JPS5826426B2 - 成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウム合金の製造法 - Google Patents
成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウム合金の製造法Info
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- JPS5826426B2 JPS5826426B2 JP53132200A JP13220078A JPS5826426B2 JP S5826426 B2 JPS5826426 B2 JP S5826426B2 JP 53132200 A JP53132200 A JP 53132200A JP 13220078 A JP13220078 A JP 13220078A JP S5826426 B2 JPS5826426 B2 JP S5826426B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウ
ム合金の製造法に関し、さらに詳しくいえば成形性と耐
応力腐食割れ性のすぐれたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法に
関する。
ム合金の製造法に関し、さらに詳しくいえば成形性と耐
応力腐食割れ性のすぐれたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法に
関する。
従来Ａｌ−Ｍｇ系合金は耐食性、とくに耐応力腐食割れ
性、溶接性、強度勢よび厚肉材料とした場合における各
方向に対する物理的性質、化学的性質の均一性の点です
ぐれているので車両、船舶等をはじめとして溶接構造材
として広く使用されている。
性、溶接性、強度勢よび厚肉材料とした場合における各
方向に対する物理的性質、化学的性質の均一性の点です
ぐれているので車両、船舶等をはじめとして溶接構造材
として広く使用されている。
この系の代表的な合金としてはＡＡ５０８３゜５０８６
．５４５４，５０５２等がある。
．５４５４，５０５２等がある。
最近このようなＡｌ−Ｍｇ系強力アルミニウム合金厚板
をプレス、曲げ等の成形加工を行ない各種構造材として
使用する例が増加しているが、その際に厚板の成形性が
問題になる場合が多い。
をプレス、曲げ等の成形加工を行ない各種構造材として
使用する例が増加しているが、その際に厚板の成形性が
問題になる場合が多い。
特にＡｌ−Ｍｇ系構造用合金中で最も代表的な合金であ
るＡＡ５０８３合金は成形加工性の悪いのが欠点である
。
るＡＡ５０８３合金は成形加工性の悪いのが欠点である
。
またＭｇ量が３φ以上のＡｌ−Ｍｇ合金の場合には冷間
加工状態にかいて使用する場合には応力腐食割れについ
ての配慮が必要である。
加工状態にかいて使用する場合には応力腐食割れについ
ての配慮が必要である。
本願発明は上記の背景のもとになされたもので、成形加
工性、耐応力腐食割れ性のすぐれた構造用強力Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金を得ることを目的とする。
工性、耐応力腐食割れ性のすぐれた構造用強力Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金を得ることを目的とする。
上記目的を達成するための本願発明の要旨とするところ
は、Ｍｇ３〜４．４（重量幅、以下同じ）、Ｂｉｏ、０
６〜０．９優を含み必要に応じてさらにＭｎ ０．０５
〜１．０ ％、Ｃｒ Ｏ，０５〜０．３ ％、ＺｒＯ，
０５〜０．３％、Ｖｏ、０３〜０．２％、Ｔｉ０．０１
〜０．２５％、Ｂ Ｏ，０００１〜０．０５ ％、Ｃｕ
Ｏ，０５〜０．４％、Ｂ ｅ Ｏ，０００１〜０．０
５％（７）うちの１種または２種以上を含み残りＡＩと
不可避的不純物とよりなる合金を処理対象とし、これら
合金（以下発明合金と呼ぶことがある）を４００〜５８
０℃で３〜４８時間の均質化処理を行い、４００〜５５
０℃の温度で熱間圧延を開始し、熱間圧延終了温度を２
００〜３５０℃の範囲に制御して熱間圧延をした後、３
６０〜４５０℃で３０分〜３時間の軟化処理をすること
を特徴とするアルミニウム合金の製造法に存する。
は、Ｍｇ３〜４．４（重量幅、以下同じ）、Ｂｉｏ、０
６〜０．９優を含み必要に応じてさらにＭｎ ０．０５
〜１．０ ％、Ｃｒ Ｏ，０５〜０．３ ％、ＺｒＯ，
０５〜０．３％、Ｖｏ、０３〜０．２％、Ｔｉ０．０１
〜０．２５％、Ｂ Ｏ，０００１〜０．０５ ％、Ｃｕ
Ｏ，０５〜０．４％、Ｂ ｅ Ｏ，０００１〜０．０
５％（７）うちの１種または２種以上を含み残りＡＩと
不可避的不純物とよりなる合金を処理対象とし、これら
合金（以下発明合金と呼ぶことがある）を４００〜５８
０℃で３〜４８時間の均質化処理を行い、４００〜５５
０℃の温度で熱間圧延を開始し、熱間圧延終了温度を２
００〜３５０℃の範囲に制御して熱間圧延をした後、３
６０〜４５０℃で３０分〜３時間の軟化処理をすること
を特徴とするアルミニウム合金の製造法に存する。
本発明合金は自動車用ホイールに最適である。
成分限定理由は次のとかりである。
Ｍｇ ：ＭｇはマトリックスのＡＩ中にか女りの固溶度
を有し強度を増大させるが、３％以下の場合には強度が
不十分であり、４，４係をこえると成形加工性が悪くな
る。
を有し強度を増大させるが、３％以下の場合には強度が
不十分であり、４，４係をこえると成形加工性が悪くな
る。
従ってＭｇは３〜４４％とする。
Ｂｉ：Ｂｉは耐応力腐食割れ性の向上に役立つが、０．
０６％より少ない場合にはその効果が小さく、０，９係
より多く添加してもこれ以上顕著な効果は認められず、
鋳造時に重力偏析が生じやすくなるため好１しくない。
０６％より少ない場合にはその効果が小さく、０，９係
より多く添加してもこれ以上顕著な効果は認められず、
鋳造時に重力偏析が生じやすくなるため好１しくない。
従ってＢｉは０．０６〜０．９優に限定する。
Ｍｎ：Ｍｎは再結晶粒の微細化し、成形性、耐応力腐食
割れ性、強度等が向上する。
割れ性、強度等が向上する。
０．０５φ以下の場合にはこの効果が十分でなく、１，
０％以上の場合には巨大な金属間化合物が形成されるた
め成形性、靭性等が低下する。
０％以上の場合には巨大な金属間化合物が形成されるた
め成形性、靭性等が低下する。
従って０．１〜１．０％の範囲とする。
Ｃｒ ：Ｃｒ添加の効果はＭｎの場合と同じであり、下
限より少ない場合にはその効果が少なく、上限をこえる
と巨大な金属間化合物を生じるため成形性、靭性が低下
する。
限より少ない場合にはその効果が少なく、上限をこえる
と巨大な金属間化合物を生じるため成形性、靭性が低下
する。
従って０．０５〜０．３％とする。
Ｚｒ：Ｚｒ添加の効果はＭｎと同じであり、下限より低
い場合にはその効果が少なく、上限をこえると巨大な金
属間化合物を生じるため成形性、靭性が低下する。
い場合にはその効果が少なく、上限をこえると巨大な金
属間化合物を生じるため成形性、靭性が低下する。
従って０．０５〜０．３％とする。■：ｖ添加の効果は
Ｍｎと同じであり、下限より低いとその効果が十分でな
く、上限をこえると巨大な金属間化合物を生ずるため成
形性、靭性が低下する。
Ｍｎと同じであり、下限より低いとその効果が十分でな
く、上限をこえると巨大な金属間化合物を生ずるため成
形性、靭性が低下する。
従って０．０３〜０．２係とする。Ｔｉ、Ｂ：０．０１
〜０．２５％Ｔｉ、０．０００１〜０．０５％Ｂの添加
は鋳造組織を微細化し、最終製品の再結晶粒の微細化や
成形性の向上の効果がある。
〜０．２５％Ｔｉ、０．０００１〜０．０５％Ｂの添加
は鋳造組織を微細化し、最終製品の再結晶粒の微細化や
成形性の向上の効果がある。
添加量が下限より少ないとこの効果が十分でなく、上限
をこえると巨大ｉ金属間化合物を生じ成形性、靭性が低
下する。
をこえると巨大ｉ金属間化合物を生じ成形性、靭性が低
下する。
Ｂｅ：Ｂｅは鋳造性、熱間加工性、溶接性等を改善する
が下限より低い場合にはその効果が十分でなく、０．０
５咎をこえると加工性を害し、毒性の点からも好１しく
ない。
が下限より低い場合にはその効果が十分でなく、０．０
５咎をこえると加工性を害し、毒性の点からも好１しく
ない。
従って０．０００１〜０．０５咎とする。
Ｃｕ：Ｃｕは強度、耐応力腐食割れ性を改善するが、下
限より低い場合にはその効果が十分でなく、上限をこえ
ると成形性、加工性を害するので好１しくない。
限より低い場合にはその効果が十分でなく、上限をこえ
ると成形性、加工性を害するので好１しくない。
従ってＣｕは０．０５〜０．４咎とする。
また、不純物としてのＦｅ、Ｓｉは成形性、加工性、耐
食性等の観点よりそれぞれ０．９φ以下にすることが望
オしい。
食性等の観点よりそれぞれ０．９φ以下にすることが望
オしい。
製造方法の限定理由は次のとかりである。
上記組成を有する合金を以下に述べる特別な製造工程で
製造することにより成形性、耐食性、強度等にすぐれた
合金を得ることができる。
製造することにより成形性、耐食性、強度等にすぐれた
合金を得ることができる。
均質化処理：鋳塊は熱間圧延は先立ち、十分に均質化処
理を行ない、Ｍｇ、Ｃｕを十分に固溶させると共にＭｎ
、Ｃｒｓ Ｚｒｓ Ｖ等の微量添加元素を微細な金属間
化合物として均一微細に析出させることが重要である。
理を行ない、Ｍｇ、Ｃｕを十分に固溶させると共にＭｎ
、Ｃｒｓ Ｚｒｓ Ｖ等の微量添加元素を微細な金属間
化合物として均一微細に析出させることが重要である。
このような処理を行なった鋳塊を以下の条件で熱間圧延
、軟化を行なうことにより成形性、耐応力腐食割れ性、
強度のすぐれた合金を得ることができる。
、軟化を行なうことにより成形性、耐応力腐食割れ性、
強度のすぐれた合金を得ることができる。
なち・、均質化処理条件としては４００〜５８０℃で３
〜４８ｈｒの処理が望ましい。
〜４８ｈｒの処理が望ましい。
熱間圧延（熱延ともいつ）：熱間圧延は、４００〜５５
０℃の温度で開始し、熱間圧延終了温度を２００〜３５
０℃の温度範囲に制御することが必要でアリ、特に熱間
圧延終了温度を精度よく管理することが重要である。
０℃の温度で開始し、熱間圧延終了温度を２００〜３５
０℃の温度範囲に制御することが必要でアリ、特に熱間
圧延終了温度を精度よく管理することが重要である。
熱延終了温度が３５０℃を超える場合には熱間圧延中釦
よび圧延終了後の冷却中に著しい再結晶が進行し、しか
も再結晶が均一に進行しないため熱延上り板の結晶粒が
粗大化すると共に組織も不均一となる。
よび圧延終了後の冷却中に著しい再結晶が進行し、しか
も再結晶が均一に進行しないため熱延上り板の結晶粒が
粗大化すると共に組織も不均一となる。
この板を軟化により焼鈍板とした場合には組織の均一で
結晶粒の微細な板は得られない。
結晶粒の微細な板は得られない。
熱延終了温度が２００℃以下の場合には、熱間圧延終了
間際には熱間圧延というよりは温間あるいは冷間圧延的
な圧延が行なわれることになり、しかも温間あるいは冷
間圧延的な圧延による加工度は小さいため、熱延上り板
の組織は不均一である。
間際には熱間圧延というよりは温間あるいは冷間圧延的
な圧延が行なわれることになり、しかも温間あるいは冷
間圧延的な圧延による加工度は小さいため、熱延上り板
の組織は不均一である。
この板を軟化により焼鈍板とした場合にかいても組織の
不均一性は解消されないし、冷間加工的な加工を受けて
いるため結晶粒の粗大化が生じ成形加工用材料として好
１しくない。
不均一性は解消されないし、冷間加工的な加工を受けて
いるため結晶粒の粗大化が生じ成形加工用材料として好
１しくない。
従って熱間終了温度を３５０〜２００℃に制御する場合
にのみ結晶粒の微細で組織の均一な成形性のすぐれた板
が得られる。
にのみ結晶粒の微細で組織の均一な成形性のすぐれた板
が得られる。
軟化処理：熱間圧延終了後３６０〜４５０℃の温度で３
０分〜３時間程度の軟化処理する。
０分〜３時間程度の軟化処理する。
３６０℃より低温かまたは３０分より短い場合には再結
晶が不完全であるため結晶粒の微細な成形性のすぐれた
材料は得られない。
晶が不完全であるため結晶粒の微細な成形性のすぐれた
材料は得られない。
４５０ ’Ｃ以上かまたは３時間より長い場合には結晶
粒が粗大化するためプレス成形時に肌荒れを生じ好捷し
くない。
粒が粗大化するためプレス成形時に肌荒れを生じ好捷し
くない。
以上のように、本発明では特定組成の合金を上記の製法
で製造する場合にのみ結晶粒が微細で成形性、耐応力腐
食割れ性、強度にすぐれた合金を得ることができる。
で製造する場合にのみ結晶粒が微細で成形性、耐応力腐
食割れ性、強度にすぐれた合金を得ることができる。
本発明の対象の合金は非熱処理型のアルミニウム合金の
うちでは機械的強度が高く、本発明方法によって製造さ
れたアルミニウム合金焼鈍材を自動車用ホイール（走行
中８０℃前後に達する）。
うちでは機械的強度が高く、本発明方法によって製造さ
れたアルミニウム合金焼鈍材を自動車用ホイール（走行
中８０℃前後に達する）。
に冷間で成形加工すると安定化処理も不要で且つ耐応力
腐食割れの危険性がないので、本発明合金は自動車用ホ
イールのような構造材に最適である。
腐食割れの危険性がないので、本発明合金は自動車用ホ
イールのような構造材に最適である。
実施例 １
表１に示す合金を溶解、鋳造後に４７０〜５００℃で８
〜１０ｈｒの均質化処理後に４５０〜４８０℃で熱間圧
延を開始し、３００ｍｍ厚より６ｍｒＩＬ厚の板に圧延
した。
〜１０ｈｒの均質化処理後に４５０〜４８０℃で熱間圧
延を開始し、３００ｍｍ厚より６ｍｒＩＬ厚の板に圧延
した。
なか熱間圧延終了時の温度は２３０〜２６０℃の範囲内
に制御した。
に制御した。
上記の６間熱延板を４１０℃Ｘ２ｈｒ加熱した焼鈍板お
よび焼鈍板を３３係冷間加工した板の機械的性質を表２
に示す。
よび焼鈍板を３３係冷間加工した板の機械的性質を表２
に示す。
表３には焼鈍板の諸性能を示したが、結晶粒も微細であ
り、成形性、曲げ性等にすぐれている。
り、成形性、曲げ性等にすぐれている。
表４には６ｎ厚焼鈍板と４ｍｍｍｍ厚板延板いて０．２
％耐力の７５優に相当する応力を負荷して３．５多食塩
水中で応力腐食試験を行なった結果を行したが、発明合
金は焼鈍板のみならず冷間加工材に赴いても応力腐食割
れを生じない。
％耐力の７５優に相当する応力を負荷して３．５多食塩
水中で応力腐食試験を行なった結果を行したが、発明合
金は焼鈍板のみならず冷間加工材に赴いても応力腐食割
れを生じない。
実施例 ２
表５に示す組成の合金を溶解鋳造後に４８０〜５１０℃
で１０〜１２ｈｒの均質化処理を行ない、４６０〜５０
０℃で熱間圧延を開始り、３００間厚上り６關厚の板に
圧延した。
で１０〜１２ｈｒの均質化処理を行ない、４６０〜５０
０℃で熱間圧延を開始り、３００間厚上り６關厚の板に
圧延した。
熱間圧延終了温度は２３０〜２７０℃の範囲で制御した
。
。
上記の６關厚の熱延板を４１０℃Ｘ２ｈｒ軟化した焼鈍
板の機械的性質を表６に示す。
板の機械的性質を表６に示す。
表７には発明合金の焼鈍板の諸性能を示したが、結晶粒
も微細で成形性にもすぐれている。
も微細で成形性にもすぐれている。
表８には６關厚の焼鈍板とこの板を約３３咎冷延した４
ｍｍ厚の冷間圧延板について、０．２％耐力の７５優に
相当する応力を負荷して３．５φ食塩水中で応力腐食試
験を行なった結果を示したが、発明合金は焼鈍板のみな
らず冷間加工板にち・いても応力腐食割れを生じない。
ｍｍ厚の冷間圧延板について、０．２％耐力の７５優に
相当する応力を負荷して３．５φ食塩水中で応力腐食試
験を行なった結果を示したが、発明合金は焼鈍板のみな
らず冷間加工板にち・いても応力腐食割れを生じない。
比較例 １
上記のように発明合金を本発明の工程により製造すれば
成形性、強度、耐応力腐食性にすぐれた合金を得ること
ができるが、熱延終了温度が本発明の限定範囲を超える
と結晶粒の微細な合金が得られないため成形加工時に肌
荒が生じたり、成形＊ ※性が低下する。
成形性、強度、耐応力腐食性にすぐれた合金を得ること
ができるが、熱延終了温度が本発明の限定範囲を超える
と結晶粒の微細な合金が得られないため成形加工時に肌
荒が生じたり、成形＊ ※性が低下する。
表９には１例として表５に示した代表的な合金について
実施例２と同じ条件で圧延を行ない熱延終了温度を変化
させた６１ｒＬ１１Ｌ厚の焼鈍板の諸性質を示したが、
結晶粒の微細な成形性のすぐれた合金は得られない。
実施例２と同じ条件で圧延を行ない熱延終了温度を変化
させた６１ｒＬ１１Ｌ厚の焼鈍板の諸性質を示したが、
結晶粒の微細な成形性のすぐれた合金は得られない。
以上のように本発明合金を特別な製造工程で製作するこ
とにより成形加工性、応力腐食割れ性、強度にすぐれた
合金の製造が可能である。
とにより成形加工性、応力腐食割れ性、強度にすぐれた
合金の製造が可能である。
通常発明合金程度のＭｇ量を含む合金は応力腐食割れの
観点から冷間加工状態での使用には問題があるためいわ
ゆる安定化処理が必要であるが、本発明合金の場合には
冷間加工状態においても応力腐食割れの危険性がないた
め、実質的にかなり高い強度レベルで使用できる利点が
ある。
観点から冷間加工状態での使用には問題があるためいわ
ゆる安定化処理が必要であるが、本発明合金の場合には
冷間加工状態においても応力腐食割れの危険性がないた
め、実質的にかなり高い強度レベルで使用できる利点が
ある。
Claims (1)
- Ｉ Ｍｇ３〜４．４φ（重量φ以下同じ）、ＢｉＯ，
０６〜０．９％を含み残りＡＩと不可避不純物とよりな
る合金を、４００〜５８０℃で３〜４８時間の均質化処
理を行い、４００〜５５０℃の温度で熱間圧延を開始し
、熱間圧延終了温度を２００〜３５０℃の範囲に制御し
て熱間圧延をした後、３６０〜４５０℃で３０分〜３時
間の軟化処理をすることを特徴とする成形性と耐食性の
すぐれた強力アルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53132200A JPS5826426B2 (ja) | 1978-10-27 | 1978-10-27 | 成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウム合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53132200A JPS5826426B2 (ja) | 1978-10-27 | 1978-10-27 | 成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウム合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5565344A JPS5565344A (en) | 1980-05-16 |
| JPS5826426B2 true JPS5826426B2 (ja) | 1983-06-02 |
Family
ID=15075726
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53132200A Expired JPS5826426B2 (ja) | 1978-10-27 | 1978-10-27 | 成形性と耐食性のすぐれた強力アルミニウム合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5826426B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61163251A (ja) * | 1985-01-11 | 1986-07-23 | Kobe Steel Ltd | スピニング加工性の優れた自動車ホイ−ル用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造法 |
| JPS6223973A (ja) * | 1985-07-22 | 1987-01-31 | Kobe Steel Ltd | 自動車ホイ−ル用アルミニウム合金の製造法 |
| JPS63117606U (ja) * | 1987-01-27 | 1988-07-29 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1742557A (en) * | 1925-12-17 | 1930-01-07 | American Lurgi Corp | Noncorrosive aluminum alloy |
| US1932848A (en) * | 1932-09-21 | 1933-10-31 | Aluminum Co Of America | Aluminum alloys |
| JPS50141510A (ja) * | 1974-04-30 | 1975-11-14 |
-
1978
- 1978-10-27 JP JP53132200A patent/JPS5826426B2/ja not_active Expired
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1742557A (en) * | 1925-12-17 | 1930-01-07 | American Lurgi Corp | Noncorrosive aluminum alloy |
| US1932848A (en) * | 1932-09-21 | 1933-10-31 | Aluminum Co Of America | Aluminum alloys |
| JPS50141510A (ja) * | 1974-04-30 | 1975-11-14 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5565344A (en) | 1980-05-16 |
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