JPS6360821B2 - - Google Patents
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- JPS6360821B2 JPS6360821B2 JP11386183A JP11386183A JPS6360821B2 JP S6360821 B2 JPS6360821 B2 JP S6360821B2 JP 11386183 A JP11386183 A JP 11386183A JP 11386183 A JP11386183 A JP 11386183A JP S6360821 B2 JPS6360821 B2 JP S6360821B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stress corrosion
- corrosion cracking
- less
- content
- cracking resistance
- 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、鉄道車輛や種々の
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系合金を例外ではなく、強度を高め
るためにMg、Zn含有量を増加すると、母材およ
び溶接部の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、
母材（板および形材）の板厚方向を除けば応力腐
蝕割れ発生の可能性はなくなつたが、溶接部につ
いては、溶接条件および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、溶接部に発生する応力が大き
く、溶接部の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％、Mg0.5〜3.0wt％、
Ti0.005〜0.20wt％、B0.0005〜0.05wt％、Cu0.03
〜0.5wt％、Ag0.5〜1.0wt％（0.5wt％は含まず）
を含有し、かつ、Mn0.05〜0.50wt％、Cr0.05〜
0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％、V0.01〜0.15wt％、
Mo0.01〜0.15wt％のうちから選んだ少なくとも
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1500μ以下に微細化した鋳塊
を、400〜550℃の温度で１〜24時間の均質化処理
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80μ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、本発明者は先に溶接性および溶接部の耐
応力腐蝕割れ性が優れたAl―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、応力腐蝕割れが引張応力に起因するため、
結晶粒界に加わる応力、即ち、結晶粒の形状に大
きく影響され、そして、溶接部近傍は溶接時の熱
影響によつて再結晶組織となり、伸長粒の母材に
比べ結晶粒界に加わる応力配分が大きくなり、さ
らに、加熱急冷により素材状態での過時効処理に
よる耐応力腐蝕割れ性向上の効果がなくなり、こ
のようなことから耐応力腐蝕割れ性が劣化する。 しかして、Cu、Ag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。しかし、Cu、Agの単独の含有でも耐応力
腐蝕割れ性が向上するが実用上充分な効果な得ら
れず、また、含有量が増加すると溶接性や耐蝕性
が劣化するようになるので含有量を増加して耐応
力腐蝕割れ性を向上させることは難かしい。従つ
て、Cu、Agの２種を同時に適量含有させること
によつて、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り耐応力腐蝕割れ性
を著しく向上させることができる。 また、Al―Zn―Mg系合金は、Mg、Zn含有量
が増加すると結晶界粒の析出物が多くなり溶融温
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こ
り易くなるが、鋳塊の結晶粒径を1500μ以下に微
細化し、400〜550℃の温度で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合金の製造法について説明す
る。 先ず、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0.5wt％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0.5〜3.0wt％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。 Cu、Agはこの２種を同時に含有させることに
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、Ag0.5wt％未満では同
時に重複含有させてもこのような効果はなく、ま
た、Cu0.5wt％、Ag1.0wt％を越えて含有される
と効果が飽和し、また、溶接割れが起り易くな
る。よつて、Cu含有量は0.03〜0.5wt％、Ag含有
量は0.5〜1.0wt％（0.5wt％は含まない。）とす
る。 Mn、Cr、Zr、Ｖ、Mo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、V0.01wt％未満、Mo0.01wt％未満ではこ
の効果はなく、また、Mn0.50wt％、Cr0.40wt
％、Zr0.25wt％、V0.15wt％、Mo0.15wt％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0.05〜0.50wt％、Cr
含有量は0.05〜0.40wt％、Zr含有量は0.05〜
0.25wt％、V0.01〜0.15wt％、Mo0.01〜0.15wt％
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。 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結晶粒径は
Ti、Ｂの含有により1500μ以下に微細化するので
あり、結晶粒径が1500μ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。 次に熱処理について説明する。 上記の鋳塊を400〜550℃の温度で１〜24時間の
均質化処理を行なうのであるが、400℃未満の温
度は、Mn、Cr、Zr、Ｖ、Mo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、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）の熱間加工後溶体化・焼入れを行なうこと
により、Mn、Cr、Zr、Ｖ、MoとAlの化合物が
再結晶粒の成長を阻止して微細なフアイバー組織
となり、結果的に短径と長径の比を１：５以上と
し、かつ、短径の長さを80μ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 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。 (2) 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、25mm
ｔ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。
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、鉄道車輛や種々の
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系合金を例外ではなく、強度を高め
るためにMg、Zn含有量を増加すると、母材およ
び溶接部の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、
母材（板および形材）の板厚方向を除けば応力腐
蝕割れ発生の可能性はなくなつたが、溶接部につ
いては、溶接条件および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、溶接部に発生する応力が大き
く、溶接部の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％、Mg0.5〜3.0wt％、
Ti0.005〜0.20wt％、B0.0005〜0.05wt％、Cu0.03
〜0.5wt％、Ag0.5〜1.0wt％（0.5wt％は含まず）
を含有し、かつ、Mn0.05〜0.50wt％、Cr0.05〜
0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％、V0.01〜0.15wt％、
Mo0.01〜0.15wt％のうちから選んだ少なくとも
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1500μ以下に微細化した鋳塊
を、400〜550℃の温度で１〜24時間の均質化処理
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80μ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、本発明者は先に溶接性および溶接部の耐
応力腐蝕割れ性が優れたAl―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、応力腐蝕割れが引張応力に起因するため、
結晶粒界に加わる応力、即ち、結晶粒の形状に大
きく影響され、そして、溶接部近傍は溶接時の熱
影響によつて再結晶組織となり、伸長粒の母材に
比べ結晶粒界に加わる応力配分が大きくなり、さ
らに、加熱急冷により素材状態での過時効処理に
よる耐応力腐蝕割れ性向上の効果がなくなり、こ
のようなことから耐応力腐蝕割れ性が劣化する。 しかして、Cu、Ag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。しかし、Cu、Agの単独の含有でも耐応力
腐蝕割れ性が向上するが実用上充分な効果な得ら
れず、また、含有量が増加すると溶接性や耐蝕性
が劣化するようになるので含有量を増加して耐応
力腐蝕割れ性を向上させることは難かしい。従つ
て、Cu、Agの２種を同時に適量含有させること
によつて、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り耐応力腐蝕割れ性
を著しく向上させることができる。 また、Al―Zn―Mg系合金は、Mg、Zn含有量
が増加すると結晶界粒の析出物が多くなり溶融温
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こ
り易くなるが、鋳塊の結晶粒径を1500μ以下に微
細化し、400〜550℃の温度で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合金の製造法について説明す
る。 先ず、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0.5wt％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0.5〜3.0wt％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。 Cu、Agはこの２種を同時に含有させることに
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、Ag0.5wt％未満では同
時に重複含有させてもこのような効果はなく、ま
た、Cu0.5wt％、Ag1.0wt％を越えて含有される
と効果が飽和し、また、溶接割れが起り易くな
る。よつて、Cu含有量は0.03〜0.5wt％、Ag含有
量は0.5〜1.0wt％（0.5wt％は含まない。）とす
る。 Mn、Cr、Zr、Ｖ、Mo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、V0.01wt％未満、Mo0.01wt％未満ではこ
の効果はなく、また、Mn0.50wt％、Cr0.40wt
％、Zr0.25wt％、V0.15wt％、Mo0.15wt％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0.05〜0.50wt％、Cr
含有量は0.05〜0.40wt％、Zr含有量は0.05〜
0.25wt％、V0.01〜0.15wt％、Mo0.01〜0.15wt％
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。 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結晶粒径は
Ti、Ｂの含有により1500μ以下に微細化するので
あり、結晶粒径が1500μ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。 次に熱処理について説明する。 上記の鋳塊を400〜550℃の温度で１〜24時間の
均質化処理を行なうのであるが、400℃未満の温
度は、Mn、Cr、Zr、Ｖ、Mo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、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）の熱間加工後溶体化・焼入れを行なうこと
により、Mn、Cr、Zr、Ｖ、MoとAlの化合物が
再結晶粒の成長を阻止して微細なフアイバー組織
となり、結果的に短径と長径の比を１：５以上と
し、かつ、短径の長さを80μ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 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。 (2) 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、25mm
ｔ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】
【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の平行断
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／
lNaCl―36g／lK2Cr2O7―30g／lCrO3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 第２表における溶接部の耐応力腐蝕割れ性：４
と同じ試片の突合せ溶接材を用い、添付図面に示
すように、ピン５を有する支持金具３を溶接ビー
ド２のある板材１を支持する３点支持法にて15
Kg／mm2の応力を加えた。 試験条件 100℃の3g／lNaCl―36g／lCrO3―30g／
lK2Cr2O7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、本発明に係る
製造法の条件により製造した板材は、比較条件に
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。
１ 結晶粒径：板および形材の長手方向の平行断
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／
lNaCl―36g／lK2Cr2O7―30g／lCrO3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 第２表における溶接部の耐応力腐蝕割れ性：４
と同じ試片の突合せ溶接材を用い、添付図面に示
すように、ピン５を有する支持金具３を溶接ビー
ド２のある板材１を支持する３点支持法にて15
Kg／mm2の応力を加えた。 試験条件 100℃の3g／lNaCl―36g／lCrO3―30g／
lK2Cr2O7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、本発明に係る
製造法の条件により製造した板材は、比較条件に
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。
添付図面は溶接部の耐応力腐蝕割れ性の試験法
を示す概略図である。 １〜板材、２〜溶接ビード、３〜支持金具、４
〜割れ発生部、５〜ピン。
を示す概略図である。 １〜板材、２〜溶接ビード、３〜支持金具、４
〜割れ発生部、５〜ピン。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Zn3.0〜8.0wt％、Mg0.5〜3.0wt％、 Ti0.005〜0.20wt％、B0.0005〜0.05wt％、 Cu0.03〜0.5wt％、Ag0.5〜1.0wt％（0.5wt％
は含まず）を含有し、かつ、Mn0.05〜0.50wt％、
Cr0.05〜0.40wt％、Zr0.05〜0.25wt％、V0.01〜
0.15wt％、Mo0.01〜0.15wt％のうちから選んだ
少なくとも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1500μ以下に微細
化した鋳塊を、400〜550℃の温度で１〜24時間の
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80μ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 |
|---|---|---|---|
| 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 JPS605862A (ja) | 1985-01-12 |
| JPS6360821B2 true 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) |
Families Citing this family (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 |
| JPH0716452Y2 (ja) * | 1987-08-05 | 1995-04-19 | 東洋インキ製造株式会社 | 感熱転写材 |
| 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 |
| JP5725492B2 (ja) * | 2010-05-18 | 2015-05-27 | アイシン軽金属株式会社 | 高強度７０００系アルミニウム合金押出材 |
| CN111663091B (zh) * | 2019-03-08 | 2021-12-10 | 南京理工大学 | 一种提高工业纯铜耐腐蚀性能的方法 |
-
1983
- 1983-06-24 JP JP11386183A patent/JPS605862A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS605862A (ja) | 1985-01-12 |
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