JPS605862A - 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 - Google Patents
溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法Info
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- JPS605862A JPS605862A JP11386183A JP11386183A JPS605862A JP S605862 A JPS605862 A JP S605862A JP 11386183 A JP11386183 A JP 11386183A JP 11386183 A JP11386183 A JP 11386183A JP S605862 A JPS605862 A JP S605862A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は溶接性および耐応ツノ１良蝕稈ｊれ１生力Ｃ１
襞りすこＡｔ Ｚｎ−ｈ輸合金の製造法ｔこ１装置する
。
襞りすこＡｔ Ｚｎ−ｈ輸合金の製造法ｔこ１装置する
。
一般に、ＡＩ Ｚｎ Ｍビ系合金は、その１蔑（戒［１
！Ｊ性質や溶接性が優れて（するた、ｌ／）、鉄道Ｉｔ
屯而面■屯／ｚの陸上構造物等に非常に広範囲に、力・
つ、多く（重用されている。
！Ｊ性質や溶接性が優れて（するた、ｌ／）、鉄道Ｉｔ
屯而面■屯／ｚの陸上構造物等に非常に広範囲に、力・
つ、多く（重用されている。
しかしなが呟この種高力Ａ１合’ｒｔ ｆ土、Ａ ’Ｊ
ｊｌｘになる【二従って応力腐蝕割れ力１発４−シ易く
な１）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金も例外ではな（、弓並
度を］島めるためにｈ旬、Ｚｎ含有量を増加すると、１
迂４・Ａおよび溶接部の耐応力腐蝕割ｒＬ性力ζ′Ｉタ
イヒしてくる。
ｊｌｘになる【二従って応力腐蝕割れ力１発４−シ易く
な１）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金も例外ではな（、弓並
度を］島めるためにｈ旬、Ｚｎ含有量を増加すると、１
迂４・Ａおよび溶接部の耐応力腐蝕割ｒＬ性力ζ′Ｉタ
イヒしてくる。
ｔ まだ、ＡｌＺｎ−Ｍｇ系合金（土、ｌ＼１合金のう
ちで・溶接か行なえる最高強度の４＝Ｊ １１で・麦）
る力Ｃ，Ｍ、、、Ｚｎ含有量が増加すると溶接性も劣化
してくる。
ちで・溶接か行なえる最高強度の４＝Ｊ １１で・麦）
る力Ｃ，Ｍ、、、Ｚｎ含有量が増加すると溶接性も劣化
してくる。
このようなことが音強度溶接溝ｉ Ｊ１１小、ｌ Ｉ）
の１）１１発ので妨げられている原因ともなってｂ）る
。
の１）１１発ので妨げられている原因ともなってｂ）る
。
しかして、応力）齢蝕割れ１．：つ５）て１よ現イ「ま
て１こ、１ 含有成分および製造条件等の改良１こよっ
て、ｍ卆オ（ｋ＆＋２）ｊＸ老木オ）の板厚方向を除け
ば応力腐蝕割し発生の可能性はなくなったか、溶接部に
ついては、溶接部（１および使用条件によっては応力腐
蝕割れ発生の可能性かある。
て１こ、１ 含有成分および製造条件等の改良１こよっ
て、ｍ卆オ（ｋ＆＋２）ｊＸ老木オ）の板厚方向を除け
ば応力腐蝕割し発生の可能性はなくなったか、溶接部に
ついては、溶接部（１および使用条件によっては応力腐
蝕割れ発生の可能性かある。
そして、近年になって、構造物の大型化およびｉｉｋ計
・施工の合理化のために、厚内材料の使用が増加して外
でおり、溶接部に発生する応力か大きく、溶接部の耐応
力腐蝕割れ性の向上か強く要望されている。
・施工の合理化のために、厚内材料の使用が増加して外
でおり、溶接部に発生する応力か大きく、溶接部の耐応
力腐蝕割れ性の向上か強く要望されている。
本発明は−に記に説明したような高力ｌ＼１今金合金け
る種々の問題点を解決しだらのであり、特に、溶接性お
よび耐応力腐蝕割れ性が１ｑれたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金
の製造法を提供するものである。
る種々の問題点を解決しだらのであり、特に、溶接性お
よび耐応力腐蝕割れ性が１ｑれたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金
の製造法を提供するものである。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ１′Ｊが優れ
たｌ＼１−Ｚｎ ｔＶ１ｇ合金の製造法の１、ｒ徴とす
るところは、Ｚｎ ３．０〜８．０田１％、ＭＢｏ、５
〜３．Ｏｕ＋ｊ％、１゛ｉ ０．００５−０．２０ｕ＋
Ｌ％、Ｂ Ｏ，０００５−（１，０５ｕ＋Ｌ％、ＣＬＩ
（１，０３〜０．５ｕ＋１％、］＼ｇ０．５・〜１．０
す１％（０，５ｕｕＬ％は含まず）を含有し、かつ、Ｍ
ｕ Ｏ，０５−０，５０ｕ＋Ｌ％、ＣｒＯ，０５−０，
４０ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ０１０５−０．２５＋ｕ １％、Ｖ
Ｏ，０１−０，１５ｕ＋ｔ％、Ｍｏ ０．０１−０．
１５ｕ＋１％のうちから選んだ少なくとも１挿具」二を
含み、残ｆｌｌｓ Ａ ｌおよび不純物からなるＡ１合
金の結晶粒径を１５００μＶノ、下に微細化した鋳塊を
、４００〜５５０’Ｃの温度で１〜２４１Ｌν間の均質
化処理を行なった後、３５０〜５００ ’Ｃの温度で６
０％以」二の加工率で熱間打丁■−を行ない、Ｊυ終熟
熱処理後結晶粒の短径と長径の比を １：１３以−にと
し、かつ、短径の長さをＳＯμ以下とすることにある。
たｌ＼１−Ｚｎ ｔＶ１ｇ合金の製造法の１、ｒ徴とす
るところは、Ｚｎ ３．０〜８．０田１％、ＭＢｏ、５
〜３．Ｏｕ＋ｊ％、１゛ｉ ０．００５−０．２０ｕ＋
Ｌ％、Ｂ Ｏ，０００５−（１，０５ｕ＋Ｌ％、ＣＬＩ
（１，０３〜０．５ｕ＋１％、］＼ｇ０．５・〜１．０
す１％（０，５ｕｕＬ％は含まず）を含有し、かつ、Ｍ
ｕ Ｏ，０５−０，５０ｕ＋Ｌ％、ＣｒＯ，０５−０，
４０ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ０１０５−０．２５＋ｕ １％、Ｖ
Ｏ，０１−０，１５ｕ＋ｔ％、Ｍｏ ０．０１−０．
１５ｕ＋１％のうちから選んだ少なくとも１挿具」二を
含み、残ｆｌｌｓ Ａ ｌおよび不純物からなるＡ１合
金の結晶粒径を１５００μＶノ、下に微細化した鋳塊を
、４００〜５５０’Ｃの温度で１〜２４１Ｌν間の均質
化処理を行なった後、３５０〜５００ ’Ｃの温度で６
０％以」二の加工率で熱間打丁■−を行ない、Ｊυ終熟
熱処理後結晶粒の短径と長径の比を １：１３以−にと
し、かつ、短径の長さをＳＯμ以下とすることにある。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れヤ１．が優れ
たＡＩＺｎ−Ｍｇ合金の製造法は、溶接性を損なうこと
なく耐応力腐蝕割れ性を向上させるものであり、本発明
者は先に溶接性および溶接部の耐応力腐蝕割れ性か優れ
たＡＩ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法を開発して出願してい
るが、その後の研究により次のようなことを知見したの
である。
たＡＩＺｎ−Ｍｇ合金の製造法は、溶接性を損なうこと
なく耐応力腐蝕割れ性を向上させるものであり、本発明
者は先に溶接性および溶接部の耐応力腐蝕割れ性か優れ
たＡＩ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法を開発して出願してい
るが、その後の研究により次のようなことを知見したの
である。
即ち、応力腐蝕割れは結晶粒界に発生する一種の脆性破
壊であり、その発生初期の原因は結晶粒界と粒内の電位
差による粒界の優先溶出とされており、応力腐蝕割れカ
弓１張応力に起因するため、結晶粒界に加わる応力、即
ち、結晶粒の形状に太きくｚ：〉響され、そして、溶接
部近１勇は溶接時の熱影響によって再結晶組織となり、
伸長粒のけ材に比へ結晶粒界に加わる応力配分か大きく
なり、さらに、加熱急冷により累月状態での過時効処理
による耐応力腐１ｉ！Ｉｔ割れ性向」二の効果かなくな
り、このようなことから耐応ノ月Ｉｉ！ｌ蝕割れ性が劣
化する。
壊であり、その発生初期の原因は結晶粒界と粒内の電位
差による粒界の優先溶出とされており、応力腐蝕割れカ
弓１張応力に起因するため、結晶粒界に加わる応力、即
ち、結晶粒の形状に太きくｚ：〉響され、そして、溶接
部近１勇は溶接時の熱影響によって再結晶組織となり、
伸長粒のけ材に比へ結晶粒界に加わる応力配分か大きく
なり、さらに、加熱急冷により累月状態での過時効処理
による耐応力腐１ｉ！Ｉｔ割れ性向」二の効果かなくな
り、このようなことから耐応ノ月Ｉｉ！ｌ蝕割れ性が劣
化する。
しかして、ＣＬＩ、Ａ ＝、の含有は結晶粒界の優先溶
出を妨げ、曲・１応力腐蝕割れ性を向上させる効果があ
る。しかし、ＣＬＩ、Ａ８の単独の含有でも耐応力腐蝕
割れ性が向」ニするか大川上光分な効果はイ：１られす
、また、含有量か増加すると溶接性や耐蝕性か劣化する
ようになるので含有量を増加しても耐応力腐蝕割ｉｚ性
を向」ニさせることは剥１がしい。従って、ＣＬＩ、Ａ
Ｂの２種を同＋＋ｊ７に適量含有させることによって、
溶接性を劣化させることなく単なる相加効果ではなく相
乗効果によυ耐応７Ｊ腐蝕割れ性を著しく向−１ニさせ
ることかできる。
出を妨げ、曲・１応力腐蝕割れ性を向上させる効果があ
る。しかし、ＣＬＩ、Ａ８の単独の含有でも耐応力腐蝕
割れ性が向」ニするか大川上光分な効果はイ：１られす
、また、含有量か増加すると溶接性や耐蝕性か劣化する
ようになるので含有量を増加しても耐応力腐蝕割ｉｚ性
を向」ニさせることは剥１がしい。従って、ＣＬＩ、Ａ
Ｂの２種を同＋＋ｊ７に適量含有させることによって、
溶接性を劣化させることなく単なる相加効果ではなく相
乗効果によυ耐応７Ｊ腐蝕割れ性を著しく向−１ニさせ
ることかできる。
また、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、Ｎ・１８、Ｚｎ含有
量か増加すると結晶粒界の４１７出物が多くなり溶融温
度か武士するので、溶接時の温度上昇およびｉ疑固時の
収縮応力により結晶粒界における割れが起り易くなるか
、鋳塊の結晶粒径を１５（１０μ以下に微細化し、４０
０〜５５０°Ｃの温度で１〜２４時間の均Ｔｊ化処理後
に、３５０〜５００’Ｃの温度で６０％以上の熱間加工
を行なって、結晶粒の短径と長径の比を１：５以−にと
し、かつ、短径の長さを８０μ以下とすることにより）
８按性を向上させるのである。
量か増加すると結晶粒界の４１７出物が多くなり溶融温
度か武士するので、溶接時の温度上昇およびｉ疑固時の
収縮応力により結晶粒界における割れが起り易くなるか
、鋳塊の結晶粒径を１５（１０μ以下に微細化し、４０
０〜５５０°Ｃの温度で１〜２４時間の均Ｔｊ化処理後
に、３５０〜５００’Ｃの温度で６０％以上の熱間加工
を行なって、結晶粒の短径と長径の比を１：５以−にと
し、かつ、短径の長さを８０μ以下とすることにより）
８按性を向上させるのである。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性か優れたＡ
Ｉ−Ｚｎ−ｈ録合金の製造法についで説明する。
Ｉ−Ｚｎ−ｈ録合金の製造法についで説明する。
先ず、使用するＡｌＺｎ−Ｍｇ合金の含有成分および成
分割合について説明する。
分割合について説明する。
Ｚｎは強度を向」二さぜるための最も重要な元素であり
、含有量が３．Ｏｕ＋１％未１−ｅｉでは光分な強度を
１Ｓることができず、また、８．０すし％を越えて含有
されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よって、Ｚｎ
ｆｉ有量ハ３．０＝８．０＋ｕ１％とｒる。
、含有量が３．Ｏｕ＋１％未１−ｅｉでは光分な強度を
１Ｓることができず、また、８．０すし％を越えて含有
されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よって、Ｚｎ
ｆｉ有量ハ３．０＝８．０＋ｕ１％とｒる。
ＭｇはＺｎと同様に、強度向上に重要な元素であり、含
有量が０．５ｗＬ％未満では充分な強度か１４１られす
、また、３．０ＬｌｌＬ％を越えて含有されると応力ｊ
９１．蝕、’ｉ’ｌれか発生し易くなる。よって、Ｍε
含有量は０．５〜：１．［）＋１１１％とする。
有量が０．５ｗＬ％未満では充分な強度か１４１られす
、また、３．０ＬｌｌＬ％を越えて含有されると応力ｊ
９１．蝕、’ｉ’ｌれか発生し易くなる。よって、Ｍε
含有量は０．５〜：１．［）＋１１１％とする。
１′１．１３はダｊ塊の組ｊ＆微４１１１化のための重
要な元素であり、ｉ’ ｉ 含有量が０．００５ｕ＋１
％未＋ｉ：ｌ！ｉおよび１３含有”ｉ カ０． （１０
０５ｔｕ １％未満ｆ １．ｔ Ｍ 品粒１’ｆＡ １
ｌｌｌ 化１．：： 効果かなく１．ｔだ、Ｔ ｉ ０
．２０＋ｕＬ％ｔ； 、ｋ ヒ１３ （１，０５＋ｕＬ
％を越えて含有されると巨人化合物が発生する１可能性
かある。、１って、゛「１含有ｔｒｉハ０．００５−０
．２０ｗＬ％１３ 、Ｊ： ヒＢ含有量ハ０．０００５
・−１）、０５＋ｕ１％トスル。
要な元素であり、ｉ’ ｉ 含有量が０．００５ｕ＋１
％未＋ｉ：ｌ！ｉおよび１３含有”ｉ カ０． （１０
０５ｔｕ １％未満ｆ １．ｔ Ｍ 品粒１’ｆＡ １
ｌｌｌ 化１．：： 効果かなく１．ｔだ、Ｔ ｉ ０
．２０＋ｕＬ％ｔ； 、ｋ ヒ１３ （１，０５＋ｕＬ
％を越えて含有されると巨人化合物が発生する１可能性
かある。、１って、゛「１含有ｔｒｉハ０．００５−０
．２０ｗＬ％１３ 、Ｊ： ヒＢ含有量ハ０．０００５
・−１）、０５＋ｕ１％トスル。
ＣＬＩ、Ａ８はこの２Ｊｆｆｉを同時に含有させること
により耐応力腐蝕割れ性を５旨しく向−１ニさせるが、
含有Ｑ カＣＬｌ （１，０３１１％未ｉｌ：ｅｊ 、
Ａ （ＨＯ，５ｕ＋１％未ｈ：ｔｊ ｒ ｌｉ同時に
重代含有させてもこのような効果はなく、また、Ｃｕ
Ｏ，５田Ｉ％、Ａｔ； １．Ｏｕ〕１％を、凶えて含有
されると効果か飽和し、また、溶４？ ｉ９１れが起り
易くなる。よッテ、Ｃｕ含有量１ｊ： ０．０：Ｉ −
０，５ｕ＋ｔ％、ＡＢ含有量は０．５〜１．０１％（（
１，５＋ＩＩＬ％は含まない、）とする。
により耐応力腐蝕割れ性を５旨しく向−１ニさせるが、
含有Ｑ カＣＬｌ （１，０３１１％未ｉｌ：ｅｊ 、
Ａ （ＨＯ，５ｕ＋１％未ｈ：ｔｊ ｒ ｌｉ同時に
重代含有させてもこのような効果はなく、また、Ｃｕ
Ｏ，５田Ｉ％、Ａｔ； １．Ｏｕ〕１％を、凶えて含有
されると効果か飽和し、また、溶４？ ｉ９１れが起り
易くなる。よッテ、Ｃｕ含有量１ｊ： ０．０：Ｉ −
０，５ｕ＋ｔ％、ＡＢ含有量は０．５〜１．０１％（（
１，５＋ＩＩＬ％は含まない、）とする。
田１、Ｃｒ、Ｚｒ、＼、′、ＭＯは組織安定化ノタメニ
必要な元素であり、均質化、熱間加工の組合せによって
結晶粒を微細に制御するか、含有？、がＭ＋＋０．０５
ｕ＋Ｌ％未澗Ｊ、 Ｃｒ ０．０５＋ｕＬ％未１１１も
、Ｚｒ Ｏ，（１５ｕ＋１％未γ；ｅｉ 、＼Ｉ ０９
０１ｕ＋Ｉ％未７：Ｉ：ｉ、へ４ｏ ｆｌ、ｏ１ｕ＋Ｌ
％未１１テｉ）ではこの効果はなく、また、八’Ｉｎ
Ｏ，５（）田１％、Ｃｒ・０．４０ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ Ｏ
，２５ｕ＋１％、＼’ ０．］５ｕ＋１％、Ｍｏ Ｏ，
］５ｕ＋１％を越えて含有されると巨大化合物が発生す
るＩ′ｉ丁能性がある。よって、きり１１含有川は０．
０５〜０．５ｌｌｌ％、Ｃｒ含有量は０．０５０．４０
ｕ＋１％、Ｚｒ含有敵は０．０５−０．２５ｕ＋Ｌ％
、＼’ ０．０］、−０，］５ｕ＋Ｌ％、Ｍｏ ０．０
］〜０．１５ｕ＋Ｌ％とする。
必要な元素であり、均質化、熱間加工の組合せによって
結晶粒を微細に制御するか、含有？、がＭ＋＋０．０５
ｕ＋Ｌ％未澗Ｊ、 Ｃｒ ０．０５＋ｕＬ％未１１１も
、Ｚｒ Ｏ，（１５ｕ＋１％未γ；ｅｉ 、＼Ｉ ０９
０１ｕ＋Ｉ％未７：Ｉ：ｉ、へ４ｏ ｆｌ、ｏ１ｕ＋Ｌ
％未１１テｉ）ではこの効果はなく、また、八’Ｉｎ
Ｏ，５（）田１％、Ｃｒ・０．４０ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ Ｏ
，２５ｕ＋１％、＼’ ０．］５ｕ＋１％、Ｍｏ Ｏ，
］５ｕ＋１％を越えて含有されると巨大化合物が発生す
るＩ′ｉ丁能性がある。よって、きり１１含有川は０．
０５〜０．５ｌｌｌ％、Ｃｒ含有量は０．０５０．４０
ｕ＋１％、Ｚｒ含有敵は０．０５−０．２５ｕ＋Ｌ％
、＼’ ０．０］、−０，］５ｕ＋Ｌ％、Ｍｏ ０．０
］〜０．１５ｕ＋Ｌ％とする。
なお、不純物としては主として、Ｆｅ、Ｓｉを不可避不
純物として含有している。
純物として含有している。
このような含有成分および成分割合のノ＼Ｉ−χ１１−
Ｍｇ合金を溶解して鈷造した′＋）ｊ塊の結晶粒径は１
゛１、Ｂの含有によす１５００μ以下に微細化するので
あり、結晶粒径が１５００μより火トいと製品の粒径か
肥大して溶接性を劣化させるので、シＪ塊の結晶粒径は
１５００μ以下としなければならない。
Ｍｇ合金を溶解して鈷造した′＋）ｊ塊の結晶粒径は１
゛１、Ｂの含有によす１５００μ以下に微細化するので
あり、結晶粒径が１５００μより火トいと製品の粒径か
肥大して溶接性を劣化させるので、シＪ塊の結晶粒径は
１５００μ以下としなければならない。
次に熱処理について説明する。
」二記の２）ｊ塊を４（１０−５５０’Ｃ）温度で１−
２４時間の均質化処理を行なうのであるが、４００’Ｃ
未満の温度では、八４ｎ、Ｃｒ、 Ｚｒ、＼・′、Ｍｏ
の析出が充分でなく、製品の結晶粒が゛ｊ肥大し、また
、５５０’Ｃを越える温度では田１、Ｃｒ・、Ｚｒ、’
Ｖ、Ｍｏの析出物が再固溶し始めて、鋳塊の結晶粒が
微細であっても製品の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化
する。
２４時間の均質化処理を行なうのであるが、４００’Ｃ
未満の温度では、八４ｎ、Ｃｒ、 Ｚｒ、＼・′、Ｍｏ
の析出が充分でなく、製品の結晶粒が゛ｊ肥大し、また
、５５０’Ｃを越える温度では田１、Ｃｒ・、Ｚｒ、’
Ｖ、Ｍｏの析出物が再固溶し始めて、鋳塊の結晶粒が
微細であっても製品の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化
する。
この均質比処理後、；（５ｏ−５００’Ｃ（望ましくは
４ｏＯ〜４５０℃）の温度で６０％以上（￥！ましくは
８ｎ％以上）の熱間打丁［後溶体化・焼入れを行なうこ
とにより、へ４ｎ、 Ｃｒ、 Ｚ、ｒ、＼Ｉ′、１Ｖｌ
ｏとｌ＼１の化合物が再結晶粒の成長をｌ！Ｉｔ止して
微細なファイバー組織となり、結果的に短径と長径の比
を１：５以上とし、がっ、短径の長さを８０μ以下に制
御する。
４ｏＯ〜４５０℃）の温度で６０％以上（￥！ましくは
８ｎ％以上）の熱間打丁［後溶体化・焼入れを行なうこ
とにより、へ４ｎ、 Ｃｒ、 Ｚ、ｒ、＼Ｉ′、１Ｖｌ
ｏとｌ＼１の化合物が再結晶粒の成長をｌ！Ｉｔ止して
微細なファイバー組織となり、結果的に短径と長径の比
を１：５以上とし、がっ、短径の長さを８０μ以下に制
御する。
し劣化て、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱開加］
二は、３５０’Ｃ未１角の低温度では加工が困５！１１
、となり、５００°Ｃを越える高ｊｊｉ１度では熱１１
旧１７Ｑれの可能性があり、製品の結晶粒径が肥大して
溶接性が劣化する。また、加工率が６０％未満では製品
の結晶粒径が肥大し、さらに、最終的に得られた製品の
短径と長径の比が１ニ５未満および短径か８０μを越え
る大きさでは溶接性が劣るようになる。
二は、３５０’Ｃ未１角の低温度では加工が困５！１１
、となり、５００°Ｃを越える高ｊｊｉ１度では熱１１
旧１７Ｑれの可能性があり、製品の結晶粒径が肥大して
溶接性が劣化する。また、加工率が６０％未満では製品
の結晶粒径が肥大し、さらに、最終的に得られた製品の
短径と長径の比が１ニ５未満および短径か８０μを越え
る大きさでは溶接性が劣るようになる。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性か優れたＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の実施例を比較例と共に説
明する。
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の実施例を比較例と共に説
明する。
実施例
第１表に示す含有成分および成分割合のＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ合金を通常の方法により：８製しＳＪＪ造したダミ塊
を下記の条件により処理した。
ｇ合金を通常の方法により：８製しＳＪＪ造したダミ塊
を下記の条件により処理した。
（１）本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優
れたＡＩ Ｚｎ Ｍ８合金の製造法の条件４５０℃の温
度で２４時間の均質化処理後、４００−４５０℃の温度
で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍ＋ｎＬの板４・
１を製作した。
れたＡＩ Ｚｎ Ｍ８合金の製造法の条件４５０℃の温
度で２４時間の均質化処理後、４００−４５０℃の温度
で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍ＋ｎＬの板４・
１を製作した。
（２）比較条件
５７０℃の温度で２４時間の均質化処理後、４５０〜５
００’Ｃの温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍ
＋ｎＬの板拐を製作した。
００’Ｃの温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍ
＋ｎＬの板拐を製作した。
これらの板祠な４５０’Ｃの温度で３０分間の溶体化処
理を行なった後、水冷し、＋２０’ｃの温度で２・１時
間の時効を行なった。
理を行なった後、水冷し、＋２０’ｃの温度で２・１時
間の時効を行なった。
第２表にこの根４・］の性質を調査した結果を示す。
１）氷１１１品粒仔：板および形イ・イのに毛方向に平
行断面視ぢく。
行断面視ぢく。
２）１１ｉｌ応ノ月昌蝕１１１すれ性：Ｃ−Ｒ１世試験
片を用いて厚さ方向に応力を負荷し、ｌ Ｏｔｌ ’Ｃ
のｊ匂；／ｌＮａＣｌ 、’（（ｉ３／１ＫＨｃｒｒ（
Ｌ、−：ＮＩＨ；／ｌ（二ｒ Ｏｌ：ｉＡ合水ｌｆ：ン
（姶こ浸）ず［した。ＯＧ：０分で割れなし、Ｘα：０
分で１１１りれ発生。
片を用いて厚さ方向に応力を負荷し、ｌ Ｏｔｌ ’Ｃ
のｊ匂；／ｌＮａＣｌ 、’（（ｉ３／１ＫＨｃｒｒ（
Ｌ、−：ＮＩＨ；／ｌ（二ｒ Ｏｌ：ｉＡ合水ｌｆ：ン
（姶こ浸）ず［した。ＯＧ：０分で割れなし、Ｘα：０
分で１１１りれ発生。
：（）スワント型１’ｔｉれ試験：厚さ］ ２ ｍｍｌ
のスリ７ト型溶接割れ試験片を用いた。
のスリ７ト型溶接割れ試験片を用いた。
割れ％＝ 割れ長さ／溶接全員Ｘ ］ （ｔｌＯ；ｄ加
＃４’ ５３５ Ｇ 電 流 ２８０Ａ 電圧 ３（）＼゛ ４）ミクロフィンシャー：突合ぜ溶接４・４の７８接部
近傍を観察。
＃４’ ５３５ Ｇ 電 流 ２８０Ａ 電圧 ３（）＼゛ ４）ミクロフィンシャー：突合ぜ溶接４・４の７８接部
近傍を観察。
厚さ Ｇ ｉｎｎ Ｌ
溶加４’Ａ’ ！’ｉ ：８５６
電ｉｉｔ ２６＋１ ノ＼ 電圧３ｏＶ第２表にＪ３け
る溶接部の銅応ノ月９１１蝕割れ性：４）と同し試片の
突合ぜ溶接部を用い、添イτｊ図面に示すように ピン
５を有する支持金具３に溶接ビード２のある仮相１を支
持する３点支持法にて１５ＫＰｉ／ｎｕｎ２の応力を加
えた。
る溶接部の銅応ノ月９１１蝕割れ性：４）と同し試片の
突合ぜ溶接部を用い、添イτｊ図面に示すように ピン
５を有する支持金具３に溶接ビード２のある仮相１を支
持する３点支持法にて１５ＫＰｉ／ｎｕｎ２の応力を加
えた。
試験条件
］ （１０”Ｃの３ｇ／ １Ｎａｃｌ ３６８／ Ｉ（
、：ｔ・０ 、−３０ ｇ／ ｌ Ｋ ２ Ｃｒ ２０
７混合水溶液に没潰して割れを観察した。
、：ｔ・０ 、−３０ ｇ／ ｌ Ｋ ２ Ｃｒ ２０
７混合水溶液に没潰して割れを観察した。
この第２表から明らかなように、本発明に係る製造法の
条件により製造した仮相は、比較柔性により製造した板
材に比して、溶接性に優れ、さらに、耐応〕月晶蝕割れ
性に１愛れていることかわかる。
条件により製造した仮相は、比較柔性により製造した板
材に比して、溶接性に優れ、さらに、耐応〕月晶蝕割れ
性に１愛れていることかわかる。
添４＝Ｉ図面は溶接部の耐応力腐蝕割れ性の試験法を示
す４１！Ｘ略図である。 １〜板４・、ｌ、２〜溶接ビード′、；（へ・支持金具
１、・１〜割れ発生部、５〜ピン。
す４１！Ｘ略図である。 １〜板４・、ｌ、２〜溶接ビード′、；（へ・支持金具
１、・１〜割れ発生部、５〜ピン。
Claims (1)
- Ｚｕ ３．０−８，０＋ｕＬ％、Ｍ６０．５−３，０ｗ
ｔ％、Ｔ ｉ Ｏ，００５−０，２（ｂｕＬ％、Ｂ ０
００００５−０．０５ｗｔ％、Ｃｕ Ｏ，０３−０，５
ｗＬ％、ＡｇＯ，５−１，Ｏ＋ｕ１％（０，５ｕ＋Ｌ％
は含まず）を含有し、かつ、Ｍｕ Ｏ，０５〜０．５０
田１％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，４０ｕＬ％、χｒ Ｏ，
０５−（１，２５ｕ＋ｔ％、Ｖ ０．０１−０．１５ｗ
Ｌ％、Ｍｏ Ｏ，０１−０，１５ｕ＋Ｌ％のうちから選
んだ少なくとも１挿具−（、を含み、残部Ａｌ少よび不
純物からなるＡ１合金の結晶粒径を１５００Ａ以下に微
＋ｌ：＋１１化した鋳塊を、４００・〜５５０°Ｃの温
度で１〜２４時間の均質化処理を行なった後、：（５０
〜５００’（の温／Ａで６０％以上の加工（・ζで熱間
加工を１１ない最終熱処理後の結晶粒の短径と長径の比
を に５以上とし、かつ、短径の長さを８０μ以下とす
ることを１、′ｉ徴とする溶接性す；よび耐応力腐蝕割
れヤシ）＄優れｒ、−Ａ ｌ−７，ｎ Ｍ Ｒ合金のり
１２「迂７
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11386183A JPS605862A (ja) | 1983-06-24 | 1983-06-24 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11386183A JPS605862A (ja) | 1983-06-24 | 1983-06-24 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS605862A true JPS605862A (ja) | 1985-01-12 |
| JPS6360821B2 JPS6360821B2 (ja) | 1988-11-25 |
Family
ID=14622922
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11386183A Granted JPS605862A (ja) | 1983-06-24 | 1983-06-24 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS605862A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS621573A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-07 | Ricoh Co Ltd | 感熱溶融転写シ−ト |
| JPS6425161U (ja) * | 1987-08-05 | 1989-02-10 | ||
| JPH03122247A (ja) * | 1989-10-06 | 1991-05-24 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた溶接用高力アルミニウム合金 |
| JP2011241449A (ja) * | 2010-05-18 | 2011-12-01 | Aisin Keikinzoku Co Ltd | 高強度７０００系アルミニウム合金押出材 |
| CN111663091A (zh) * | 2019-03-08 | 2020-09-15 | 南京理工大学 | 一种提高工业纯铜耐腐蚀性能的方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0647035B2 (ja) * | 1989-03-01 | 1994-06-22 | 株式会社竹屋 | パチンコ遊技場における空気清浄装置 |
-
1983
- 1983-06-24 JP JP11386183A patent/JPS605862A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS621573A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-07 | Ricoh Co Ltd | 感熱溶融転写シ−ト |
| JPS6425161U (ja) * | 1987-08-05 | 1989-02-10 | ||
| JPH03122247A (ja) * | 1989-10-06 | 1991-05-24 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた溶接用高力アルミニウム合金 |
| JP2011241449A (ja) * | 2010-05-18 | 2011-12-01 | Aisin Keikinzoku Co Ltd | 高強度７０００系アルミニウム合金押出材 |
| CN111663091A (zh) * | 2019-03-08 | 2020-09-15 | 南京理工大学 | 一种提高工业纯铜耐腐蚀性能的方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6360821B2 (ja) | 1988-11-25 |
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