JPS5919987B2 - Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法に関し、さらに詳し
くは、優れた機械的強度および耐応力腐食割れ性を有す
るばかりでなく、成形性にも優れたＡＡ−Ｍｇ系合金の
製造法に関する。

一般に、Ａ、１−Ｍｇ系合金はＡｌ基合金の中では機械
的強度および成形性が優れているため、構造材料や製缶
材料等の成形用材料として広く利用されている。

この種の合金では高強度を得るために多量のＭｇが含有
されているが、Ｍｇ含有量が３％を越えると耐応力腐食
割れ性が低下し、成形性も劣化する。

また、機械的強度を高める他の対策として、冷間圧延や
冷間抽伸等によって加工硬化を行なう方法も実施されて
いるが、加工硬化材を常温で長時間使用すると引張強さ
および耐力が低下する。

更に、溶接母材として用いた場合は溶接熱により、また
、キャンボディ材等に用いて塗装焼付処理を行なう場合
は焼付熱により機械的強度は著しく低下する。

このようなｋｌ−Ｍｇ系合金の有している種々の欠点や
間頂点は、汎用性および用途拡大を図るうえで大きな障
害となっている。

本発明者等は上記したような事情に鑑み、Ａｌ−Ｍｇ系
合金の欠点であり、問題点でもある耐応力腐食割れ性お
よび機械的強度の低下するのを改善するために、他合金
元素の含有効果と熱処理条件、特に、均熱処理条件およ
び焼鈍処理条件を加えたＡ７−Ｍｇ系合金の製造法につ
いて提案した。

しかし、本発明者等はＡｌ−Ｍｇ系合金の機械的強度お
よび耐応力腐食割れ性を改善するばかりでなく、成形性
をも向上させるために熱間圧延後の冷却を調節すること
について種々研究をし、その結果、優れたＡｌ−Ｍｇ系
合金の製造法を完成したのである。

本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法の特徴とすると
ころは、Ｍｇ２〜８％、Ｚｎ０．３〜３．５％を含み、
ＳｉＯ，３〜１％、ＣｕＯ，２〜２．５％の１種以上、
および、Ｍｎ ０．０５〜１．５％、ＣｒＯ，０５〜０
．３％、Ｔ ｉ ０．０２〜０．２％、Ｚｒ０．０５〜
０．３％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌから
なるＡ７−金Ｍｇ系合鋳塊を４８０°〜５８０℃で２〜
２４時間均熱処理し、次いで熱間圧延を行なって４５０
°〜３００°Ｃで圧延を終了し、直ちに６００°Ｃ〜（
３１５００（４５０°〜３００°Ｃ） −１，，７）℃
／分の冷却速度で冷却することにある。

以下、本発明に係るｋｌ−Ｍｇ系合金の製造法について
説明する。

先づ、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法において
使用するＡ７−Ｍｇ系合金の含有成分および成分割合に
ついて説明する。

Ｍｇは優れた機械的性質を付与するのに不可欠の元素で
あり、含有量が２％未満ではこの効果がなく、また、含
有量が多いと高い強度が得られるが耐応力腐食割れ性お
よび成形性が劣化するため８％を越えて含有させないの
がよい。

しかし成形加工性を重視する用途には好ましい含有量と
しては２〜４％と比較的少ない範囲が適当であり、強度
を重視する用途には好ましい含有量として４〜８％の比
較的多い範囲が適当である。

よって、Ｍｇ含有量は２〜８％とする。

Ｚｎは耐応力腐食割れ性および成形性を向上させる重要
な元素の−ってあり、含有量が０．３％未満ではこの効
果が少なく、また、３．５％を越えて含有されると効果
が飽和するばかりでなく耐食性および圧延加工性を劣化
させる。

よって、Ｚｎ含有量は０．３〜３．５％とする。

また、上記、Ｍｇ、Ｚｎの外に、Ｓｉ、Ｃｕ。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを１種以上含有させるが、これ
らのどの元素を選択するかは以下説明する作用を考慮し
て、かつ、目的、用途により含有させるのである。

Ｓｉ、Ｃｕは耐応力腐食割れ性を向上させる元素であり
、Ｓｉ含有量が０．３％未満ではこの効果がなく、また
、１％を越えて含有されると成形性が劣化するので、Ｓ
ｉ含有量は０．３〜１％とし、Ｃｕは機械的性質を高め
る効果もあり、含有量が０．２％未満ではこれらの効果
がなく、また、２．５％を越えて含有されると耐食性、
圧延加工性および溶接性が低下するので、Ｃｕ含有量は
０．２〜２．５％とする。

Ｍ ｎ ？ Ｃ、ｒ 、Ｔ ｔ 、Ｚ ｒは結晶組織を
微細化し、かつ、組織を安定化させる効果があり、この
効果を発揮させるには、Ｍｎは０．０５〜１．５％、Ｃ
ｒは０．０５〜０．３％、Ｔｉは０．０２〜０．２％、
Ｚｒ０．０５〜０．３％の範囲とする。

しかして、成形性についての効果を得たいときは、Ｃｒ
、Ｚｒの１種または両者を０．０５〜０．１５％含有さ
せることが望ましい。

これらＭｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの含有成分は、その成分
割合の下限未満ではその効果が期待できず、また、上限
を越えて含有されるとその効果は飽和してしまいそれ以
上の向上は殆んどないのである。

また、Ｖ、Ｍｏ、Ｂｉ、Ｂを含有させても、Ｍｎ、Ｃｒ
、Ｔｉ、Ｚｒと同様な効果を得ることができ、■は０．
０１〜０．１％、Ｍｏは０．０１〜０．２％、ＢｉＯ，
１％以下、Ｂｏ、０００１〜０．０３％の範囲が有効で
ある。

この外、不純物として、Ｆ ｅ ５ Ｓ ｎが混入して
含有される場合があるが、Ｆｅは０．５％以下、Ｓｎ０
．２％以下程度は影響がないが、少ない方が望ましい。

次に上記の含有成分および成分割合であるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊の熱処理について説明する。

先づ、均熱処理は加熱温度４８０’〜５８０°Ｃ１加熱
時間２〜２４時間であり、Ａｄ−Ｍｇ系合金鋳塊は冷却
凝固工程における固溶元素の偏析による不均質な組成を
有し、残留応力を生じているから、固溶元素の均一化と
残留応力を解消して熱間加工性を高めるための処理であ
る。

そして、加熱温度４８０℃未満、加熱時間２時間未満で
はこのような効果は達成できず、また、加熱温度が５８
０°Ｃを越えると固溶元素が部分的な融触（バーニング
）を起すようになり、加熱時間が約２４時間で均熱効果
が飽和するのでそれ以上の加熱は無駄である。

従って、均熱処理の加熱温度は４８０°〜５８０°Ｃ１
加熱時間は２〜２４時間とする。

均熱処理されたＡｌ−Ｍｇ系合金鋳塊は次いで熱間圧延
を施すのであるが、当然のことではあるが圧延開始温度
は５８０°Ｃ以下であって、圧延終了仕上温度は３００
°〜４５０°Ｃに調整するのである。

そして、所要の板厚、圧延時間、温度降下を考慮して圧
延開始温度も決める必要がある。

しかして、圧延終了温度が３００℃未満では加工歪硬化
の影響が大きく、強度は高くなるものの成形性が劣化す
るばかりでなく耐食性が低下するようになり、４５０°
Ｃを越える高温では再結晶粒の粗大化や被圧延材表面に
焼付が発生し易くなる。

よって、圧延終了温度は３００°〜４５０℃の範囲とす
る。

この熱間圧延終了後、直ちに冷却しなければならず、そ
して、熱間圧延終了直後の冷却速度が重要な条件である
。

熱間圧延終了温度４５０°〜３００°Ｃ（ＴｏｏＣとす
る。

）から冷却速度（Ｒ’Ｃ−（６００°Ｃ／分〜（３／
５００Ｔ ｏ−１，７） ）°ｃ／分〕で冷却する必要
がある。

しかして、Ａｌ−Ｍｇ系合金の耐応力腐食割れ性を改善
するために、焼戻し処理後の冷却速度を６００’Ｃ／分
以下に調節冷却すると良好であることはわかっているが
、この調節冷却する方法を熱間圧延温度域にある被圧延
材に適用することを考慮した。

実際に熱間圧延温度域から６００’Ｃ／分以上に急速冷
却すると、成形性は優れるものの耐応力腐食割れ性が劣
化するので、６００°Ｃ／分以下の速度で冷却すること
が必要である。

しかしながら、冷却速度を極端に遅くすると耐応力腐食
割れ性は優れてはいるものの成形性および機械的強度が
劣化するのである。

この冷却速度による影響については後記するが冷却速度
も限界がある。

また、限界冷却速度も熱間圧延直後の温度に影響され、
より高温域からの冷却ではより速い限界冷却速度を要す
る。

そして、本発明に係るＡ７−Ｍｇ系合金の製造法におい
て使用するＺｎを含有するＡ［−Ｍｇ系合金を熱間圧延
終了後の上限温度４５０℃から冷却したときの限界冷却
速度を求めると約り℃／分になり、下限温度３００°Ｃ
から冷却した場合は約０．１℃／分となり、３５０℃か
らの冷却では略０．４℃／分以上の冷却速度で耐応力腐
食割れ性、成形性も優れた効果が得られる。

なお、上記冷却で約１００℃以下では冷却速度に影響さ
れないので放冷している。

第１図に熱間圧延直後の温度と適正冷却速度の範囲との
関係を示すグラフであり、縦軸を熱間圧延終了後の温度
ぐ０、横軸を冷却時間（ｈｒ）とじて表わしており、斜
線の範囲が本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法にお
ける冷却速度である。

この第１図から明らかであるが、適正冷却速度の上限は
６００℃／分であるが、下限は熱間圧延終了温度（Ｔ
ｏ ’Ｃとする。

）の函数で表わすことができ、即ち、下限は（３／ ５
００ Ｔ ｏ−１，７）℃分となる。

このような冷却速度の影響について説明すると、過度な
冷却速度で冷却すると、Ａ［−Ｍｇ系合金の主成である
Ｍ ｇ ｙ Ｚ ｎが強制固溶され、常温に長期間放置
することによって結晶粒界に優先的にＭｇとＺｎの化合
物が析出し、耐応力腐食割れ性が著しく劣化する。

これに対して極端に遅い冷却速度で冷却すると、冷却過
程で粒界および粒内にＭｇとＺｎの和犬な化合物が析出
し、特に、冷却開始時の温度が高い程この傾向は強く、
そのため成形加工性を著しく劣化させる。

よって、上記した６０００（、〜（３１５００（Ｔｏ）
−１，，７）℃／分の範囲の冷却速度で冷却すること
により、耐応力腐食割れ性と成形性を有する適当な大き
さのＭｇとＺｎの化合物が分散析出した組織が得られる
のである。

なお、冷却速度は冷却時の熱間圧延製品の形状、重量に
よって変化するが、適正冷却速度を維持管理するため、
必要ならば、ファン、冷却炉等の冷却設備を付設しても
よい。

また、冷却速度を圧延材の軟質化処理後の冷却に適用し
て良好な効果が得られる。

この場合、圧延製品の性能に若干差があるため製品の用
途に応じて製造工程を選択する必要がある。

次に本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法の実施例を
説明する 実施例 第１表に示す含有成分、成分割合となるように常法によ
り溶製し、鋳造する。

そして、このＡｌ−Ｍｇ系合金鋳塊を第２表に示す製造
条件で厚さ４ｍｍの熱間圧延板材を得た。

第１表において、煮１〜屋６の合金は本発明に係るＡ
Ａ−Ｍ ｇ系合金の製造法におけるＡｌ−Ｍｇ系合金で
、Ａ７は比較合金（５０８３相当）である。

第２表において、ＪＦ）、Ａは本発明に係るＡ７−Ｍｇ
系合金の製造法、ＡＢは冷却速度を遅くして約り０℃／
時で冷却した場合、Ａ、 Ｃは冷却速度を約５４，００
０℃／時（水冷）で冷却した場合である。

第１図にＡＡ、ＡＢ、ＡＣの冷却速度を示しである。

Ａ１合金はＡＡ、ＡＢ、扁Ｃの製造条件、煮２〜屋６合
金はＡ、Ａの製造条件、扁７合金はＡＡの製造条件で熱
間圧延板を得た。

これら熱間圧延板材の機械的性質を第３表に、耐応力腐
食割れ性を第４表に示す。

なお、引張試験はＪＩ８５号引張試験片で行ない、曲げ
試験は９０°曲げて最小曲げ半径を求めたものである。

また、応力腐食割れ試験は、各熱間圧延板材から試験片
（幅１０ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を切取り、１２０℃×
７日の鋭敏化処理を行なった後、曲げ半径８ｔ（ｔ：板
厚）にて１８０度のＵ字曲げを行ない、Ｕ字試験片を３
．５％Ｎ ａ Ｃ１１水溶液に浸漬し応力を負荷（ｏ、
８ ａ Ｏ，２ｋｇ／ｍｙ？ｔ ）して、該水溶液中
にてＵ字試料片を陽極として０．０６ｍＡ／ｍＡの電流
を流し、割れの発生状況を観察したものである。

耐応力腐食割れの評化方法は通電開始後１４００分以上
経過して割れがみられないものを○印、通電開始後（ａ
）分間で割れが発生した場合×（ａ）として第４表に示
した。

この第３表、第４表から明らかなように、本発明に係る
ＡＡ−Ｍｇ系合金の製造法による熱間圧延材は耐応力腐
食割れ性および成形性ともに優れている。

しかし、本発明に係るｌ？−Ｍｇ系合金の製造法に使用
するＡ７−Ｍｇ系合金を冷却速度が遅いと機械的強度成
形性が劣化し、また、冷却速度が過度に速いと機械的強
度や成形性は優れているけれども耐応力腐食割れ性は著
しく劣化していることがわかる。

その他、従来のＡ［−Ｍｇ系合金（５０８３相当）を本
発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法における冷却速度
で冷却しても機械的強度は同程度であるけれども、成形
性は劣化し、耐応力腐食割れ性も劣化しているのである
。

゛以上説明したように、本発明に係るＡ［−Ｍｇ系合
金の製造法は上記の構成を有しているものであるから、
含有成分、成分割合、鋳造後の均熱条件熱間仕上温度条
件および熱間圧延後冷却条件を適正に調整でき、Ａ［−
Ｍｇ系合金の耐応力腐食割れ性を改善するとともに成形
性も向上させることができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金の製造法におけ
る熱間圧延終了後の冷却温度と冷却時間との関係を示す
グラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｍｇ２〜８％、Ｚｎ０．３〜３．５％を含み、 ＳｉＯ，３−１％、Ｃｕ０．２〜２．５％の１種以上、
   および、 Ｍｎ ０．０５〜１．５％、Ｃｒ Ｏ，０５〜０．３％
   、Ｔ ｉ ０．０２〜０．２％、Ｚ ｒ ０．０５〜０
   ．３％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡ７からな
   るＡ７−Ｍｇ系合金鋳塊を４８０〜５８０℃で２〜２４
   時間均熱処理し、次いで熱間圧延を行なって４５０〜３
   ００℃で圧延を終了し、直ちに６０００Ｃ／分乃至（３
   １５００・Ｔ Ｏ−１，７）’Ｃ／分（但しＴｏは熱間
   圧延終了温度）の冷却速度で冷却することを特徴とする
   耐応力腐食割れ性および成形性の優れたＡｌ−Ｍｇ系合
   金の製造法。