JPH039184B2

JPH039184B2 -

Info

Publication number: JPH039184B2
Application number: JP243284A
Authority: JP
Inventors: Yoshimitsu Myaki; Masakazu Hirano; Hitoaki Tanaka; Yutaka Kaneda; Shoshi Koga
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-01-10
Filing date: 1984-01-10
Publication date: 1991-02-07
Also published as: JPS60145365A

Description

【発明の詳細な説明】

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少なくなつたが、
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％、B0.0005〜0.05wt％、Ni0.5
〜1.5wt％（0.5wt％を含まず）を含有し、かつ、
Cu0.03〜0.5wt％、Ag0.03〜0.5wt％、Si0.2〜
0.7wt％のうちから選んだ１種以上を含み、およ
び、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を向上させるもの
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り、
また、Cu、Ag、Siの単独の含有でも耐応力腐蝕
割れ性が向上するが含有量が増加すると溶接性が
劣化するようになる。従つて、Cu、Ag、Siのう
ちから選んだ１種以上を微量組合せて重複含有さ
せることによつて、溶接性を劣化させることなく
耐応力腐蝕割れ性を著しく向上させることがで
き、また、Ti、Ｂは組織微細化のため重要な元
素であつてて、含有されることにより溶接性を向
上させ、さらに、Mn、Cr、Zrは組織安定化の元
素である。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、鋳塊の結晶粒界を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0.0005wt％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0.0005〜0.05wt％とする。 Niは耐応力腐蝕割れ性を向上させる元素であ
り、含有量が0.5wt％未満では以下説明するCu、
Si、Agの含有量が少ない場合には、このような
効果がなく、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0.5〜
1.5wt％とし、0.5wt％は含まないものとする。 Cu、Ag、Siはこのうちから選んだ１種以上を
含有させることにより耐応力腐蝕割れ性を著しく
向上させるが、含有量がCu0.03wt％未満、
Ag0.03wt％未満、Si0.2wt％未満では組合せて重
複含有させてもこのような効果はなく、また、
Cu0.5wt％、Ag0.5wt％、Si0.7wt％を越えて含有
されると溶接性が劣化する。よつて、Cu含有量
は0.03〜0.5wt％、Ag含有量は0.03〜0.5wt％、Si
含有量0.2〜0.7wt％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を
1500μｍ以下に微細化するのであり、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1500μｍ
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。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℃（好ましくは
400〜450℃）の温度で60％以上（好ましくは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、熱間鋳造
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
80μｍ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。 (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Al−Zn−Mg合金の製造法の条件(A) 450℃の温度で24時間の近質化処理後、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。 (2) 比較条件(B) 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。

【表】

【表】＊１：鋳塊の結晶粒度
＊２：製造条件
(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／
NaCl−30ｇ／K₂Cr₂O₇−36ｇ／CrO₃混合
水溶液に浸漬した。〇α：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
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／NaCl−36ｇ／CrO₃−30
ｇ／K₂Cr₂O₇混合水溶液に浸漬して割れを観
察した。この第２表から明らかなように、本発明(A)の条
件により製造した板材は、比較条件(B)により製造
した板材に比して、溶接性に優れ、さらに、耐応
力腐蝕割れ性に優れていることがわかる。

Claims

【特許請求の範囲】

１ Zn3.0〜8.0wt％、Mg0.3〜3.0wt％、Ti0.005
〜0.20wt％、B0.0005〜0.05wt％、Ni0.5〜1.5wt
％（0.5wt％を含まず）を含有し、かつ、Cu0.03
〜0.5wt％、Ag0.03〜0.5wt％、Si0.2〜0.7wt％の
うちから選んだ１種以上を含み、および、
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。