JPS6043901B2 - 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金 - Google Patents
非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金Info
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- JPS6043901B2 JPS6043901B2 JP55073458A JP7345880A JPS6043901B2 JP S6043901 B2 JPS6043901 B2 JP S6043901B2 JP 55073458 A JP55073458 A JP 55073458A JP 7345880 A JP7345880 A JP 7345880A JP S6043901 B2 JPS6043901 B2 JP S6043901B2
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- heat
- heat treatment
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、優れた耐応力腐食割れ性を有し且つ塗装焼付
熱や溶接熱による強度低下を起こさないＡｌ−Ｍｇ系合
金に関するものである。
熱や溶接熱による強度低下を起こさないＡｌ−Ｍｇ系合
金に関するものである。
Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ａｌ基合金の中では強度が優れた
ものとして、一般構造材料や製罐材料等に広く使用され
ている。
ものとして、一般構造材料や製罐材料等に広く使用され
ている。
ところでＡｌ−Ｍｇ系合金は非熱処理合金であ。
り、高い強度を得る為には冷間圧延や冷間抽伸等によつ
て加工硬化を行なわせるのが通例である。ところが加工
硬化材は、常温で長時間使用すると引張り強さ及び耐力
が低下するという欠点があり、この低下率は加工率が高
い程、またＭｇ量が多い程（即ち強度が高い程）大きく
なる傾向がある。またこの加工硬化材を母材として溶接
すると、溶接熱の影響によつて溶接部周辺（熱影響部）
の強度が低下し、加工硬化によつて付与された高強度を
維持できない。更にＡｌ−Ｍｇ系合金を飲料用キヤンエ
ンドおよびボディー材さらに自動Ｊ車ボディー材および
自動車用ホィール材等に使用するときは、冷間加工によ
る成形の後塗装焼付を行なうが、焼付時の熱影響で強度
が低下する。その為軽量化及びコスト低減を目的とした
薄肉化がむつかしく、また塗装焼付による強度低下を補
う為に冷間加工率を高めると成形性が低下する。本発明
者等は前述の様な事情に着目し、従来のＡｌ−Ｍｇ系合
金の前記諸欠点即ち１長時間使用による強度劣化、２溶
接熱による強度劣化及び３塗装焼付による強度劣化をす
べて解消すべく、添加合金元素及び配合率等について詳
細な研究を進めてきた。本発明はかかる研究の結果なさ
れたものであつて、その構成とは、Ｍｇ：２〜８％及び
Ｚｎ：０．３〜３．５％を必須成分として含み、且つ下
記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂ１及び
Ｂより成る群から選択される１種又は２種以上の元素を
含有し、Ｓｉ：０．３〜１．０％残部がＡｌ及び不可避
不純物であるところの要旨が存在する。
て加工硬化を行なわせるのが通例である。ところが加工
硬化材は、常温で長時間使用すると引張り強さ及び耐力
が低下するという欠点があり、この低下率は加工率が高
い程、またＭｇ量が多い程（即ち強度が高い程）大きく
なる傾向がある。またこの加工硬化材を母材として溶接
すると、溶接熱の影響によつて溶接部周辺（熱影響部）
の強度が低下し、加工硬化によつて付与された高強度を
維持できない。更にＡｌ−Ｍｇ系合金を飲料用キヤンエ
ンドおよびボディー材さらに自動Ｊ車ボディー材および
自動車用ホィール材等に使用するときは、冷間加工によ
る成形の後塗装焼付を行なうが、焼付時の熱影響で強度
が低下する。その為軽量化及びコスト低減を目的とした
薄肉化がむつかしく、また塗装焼付による強度低下を補
う為に冷間加工率を高めると成形性が低下する。本発明
者等は前述の様な事情に着目し、従来のＡｌ−Ｍｇ系合
金の前記諸欠点即ち１長時間使用による強度劣化、２溶
接熱による強度劣化及び３塗装焼付による強度劣化をす
べて解消すべく、添加合金元素及び配合率等について詳
細な研究を進めてきた。本発明はかかる研究の結果なさ
れたものであつて、その構成とは、Ｍｇ：２〜８％及び
Ｚｎ：０．３〜３．５％を必須成分として含み、且つ下
記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂ１及び
Ｂより成る群から選択される１種又は２種以上の元素を
含有し、Ｓｉ：０．３〜１．０％残部がＡｌ及び不可避
不純物であるところの要旨が存在する。
以下添加合金元素の種類及び含有率を限定した理由につ
いて説明する。
いて説明する。
Ｍｇは優れた機械的強度を付与するのに不可欠の元素で
あり、目的達成の為には２％以上含有させる必要がある
。
あり、目的達成の為には２％以上含有させる必要がある
。
しかし多すぎると成形性が低下し、特にキヤンボデイー
材等としての適正を確保できなくなるので８％以下に止
めねばならない。Ｚｎは本発明において最も重要な元素
の１つで、長時間使用による強度低下を防止すると共に
、熱影響（溶接熱又は塗装焼付熱）による強度低下を防
止するのに不可欠の元素であり、これらの効果を有意に
発揮させる為には０．３％以上含有させねばならない。
しかしこれらの効果は３．５％程度で飽和状態に達し、
それを越える配合は無意味であるばかりでなく圧延加工
性および耐食性を劣化させるのて好ましくない。この他
本発明では選択元素としてＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔ
ｉ，Ｖ，ＭＯ，Ｂｉ及びＢよりなる群から選択される１
種又は２種以上の元素が配合されるが、何れの元素を選
択するかは、以下に示す各元素の作用を考慮し用途に応
じて適当に決めればよい。
材等としての適正を確保できなくなるので８％以下に止
めねばならない。Ｚｎは本発明において最も重要な元素
の１つで、長時間使用による強度低下を防止すると共に
、熱影響（溶接熱又は塗装焼付熱）による強度低下を防
止するのに不可欠の元素であり、これらの効果を有意に
発揮させる為には０．３％以上含有させねばならない。
しかしこれらの効果は３．５％程度で飽和状態に達し、
それを越える配合は無意味であるばかりでなく圧延加工
性および耐食性を劣化させるのて好ましくない。この他
本発明では選択元素としてＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔ
ｉ，Ｖ，ＭＯ，Ｂｉ及びＢよりなる群から選択される１
種又は２種以上の元素が配合されるが、何れの元素を選
択するかは、以下に示す各元素の作用を考慮し用途に応
じて適当に決めればよい。
Ｓ１は溶接熱や塗装焼付熱による強度低下を防止すると
共に耐応力腐食割れ性を高める作用があり、これらの効
果は０．８％以上の配合で有意に発．揮される。
共に耐応力腐食割れ性を高める作用があり、これらの効
果は０．８％以上の配合で有意に発．揮される。
しカルこれらの効果は１％程度で飽和状態に達し、この
量を越えると靭性を阻害するので好ましくない。Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖ，ＭＯ，Ｂｉ及びＢは何れも合金
の結晶組織を微細化し且つ組織を安定化して−靭性を高
める作用があり、含有率は夫々Ｍｎ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．
１％、ＭＯ：０．０１〜０．２％、Ｂｉ：０．１以下、
Ｂ：０．０００１〜０．０３％の範囲から選択すべきで
ある。
量を越えると靭性を阻害するので好ましくない。Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖ，ＭＯ，Ｂｉ及びＢは何れも合金
の結晶組織を微細化し且つ組織を安定化して−靭性を高
める作用があり、含有率は夫々Ｍｎ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．
３％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．
１％、ＭＯ：０．０１〜０．２％、Ｂｉ：０．１以下、
Ｂ：０．０００１〜０．０３％の範囲から選択すべきで
ある。
しかして上記元素の含有率が下限値未満では上記の効果
が有意に発揮されず、一方上限値を越える当りでは上記
効果が飽和し、それ以上添加しても効果の向上は殆んど
ない。このほか本発明の合金中にＦｅ，Ｓｎ等を混入す
る場合でも、Ｆｅ≦０．５％、Ｓｎ≦０．２％の程ノ度
であれば、本発明の性能には殆んど影響しない。以上の
様に本発明では、Ｎ−Ｍｇ系合金に含有させる他の合金
元素の種類及び含有率を特定することにより、公知のＡ
１−Ｍｇ系合金の特徴を留保．しつつ、その欠点とされ
ていた長時間使用による強度劣化及び熱影響（溶接熱や
塗装焼付熱）による強度劣化を大幅に改善したもので、
非熱処理材としてのＡ１−Ｍｇ系合金の実用性を高め得
た意義は頗る大きい。
が有意に発揮されず、一方上限値を越える当りでは上記
効果が飽和し、それ以上添加しても効果の向上は殆んど
ない。このほか本発明の合金中にＦｅ，Ｓｎ等を混入す
る場合でも、Ｆｅ≦０．５％、Ｓｎ≦０．２％の程ノ度
であれば、本発明の性能には殆んど影響しない。以上の
様に本発明では、Ｎ−Ｍｇ系合金に含有させる他の合金
元素の種類及び含有率を特定することにより、公知のＡ
１−Ｍｇ系合金の特徴を留保．しつつ、その欠点とされ
ていた長時間使用による強度劣化及び熱影響（溶接熱や
塗装焼付熱）による強度劣化を大幅に改善したもので、
非熱処理材としてのＡ１−Ｍｇ系合金の実用性を高め得
た意義は頗る大きい。
次に本発明の実施例を示す。
実施例１
第１表に示す成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金を溶融・鋳造
した後、５００℃で８時間均質化処理し、その後４００
〜４５０℃で熱間圧延を行ない、次いで所定の加効率で
冷間圧延して３Ｔｆ＄ｔ厚の板材を得た。
した後、５００℃で８時間均質化処理し、その後４００
〜４５０℃で熱間圧延を行ない、次いで所定の加効率で
冷間圧延して３Ｔｆ＄ｔ厚の板材を得た。
得られた各板材の冷間圧延直後の機械的性質及び１２０
℃で７日間加熱（常温での３年間放置に相当する）した
後の機械的性質を測定した（ＪＩＳ５号試験片）。結果
を第２表に示す。また１２０℃で所定時間加熱した後の
応力腐食割れ試験を行ない、第３表の結果を得た。
℃で７日間加熱（常温での３年間放置に相当する）した
後の機械的性質を測定した（ＪＩＳ５号試験片）。結果
を第２表に示す。また１２０℃で所定時間加熱した後の
応力腐食割れ試験を行ない、第３表の結果を得た。
厚さ３ｍｎ１幅１−、長さ１０−の試験片を長手方向か
ら採取し、曲げ半径８ｔ（ｔ：板厚）にて１８０度の曲
げを行なう。
ら採取し、曲げ半径８ｔ（ｔ：板厚）にて１８０度の曲
げを行なう。
その後試験片を３．５％ＮａＣｌ水溶液に浸漬し、該試
験片を陽極として４０ｎ１Ａ／Ｉｎｃｈ２の電流を流し
て割れを観察した。尚第３表において、Ｏ印及び×（α
）は下記の意味を表わしている。Ｏ印：試験時間１４０
紛後も割れが発生しない×（α）：試験時間α分間で割
れが発生第１〜３表からも明らかな様に、本発明の漏を
満足するＮ−Ｍｇ系合金は加熱による強度劣化が極めて
少なく、また応力腐食割れ性の低下も殆んどみられない
。
験片を陽極として４０ｎ１Ａ／Ｉｎｃｈ２の電流を流し
て割れを観察した。尚第３表において、Ｏ印及び×（α
）は下記の意味を表わしている。Ｏ印：試験時間１４０
紛後も割れが発生しない×（α）：試験時間α分間で割
れが発生第１〜３表からも明らかな様に、本発明の漏を
満足するＮ−Ｍｇ系合金は加熱による強度劣化が極めて
少なく、また応力腐食割れ性の低下も殆んどみられない
。
これに対し比較合金（Ｚｎが含まれていない合金）では
、加熱（常温長時間の放置も含めて）による強度及び耐
応力腐食割れ性の劣化は双方極めて著しい。実施例２ 第４表に示す成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金を溶融・鋳造
した後、５００℃で８時間均質化処理し、その後４００
〜４５０℃で熱間圧延を行ない、次いで加工率７０％で
冷間圧延して０．５ｗｍ厚の板材を得た。
、加熱（常温長時間の放置も含めて）による強度及び耐
応力腐食割れ性の劣化は双方極めて著しい。実施例２ 第４表に示す成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金を溶融・鋳造
した後、５００℃で８時間均質化処理し、その後４００
〜４５０℃で熱間圧延を行ない、次いで加工率７０％で
冷間圧延して０．５ｗｍ厚の板材を得た。
得られた各板材の冷間加工のまま機械的性質及び２００
℃で３０分間加熱（通常の塗装焼付条件に相当する）し
た後の機械的性質を測定した（ＪＩＳ５号試験片）。結
果を第５表に示す。また各板材を下記の条件で深絞り試
験に付し、第６表の結果を得た。
℃で３０分間加熱（通常の塗装焼付条件に相当する）し
た後の機械的性質を測定した（ＪＩＳ５号試験片）。結
果を第５表に示す。また各板材を下記の条件で深絞り試
験に付し、第６表の結果を得た。
試験板：板厚０．５
７０％冷間加工板
しわ押え荷重：５００ｋ９
ポ ン チ ：５０ＴｍＩｒＬφ平頭
第５表からも明らかな様に、従来のＮ−Ｍｇ系合金では
加熱によつて引張り強さが大幅に低下するのに対し、本
発明の要件を充足する合金は加熱しても殆んど強度低下
を起こさない。
加熱によつて引張り強さが大幅に低下するのに対し、本
発明の要件を充足する合金は加熱しても殆んど強度低下
を起こさない。
また第６表からも明らかな様に、本発明の合金は従来の
Ａ１−Ｍｇ系合金に比べ深絞り性能も良好であり、中で
も選択元素としてＳｉを配合した合金の深絞り性能は最
も優れている。
Ａ１−Ｍｇ系合金に比べ深絞り性能も良好であり、中で
も選択元素としてＳｉを配合した合金の深絞り性能は最
も優れている。
実施例３
第７表に示す成分組成のＮ−Ｍｇ系合金を、実施例１と
同様にして溶融・鋳造、均質化処理及び熱間圧延した後
、冷間圧延して厚さ６Ｔｆｒｍの板材を得た。
同様にして溶融・鋳造、均質化処理及び熱間圧延した後
、冷間圧延して厚さ６Ｔｆｒｍの板材を得た。
得られた各板材を母材とし、ＡＡ−５１８３を溶接，ワ
イヤとして、電流２５０Ａ一電圧２５Ｖ一速度５０ｃｍ
／分の溶接条件で２層溶接を行ない、熱影響部と熱影響
を受けていない部分の機械的性質を比較した。
イヤとして、電流２５０Ａ一電圧２５Ｖ一速度５０ｃｍ
／分の溶接条件で２層溶接を行ない、熱影響部と熱影響
を受けていない部分の機械的性質を比較した。
結果を第８表に示す。また合金慟．１４（実施例）及び
合金褐．１７（比較合″金：ＡＡ−５０８３）を母材と
して得た各溶接物について、溶接部からの距離と硬度の
関係を測定したところ、第１図の結果が得られた。
合金褐．１７（比較合″金：ＡＡ−５０８３）を母材と
して得た各溶接物について、溶接部からの距離と硬度の
関係を測定したところ、第１図の結果が得られた。
第８表からも明らかな様に、従来のＮ−Ｍｇ系合金では
溶接熱によつて機械的強度が大幅に劣化するが、本発明
の合金は溶接熱による強度低下が少ない。
溶接熱によつて機械的強度が大幅に劣化するが、本発明
の合金は溶接熱による強度低下が少ない。
また第８表からも明らかな様に、従来のＮ−Ｍｇ系合金
では溶接部の硬度低下が大きく、且つ溶接部から約５−
の範囲に亘つて明らかな硬度低下がみられるが、本発明
の合金では溶接部の硬度低下が少なく、且つ硬度低下は
溶接部から約２０ＴＩｒＩｎの範囲に止まつている。こ
れらの結果からも、本発明の合金が溶接用構造材料とし
て極めて優れたものであることが明白である。
では溶接部の硬度低下が大きく、且つ溶接部から約５−
の範囲に亘つて明らかな硬度低下がみられるが、本発明
の合金では溶接部の硬度低下が少なく、且つ硬度低下は
溶接部から約２０ＴＩｒＩｎの範囲に止まつている。こ
れらの結果からも、本発明の合金が溶接用構造材料とし
て極めて優れたものであることが明白である。
第１図は本発明合金について溶接熱の硬さ分布に及ぼす
影響を従来合金と対比して示すグラフである。
影響を従来合金と対比して示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｍｇ：２〜８％及びＺｎ：０．３〜３．５％を必須
成分として含み、且つ下記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔ
ｉ及びＢより成る群から選択される１種又は２種以上の
元素を含有し、Ｓｉ：０．３〜１．０％ Ｍｎ：０．０５〜１．５％ Ｃｒ：０．０５〜０．３％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％ Ｔｉ：０．０２〜０．２％ Ｂ：０．０００１〜０．０３％ 残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とする耐
軟化特性および耐応力腐食割れ性の優れた非熱処理型Ａ
ｌ−Ｍｇ系合金。 ２ 特許請求の範囲第１項において、少なくともＳｉ：
０．３〜１％を必須成分として含有する熱劣化の少ない
非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55073458A JPS6043901B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55073458A JPS6043901B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56169745A JPS56169745A (en) | 1981-12-26 |
| JPS6043901B2 true JPS6043901B2 (ja) | 1985-10-01 |
Family
ID=13518819
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55073458A Expired JPS6043901B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6043901B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5941433A (ja) * | 1982-09-02 | 1984-03-07 | Nippon Light Metal Co Ltd | 鋳物用アルミニウム−マグネシウム合金 |
| JPS59143040A (ja) * | 1983-02-04 | 1984-08-16 | Kobe Steel Ltd | 溶接構造用Ａｌ合金 |
| JPS6050139A (ja) * | 1983-08-27 | 1985-03-19 | Kobe Steel Ltd | ネジ特性の優れたアルミニウム合金 |
| JPS60125346A (ja) * | 1983-12-12 | 1985-07-04 | Kobe Steel Ltd | 成形加工性に優れた高力アルミニウム合金 |
| EP0799900A1 (en) | 1996-04-04 | 1997-10-08 | Hoogovens Aluminium Walzprodukte GmbH | High strength aluminium-magnesium alloy material for large welded structures |
| CN103740988B (zh) * | 2013-11-27 | 2016-01-20 | 余姚市吴兴铜业有限公司 | 一种汽车部件用高性能铝合金的制备方法 |
| CN105543589B (zh) * | 2015-12-18 | 2018-04-06 | 百色学院 | 一种轮毂专用铝合金铸棒及其制备方法 |
| CN105543588A (zh) * | 2015-12-18 | 2016-05-04 | 百色学院 | 一种铸造轮毂专用铝合金锭及其制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50122411A (ja) * | 1974-03-14 | 1975-09-26 | ||
| US4081294A (en) * | 1974-11-26 | 1978-03-28 | Reynolds Metals Company | Avoiding type A luder lines in forming sheet made of an Al-Mg alloy |
| JPS558499A (en) * | 1978-07-05 | 1980-01-22 | Alusuisse | Production of aluminummmagnesium alloy sheet |
-
1980
- 1980-05-31 JP JP55073458A patent/JPS6043901B2/ja not_active Expired
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50122411A (ja) * | 1974-03-14 | 1975-09-26 | ||
| US4081294A (en) * | 1974-11-26 | 1978-03-28 | Reynolds Metals Company | Avoiding type A luder lines in forming sheet made of an Al-Mg alloy |
| JPS558499A (en) * | 1978-07-05 | 1980-01-22 | Alusuisse | Production of aluminummmagnesium alloy sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56169745A (en) | 1981-12-26 |
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