JPH0820833A - 靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 - Google Patents
靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法Info
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- JPH0820833A JPH0820833A JP15488694A JP15488694A JPH0820833A JP H0820833 A JPH0820833 A JP H0820833A JP 15488694 A JP15488694 A JP 15488694A JP 15488694 A JP15488694 A JP 15488694A JP H0820833 A JPH0820833 A JP H0820833A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【構成】 Ｍｇ：３．５〜５．５重量％、Ｆｅ：０．５
重量％以下、Ｓｉ：０．５重量％以下の要件を満たし、
かつＣｒ，Ｍｎ及びＺｒよりなる群から選択された１種
以上を夫々規定の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避
不純物からなるＡｌ合金において、連続鋳造後、熱間圧
延または熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施
して、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを
１．０μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御し
てなるＡｌ−Ｍｇ系合金。 【効果】 連続鋳造法によりＡｌ−Ｍｇ系合金中の不溶
性化合物粒の最大長さを１．０μｍ以下、体積分率を
１．０％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｍｇ系合金の
有する高強度特性に加えて、極低温域での靱性も向上さ
せることができ、液体水素貯蔵用容器として好適なＡｌ
−Ｍｇ系合金及びその製造方法が提供できる。
重量％以下、Ｓｉ：０．５重量％以下の要件を満たし、
かつＣｒ，Ｍｎ及びＺｒよりなる群から選択された１種
以上を夫々規定の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避
不純物からなるＡｌ合金において、連続鋳造後、熱間圧
延または熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施
して、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを
１．０μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御し
てなるＡｌ−Ｍｇ系合金。 【効果】 連続鋳造法によりＡｌ−Ｍｇ系合金中の不溶
性化合物粒の最大長さを１．０μｍ以下、体積分率を
１．０％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｍｇ系合金の
有する高強度特性に加えて、極低温域での靱性も向上さ
せることができ、液体水素貯蔵用容器として好適なＡｌ
−Ｍｇ系合金及びその製造方法が提供できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、靭性に優れた液体水素
貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関し、詳細
には−２５３℃以下の極低温で液化する液体水素の貯蔵
容器として好適な靭性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びそ
の製造方法に関するものである。
貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関し、詳細
には−２５３℃以下の極低温で液化する液体水素の貯蔵
容器として好適な靭性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】低温用アルミニウム合金としてはＪＩＳ
規格５０８３合金が開発されており、ＬＮＧタンク用合
金として用いられている。但し上記５０８３合金であっ
ても、液体水素温度、即ち−２５３℃以下という極低温
域の靭性が極めて低いという問題を有している。これは
Ａｌ精練時に残存するＦｅやＳｉなどの不純物を含有す
る不溶性化合物に起因するものであって、上記不溶性化
合物は、均質化処理や溶体化処理における処理温度を高
くしても合金中に固溶せず粒状に晶出して物性に悪影響
を与える。
規格５０８３合金が開発されており、ＬＮＧタンク用合
金として用いられている。但し上記５０８３合金であっ
ても、液体水素温度、即ち−２５３℃以下という極低温
域の靭性が極めて低いという問題を有している。これは
Ａｌ精練時に残存するＦｅやＳｉなどの不純物を含有す
る不溶性化合物に起因するものであって、上記不溶性化
合物は、均質化処理や溶体化処理における処理温度を高
くしても合金中に固溶せず粒状に晶出して物性に悪影響
を与える。
【０００３】この様なＡｌ−Ｍｇ系合金の低温靭性を改
善する手段としては、前記不溶性化合物の原因となるＦ
ｅやＳｉなどの不純物元素の含有量を極力制限する方法
が考えられる。しかしながら不可避不純物であるＦｅ及
びＳｉの含有量を極力制限することは、即ち極めて純度
の高いＡｌ地金を必要とするものであり、コスト高とな
って実用性に乏しい。
善する手段としては、前記不溶性化合物の原因となるＦ
ｅやＳｉなどの不純物元素の含有量を極力制限する方法
が考えられる。しかしながら不可避不純物であるＦｅ及
びＳｉの含有量を極力制限することは、即ち極めて純度
の高いＡｌ地金を必要とするものであり、コスト高とな
って実用性に乏しい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、不可避不純物であるＦｅ
やＳｉの含有量は従来と同程度であっても、製造方法を
改善することにより靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−
Ｍｇ系合金及びその製造方法を提供しようとするもので
ある。
目してなされたものであって、不可避不純物であるＦｅ
やＳｉの含有量は従来と同程度であっても、製造方法を
改善することにより靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−
Ｍｇ系合金及びその製造方法を提供しようとするもので
ある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金とは、 Ｍｇ：３．５〜５．５重量％ Ｆｅ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） Ｓｉ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ及びＺｒよりなる群か
ら選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ｍｎ：０．１〜０．８重量％ Ｚｒ：０．１〜０．３重量％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後、熱間圧延を行うかまた
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを１．０
μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御してなる
ことを要旨とするものである。
のできた本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金とは、 Ｍｇ：３．５〜５．５重量％ Ｆｅ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） Ｓｉ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ及びＺｒよりなる群か
ら選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ｍｎ：０．１〜０．８重量％ Ｚｒ：０．１〜０．３重量％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後、熱間圧延を行うかまた
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを１．０
μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御してなる
ことを要旨とするものである。
【０００６】そして上記Ａｌ−Ｍｇ系合金を製造する為
の好適手段の一つとして、本発明は凝固時の冷却速度Ｒ
が Ｒ≧５……（１） Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２．５……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（重量％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片を熱間圧延温
度以上に保持された状態で直ちに、あるいは熱間圧延温
度に調整してから熱間圧延する方法を提供するものであ
る。尚上記条件式（１），（２）で示される推奨範囲は
図１に示される如く、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４
重量％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋
［Ｓｉ］の値が０．４重量％超のときは（２）式によっ
て規定されることを意味する。
の好適手段の一つとして、本発明は凝固時の冷却速度Ｒ
が Ｒ≧５……（１） Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２．５……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（重量％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片を熱間圧延温
度以上に保持された状態で直ちに、あるいは熱間圧延温
度に調整してから熱間圧延する方法を提供するものであ
る。尚上記条件式（１），（２）で示される推奨範囲は
図１に示される如く、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４
重量％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋
［Ｓｉ］の値が０．４重量％超のときは（２）式によっ
て規定されることを意味する。
【０００７】
【作用】本発明者らは液体水素貯蔵用合金の開発を目的
として、強度的には問題のないＡｌ−Ｍｇ系合金の低温
域における靭性を向上させるという課題について鋭意研
究を重ねた結果、たとえＦｅ及びＳｉをある程度含有し
たＡｌ−Ｍｇ系合金であっても、連続鋳造によりＦｅ及
びＳｉを合金中に強制固溶させ、Ｆｅ及びＳｉを含む不
溶性化合物粒の最大長さを１．０μｍ以下で、しかもそ
の体積分率を１．０％以下に制御したものでは、強度を
損なうことなく極低温域における靭性も向上させること
ができるとの知見を得た。さらに上記不溶性化合物粒の
最大長さ及び体積分率を制御するには、連続鋳造過程に
おける凝固時の冷却速度を一定条件内に制御してＦｅ及
びＳｉを合金中に強制固溶することが最良の方法である
ことをつきとめ、本発明を完成させた。
として、強度的には問題のないＡｌ−Ｍｇ系合金の低温
域における靭性を向上させるという課題について鋭意研
究を重ねた結果、たとえＦｅ及びＳｉをある程度含有し
たＡｌ−Ｍｇ系合金であっても、連続鋳造によりＦｅ及
びＳｉを合金中に強制固溶させ、Ｆｅ及びＳｉを含む不
溶性化合物粒の最大長さを１．０μｍ以下で、しかもそ
の体積分率を１．０％以下に制御したものでは、強度を
損なうことなく極低温域における靭性も向上させること
ができるとの知見を得た。さらに上記不溶性化合物粒の
最大長さ及び体積分率を制御するには、連続鋳造過程に
おける凝固時の冷却速度を一定条件内に制御してＦｅ及
びＳｉを合金中に強制固溶することが最良の方法である
ことをつきとめ、本発明を完成させた。
【０００８】まず本発明に係る成分組成の限定理由を以
下に述べる。 Ｍｇ：３．５〜５．５重量％ Ｍｇは、Ａｌ合金の強度向上に大きく寄与する元素であ
る。Ｍｇ量が３．５重量％未満では充分な強度が得られ
ず、一方Ｍｇ量が５．５重量％を超えると、靭性を低下
させて連続鋳造ができなくなる。従ってＭｇ量は３．５
〜５．５重量％であることが必要である。尚Ｍｇの下限
としては、より好ましくは３．８重量％以上、更に好ま
しくは４．０重量％以上、一方上限は好ましくは５．０
重量％以下、更に好ましくは４．５重量％以下である。
下に述べる。 Ｍｇ：３．５〜５．５重量％ Ｍｇは、Ａｌ合金の強度向上に大きく寄与する元素であ
る。Ｍｇ量が３．５重量％未満では充分な強度が得られ
ず、一方Ｍｇ量が５．５重量％を超えると、靭性を低下
させて連続鋳造ができなくなる。従ってＭｇ量は３．５
〜５．５重量％であることが必要である。尚Ｍｇの下限
としては、より好ましくは３．８重量％以上、更に好ま
しくは４．０重量％以上、一方上限は好ましくは５．０
重量％以下、更に好ましくは４．５重量％以下である。
【０００９】Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ｍｎ：０．１〜０．８重量％ Ｚｒ：０．１〜０．３重量％ 本発明のＡｌ合金においては、上記３種の金属元素のう
ち１種以上を上記の範囲内で含有させることにより、Ａ
ｌ合金の結晶粒を微細化し靭性を向上させることができ
る。しかも上記３種の金属元素はＡｌと結合して０．１
〜０．５μｍ程度の微細な析出物を形成することにより
強度の向上にも寄与する。但し含有量が少な過ぎると靭
性及び強度に対する向上効果が充分でなく、含有量が多
過ぎると粗大な晶出物を形成し、靭性を低下させてしま
う。従ってＣｒ量は０．１〜０．３重量％，Ｍｎ量は
０．１〜０．８重量％，Ｚｒ量は０．１〜０．３重量％
の範囲内とすることが必要である。
ち１種以上を上記の範囲内で含有させることにより、Ａ
ｌ合金の結晶粒を微細化し靭性を向上させることができ
る。しかも上記３種の金属元素はＡｌと結合して０．１
〜０．５μｍ程度の微細な析出物を形成することにより
強度の向上にも寄与する。但し含有量が少な過ぎると靭
性及び強度に対する向上効果が充分でなく、含有量が多
過ぎると粗大な晶出物を形成し、靭性を低下させてしま
う。従ってＣｒ量は０．１〜０．３重量％，Ｍｎ量は
０．１〜０．８重量％，Ｚｒ量は０．１〜０．３重量％
の範囲内とすることが必要である。
【００１０】尚Ｃｒの下限としては、より好ましくは
０．１５重量％以上、更に好ましくは０．２重量％以
上、一方上限は好ましくは０．２５重量％以下、更に好
ましくは０．２３重量％以下である。Ｍｎの下限として
は、より好ましくは０．１５重量％以上、更に好ましく
は０．２重量％以上、一方上限は好ましくは０．６重量
％以下、更に好ましくは０．５重量％以下である。Ｚｒ
の下限としては、より好ましくは０．１５重量％以上、
更に好ましくは０．２重量％以上、一方上限は好ましく
は０．２５重量％以下、更に好ましくは０．２３重量％
以下である。
０．１５重量％以上、更に好ましくは０．２重量％以
上、一方上限は好ましくは０．２５重量％以下、更に好
ましくは０．２３重量％以下である。Ｍｎの下限として
は、より好ましくは０．１５重量％以上、更に好ましく
は０．２重量％以上、一方上限は好ましくは０．６重量
％以下、更に好ましくは０．５重量％以下である。Ｚｒ
の下限としては、より好ましくは０．１５重量％以上、
更に好ましくは０．２重量％以上、一方上限は好ましく
は０．２５重量％以下、更に好ましくは０．２３重量％
以下である。
【００１１】 Ｆｅ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） Ｓｉ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） Ｆｅ及びＳｉはＡｌ精練時に残存する不可避不純物であ
り、不溶性化合物を形成することから、一般的に言って
Ａｌ合金にとって望ましくない元素であり、通常は極力
制限される。本発明ではＦｅ量及びＳｉ量ともに０．５
重量％まで許容できるものの、０．５重量％を超えると
不溶性化合物が成長しやすくなり、粗大かつ多量に形成
されて、靭性が著しく低下する。
り、不溶性化合物を形成することから、一般的に言って
Ａｌ合金にとって望ましくない元素であり、通常は極力
制限される。本発明ではＦｅ量及びＳｉ量ともに０．５
重量％まで許容できるものの、０．５重量％を超えると
不溶性化合物が成長しやすくなり、粗大かつ多量に形成
されて、靭性が著しく低下する。
【００１２】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金において
は、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さ及び
その体積分率を制御することが高い靭性を得る上で非常
に重要である。上記不溶性化合物粒の最大長さが１．０
μｍ以下、かつその体積分率が１．０％以下である場合
には、極低温域において優れた靭性を発揮する。上記不
溶性化合物粒の最大長さは、高靭性を得る上で０．８μ
ｍ以下が望ましく、０．６μｍ以下がより好ましい。一
方不溶性化合物の体積分率は０．８％以下が好ましく、
０．６％以下であればより望ましい。
は、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さ及び
その体積分率を制御することが高い靭性を得る上で非常
に重要である。上記不溶性化合物粒の最大長さが１．０
μｍ以下、かつその体積分率が１．０％以下である場合
には、極低温域において優れた靭性を発揮する。上記不
溶性化合物粒の最大長さは、高靭性を得る上で０．８μ
ｍ以下が望ましく、０．６μｍ以下がより好ましい。一
方不溶性化合物の体積分率は０．８％以下が好ましく、
０．６％以下であればより望ましい。
【００１３】上記不溶性化合物粒の最大長さとは、例え
ば球状や円盤状の結晶であれば最大直径を与える様な切
断面を形成した時の最大直径であり、また略立方体や略
直方体の結晶であれば最も長い対角線の長さを指し、不
特定な形状の結晶であれば最も離れた表面上の２点間の
長さを言う。尚上記不溶性化合物粒の最大長さを測定す
るにあたっては、電子顕微鏡を用い顕微鏡視野で算出す
ればよい。
ば球状や円盤状の結晶であれば最大直径を与える様な切
断面を形成した時の最大直径であり、また略立方体や略
直方体の結晶であれば最も長い対角線の長さを指し、不
特定な形状の結晶であれば最も離れた表面上の２点間の
長さを言う。尚上記不溶性化合物粒の最大長さを測定す
るにあたっては、電子顕微鏡を用い顕微鏡視野で算出す
ればよい。
【００１４】上記不溶性化合物粒の最大長さ及び体積分
率を制御するには、上記成分組成の要件を満足するＡｌ
合金を用いると共に、凝固時の冷却速度Ｒが下記
（１），（２）式 Ｒ≧５……（１）で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２．５……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（重量％） を満足する条件で連続鋳造を行なうことが重要である。
率を制御するには、上記成分組成の要件を満足するＡｌ
合金を用いると共に、凝固時の冷却速度Ｒが下記
（１），（２）式 Ｒ≧５……（１）で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２．５……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（重量％） を満足する条件で連続鋳造を行なうことが重要である。
【００１５】即ち本発明のＡｌ合金では、連続鋳造法に
より凝固時に速やかに冷却してＦｅやＳｉなどの不可避
不純物元素を強制固溶させ、靭性に悪影響を及ぼす不溶
性化合物の成長を抑制してその大きさ及び量を制限しよ
うというものであり、上記条件を満足すればＦｅ及びＳ
ｉを含有する不溶性化合物粒の最大長さ１．０μｍ以
下、体積分率を１．０％以下に制御できる。一方凝固時
の冷却速度が前記条件を満足しない場合には、ＦｅやＳ
ｉという不純物元素を十分に強制固溶させることができ
ず、従ってＦｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長
さ及びその体積分率を本発明範囲内に制御できない為、
十分な靭性が得られない。
より凝固時に速やかに冷却してＦｅやＳｉなどの不可避
不純物元素を強制固溶させ、靭性に悪影響を及ぼす不溶
性化合物の成長を抑制してその大きさ及び量を制限しよ
うというものであり、上記条件を満足すればＦｅ及びＳ
ｉを含有する不溶性化合物粒の最大長さ１．０μｍ以
下、体積分率を１．０％以下に制御できる。一方凝固時
の冷却速度が前記条件を満足しない場合には、ＦｅやＳ
ｉという不純物元素を十分に強制固溶させることができ
ず、従ってＦｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長
さ及びその体積分率を本発明範囲内に制御できない為、
十分な靭性が得られない。
【００１６】前述の通り上記条件式（１），（２）で示
される推奨範囲は、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４重
量％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋
［Ｓｉ］の値が０．４重量％超のときは（２）式によっ
て規定されることを意味する。この様に本発明に係るＡ
ｌ合金を製造するにあたりＦｅやＳｉなどの不可避不純
物元素の含有量が多い場合には、その含有量に応じて連
続鋳造過程における凝固時の冷却速度を増加させ、不溶
性化合物粒の最大長さ及び体積分率を制御することが望
ましい。
される推奨範囲は、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４重
量％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋
［Ｓｉ］の値が０．４重量％超のときは（２）式によっ
て規定されることを意味する。この様に本発明に係るＡ
ｌ合金を製造するにあたりＦｅやＳｉなどの不可避不純
物元素の含有量が多い場合には、その含有量に応じて連
続鋳造過程における凝固時の冷却速度を増加させ、不溶
性化合物粒の最大長さ及び体積分率を制御することが望
ましい。
【００１７】尚本発明のＡｌ合金は、前記成分組成のＡ
ｌ合金を用いて特定条件による冷却速度で連続鋳造を行
い、Ｆｅ及びＳｉを含有する不溶性化合物粒の最大長さ
及び体積分率を制御することにより優れた靭性を得られ
るものであり、その他の製造条件については特に制限さ
れるものではないが、以下の製造方法が例示できる。
ｌ合金を用いて特定条件による冷却速度で連続鋳造を行
い、Ｆｅ及びＳｉを含有する不溶性化合物粒の最大長さ
及び体積分率を制御することにより優れた靭性を得られ
るものであり、その他の製造条件については特に制限さ
れるものではないが、以下の製造方法が例示できる。
【００１８】まず本発明に係る合金組成を有するＡｌ合
金を溶融体とし、この溶融体を連続鋳造する。連続鋳造
法としては、水冷式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造
法、ベルト式連続鋳造法、ブロック式連続鋳造法などを
採用することができるが、連続鋳造から熱間圧延工程へ
の移行時期は、鋳片内部が固相線温度以下にまで低下し
て完全に凝固した後にタイミングを合わせるのが好まし
い。
金を溶融体とし、この溶融体を連続鋳造する。連続鋳造
法としては、水冷式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造
法、ベルト式連続鋳造法、ブロック式連続鋳造法などを
採用することができるが、連続鋳造から熱間圧延工程へ
の移行時期は、鋳片内部が固相線温度以下にまで低下し
て完全に凝固した後にタイミングを合わせるのが好まし
い。
【００１９】本発明は、連続鋳造して得られる移動帯板
の温度を熱間圧延温度以上に保持して直ちに熱間圧延
し、引き続いて、若しくは一旦巻き取ってから冷間圧延
工程へ送る所謂連鋳・直送圧延方法に有利に適用される
が、この他連続鋳造の後、一旦保持し、鋳片温度が実質
的に降下しないうちに熱間圧延へ送り、更に冷間圧延を
行なう方法にも適用することができる。
の温度を熱間圧延温度以上に保持して直ちに熱間圧延
し、引き続いて、若しくは一旦巻き取ってから冷間圧延
工程へ送る所謂連鋳・直送圧延方法に有利に適用される
が、この他連続鋳造の後、一旦保持し、鋳片温度が実質
的に降下しないうちに熱間圧延へ送り、更に冷間圧延を
行なう方法にも適用することができる。
【００２０】尚熱間圧延を施す場合、開始温度は４５０
〜５００℃の範囲が好ましく、３００〜３５０℃の仕上
げ温度で終了することが望ましい。連続鋳造法では通常
４〜３０ｍｍ程度の肉厚の移動帯板が連続的に製造さ
れ、これを熱間圧延し、更に必要に応じて冷間圧延を行
うことによって、０．１〜１０ｍｍ程度の肉厚のＡｌ合
金板に圧延される。圧下率としては５０％以上が好まし
い。
〜５００℃の範囲が好ましく、３００〜３５０℃の仕上
げ温度で終了することが望ましい。連続鋳造法では通常
４〜３０ｍｍ程度の肉厚の移動帯板が連続的に製造さ
れ、これを熱間圧延し、更に必要に応じて冷間圧延を行
うことによって、０．１〜１０ｍｍ程度の肉厚のＡｌ合
金板に圧延される。圧下率としては５０％以上が好まし
い。
【００２１】熱間圧延または熱間圧延及び冷間圧延を施
したＡｌ合金板は、溶体化処理の後に水焼き入れし、さ
らに時効処理を施す。上記溶体化処理の条件としては処
理温度が５００〜５５０℃、処理時間は０．１〜１時間
が望ましい。
したＡｌ合金板は、溶体化処理の後に水焼き入れし、さ
らに時効処理を施す。上記溶体化処理の条件としては処
理温度が５００〜５５０℃、処理時間は０．１〜１時間
が望ましい。
【００２２】
【実施例】表１に示す組成のＡｌ合金を溶融体とし、連
続鋳造法により肉厚２０ｍｍの移動帯板を作製し、直ち
に熱間圧延を施し肉厚３ｍｍの板材とした。尚連続鋳造
時の冷却速度は１０℃／ｓｅｃであり、上記熱間圧延の
圧延開始温度は５００℃、終了温度は３３０℃であっ
た。上記板材に５００℃で１時間の溶体化処理を施して
水焼き入れを行なった。
続鋳造法により肉厚２０ｍｍの移動帯板を作製し、直ち
に熱間圧延を施し肉厚３ｍｍの板材とした。尚連続鋳造
時の冷却速度は１０℃／ｓｅｃであり、上記熱間圧延の
圧延開始温度は５００℃、終了温度は３３０℃であっ
た。上記板材に５００℃で１時間の溶体化処理を施して
水焼き入れを行なった。
【００２３】この様にして得たＡｌ合金板について、液
体水素温度で引張試験を行い、荷重−変位曲線と両座標
軸で囲まれた面積、即ち破断に要した仕事量を求め、試
験片のゲージ長さ部分の体積で除し単位体積当たりの仕
事量とし、この仕事量の大小で、靭性を評価した。尚不
溶性化合物の大きさと体積分率を走査型電子顕微鏡観察
と画像解析によって求め、鋳造時の凝固速度はデンドラ
イトアームスペースの測定により求めた。さらに強度は
引張強度を測定して評価を行なった。結果は表１に併記
する。
体水素温度で引張試験を行い、荷重−変位曲線と両座標
軸で囲まれた面積、即ち破断に要した仕事量を求め、試
験片のゲージ長さ部分の体積で除し単位体積当たりの仕
事量とし、この仕事量の大小で、靭性を評価した。尚不
溶性化合物の大きさと体積分率を走査型電子顕微鏡観察
と画像解析によって求め、鋳造時の凝固速度はデンドラ
イトアームスペースの測定により求めた。さらに強度は
引張強度を測定して評価を行なった。結果は表１に併記
する。
【００２４】
【表１】
【００２５】Ｎｏ．１〜１４は本発明に係るＡｌ−Ｍｇ
系合金であって、いずれも本発明の条件を満足している
ので、十分な強度を有すると共に、極低温域における靭
性に優れている。
系合金であって、いずれも本発明の条件を満足している
ので、十分な強度を有すると共に、極低温域における靭
性に優れている。
【００２６】これに対してＮｏ．１５〜２４は、本発明
に係る条件のいずれかひとつ以上を満足していないの
で、強度または靭性が不充分である。Ｎｏ．１５は合金
組成は本発明範囲内で鋳造時の冷却条件が本発明範囲を
満足しない場合の比較例であって、凝固時の冷却速度が
低いことから不溶性化合物の大きさも体積分率も本発明
範囲を満足しておらず、靭性に乏しい。Ｎｏ．１６はＭ
ｇ量が少な過ぎる場合の比較例であり、強度が不充分で
ある。Ｎｏ．１７はＭｇ量が多過ぎる場合の比較例であ
って、連続鋳造ができなかった。Ｎｏ．１８はＣｒ，Ｍ
ｎ，Ｚｒがいずれも少な過ぎる場合の比較例であり、強
度が不充分である。Ｎｏ．１９はＣｒ量が多過ぎ、Ｎ
ｏ．２０はＭｎが多過ぎ、Ｎｏ．２１はＺｒが多過ぎる
場合の比較例であって、不溶性化合物の大きさ及び体積
分率が本発明範囲を満足しておらず、靭性が低い。Ｎ
ｏ．２２はＦｅ量が多過ぎ、Ｎｏ．２３はＳｉ量が多過
ぎる場合の比較例であって、靭性に乏しい。Ｎｏ．２４
はＪＩＳ５０８３合金を用いて従来の連続鋳造法で製造
したものであって、凝固時の冷却速度が低過ぎ、靭性に
劣る。
に係る条件のいずれかひとつ以上を満足していないの
で、強度または靭性が不充分である。Ｎｏ．１５は合金
組成は本発明範囲内で鋳造時の冷却条件が本発明範囲を
満足しない場合の比較例であって、凝固時の冷却速度が
低いことから不溶性化合物の大きさも体積分率も本発明
範囲を満足しておらず、靭性に乏しい。Ｎｏ．１６はＭ
ｇ量が少な過ぎる場合の比較例であり、強度が不充分で
ある。Ｎｏ．１７はＭｇ量が多過ぎる場合の比較例であ
って、連続鋳造ができなかった。Ｎｏ．１８はＣｒ，Ｍ
ｎ，Ｚｒがいずれも少な過ぎる場合の比較例であり、強
度が不充分である。Ｎｏ．１９はＣｒ量が多過ぎ、Ｎ
ｏ．２０はＭｎが多過ぎ、Ｎｏ．２１はＺｒが多過ぎる
場合の比較例であって、不溶性化合物の大きさ及び体積
分率が本発明範囲を満足しておらず、靭性が低い。Ｎ
ｏ．２２はＦｅ量が多過ぎ、Ｎｏ．２３はＳｉ量が多過
ぎる場合の比較例であって、靭性に乏しい。Ｎｏ．２４
はＪＩＳ５０８３合金を用いて従来の連続鋳造法で製造
したものであって、凝固時の冷却速度が低過ぎ、靭性に
劣る。
【００２７】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、連
続鋳造法によりＡｌ−Ｍｇ系合金中における不溶性化合
物粒の最大長さを１．０μｍ以下とし、しかもその体積
分率を１．０％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｍｇ系
合金の有する高強度という特性に加えて、極低温域にお
ける靭性も向上させることができ、液体水素貯蔵用容器
として好適なＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法が提供
できることとなった。
続鋳造法によりＡｌ−Ｍｇ系合金中における不溶性化合
物粒の最大長さを１．０μｍ以下とし、しかもその体積
分率を１．０％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｍｇ系
合金の有する高強度という特性に加えて、極低温域にお
ける靭性も向上させることができ、液体水素貯蔵用容器
として好適なＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法が提供
できることとなった。
【図１】本発明の製造方法において用いられる連続鋳造
時の好ましい冷却速度条件を示すグラフである。
時の好ましい冷却速度条件を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｍｇ：３．５〜５．５重量％ Ｆｅ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） Ｓｉ：０．５重量％以下（０重量％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ及びＺｒよりなる群か
ら選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ｍｎ：０．１〜０．８重量％ Ｚｒ：０．１〜０．３重量％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後、熱間圧延を行うかまた
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを１．０
μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御してなる
ことを特徴とする靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金。 - 【請求項２】 請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造
するにあたり、凝固時の冷却速度Ｒが Ｒ≧５で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２．５ 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（重量％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片温度を熱間圧
延温度以上に保持して熱間圧延することを特徴とする靭
性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方
法。 - 【請求項３】 連続鋳造された移動帯板を直ちに熱間圧
延工程へ送る請求項２記載の製造方法。 - 【請求項４】 連続鋳造された鋳片を、熱間圧延温度に
調整して熱間圧延工程へ送る請求項２に記載の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15488694A JPH0820833A (ja) | 1994-07-06 | 1994-07-06 | 靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15488694A JPH0820833A (ja) | 1994-07-06 | 1994-07-06 | 靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0820833A true JPH0820833A (ja) | 1996-01-23 |
Family
ID=15594113
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15488694A Withdrawn JPH0820833A (ja) | 1994-07-06 | 1994-07-06 | 靭性に優れた液体水素貯蔵用Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0820833A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1975263A4 (en) * | 2006-01-12 | 2012-03-07 | Furukawa Sky Aluminum Corp | ALUMINUM ALLOYS FOR HIGH-TEMPERATURE AND HIGH-SPEED FORMS, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, AND METHOD FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOY FORMS |
| JP2014009398A (ja) * | 2012-07-03 | 2014-01-20 | Uacj Corp | 高圧水素ガス容器用のＡｌ−Ｍｇ系合金 |
| JP2014145112A (ja) * | 2013-01-29 | 2014-08-14 | Uacj Corp | 高圧水素ガス容器用Ａｌ−Ｍｇ合金材 |
| EP3040139A1 (en) * | 2014-12-29 | 2016-07-06 | Kone Corporation | An aluminium alloy, mechanical parts made therefrom, and use thereof |
| JP2017082304A (ja) * | 2015-10-29 | 2017-05-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材 |
| CN109518107A (zh) * | 2018-12-07 | 2019-03-26 | 中南大学 | 一种高性能钛带材的深冷轧制与热处理制备方法 |
-
1994
- 1994-07-06 JP JP15488694A patent/JPH0820833A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1975263A4 (en) * | 2006-01-12 | 2012-03-07 | Furukawa Sky Aluminum Corp | ALUMINUM ALLOYS FOR HIGH-TEMPERATURE AND HIGH-SPEED FORMS, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, AND METHOD FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOY FORMS |
| US8500926B2 (en) | 2006-01-12 | 2013-08-06 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Aluminum alloy material for high-temperature/high-speed molding, method of producing the same, and method of producing a molded article of an aluminum alloy |
| JP2014009398A (ja) * | 2012-07-03 | 2014-01-20 | Uacj Corp | 高圧水素ガス容器用のＡｌ−Ｍｇ系合金 |
| JP2014145112A (ja) * | 2013-01-29 | 2014-08-14 | Uacj Corp | 高圧水素ガス容器用Ａｌ−Ｍｇ合金材 |
| EP3040139A1 (en) * | 2014-12-29 | 2016-07-06 | Kone Corporation | An aluminium alloy, mechanical parts made therefrom, and use thereof |
| JP2017082304A (ja) * | 2015-10-29 | 2017-05-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材 |
| CN109518107A (zh) * | 2018-12-07 | 2019-03-26 | 中南大学 | 一种高性能钛带材的深冷轧制与热处理制备方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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