶体化処理工程で溶体化処理した前記アルミ
ニウム合金板を２６０乃至３４０℃の温度範囲の所定の
温度に１時間以上加熱保持した後、３〜３５℃／時間の
冷却速度で冷却する加熱保持冷却工程とを含み、耐応力
腐食割れ性に優れ、降伏比の低いアルミニウム合金板と
することである。
【００１２】上記アルミニウム合金板の製造方法におい
て、溶体化処理工程により６ｗｔ％を超え１０ｗｔ％以
下のＭｇを固溶させた後、２６０乃至３４０℃の温度範
囲の所定の温度に１時間以上加熱保持した後、冷却を３
〜３５℃／時間の冷却速度で行うことにより、十分にβ
相を結晶粒界及び結晶粒内に析出させ、引張強さを高く
し耐力を小さくすると共に、結晶粒界に分断させて耐応
力腐食割れ性を向上させることが出来る。加熱保持温度
が２６０℃未満で且つ冷却速度が３５℃／時間を超える
場合にはβ相を分断した状態で結晶粒界及び結晶粒内に
十分析出させることが出来ない。加熱保持温度が３４０
℃を超えた場合はその効果が飽和する。更に、加熱保持
温度が３４０℃以下の場合に、保持時間が１時間未満で
は上記β相の析出量が不十分となる。冷却速度が３℃／
時間より遅いと冷却の処理時間が長くなり経済的でな
い。
て、溶体化処理工程により６ｗｔ％を超え１０ｗｔ％以
下のＭｇを固溶させた後、２６０乃至３４０℃の温度範
囲の所定の温度に１時間以上加熱保持した後、冷却を３
〜３５℃／時間の冷却速度で行うことにより、十分にβ
相を結晶粒界及び結晶粒内に析出させ、引張強さを高く
し耐力を小さくすると共に、結晶粒界に分断させて耐応
力腐食割れ性を向上させることが出来る。加熱保持温度
が２６０℃未満で且つ冷却速度が３５℃／時間を超える
場合にはβ相を分断した状態で結晶粒界及び結晶粒内に
十分析出させることが出来ない。加熱保持温度が３４０
℃を超えた場合はその効果が飽和する。更に、加熱保持
温度が３４０℃以下の場合に、保持時間が１時間未満で
は上記β相の析出量が不十分となる。冷却速度が３℃／
時間より遅いと冷却の処理時間が長くなり経済的でな
い。
【００１３】
【発明の実施の形態】次に本発明のアルミニウム合金板
及びその製造方法の実施の形態を説明する。
及びその製造方法の実施の形態を説明する。
【００１４】本発明の対象とするアルミニウム合金板
は、先に記したように、ｗｔ％でＭｇを６％を超え１０
％以下を含有するもので、例えばＡｌ−Ｍｇ系合金板が
相当する。Ｍｇは引張強さを付与するためのもので、少
なくともｗｔ％で６％を超えて含有させる必要がある。
１０ｗｔ％を超えると耐力が高くなり、もはや本発明の
技術を適用しても良好に降伏比を低くし得ず、従って十
分な形状凍結性を求められない。
は、先に記したように、ｗｔ％でＭｇを６％を超え１０
％以下を含有するもので、例えばＡｌ−Ｍｇ系合金板が
相当する。Ｍｇは引張強さを付与するためのもので、少
なくともｗｔ％で６％を超えて含有させる必要がある。
１０ｗｔ％を超えると耐力が高くなり、もはや本発明の
技術を適用しても良好に降伏比を低くし得ず、従って十
分な形状凍結性を求められない。
【００１５】Ｍｇ以外の合金元素は必要に応じて添加す
ることが出来る。即ち、高強度を必要とする場合はＣ
ｕ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの一種又は二種
以上を各々最大で０．５ｗｔ％添加することが出来る。
鋳造に際して鋳造割れが発生する場合は、Ｔｉの０．０
１〜０．１ｗｔ％又はＴｉの０．０１〜０．１ｗｔ％と
Ｂの０．０１〜０．０５ｗｔ％を複合添加すると改善出
来る。合金溶湯の溶製にあたって不純物元素はアルミニ
ウムインゴット及び返り材（再利用材料）からＪＩＳ規
格程度を含有する。
ることが出来る。即ち、高強度を必要とする場合はＣ
ｕ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの一種又は二種
以上を各々最大で０．５ｗｔ％添加することが出来る。
鋳造に際して鋳造割れが発生する場合は、Ｔｉの０．０
１〜０．１ｗｔ％又はＴｉの０．０１〜０．１ｗｔ％と
Ｂの０．０１〜０．０５ｗｔ％を複合添加すると改善出
来る。合金溶湯の溶製にあたって不純物元素はアルミニ
ウムインゴット及び返り材（再利用材料）からＪＩＳ規
格程度を含有する。
【００１６】Ｍｇ以外に含有させる合金元素がそれぞれ
０．５ｗｔ％以下の場合は、Ｍｇを含有する析出物は主
としてβ相（Ａｌ−Ｍｇ系化合物）である。Ｃｕが０．
５ｗｔ％を超えて含有する場合はＳ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系化合物）、Ｚｎが０．５ｗｔ％を超えて含有する場
合はτ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物）が析出し始め、
耐力が増大し降伏比が高くなって形状凍結性が低下す
る。
０．５ｗｔ％以下の場合は、Ｍｇを含有する析出物は主
としてβ相（Ａｌ−Ｍｇ系化合物）である。Ｃｕが０．
５ｗｔ％を超えて含有する場合はＳ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系化合物）、Ｚｎが０．５ｗｔ％を超えて含有する場
合はτ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物）が析出し始め、
耐力が増大し降伏比が高くなって形状凍結性が低下す
る。
【００１７】従って、上記β相を分断した形態で結晶粒
界及び結晶粒内に十分に析出させることによって引張強
さが高くしかも耐力が小さくなり、耐力と引張強さの比
である降伏比（＝耐力／引張強さ）が０．４以下とな
り、形状凍結性に優れるようになる。そのためには、こ
の全体の析出量の面積率は発明者らの多数の実験の結果
から得られた実験式である０．１×Ｍｇ量＋０．６０
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結
晶粒界に分断した形態で析出しているβ相の面積率は発
明者らの得た実験式である０．０５×Ｍｇ量＋０．５２
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上存在することが
必要である。この面積率は、画像解析装置（ＬＵＺＥＸ
Ｆ：（株）ニレコ製）で測定したもので、平均粒径が
０．１μｍ以上のものがカウントされ測定対象の大きさ
とされる。
界及び結晶粒内に十分に析出させることによって引張強
さが高くしかも耐力が小さくなり、耐力と引張強さの比
である降伏比（＝耐力／引張強さ）が０．４以下とな
り、形状凍結性に優れるようになる。そのためには、こ
の全体の析出量の面積率は発明者らの多数の実験の結果
から得られた実験式である０．１×Ｍｇ量＋０．６０
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結
晶粒界に分断した形態で析出しているβ相の面積率は発
明者らの得た実験式である０．０５×Ｍｇ量＋０．５２
（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上存在することが
必要である。この面積率は、画像解析装置（ＬＵＺＥＸ
Ｆ：（株）ニレコ製）で測定したもので、平均粒径が
０．１μｍ以上のものがカウントされ測定対象の大きさ
とされる。
【００１８】結晶粒界に析出するβ相は、光学顕微鏡で
１０００倍レンズを用いてそれぞれ独立して観察できる
程度のものを分断されたものとし、これによって耐応力
腐食割れ性が向上する。分断されていないと応力腐食割
れを起こし易い。又、その析出量が上記面積率未満であ
ると、経年変化によりβ相が粒界に優先的に連続して析
出し応力腐食割れを起こす。
１０００倍レンズを用いてそれぞれ独立して観察できる
程度のものを分断されたものとし、これによって耐応力
腐食割れ性が向上する。分断されていないと応力腐食割
れを起こし易い。又、その析出量が上記面積率未満であ
ると、経年変化によりβ相が粒界に優先的に連続して析
出し応力腐食割れを起こす。
【００１９】次に、上述のアルミニウム合金板を得る好
ましい製造方法について説明する。
ましい製造方法について説明する。
【００２０】上記Ｍｇを６ｗｔ％を超え１０ｗｔ％以下
を含有するアルミニウム合金溶湯、例えばＡｌ−Ｍｇ系
合金溶湯は、固定式水冷鋳型を有する半連続鋳造法（Ｄ
Ｃ鋳造）または回転式水冷鋳型を有する双ロール法、ベ
ルトキャスター法、３Ｃ法等の連続鋳造法で製造してス
ラブとすることが出来るが、特にこれらの方法に限定さ
れるものではない。また、このスラブは必要によりソー
キングを施し、圧延して所定の板厚に圧延する。更に、
必要に応じて熱間圧延後、或いは冷間圧延の途中で焼鈍
処理する。所定の板厚に圧延されたアルミニウム合金板
は、溶体化処理を施す（溶体化処理工程）。この溶体化
処理工程において板が再結晶され、成形性が向上する。
溶体化処理後、必要により急冷中に生じた焼き入れ歪み
を解消するために板厚減量で１〜３％程度の軽度の圧延
又は引張加工等の矯正加工を施す。
を含有するアルミニウム合金溶湯、例えばＡｌ−Ｍｇ系
合金溶湯は、固定式水冷鋳型を有する半連続鋳造法（Ｄ
Ｃ鋳造）または回転式水冷鋳型を有する双ロール法、ベ
ルトキャスター法、３Ｃ法等の連続鋳造法で製造してス
ラブとすることが出来るが、特にこれらの方法に限定さ
れるものではない。また、このスラブは必要によりソー
キングを施し、圧延して所定の板厚に圧延する。更に、
必要に応じて熱間圧延後、或いは冷間圧延の途中で焼鈍
処理する。所定の板厚に圧延されたアルミニウム合金板
は、溶体化処理を施す（溶体化処理工程）。この溶体化
処理工程において板が再結晶され、成形性が向上する。
溶体化処理後、必要により急冷中に生じた焼き入れ歪み
を解消するために板厚減量で１〜３％程度の軽度の圧延
又は引張加工等の矯正加工を施す。
【００２１】このようにして得られた板は、最終熱処理
を施す（加熱保持冷却工程）。この最終熱処理は、加熱
保持中及び冷却途中で十分にβ相を結晶粒界及び結晶粒
内に析出させる。この最終熱処理温度は２６０〜３４０
℃の温度に１時間以上保持し、且つ加熱保持後の冷却速
度は３〜３５℃／時間の冷却速度で冷却するものであ
る。加熱保持温度が２６０℃未満であったり、加熱保持
温度が３４０℃であっても１時間未満の保持、又は冷却
速度が３５℃／時間より速いと、β相を結晶粒界及び結
晶粒内に十分析出させることが出来ず、引張強さを高く
し耐力を小さく出来ず、結晶粒界に分断した析出物を析
出させることも出来ず、耐応力腐食割れ性を向上させる
ことが出来ない。
を施す（加熱保持冷却工程）。この最終熱処理は、加熱
保持中及び冷却途中で十分にβ相を結晶粒界及び結晶粒
内に析出させる。この最終熱処理温度は２６０〜３４０
℃の温度に１時間以上保持し、且つ加熱保持後の冷却速
度は３〜３５℃／時間の冷却速度で冷却するものであ
る。加熱保持温度が２６０℃未満であったり、加熱保持
温度が３４０℃であっても１時間未満の保持、又は冷却
速度が３５℃／時間より速いと、β相を結晶粒界及び結
晶粒内に十分析出させることが出来ず、引張強さを高く
し耐力を小さく出来ず、結晶粒界に分断した析出物を析
出させることも出来ず、耐応力腐食割れ性を向上させる
ことが出来ない。
【００２２】又、加熱保持温度が３４０℃を超えるとそ
の効果は飽和し、冷却速度が３℃／時間より小さいと冷
却の処理時間が長くなり経済的でない。このような工程
を施して得られたアルミニウム合金板は、β相の全体析
出量はＭｇ量をｗｔ％で表わすと面積率で０．１×Ｍｇ
量＋０．６０（％）以上であり、結晶粒界に析出してい
るβ相は分断され、しかもその析出量はＭｇ量をｗｔ％
で表わすと面積率で０．０５×Ｍｇ量＋０．５２（％）
以上となる。
の効果は飽和し、冷却速度が３℃／時間より小さいと冷
却の処理時間が長くなり経済的でない。このような工程
を施して得られたアルミニウム合金板は、β相の全体析
出量はＭｇ量をｗｔ％で表わすと面積率で０．１×Ｍｇ
量＋０．６０（％）以上であり、結晶粒界に析出してい
るβ相は分断され、しかもその析出量はＭｇ量をｗｔ％
で表わすと面積率で０．０５×Ｍｇ量＋０．５２（％）
以上となる。
【００２３】
【実施例】次に本発明の実施例を表１〜３に基づいて説
明する。
明する。
【００２４】本発明のアルミニウム合金板に使用する合
金としてＡｌ−Ｍｇ系合金溶湯に脱ガス処理等を施して
溶製し、濾過処理後ＤＣ鋳造して鋳塊を得た。分析値を
表１合金組成 に示す。次に、この鋳塊を面削し５００
℃の温度に４時間保持した後、熱間圧延で６ｍｍの板と
した。熱間圧延後１．５ｍｍまで冷間圧延し、３３０℃
において２時間中間焼鈍処理した。焼鈍処理後最終冷間
圧延して板厚１．０ｍｍとし、５２０℃に加熱された炉
において１５秒間溶体化処理を施した。次に、本発明の
特徴である析出処理を施した。諸条件を表２ 製造工程
に示す。各温度における保持時間は２時間である。こ
のようにして得られた試料についてβ相の形態と面積
率、引張特性及び下記の方法で測定した応力腐食割れの
発生までの時間（ＳＣＣの寿命）を表３ 板の組織、引
張特性及びＳＣＣの寿命 に示す。
金としてＡｌ−Ｍｇ系合金溶湯に脱ガス処理等を施して
溶製し、濾過処理後ＤＣ鋳造して鋳塊を得た。分析値を
表１合金組成 に示す。次に、この鋳塊を面削し５００
℃の温度に４時間保持した後、熱間圧延で６ｍｍの板と
した。熱間圧延後１．５ｍｍまで冷間圧延し、３３０℃
において２時間中間焼鈍処理した。焼鈍処理後最終冷間
圧延して板厚１．０ｍｍとし、５２０℃に加熱された炉
において１５秒間溶体化処理を施した。次に、本発明の
特徴である析出処理を施した。諸条件を表２ 製造工程
に示す。各温度における保持時間は２時間である。こ
のようにして得られた試料についてβ相の形態と面積
率、引張特性及び下記の方法で測定した応力腐食割れの
発生までの時間（ＳＣＣの寿命）を表３ 板の組織、引
張特性及びＳＣＣの寿命 に示す。
【００２５】因に、表１に示す合金番号１、２、３のＭ
ｇ量に対して、上記の二式で算出した算出面積率を示す
と次のようになる。
ｇ量に対して、上記の二式で算出した算出面積率を示す
と次のようになる。
【００２６】 本発明Ａ：Ｍｇ量＝６．７５ｗｔ％のとき、 算出全体析出物面積率１．２８％ 算出粒界析出物面積率０．８６％ 本発明Ｂ：Ｍｇ量＝７．８４ｗｔ％のとき、 算出全体析出物面積率１．３８％ 算出粒界析出物面積率０．９１％ 本発明Ｃ：Ｍｇ量＝９．１０ｗｔ％のとき、 算出全体析出物面積率１．５１％ 算出粒界析出物面積率０．９８％ これに対して表３に示す粒界析出物は、本発明Ａの実体
全体析出物面積率が３．３３％、粒界析出物面積率が
１．５８％、本発明Ｂの実体全体析出物面積率が３．４
８％、粒界析出物面積率が１．８７％、本発明Ｃの実体
全体析出物面積率が３．７１％、粒界析出物面積率が
２．２１％で、何れも算出面積率よりも大きい。
全体析出物面積率が３．３３％、粒界析出物面積率が
１．５８％、本発明Ｂの実体全体析出物面積率が３．４
８％、粒界析出物面積率が１．８７％、本発明Ｃの実体
全体析出物面積率が３．７１％、粒界析出物面積率が
２．２１％で、何れも算出面積率よりも大きい。
【００２７】又、耐応力腐食割れ性の評価法は、厚さ１
ｍｍの板を０．７ｍｍまで圧延し、この板を１２０℃の
温度に１６８時間加熱して鋭敏化処理を施した。この板
から２０ｍｍ幅×１２０ｍｍ長さを切り出して試料とし
た。この試料を内半径１２ｍｍの治具に沿ってＵ字状に
曲げて一定の歪みを負荷し、３５℃、３．５％の塩水に
連続浸漬し、割れが発生するまでの時間を測定し耐応力
腐食割れの寿命とした。
ｍｍの板を０．７ｍｍまで圧延し、この板を１２０℃の
温度に１６８時間加熱して鋭敏化処理を施した。この板
から２０ｍｍ幅×１２０ｍｍ長さを切り出して試料とし
た。この試料を内半径１２ｍｍの治具に沿ってＵ字状に
曲げて一定の歪みを負荷し、３５℃、３．５％の塩水に
連続浸漬し、割れが発生するまでの時間を測定し耐応力
腐食割れの寿命とした。
【００２８】表３の結果から、本発明の条件を満たす実
施例（記号Ａ、Ｂ、Ｃ）は９０日以上試験しても割れが
発生しないのに対して、比較例として、析出処理をしな
いもの（記号Ｄ、Ｈ）、Ｍｇ量が６ｗｔ％以下のもの
（記号Ｅ）、析出処理の冷却速度の速いもの（記号Ｆ）
及び析出処理温度の低いもの（記号Ｇ）は割れが発生す
るまでの時間が１０分、１５分、６０分と短い。実施例
（Ａ、Ｂ、Ｃ）のアルミニウム合金板は、耐応力腐食割
れ性が優れているばかりでなく、引張強さ及び伸びが大
きい割に耐力が小さく、降伏比の低いことが判る。
施例（記号Ａ、Ｂ、Ｃ）は９０日以上試験しても割れが
発生しないのに対して、比較例として、析出処理をしな
いもの（記号Ｄ、Ｈ）、Ｍｇ量が６ｗｔ％以下のもの
（記号Ｅ）、析出処理の冷却速度の速いもの（記号Ｆ）
及び析出処理温度の低いもの（記号Ｇ）は割れが発生す
るまでの時間が１０分、１５分、６０分と短い。実施例
（Ａ、Ｂ、Ｃ）のアルミニウム合金板は、耐応力腐食割
れ性が優れているばかりでなく、引張強さ及び伸びが大
きい割に耐力が小さく、降伏比の低いことが判る。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】本発明のアルミニウム合金板は、耐応力
腐食割れ性に優れ、降伏比が低く形状凍結性に優れてい
る。従って、自動車のボディシート、骨格材、オイルタ
ンクその他の匡体等の構造材、エアークリーナー、船
舶、電気機器の外板、その他の家庭用器物等の板として
最適である。又、本発明のアルミニウム合金板の製造方
法は、このようなアルミニウム合金板を容易に経済的に
製造することが出来る。
腐食割れ性に優れ、降伏比が低く形状凍結性に優れてい
る。従って、自動車のボディシート、骨格材、オイルタ
ンクその他の匡体等の構造材、エアークリーナー、船
舶、電気機器の外板、その他の家庭用器物等の板として
最適である。又、本発明のアルミニウム合金板の製造方
法は、このようなアルミニウム合金板を容易に経済的に
製造することが出来る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６４０ ６４０Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 西川 泰久 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内
Claims (2)
- 【請求項１】 ｗｔ％でＭｇ：６％を超え１０％以下を
含有するアルミニウム合金であって、β相の全体析出量
が面積率で０．１×Ｍｇ量＋０．６０（％）（但し、Ｍ
ｇ量はｗｔ％値）以上であり、且つ結晶粒界に析出して
いる前記β相が分断されたものであって、その分断され
たβ相の析出量は、面積率で０．０５×Ｍｇ量＋０．５
２（％）（但し、Ｍｇ量はｗｔ％値）以上である耐応力
腐食割れ性に優れ、降伏比の低いことを特徴とするアル
ミニウム合金板。 - 【請求項２】 ｗｔ％でＭｇ：６％を超え１０％以下を
含有するアルミニウム合金板を溶体化処理する溶体化処
理工程と、該溶体化処理工程で溶体化処理した前記アル
ミニウム合金板を２６０乃至３４０℃の温度範囲の所定
の温度に１時間以上加熱保持した後、３〜３５℃／時間
の冷却速度で冷却する加熱保持冷却工程とを含み、耐応
力腐食割れ性に優れ、降伏比の低いアルミニウム合金板
とすることを特徴とするアルミニウム合金板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24678397A JPH1180874A (ja) | 1997-09-11 | 1997-09-11 | アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24678397A JPH1180874A (ja) | 1997-09-11 | 1997-09-11 | アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1180874A true JPH1180874A (ja) | 1999-03-26 |
Family
ID=17153610
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24678397A Pending JPH1180874A (ja) | 1997-09-11 | 1997-09-11 | アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1180874A (ja) |
-
1997
- 1997-09-11 JP JP24678397A patent/JPH1180874A/ja active Pending
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