JPS5932538B2 - 靭性およびプレス焼入性のすぐれた押出用中力ａｉ合金 - Google Patents
靭性およびプレス焼入性のすぐれた押出用中力ａｉ合金Info
- Publication number
- JPS5932538B2 JPS5932538B2 JP15780980A JP15780980A JPS5932538B2 JP S5932538 B2 JPS5932538 B2 JP S5932538B2 JP 15780980 A JP15780980 A JP 15780980A JP 15780980 A JP15780980 A JP 15780980A JP S5932538 B2 JPS5932538 B2 JP S5932538B2
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- Japan
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- excellent toughness
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、靭性およびプレス焼入性（すなわち熱間押
出成形時に金型から押出された時点で強制冷却すること
によってＭｇおよびＳｉ成分を強制固溶できる性質）に
すぐれ、特に鉄道車輛の構造材の製造に使用するのに適
した押出用中力ＡＡ？合金に関するものである。
出成形時に金型から押出された時点で強制冷却すること
によってＭｇおよびＳｉ成分を強制固溶できる性質）に
すぐれ、特に鉄道車輛の構造材の製造に使用するのに適
した押出用中力ＡＡ？合金に関するものである。
一般に、Ａ７−Ｍｇ −Ｓ ｉ系合金は、適度の強度を
有し、かつ押出成形性および耐食性も良好であり、さら
に他のＡ１合金と比較して、特に応力腐触割れの危険が
ないため、押出用中強度（中力）合金さして一般構造材
に広く使用されており、特に近年、輸送および建築の分
野において、この種押出用Ａ７合金が注目されつつある
。
有し、かつ押出成形性および耐食性も良好であり、さら
に他のＡ１合金と比較して、特に応力腐触割れの危険が
ないため、押出用中強度（中力）合金さして一般構造材
に広く使用されており、特に近年、輸送および建築の分
野において、この種押出用Ａ７合金が注目されつつある
。
一方、例えば、鉄道車輛の構造材として押出用Ａ１合金
を使用する場合、この押出用Ａ１合金には、押出成形の
面からは、すぐれた押出成形性とプレス焼入性を有し、
さらに合金特性の面からは、構造材に要求される適度な
強度、良好な成形加工性（曲げ加工など）、良好な耐食
性、および良好な靭性（例えば衝撃などの不測の高荷重
に耐える強さ）などを有することが要求され、特に靭性
は使用安全性を決定づけるものとして重視されるもので
ある。
を使用する場合、この押出用Ａ１合金には、押出成形の
面からは、すぐれた押出成形性とプレス焼入性を有し、
さらに合金特性の面からは、構造材に要求される適度な
強度、良好な成形加工性（曲げ加工など）、良好な耐食
性、および良好な靭性（例えば衝撃などの不測の高荷重
に耐える強さ）などを有することが要求され、特に靭性
は使用安全性を決定づけるものとして重視されるもので
ある。
ところで、現在、押出用ＡＡ−Ｍｇ−８ｉ系中力合金と
しては、多数のものが提案され、かつ一部のものは実用
に供されているが、いずれの合金も押出成形性、プレス
焼入性、および靭性のうちの少なくとも１つの特性に難
点があるものであり、特に鉄道車輛の構造材に要求され
る上記の特性をすべて具備したものは存在しないのが現
状である。
しては、多数のものが提案され、かつ一部のものは実用
に供されているが、いずれの合金も押出成形性、プレス
焼入性、および靭性のうちの少なくとも１つの特性に難
点があるものであり、特に鉄道車輛の構造材に要求され
る上記の特性をすべて具備したものは存在しないのが現
状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、押出成
形性、プレス焼入性、および靭性を兼ね備えた押出用中
力Ａ１合金を得べく研究を行なった結果、Ｍｇ：０．４
〜０．７％、Ｓｉ：０．６％超〜１．０係＋ Ｍ ｎ
、’ ０．２〜０．８ ％ ｔ Ｚ ｒ ： ０．０３
〜０１％未満を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：０．
０５〜０．３％を含有し、残りがＡ７と不可避不純物か
らなる組成（以上重量％、以下組成に関し、％の表示は
すべて重量係を意味する）を有するＡ７合金は、微細な
Ｍｎ系およびＺｒ系の金属化合物が均一に分散した均質
化処理組織を有し、かつ押出成形によって非再結晶組織
（いわゆる繊維組織）が著しく発達した組織をもつよう
になるため、すぐれた靭性をもつようになり、さらに押
出成形性にすぐれ、しかもプレス焼入性にもすぐれてい
るので、押出成形直後の強制冷却によってＭｇおよびＳ
１成分を素地中に強制固溶させることができ、一方この
固溶したＭｇおよびＳｉ成分は後工程の高温時効処理に
よって微細なＭｇ−８ｉ系金属間化合物として析出する
ようになり、この結果構造材として使用するのに十分な
適度の強５度をもつようになるという知見を得たのであ
る。
形性、プレス焼入性、および靭性を兼ね備えた押出用中
力Ａ１合金を得べく研究を行なった結果、Ｍｇ：０．４
〜０．７％、Ｓｉ：０．６％超〜１．０係＋ Ｍ ｎ
、’ ０．２〜０．８ ％ ｔ Ｚ ｒ ： ０．０３
〜０１％未満を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：０．
０５〜０．３％を含有し、残りがＡ７と不可避不純物か
らなる組成（以上重量％、以下組成に関し、％の表示は
すべて重量係を意味する）を有するＡ７合金は、微細な
Ｍｎ系およびＺｒ系の金属化合物が均一に分散した均質
化処理組織を有し、かつ押出成形によって非再結晶組織
（いわゆる繊維組織）が著しく発達した組織をもつよう
になるため、すぐれた靭性をもつようになり、さらに押
出成形性にすぐれ、しかもプレス焼入性にもすぐれてい
るので、押出成形直後の強制冷却によってＭｇおよびＳ
１成分を素地中に強制固溶させることができ、一方この
固溶したＭｇおよびＳｉ成分は後工程の高温時効処理に
よって微細なＭｇ−８ｉ系金属間化合物として析出する
ようになり、この結果構造材として使用するのに十分な
適度の強５度をもつようになるという知見を得たのであ
る。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであっ
て、以下にこの発明のＡ［合金の成分組成範囲を上記の
通りに限定した理由を説明する。
て、以下にこの発明のＡ［合金の成分組成範囲を上記の
通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ｍｇおよび５１
ＭｇおよびＳｉ成分には、上記のように金属間化合物（
Ｍｇ２Ｓｉ）を形成し、素地中に微細に分散析出して強
度を向上させる作用があるが、その含有量が、それぞれ
Ｍｇ：０．４％未満、Ｓｉ：０．６％以下ではＭｇ２５
１の析出量が少なすぎて所望の強度を確保することがで
きず、一方Ｍｇ：０．７％、Ｓｉ：１．０係をそれぞれ
越えて含有させると、押出加工性およびプレス焼入性が
劣化するようになると共に、耐応力腐触割れの著しい低
下をきたすよう（こなることから、それぞれの含有量を
、Ｍｇ：０．４〜０．７％、望ましくは０．５〜０．６
係＋ Ｓ ｒ 、’ Ｏ８６％超〜１０％、望ましくは
０．７〜０．８５％と定めた。
Ｍｇ２Ｓｉ）を形成し、素地中に微細に分散析出して強
度を向上させる作用があるが、その含有量が、それぞれ
Ｍｇ：０．４％未満、Ｓｉ：０．６％以下ではＭｇ２５
１の析出量が少なすぎて所望の強度を確保することがで
きず、一方Ｍｇ：０．７％、Ｓｉ：１．０係をそれぞれ
越えて含有させると、押出加工性およびプレス焼入性が
劣化するようになると共に、耐応力腐触割れの著しい低
下をきたすよう（こなることから、それぞれの含有量を
、Ｍｇ：０．４〜０．７％、望ましくは０．５〜０．６
係＋ Ｓ ｒ 、’ Ｏ８６％超〜１０％、望ましくは
０．７〜０．８５％と定めた。
なお、析出硬化の効果は、Ｍｇ、Ｓｉの含有量のみなら
ず、その含有比率によっても影響を受けるも゛のであっ
て、Ｍｇ２５１の形成に必要なＳｉ量のほかに過剰な自
由Ｓ１が存在した方が析出硬化は促進され、さらにＭｇ
２Ｓｉ量が多いほど２次加工性が悪化するところから、
前記過剰Ｓｌ量を多くして強度向上をはかることが得策
であり、それ故に相互含有量はＳｉ＞Ｍｇとするのが望
ましい。
ず、その含有比率によっても影響を受けるも゛のであっ
て、Ｍｇ２５１の形成に必要なＳｉ量のほかに過剰な自
由Ｓ１が存在した方が析出硬化は促進され、さらにＭｇ
２Ｓｉ量が多いほど２次加工性が悪化するところから、
前記過剰Ｓｌ量を多くして強度向上をはかることが得策
であり、それ故に相互含有量はＳｉ＞Ｍｇとするのが望
ましい。
（ｂ）ＭｎおよびＺｒ
ＭｎおよびＺｒ成分には、これら両成分が共存した状態
で、結晶粒を微細化すると共に、脆性破断を防止し、も
って靭延性を向上させ、さらに再結晶抑制効果によって
押出成形時に非再結晶組織を強く発達させ、もって靭性
および強度を向上させる作用があるが、その含有量が、
それぞれＭｎ：Ｏ８２力未満、Ｚｒ：０．０３％未満で
は、前記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｍｎにつ
いては０．８係を越え、またＺｒについては０．１％以
上含有させると押出成形性およびプレス焼入性が劣化す
るようになるから、それぞれの含有量を、Ｍｎ ： ０
．２〜０．８％、望ましくは０．４２〜０．７％ 、
Ｚ ｒ ： ０．０３〜０．１係未満と定めた。
で、結晶粒を微細化すると共に、脆性破断を防止し、も
って靭延性を向上させ、さらに再結晶抑制効果によって
押出成形時に非再結晶組織を強く発達させ、もって靭性
および強度を向上させる作用があるが、その含有量が、
それぞれＭｎ：Ｏ８２力未満、Ｚｒ：０．０３％未満で
は、前記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｍｎにつ
いては０．８係を越え、またＺｒについては０．１％以
上含有させると押出成形性およびプレス焼入性が劣化す
るようになるから、それぞれの含有量を、Ｍｎ ： ０
．２〜０．８％、望ましくは０．４２〜０．７％ 、
Ｚ ｒ ： ０．０３〜０．１係未満と定めた。
（ｃ）Ｃｕ
Ｃｕ成分には、合金の強度を向上させる作用があるので
、特に高強度が要求される場合に必要に応じて含有され
るが、その含有量が０．０５％未満では所望の強度向上
効果を得ることができず、一方０．３％を越えて含有さ
せると、耐食性、押出成形性、および靭性が劣化するよ
うになることから、その含有量を０．０５〜０．３％、
望ましくは０．１〜０．２％と定めた。
、特に高強度が要求される場合に必要に応じて含有され
るが、その含有量が０．０５％未満では所望の強度向上
効果を得ることができず、一方０．３％を越えて含有さ
せると、耐食性、押出成形性、および靭性が劣化するよ
うになることから、その含有量を０．０５〜０．３％、
望ましくは０．１〜０．２％と定めた。
また、この発明のＡ７合金において、鋳造組織微細化の
目的で、Ｔｉ：０．２％以下およびＢ：０．０１％以下
のうちの１種または２種を含有させても、この発明のＡ
１合金のもつ上記特性が伺ら損なわれるものではない。
目的で、Ｔｉ：０．２％以下およびＢ：０．０１％以下
のうちの１種または２種を含有させても、この発明のＡ
１合金のもつ上記特性が伺ら損なわれるものではない。
さらに、この発明のＡ１合金製押出材は、所定組成に調
製した溶湯を連続鋳造法などによりビレットに鋳造し、
このビレットに５３０〜５７０℃の温度範囲内の温度に
２〜４８時間保持の条件で均質化処理を施して、Ｍｎ
Ｚｒ系金属間化合物を微細に分散析出させると共に、
ＭｇおよびＳｉを固溶させ、引続いての強制冷却によっ
てＭｇ−８ｉ系金属間化合物を一部析出させ、ついで４
８０℃以上の温度に再加熱し、一部析出のＭｇ−８ｉ系
金属間化合物を固溶させた状態で、押出成形した後、こ
の押出成形温度から１℃／秒以上の冷却速度で強制空冷
または水焼入れして、Ｍｇ。
製した溶湯を連続鋳造法などによりビレットに鋳造し、
このビレットに５３０〜５７０℃の温度範囲内の温度に
２〜４８時間保持の条件で均質化処理を施して、Ｍｎ
Ｚｒ系金属間化合物を微細に分散析出させると共に、
ＭｇおよびＳｉを固溶させ、引続いての強制冷却によっ
てＭｇ−８ｉ系金属間化合物を一部析出させ、ついで４
８０℃以上の温度に再加熱し、一部析出のＭｇ−８ｉ系
金属間化合物を固溶させた状態で、押出成形した後、こ
の押出成形温度から１℃／秒以上の冷却速度で強制空冷
または水焼入れして、Ｍｇ。
Ｓｉを強制固溶させ、最終的に１６０〜２００℃の温度
範囲内の温度に２〜２４時間保持の条件で高温時効処理
を施すことによって、Ｍｎ−Ｚｒ系およびＭｇ−８ｉ系
金属間化合物が微細にして均一に分散した組織とするこ
とからなる主要工程によより製造することができる。
範囲内の温度に２〜２４時間保持の条件で高温時効処理
を施すことによって、Ｍｎ−Ｚｒ系およびＭｇ−８ｉ系
金属間化合物が微細にして均一に分散した組織とするこ
とからなる主要工程によより製造することができる。
つぎに、この発明の１合金を実施例により比較例と対比
しながら説明する。
しながら説明する。
実施例
通常の溶解法により第１表に示される成分組成（不可避
不純物としてＦｅ：０．２％含有）をもった溶湯を調製
し、連続鋳造により直径７ｉｎφ×長さ３００ｍｍの寸
法をもったビレットに鋳造し、ついで温度：５６０℃に
６時間保持後、強制空冷の条件で均質化処理を施すこと
によって本発明Ａ１合金１〜１１および比較Ａ１合金１
〜８をそれぞれ製造した。
不純物としてＦｅ：０．２％含有）をもった溶湯を調製
し、連続鋳造により直径７ｉｎφ×長さ３００ｍｍの寸
法をもったビレットに鋳造し、ついで温度：５６０℃に
６時間保持後、強制空冷の条件で均質化処理を施すこと
によって本発明Ａ１合金１〜１１および比較Ａ１合金１
〜８をそれぞれ製造した。
なお、比較Ａ１合金１〜８は、いずれも構成成分のうち
のいずれかの成分（第１表に※印で表示）がこの発明の
範囲から外れた組成をもつものである。
のいずれかの成分（第１表に※印で表示）がこの発明の
範囲から外れた組成をもつものである。
つぎに、上記本発明Ａ７合金１〜１１および比較Ａ１合
金１〜８について、１６５０ ｔｏｎの押出機を用い、
押出温度：５３０℃、平均押出速度：２０ｍ／ｇπ、押
出材の形状：厚さ２關を有するパネル、押出材の冷起：
強制空冷の条件で押出成形試験を行ない、最大および最
小押出圧力を測定し、押出加工性を評価した。
金１〜８について、１６５０ ｔｏｎの押出機を用い、
押出温度：５３０℃、平均押出速度：２０ｍ／ｇπ、押
出材の形状：厚さ２關を有するパネル、押出材の冷起：
強制空冷の条件で押出成形試験を行ない、最大および最
小押出圧力を測定し、押出加工性を評価した。
これらの測定結果を第１表に合せて示した。
また、上記本発明Ａ１合金１〜１１および比較Ａ１合金
１〜８の押出材について、温度：１８０℃に６時間保持
の時効処理を施した状態で引張試験を行ない、引張特性
を測定すると共に、断面に占める繊維組織の割合、すな
わち繊維組織比率を測定し、この測定結果も第１表に示
した。
１〜８の押出材について、温度：１８０℃に６時間保持
の時効処理を施した状態で引張試験を行ない、引張特性
を測定すると共に、断面に占める繊維組織の割合、すな
わち繊維組織比率を測定し、この測定結果も第１表に示
した。
さらに、上記本発明Ａ１合金１．〜１２および比較Ａ１
合金１〜８について、押出材の形状を厚さ１．０ｍｍの
フラットバーとし、押出材の冷却を水スプレーとする以
外は、上記の押出成形試験と同一の条件で押出成形し、
ついで上記の引張試験におけると同一の条件で時効処理
した状態でシャルピー衝撃試験を行ない、シャルピー衝
撃値を測定すると共に、断面における表面粗大再結晶組
織層の厚さを測定した。
合金１〜８について、押出材の形状を厚さ１．０ｍｍの
フラットバーとし、押出材の冷却を水スプレーとする以
外は、上記の押出成形試験と同一の条件で押出成形し、
ついで上記の引張試験におけると同一の条件で時効処理
した状態でシャルピー衝撃試験を行ない、シャルピー衝
撃値を測定すると共に、断面における表面粗大再結晶組
織層の厚さを測定した。
なお、この表面粗大再結晶組織層が厚く存在すると、曲
げなどの成形加工時に割れやしわ模様（オレンジピール
）の発生の原因となる。
げなどの成形加工時に割れやしわ模様（オレンジピール
）の発生の原因となる。
この測定結果も第１表に示した。第１表に示される結果
から、比較Ａ１合金１〜８は、いずれも押出成形性、引
張特性、繊維組織比率、耐衝撃性、および表面粗大再結
晶粗織層の・ 特性のうち少なくとも１つの特性（第１
表に※印で表示）が劣るものであるのに対して、本発明
Ａ１合金１〜］、Ｉは、いずれも前記の特性に関してす
ぐれた値を示している。
から、比較Ａ１合金１〜８は、いずれも押出成形性、引
張特性、繊維組織比率、耐衝撃性、および表面粗大再結
晶粗織層の・ 特性のうち少なくとも１つの特性（第１
表に※印で表示）が劣るものであるのに対して、本発明
Ａ１合金１〜］、Ｉは、いずれも前記の特性に関してす
ぐれた値を示している。
上述のように、この発明のＡ１合金は、構造材・ に要
求される適度の強度を有し、かつすぐれた押出成形性お
よび靭性も具備するので、特に鉄道車輛の構造材の製造
に使用することができ、しかもその実用に際しては長期
に亘ってきわめてすぐれた性能を発揮するなど工業上有
用な特性をもつの； である。
求される適度の強度を有し、かつすぐれた押出成形性お
よび靭性も具備するので、特に鉄道車輛の構造材の製造
に使用することができ、しかもその実用に際しては長期
に亘ってきわめてすぐれた性能を発揮するなど工業上有
用な特性をもつの； である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＩＭｇ：０．４〜０．７％、 Ｓｉ：０．６係超〜１，０係、 Ｍｎ ： ０．２−０．８％、 Ｚｒ ： ０．０３〜０．１％未満、 を含有し、残りがＡｌ！と不可避不純物からなる組成（
以上重量％）を有することを特徴とする靭性およびプレ
ス焼入性のすぐれた押出用中力Ａ１合金。 ７Ｍｇ：０．４〜０．７％、 Ｓｉ：０．６係超〜１．０％、 Ｍｎ ： ０．２〜０．８％、 Ｚｒ ： ０．０．３〜０．１％未満、 を含有し、さらに、 Ｃｕ ： ０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成（以
上重量係）を有することを特徴とする靭性およびプレス
焼入性のすぐれた押出用中力Ａ１合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15780980A JPS5932538B2 (ja) | 1980-11-10 | 1980-11-10 | 靭性およびプレス焼入性のすぐれた押出用中力ａｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15780980A JPS5932538B2 (ja) | 1980-11-10 | 1980-11-10 | 靭性およびプレス焼入性のすぐれた押出用中力ａｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5782450A JPS5782450A (en) | 1982-05-22 |
| JPS5932538B2 true JPS5932538B2 (ja) | 1984-08-09 |
Family
ID=15657756
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15780980A Expired JPS5932538B2 (ja) | 1980-11-10 | 1980-11-10 | 靭性およびプレス焼入性のすぐれた押出用中力ａｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5932538B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6037867B2 (ja) * | 1981-08-14 | 1985-08-28 | 三井アルミニウム工業株式会社 | 焼入性、靭性のすぐれた押出用中強度アルミニウム合金 |
| JP2690055B2 (ja) * | 1988-07-06 | 1997-12-10 | 三菱アルミニウム株式会社 | Ａｌ熱交換器の管継手用高強度Ａｌ合金 |
| 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 |
| CN107675034B (zh) * | 2017-09-18 | 2019-03-22 | 山东友升铝业有限公司 | 一种改善挤压型材粗晶用变形铝合金 |
| CN111979458A (zh) * | 2020-08-18 | 2020-11-24 | 广亚铝业有限公司 | 一种铲齿散热器的铝合金挤压加工工艺及其铝合金型材 |
-
1980
- 1980-11-10 JP JP15780980A patent/JPS5932538B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5782450A (en) | 1982-05-22 |
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