JPH036985B2 - - Google Patents
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- JPH036985B2 JPH036985B2 JP173184A JP173184A JPH036985B2 JP H036985 B2 JPH036985 B2 JP H036985B2 JP 173184 A JP173184 A JP 173184A JP 173184 A JP173184 A JP 173184A JP H036985 B2 JPH036985 B2 JP H036985B2
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- JP
- Japan
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- stress corrosion
- less
- corrosion cracking
- temperature
- weldability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れ
たAl−Zn−Mg合金の製造法に関する。 一般に、Al−Zn−Mg系合金は、その機械的性
質や溶接性が優れているため、鉄道車輌や種々の
陸上構造物等に非常に広範囲に、かつ、多く使用
されている。 しかしながら、この種高力Al合金は、高強度
になるに従つて応力腐蝕割れが発生し易くなり、
Al−Zn−Mg系合金も例外ではなく、強度を高め
るためにMg、Zn含有量を増加すると耐応力腐蝕
割れ性が劣化してくる。また、Al−Zn−Mg系合
金は、Al合金のうちで溶接が行なえる最高強度
の材料であるが、Mg、Zn含有量が増加すると溶
接性も劣化してくる。このようなことが高強度溶
接構造用材料の開発が妨げられている原因ともな
つている。 しかして、応力腐蝕割れについては現在まで
に、含有成分および製造条件等の改良によつて、
板および形材の平行方向および直角方向において
は応力腐蝕割れ発生の可能性はなくなつたが、板
厚方向および溶接部については、使用条件によつ
ては応力腐蝕割れ発生の可能性がある。 そして、近年になつて、構造物の大型化および
設計・施工の合理化のために、厚肉材料の使用が
増加してきており、板厚方向および溶接部に発生
する応力が大きく、耐応力腐蝕割れ性の向上が強
く要望されている。 本発明は上記に説明したような高力Al合金に
おける種々の問題点を解決したものであり、特
に、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性が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法の特徴とすると
ころは、Zn3.0〜8.0wt％、Mg0.3〜3.0wt％、
Ti0.005〜0.20wt％、B0.005〜0.05wt％、Ni0.2〜
1.5wt％を含有し、かつ、Mn0.05〜0.40wt％、
Cr0.05〜0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうちから
選んだ１種以上を含み、残部Alおよび不純物か
らなるAl合金の結晶粒径を1500μｍ以下に微細化
した鋳塊を、400〜550℃の温度で均質化処理を行
なつた後、350〜500℃の温度で60％以上の加工率
で熱間加工を行ない、最終熱処理後の結晶粒の短
径と長径の比を１：５以上とし、かつ、短径の長
さを80μｍ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性が
優れたAl−Zn−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が向上させるもの
であり、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、Mg、Zn含有量を増加すると強度は
高くなるがそれに伴つて粒界と粒内の電位差が大
きくなるので応力腐蝕割れが発生し易くなるもの
であるが、Niの含有は結晶粒界の優先溶出を妨
げ、耐応力腐蝕割れ性を向上させる効果がある。
そして、Niの含有は耐応力腐蝕割れ性を向上さ
せるが含有量が増加しても溶接性が劣化すること
がないものである。 Ti、Ｂは組織を微細化するための重要な元素
であり、かつ、溶接性の向上にも寄与する元素で
ある。 Mn、Cr、Zrは組織安定化のために含有させる
元素であり、これらの元素のうちから選んだ１種
以上を含有させることが必要であり、溶接性が向
上する。 また、Mg、Zn含有量が増加すると粒界の溶融
温度が低下するので、溶接時の温度上昇および凝
固時の収縮応力により結晶粒界における割れが起
り易くなるが、鋳塊の結晶粒径を1500μｍ以下に
微細化し、400〜550℃の温度で、例えば、１〜24
時間の均質化処理後に、350〜500℃の温度で60％
以上の熱間加工を行なつて、結晶粒の短径と長径
の比を１：５以上とし、かつ、短径の長さを80μ
ｍ以下とすることにより溶接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が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法（以下単に本発
明に係る製造法ということがある。）について説
明する。 先ず、本発明に係る製造法において使用する
Al−Zn−Mg合金の含有成分および成分割合につ
いて説明する。 Znは強度を向上させるための最も重要な元素
であり、含有量が3.0wt％未満では充分な強度を
得ることができず、また、8.0wt％を越えて含有
されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よつ
て、Zn含有量は3.0〜8.0wt％とする。 MgはZnと同様に強度向上に重要な元素であ
り、含有量が0.3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3.0wt％を越えて含有されると応力
腐蝕割れが発生し易くなる。よつて、Mg含有量
は0.3〜3.0wt％とする。 Ti、Ｂは鋳塊の組織微細化のための重要な元
素であり、Ti含有量が0.005wt％未満およびＢ含
有量が0.005wt％未満では結晶粒微細化に効果が
なく、また、Ti0.20wt％およびB0.05wt％を越え
て含有されると巨大化合物が発生する可能性があ
る。よつて、Ti含有量は0.005〜0.20wt％および
Ｂ含有量は0.005〜0.05wt％とする。 Niは耐応力腐蝕割れ性を著しく向上させるが、
含有量が0.2wt％未満未満ではこのような効果は
なく、また、1.5wt％を越えて含有されると溶接
性が劣化する。よつて、Ni含有量は0.2〜1.5wt％
とする。 Mn、Cr、Zrは組織安定化のために必要な元素
であり、均質化、熱間加工の組合せによつて結晶
粒を微細に制御するが、含有量がMn0.05wt％未
満、Cr0.05wt％未満、Zr0.05wt％未満ではこの
効果はなく、また、Mn0.40wt％、Cr0.40wt％、
Zr0.25wt％を越えて含有されると巨大化合物が
発生する可能性がある。よつて、Mn含有量は
0.05〜0.40wt％、Cr含有量は0.05〜0.40wt％、Zr
含有量は0.05〜0.25wt％とする。 このような含有成分および成分割合のAl−Zn
−Mg合金を溶解して鋳造した鋳塊の結晶粒径は
TiおよびＢが含有していることにより1500μｍ以
下に微細化するものであり、結晶粒径が1500μｍ
より大きいと製品の粒径が肥大して溶接性を劣化
させるので、鋳塊の結晶粒径は1500μ以下としな
ければならない。 次に本発明に係る製造法の熱処理について説明
する。 上記の鋳塊を400〜550℃の温度で、例えば、１
〜24時間の均質化処理を行なうのであるが、400
℃未満の温度では、Mn、Cr、Zrの析出が充分で
なく、製品の結晶粒が肥大し、また、550℃を越
える温度ではMn、Cr、Zrの析出物が再固溶し始
めて、鋳塊の結晶粒が微細であつても製品の結晶
粒径が肥大して溶接性が劣化する。 この均質化処理後、350〜500℃（望ましくは
400〜450℃）の温度で60％以上（望ましくは80％
以上）の熱間加工を行なうことにより、Mn、
Cr、Zrの析出物を核として準安定の形での転位
を微細均一に分布させ、後工程の溶体化・焼入れ
等における再結晶過程で短径と長径の比を１：５
以上とし、かつ、短径の長さを80μｍ以下に制御
する。 しかして、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の
熱間加工は、350℃未満の低温度では加工が困難
となり、500℃を越える高温度では熱間割れの可
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１：５未満および短径が80μ
ｍ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が
優れたAl−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−Mg合金を通常の方法により溶製し鋳造した
鋳塊を下記の条件により処理した。 (A) 本発明に係る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％の熱間圧延を行なつて、25
mmｔの板材を製作した。 (B) 比較条件 570℃の温度で24時間の均質化処理後、450〜
500℃の温度で90％の熱間圧延を行なつて、25
mmｔの板材を製作した。 これらの板材を450℃の温度で30分間の溶体
化処理を行なつた後、水冷し、120℃の温度で
24時間の時効を行なつた。 第２表にこの板材の性質を調査した結果を示
す。本発明に係る製造法により製造された材料
は、比較条件により製造された材料に比して、溶
接性および耐応力腐蝕割れ性が優れていることが
わかる。
たAl−Zn−Mg合金の製造法に関する。 一般に、Al−Zn−Mg系合金は、その機械的性
質や溶接性が優れているため、鉄道車輌や種々の
陸上構造物等に非常に広範囲に、かつ、多く使用
されている。 しかしながら、この種高力Al合金は、高強度
になるに従つて応力腐蝕割れが発生し易くなり、
Al−Zn−Mg系合金も例外ではなく、強度を高め
るためにMg、Zn含有量を増加すると耐応力腐蝕
割れ性が劣化してくる。また、Al−Zn−Mg系合
金は、Al合金のうちで溶接が行なえる最高強度
の材料であるが、Mg、Zn含有量が増加すると溶
接性も劣化してくる。このようなことが高強度溶
接構造用材料の開発が妨げられている原因ともな
つている。 しかして、応力腐蝕割れについては現在まで
に、含有成分および製造条件等の改良によつて、
板および形材の平行方向および直角方向において
は応力腐蝕割れ発生の可能性はなくなつたが、板
厚方向および溶接部については、使用条件によつ
ては応力腐蝕割れ発生の可能性がある。 そして、近年になつて、構造物の大型化および
設計・施工の合理化のために、厚肉材料の使用が
増加してきており、板厚方向および溶接部に発生
する応力が大きく、耐応力腐蝕割れ性の向上が強
く要望されている。 本発明は上記に説明したような高力Al合金に
おける種々の問題点を解決したものであり、特
に、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性が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法の特徴とすると
ころは、Zn3.0〜8.0wt％、Mg0.3〜3.0wt％、
Ti0.005〜0.20wt％、B0.005〜0.05wt％、Ni0.2〜
1.5wt％を含有し、かつ、Mn0.05〜0.40wt％、
Cr0.05〜0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうちから
選んだ１種以上を含み、残部Alおよび不純物か
らなるAl合金の結晶粒径を1500μｍ以下に微細化
した鋳塊を、400〜550℃の温度で均質化処理を行
なつた後、350〜500℃の温度で60％以上の加工率
で熱間加工を行ない、最終熱処理後の結晶粒の短
径と長径の比を１：５以上とし、かつ、短径の長
さを80μｍ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性が
優れたAl−Zn−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が向上させるもの
であり、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、Mg、Zn含有量を増加すると強度は
高くなるがそれに伴つて粒界と粒内の電位差が大
きくなるので応力腐蝕割れが発生し易くなるもの
であるが、Niの含有は結晶粒界の優先溶出を妨
げ、耐応力腐蝕割れ性を向上させる効果がある。
そして、Niの含有は耐応力腐蝕割れ性を向上さ
せるが含有量が増加しても溶接性が劣化すること
がないものである。 Ti、Ｂは組織を微細化するための重要な元素
であり、かつ、溶接性の向上にも寄与する元素で
ある。 Mn、Cr、Zrは組織安定化のために含有させる
元素であり、これらの元素のうちから選んだ１種
以上を含有させることが必要であり、溶接性が向
上する。 また、Mg、Zn含有量が増加すると粒界の溶融
温度が低下するので、溶接時の温度上昇および凝
固時の収縮応力により結晶粒界における割れが起
り易くなるが、鋳塊の結晶粒径を1500μｍ以下に
微細化し、400〜550℃の温度で、例えば、１〜24
時間の均質化処理後に、350〜500℃の温度で60％
以上の熱間加工を行なつて、結晶粒の短径と長径
の比を１：５以上とし、かつ、短径の長さを80μ
ｍ以下とすることにより溶接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が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法（以下単に本発
明に係る製造法ということがある。）について説
明する。 先ず、本発明に係る製造法において使用する
Al−Zn−Mg合金の含有成分および成分割合につ
いて説明する。 Znは強度を向上させるための最も重要な元素
であり、含有量が3.0wt％未満では充分な強度を
得ることができず、また、8.0wt％を越えて含有
されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よつ
て、Zn含有量は3.0〜8.0wt％とする。 MgはZnと同様に強度向上に重要な元素であ
り、含有量が0.3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3.0wt％を越えて含有されると応力
腐蝕割れが発生し易くなる。よつて、Mg含有量
は0.3〜3.0wt％とする。 Ti、Ｂは鋳塊の組織微細化のための重要な元
素であり、Ti含有量が0.005wt％未満およびＢ含
有量が0.005wt％未満では結晶粒微細化に効果が
なく、また、Ti0.20wt％およびB0.05wt％を越え
て含有されると巨大化合物が発生する可能性があ
る。よつて、Ti含有量は0.005〜0.20wt％および
Ｂ含有量は0.005〜0.05wt％とする。 Niは耐応力腐蝕割れ性を著しく向上させるが、
含有量が0.2wt％未満未満ではこのような効果は
なく、また、1.5wt％を越えて含有されると溶接
性が劣化する。よつて、Ni含有量は0.2〜1.5wt％
とする。 Mn、Cr、Zrは組織安定化のために必要な元素
であり、均質化、熱間加工の組合せによつて結晶
粒を微細に制御するが、含有量がMn0.05wt％未
満、Cr0.05wt％未満、Zr0.05wt％未満ではこの
効果はなく、また、Mn0.40wt％、Cr0.40wt％、
Zr0.25wt％を越えて含有されると巨大化合物が
発生する可能性がある。よつて、Mn含有量は
0.05〜0.40wt％、Cr含有量は0.05〜0.40wt％、Zr
含有量は0.05〜0.25wt％とする。 このような含有成分および成分割合のAl−Zn
−Mg合金を溶解して鋳造した鋳塊の結晶粒径は
TiおよびＢが含有していることにより1500μｍ以
下に微細化するものであり、結晶粒径が1500μｍ
より大きいと製品の粒径が肥大して溶接性を劣化
させるので、鋳塊の結晶粒径は1500μ以下としな
ければならない。 次に本発明に係る製造法の熱処理について説明
する。 上記の鋳塊を400〜550℃の温度で、例えば、１
〜24時間の均質化処理を行なうのであるが、400
℃未満の温度では、Mn、Cr、Zrの析出が充分で
なく、製品の結晶粒が肥大し、また、550℃を越
える温度ではMn、Cr、Zrの析出物が再固溶し始
めて、鋳塊の結晶粒が微細であつても製品の結晶
粒径が肥大して溶接性が劣化する。 この均質化処理後、350〜500℃（望ましくは
400〜450℃）の温度で60％以上（望ましくは80％
以上）の熱間加工を行なうことにより、Mn、
Cr、Zrの析出物を核として準安定の形での転位
を微細均一に分布させ、後工程の溶体化・焼入れ
等における再結晶過程で短径と長径の比を１：５
以上とし、かつ、短径の長さを80μｍ以下に制御
する。 しかして、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の
熱間加工は、350℃未満の低温度では加工が困難
となり、500℃を越える高温度では熱間割れの可
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１：５未満および短径が80μ
ｍ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が
優れたAl−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−Mg合金を通常の方法により溶製し鋳造した
鋳塊を下記の条件により処理した。 (A) 本発明に係る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％の熱間圧延を行なつて、25
mmｔの板材を製作した。 (B) 比較条件 570℃の温度で24時間の均質化処理後、450〜
500℃の温度で90％の熱間圧延を行なつて、25
mmｔの板材を製作した。 これらの板材を450℃の温度で30分間の溶体
化処理を行なつた後、水冷し、120℃の温度で
24時間の時効を行なつた。 第２表にこの板材の性質を調査した結果を示
す。本発明に係る製造法により製造された材料
は、比較条件により製造された材料に比して、溶
接性および耐応力腐蝕割れ性が優れていることが
わかる。
【表】
【表】
(1) 結晶粒径：板および形材の長手方向に平行断
面観察。 (2) 耐応力腐蝕割れ性：Ｃ−Ring試験片を用い
て厚さ方向に応力を負荷し、100℃の３ｇ／ｌ
NaCl−30ｇ／ｌ K2Cr2O7−36ｇ／ｌ
CrO3混合水溶液に浸漬した。 Oα：α分で割れなし、×α：α分で割れ発生。 (3) スリツト型割れ試験：厚さ12mmｔのスリツト
型溶接割れ試験片を用いた。 割れ％＝（割れ長さ／溶接全長）×100 溶加材 5356 電流 280A 電圧 30V (4) ミクロフイツシヤー：突合せ溶接材の溶接部
近傍を観察。 厚さ ６mmｔ 溶加材 5356 電流 260A 電圧 30V 試験条件 100℃の３ｇ／ｌ NaCl−36ｇ／ｌ CrO3
−30ｇ／ｌ K2Cr2O7混合水溶液に浸漬して割
れを観察した。 本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法は、上記の構成
を有しているものであるから、従来材に比して、
溶接性に優れ、さらに、耐応力腐蝕割れ性に優れ
ているという効果を有するものである。
面観察。 (2) 耐応力腐蝕割れ性：Ｃ−Ring試験片を用い
て厚さ方向に応力を負荷し、100℃の３ｇ／ｌ
NaCl−30ｇ／ｌ K2Cr2O7−36ｇ／ｌ
CrO3混合水溶液に浸漬した。 Oα：α分で割れなし、×α：α分で割れ発生。 (3) スリツト型割れ試験：厚さ12mmｔのスリツト
型溶接割れ試験片を用いた。 割れ％＝（割れ長さ／溶接全長）×100 溶加材 5356 電流 280A 電圧 30V (4) ミクロフイツシヤー：突合せ溶接材の溶接部
近傍を観察。 厚さ ６mmｔ 溶加材 5356 電流 260A 電圧 30V 試験条件 100℃の３ｇ／ｌ NaCl−36ｇ／ｌ CrO3
−30ｇ／ｌ K2Cr2O7混合水溶液に浸漬して割
れを観察した。 本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が
優れたAl−Zn−Mg合金の製造法は、上記の構成
を有しているものであるから、従来材に比して、
溶接性に優れ、さらに、耐応力腐蝕割れ性に優れ
ているという効果を有するものである。
Claims (1)
- １ Zn3.0〜8.0wt％、Mg0.3〜3.0wt％、Ti0.005
〜0.20wt％、B0.0005〜0.05wt％、Ni0.2〜1.5wt
％を含有し、かつ、Mn0.05〜0.40wt％、Cr0.05
〜0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうちから選んだ
１種以上を含み、残部Alおよび不純物からなる
Al合金の結晶粒径を1500μｍ以下に微細化した鋳
塊を、400〜550℃の温度で均質化処理を行なつた
後、350〜500℃の温度で60％以上の加工率で熱間
加工を行ない、最終熱処理後の結晶粒の短径と長
径の比を１：５以上とし、かつ、短径の長さを
80μｍ以下とすることを特徴とする溶接性および
耐応力腐蝕割れ性が優れたAl−Zn−Mg合金の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP173184A JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP173184A JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 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 |
|---|---|
| JPS60145350A JPS60145350A (ja) | 1985-07-31 |
| JPH036985B2 true JPH036985B2 (ja) | 1991-01-31 |
Family
ID=11509702
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP173184A Granted JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 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) | JPS60145350A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100904503B1 (ko) * | 2006-05-29 | 2009-06-25 | 성훈엔지니어링(주) | 가공용 고강도 알루미늄 합금 |
| CN116377297B (zh) * | 2023-04-13 | 2023-11-14 | 肇庆市大正铝业有限公司 | 一种硬质铝合金及其制备方法 |
-
1984
- 1984-01-09 JP JP173184A patent/JPS60145350A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60145350A (ja) | 1985-07-31 |
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