JPH08165539A - 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 - Google Patents
熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法Info
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- JPH08165539A JPH08165539A JP33212094A JP33212094A JPH08165539A JP H08165539 A JPH08165539 A JP H08165539A JP 33212094 A JP33212094 A JP 33212094A JP 33212094 A JP33212094 A JP 33212094A JP H08165539 A JPH08165539 A JP H08165539A
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Landscapes
- Extrusion Of Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐食性及び溶接性に優れ、高速熱間押出しが
可能な高強度アルミニウム押出し形材を得る。 【構成】 本アルミニウム押出し形材は、Mg:2.1
〜2.9%,Si:0.8〜1.5%,Cu:0.51
〜0.8%,Mn:0.3〜0.8%及びCr:0.0
5〜0.4%を含み、Fe:0.15%以下,Pb:
0.03%以下,Ti:0.006〜0.03%及び
B:0.0001〜0.005%に規制した組成を持
ち、高速で薄肉複雑形状の形材に押出される。押出し用
ブランクは、DC鋳造で得られた鋳塊を460〜540
℃で1〜10時間加熱する均質化処理を施した後、強制
空冷することにより用意される。押出しに際しては、3
50〜520℃に鋳塊を予熱し、プラテン出口で冷却速
度100℃/分以上で強制空冷又は水焼入れする。14
0〜200℃で1〜12時間加熱する人工時効処理を施
すとき、構造材として必要な強度が得られる。
可能な高強度アルミニウム押出し形材を得る。 【構成】 本アルミニウム押出し形材は、Mg:2.1
〜2.9%,Si:0.8〜1.5%,Cu:0.51
〜0.8%,Mn:0.3〜0.8%及びCr:0.0
5〜0.4%を含み、Fe:0.15%以下,Pb:
0.03%以下,Ti:0.006〜0.03%及び
B:0.0001〜0.005%に規制した組成を持
ち、高速で薄肉複雑形状の形材に押出される。押出し用
ブランクは、DC鋳造で得られた鋳塊を460〜540
℃で1〜10時間加熱する均質化処理を施した後、強制
空冷することにより用意される。押出しに際しては、3
50〜520℃に鋳塊を予熱し、プラテン出口で冷却速
度100℃/分以上で強制空冷又は水焼入れする。14
0〜200℃で1〜12時間加熱する人工時効処理を施
すとき、構造材として必要な強度が得られる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶,車両等の薄肉構
造材料として使用され、押出し性,耐食性に優れた高強
度アルミニウム押出し形材及びその製造方法に関する。
造材料として使用され、押出し性,耐食性に優れた高強
度アルミニウム押出し形材及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】5083,5086等のAl−Mg系合
金やAl−Mg−Mn系合金は、海水や大気中での耐食
性に優れており、熱処理を施さなくても高い強度を示す
ことから、各種設備,機器等の構造用材料として使用さ
れている。この系の合金は、溶接性が良好で、溶接割れ
欠陥が少ない。また、溶接後の強度、すなわち焼鈍状態
での耐力が大きい長所ももっている。Al−Mg系合
金,Al−Mg−Mn系合金等は、Mg含有量が多くな
るに従って強度が向上する反面、応力腐食割れや剥離腐
食が発生し易くなる。この点、特開平4−32534号
公報で紹介されているAl−Mg−Mn系合金において
は、FeとSiの含有量及び比率を規制し、且つCuを
添加することにより、耐溶接割れ性,耐応力腐食割れ性
等を改善している。
金やAl−Mg−Mn系合金は、海水や大気中での耐食
性に優れており、熱処理を施さなくても高い強度を示す
ことから、各種設備,機器等の構造用材料として使用さ
れている。この系の合金は、溶接性が良好で、溶接割れ
欠陥が少ない。また、溶接後の強度、すなわち焼鈍状態
での耐力が大きい長所ももっている。Al−Mg系合
金,Al−Mg−Mn系合金等は、Mg含有量が多くな
るに従って強度が向上する反面、応力腐食割れや剥離腐
食が発生し易くなる。この点、特開平4−32534号
公報で紹介されているAl−Mg−Mn系合金において
は、FeとSiの含有量及び比率を規制し、且つCuを
添加することにより、耐溶接割れ性,耐応力腐食割れ性
等を改善している。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来のAl−
Mg系又はAl−Mg−Mn系で十分な強度を確保しよ
うとすると、4重量%以上のMg含有量が必要である。
このように多量のMgが含まれると、熱間押出し性が劣
化し、中空材は勿論、厚みが3mm以下の中実薄肉形材
の製造も困難になる。押出し加工性は、5052,51
54,5454等の合金系にみられるようにMg含有量
の低減によって向上する。しかし、この系の合金は、強
度が不足し、5083のように構造材料として使用する
ことはできない。また、5083,5086,5056
等の合金系では、Mgの外にMn,Cr等の遷移金属を
多量に含んでいるため、押出し時に高い圧力が必要とな
り、しかも得られた押出し形材の表面にクラックが発生
し易い。
Mg系又はAl−Mg−Mn系で十分な強度を確保しよ
うとすると、4重量%以上のMg含有量が必要である。
このように多量のMgが含まれると、熱間押出し性が劣
化し、中空材は勿論、厚みが3mm以下の中実薄肉形材
の製造も困難になる。押出し加工性は、5052,51
54,5454等の合金系にみられるようにMg含有量
の低減によって向上する。しかし、この系の合金は、強
度が不足し、5083のように構造材料として使用する
ことはできない。また、5083,5086,5056
等の合金系では、Mgの外にMn,Cr等の遷移金属を
多量に含んでいるため、押出し時に高い圧力が必要とな
り、しかも得られた押出し形材の表面にクラックが発生
し易い。
【0004】5000系以外の合金としては、押出し加
工性に優れ、押出し後の空気焼入れによって強度を得る
6N01合金がある。6N01合金は、薄肉で複雑な形
状(ホーロー材)の押出しが可能であり、車両材等とし
て利用されている。しかし、5083,5086等の構
造用5000系合金に比較して、耐食性や溶接後の強度
が劣る。本発明は、このような問題を解消すべく案出さ
れたものであり、押出し性を向上させるためにMg含有
量を低く押さえた合金系においてSi,Cu等を添加す
ることにより、押出し後の人工時効処理で5083合金
に匹敵する強度を発現し、且つ押出し性,耐食性,溶接
性等に優れたアルミニウム合金押出し形材を得ることを
目的とする。
工性に優れ、押出し後の空気焼入れによって強度を得る
6N01合金がある。6N01合金は、薄肉で複雑な形
状(ホーロー材)の押出しが可能であり、車両材等とし
て利用されている。しかし、5083,5086等の構
造用5000系合金に比較して、耐食性や溶接後の強度
が劣る。本発明は、このような問題を解消すべく案出さ
れたものであり、押出し性を向上させるためにMg含有
量を低く押さえた合金系においてSi,Cu等を添加す
ることにより、押出し後の人工時効処理で5083合金
に匹敵する強度を発現し、且つ押出し性,耐食性,溶接
性等に優れたアルミニウム合金押出し形材を得ることを
目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明の熱処理型薄肉ア
ルミニウム押出し形材は、その目的を達成するため、M
g:2.1〜2.9重量%,Si:0.8〜1.5重量
%,Cu:0.51〜0.8重量%,Mn:0.3〜
0.8重量%及びCr:0.05〜0.4重量%を含
み、Fe,Pb,Ti及びBをそれぞれFe:0.15
重量%以下,Pb:0.03重量%以下,Ti:0.0
06〜0.03重量%及びB:0.0001〜0.00
5重量%に規制したことを特徴とする。この押出し形材
は、アルミニウム合金溶湯をDC鋳造し、得られた鋳塊
を460〜540℃で1〜10時間加熱する均質化処理
を施した後、強制空冷し、350〜520℃に鋳塊を予
熱し、熱間で押し出し、プラテン出口で冷却速度100
℃/分以上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質
元素を固溶させ、次いで140〜200℃で1〜12時
間加熱する人工時効処理を施し、室温まで空冷すること
により製造される。
ルミニウム押出し形材は、その目的を達成するため、M
g:2.1〜2.9重量%,Si:0.8〜1.5重量
%,Cu:0.51〜0.8重量%,Mn:0.3〜
0.8重量%及びCr:0.05〜0.4重量%を含
み、Fe,Pb,Ti及びBをそれぞれFe:0.15
重量%以下,Pb:0.03重量%以下,Ti:0.0
06〜0.03重量%及びB:0.0001〜0.00
5重量%に規制したことを特徴とする。この押出し形材
は、アルミニウム合金溶湯をDC鋳造し、得られた鋳塊
を460〜540℃で1〜10時間加熱する均質化処理
を施した後、強制空冷し、350〜520℃に鋳塊を予
熱し、熱間で押し出し、プラテン出口で冷却速度100
℃/分以上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質
元素を固溶させ、次いで140〜200℃で1〜12時
間加熱する人工時効処理を施し、室温まで空冷すること
により製造される。
【0006】
【作用】船舶のデッキ材を始めとする構造材には、アル
ミニウム合金の軽量性を活かし、肉厚2mm以下で40
0〜500mmの広幅材が望まれている。また、溶接個
所を省略又は節減し、剛体強度を向上させるため、リブ
付きの形状が要求される。このような形状をもつ構造材
を押出しで製造するためには、使用するアルミニウム合
金が従来にも増して押出し性に優れ、大きな押出し速度
で押出されることが必要になる。また、構造材としての
用途から熱処理後の耐力σ0.2 が180N/mm2 以上
で、耐食性に優れていることも要求される。本発明は、
これらの要求を満足する合金設計を確立したものであ
る。すなわち、従来の5000系合金に比較してMg含
有量を低減することにより、薄肉の押出しを可能にし
た。その結果、たとえば肉厚2mm及び幅450mmの
押出し形材を得る場合、従来の5083合金では押出し
速度が2m/分であったのに対し、本発明に従った合金
系では押出し速度を5m/分まで上げることができる。
この点、特開平4−32534号公報で紹介されている
Al−Mg−Mn系合金も、Mg含有量が多いため押出
し速度を大きく設定することができない。低いMg含有
量に伴った強度不足は、Si,Cu等の時効硬化で補償
することによって回復する。時効処理によって析出する
Mg2 Si,CuAl2 等によって、強度が向上し、構
造材として要求される耐力σ0.2 が180N/mm2 以
上となる。
ミニウム合金の軽量性を活かし、肉厚2mm以下で40
0〜500mmの広幅材が望まれている。また、溶接個
所を省略又は節減し、剛体強度を向上させるため、リブ
付きの形状が要求される。このような形状をもつ構造材
を押出しで製造するためには、使用するアルミニウム合
金が従来にも増して押出し性に優れ、大きな押出し速度
で押出されることが必要になる。また、構造材としての
用途から熱処理後の耐力σ0.2 が180N/mm2 以上
で、耐食性に優れていることも要求される。本発明は、
これらの要求を満足する合金設計を確立したものであ
る。すなわち、従来の5000系合金に比較してMg含
有量を低減することにより、薄肉の押出しを可能にし
た。その結果、たとえば肉厚2mm及び幅450mmの
押出し形材を得る場合、従来の5083合金では押出し
速度が2m/分であったのに対し、本発明に従った合金
系では押出し速度を5m/分まで上げることができる。
この点、特開平4−32534号公報で紹介されている
Al−Mg−Mn系合金も、Mg含有量が多いため押出
し速度を大きく設定することができない。低いMg含有
量に伴った強度不足は、Si,Cu等の時効硬化で補償
することによって回復する。時効処理によって析出する
Mg2 Si,CuAl2 等によって、強度が向上し、構
造材として要求される耐力σ0.2 が180N/mm2 以
上となる。
【0007】以下、本発明に従ったアルミ合金に含まれ
る合金元素や含有量等について説明する。 Mg:2.1〜2.9重量% 強度,延性及び耐食性の改善に有効な合金元素である。
Mg含有量が2.1重量%以上で、十分な強度及び耐食
性が得られる。しかし、2.9重量%を超えるMg含有
量では、押出し性が劣り、薄肉複雑形状の押出し形材が
得られない。 Si:0.8〜1.5重量% 時効処理時にMgと結合し、Mg2 Siとして析出する
ことにより合金の強度を向上させる。Mg2 Siの析出
硬化は、0.8重量%以上のSi含有量で顕著となり、
強度を有効に向上させる。しかし、1.5重量%を超え
る多量のSiが含まれると、Mg2 Si析出量の増加に
伴って固溶Mg量が減少し、耐食性が悪くなる。
る合金元素や含有量等について説明する。 Mg:2.1〜2.9重量% 強度,延性及び耐食性の改善に有効な合金元素である。
Mg含有量が2.1重量%以上で、十分な強度及び耐食
性が得られる。しかし、2.9重量%を超えるMg含有
量では、押出し性が劣り、薄肉複雑形状の押出し形材が
得られない。 Si:0.8〜1.5重量% 時効処理時にMgと結合し、Mg2 Siとして析出する
ことにより合金の強度を向上させる。Mg2 Siの析出
硬化は、0.8重量%以上のSi含有量で顕著となり、
強度を有効に向上させる。しかし、1.5重量%を超え
る多量のSiが含まれると、Mg2 Si析出量の増加に
伴って固溶Mg量が減少し、耐食性が悪くなる。
【0008】Cu:0.51〜0.8重量% 強度及び延性の改善に有効な合金元素である。また、M
g2 Siの時効硬化性を向上させると共に、Cu自体
も、CuAl2 ,Al−Cu系,Al−Mg−Cu系等
の析出物となって時効硬化性を高める。このようなCu
の作用は、0.51重量%以上の含有量で顕著になる。
しかし、0.8重量%を超える多量のCuが含まれる
と、Al−Mg−Cu系化合物が増加し、耐食性や押出
し性が悪くなる。たとえば、多量のCuを含むもので
は、粒界腐食が発生し易くなる。 Mn:0.3〜0.8重量% 押出し形材の組織を繊維状にして、強度及び耐食性を改
善する有効な合金元素であり、0.3重量%以上の含有
量でMnの作用が顕著になる。しかし、0.8重量%を
超えて多量のMnが含まれると、巨大な金属間化合物が
生成し、押出し性及び耐食性が劣化する。
g2 Siの時効硬化性を向上させると共に、Cu自体
も、CuAl2 ,Al−Cu系,Al−Mg−Cu系等
の析出物となって時効硬化性を高める。このようなCu
の作用は、0.51重量%以上の含有量で顕著になる。
しかし、0.8重量%を超える多量のCuが含まれる
と、Al−Mg−Cu系化合物が増加し、耐食性や押出
し性が悪くなる。たとえば、多量のCuを含むもので
は、粒界腐食が発生し易くなる。 Mn:0.3〜0.8重量% 押出し形材の組織を繊維状にして、強度及び耐食性を改
善する有効な合金元素であり、0.3重量%以上の含有
量でMnの作用が顕著になる。しかし、0.8重量%を
超えて多量のMnが含まれると、巨大な金属間化合物が
生成し、押出し性及び耐食性が劣化する。
【0009】Cr:0.05〜0.4重量% Mnと同様に押出し形材の組織を繊維状にし、強度及び
耐食性を改善する有効な合金元素である。Crは、0.
05重量%以上の含有量で顕著な効果を発揮する。しか
し、0.4重量%を超える多量のCr含有量では、巨大
な金属間化合物が生成し、押出し性及び耐食性が劣化す
る。 Fe:0.15重量%以下 不純物として混入する元素であり、FeAl3 ,Al−
Fe−Si系等の化合物を晶出させ、耐食性を劣化させ
る。この点、Fe含有量を極力低く抑える必要があり、
本発明ではFe含有量の上限を0.15重量%に規制し
た。 Pb:0.03重量%以下 不純物として混入してくる元素であり、粒界腐食,応力
腐食割れ等の原因となる。そこで、本発明においては、
Pb含有量の上限を0.03重量%に規制した。
耐食性を改善する有効な合金元素である。Crは、0.
05重量%以上の含有量で顕著な効果を発揮する。しか
し、0.4重量%を超える多量のCr含有量では、巨大
な金属間化合物が生成し、押出し性及び耐食性が劣化す
る。 Fe:0.15重量%以下 不純物として混入する元素であり、FeAl3 ,Al−
Fe−Si系等の化合物を晶出させ、耐食性を劣化させ
る。この点、Fe含有量を極力低く抑える必要があり、
本発明ではFe含有量の上限を0.15重量%に規制し
た。 Pb:0.03重量%以下 不純物として混入してくる元素であり、粒界腐食,応力
腐食割れ等の原因となる。そこで、本発明においては、
Pb含有量の上限を0.03重量%に規制した。
【0010】Ti:0.006〜0.03重量% 鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤として添加され
る。結晶粒を微細化させる上から、0.006重量%以
上のTi添加が必要である。しかし、0.03重量%を
超える多量のTiを添加すると、巨大なTiAl3 ,T
iB2 を生じ、形材の表面を劣化させる。また、金型損
傷に原因にもなる。 B:0.0001〜0.005重量% Tiと同様に鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤と
して添加される。結晶粒を微細化させる上から、0.0
001重量%以上のB添加が必要である。しかし、0.
005重量%を超える多量のBを添加すると、巨大なT
iB2 及びAl−B系化合物を形成し、金型損傷や形材
欠陥を生じる。また、Tiとの複合添加により、Ti−
B系化合物を形成して鋳塊の組織を微細化し、DC鋳造
時の割れを防止し、鋳塊生産性を高めると共に押出し材
の品質を向上させる効果を呈する。
る。結晶粒を微細化させる上から、0.006重量%以
上のTi添加が必要である。しかし、0.03重量%を
超える多量のTiを添加すると、巨大なTiAl3 ,T
iB2 を生じ、形材の表面を劣化させる。また、金型損
傷に原因にもなる。 B:0.0001〜0.005重量% Tiと同様に鋳造割れ防止のために、結晶粒微細化剤と
して添加される。結晶粒を微細化させる上から、0.0
001重量%以上のB添加が必要である。しかし、0.
005重量%を超える多量のBを添加すると、巨大なT
iB2 及びAl−B系化合物を形成し、金型損傷や形材
欠陥を生じる。また、Tiとの複合添加により、Ti−
B系化合物を形成して鋳塊の組織を微細化し、DC鋳造
時の割れを防止し、鋳塊生産性を高めると共に押出し材
の品質を向上させる効果を呈する。
【0011】DC鋳造 DC鋳造法は、ビレット等の鋳塊を製造する方法として
大量生産に適すると共に、水冷鋳型を通過した溶湯が直
接水冷されることにより、鋳塊組織のセルサイズ,結晶
粒,化合物等が微細化され、製品の品質を向上させる。 均質化処理:460〜540℃で1〜10時間加熱 DC鋳造によって得られた鋳塊に晶出している各種金属
間化合物を十分に固溶させ、また微細化させるため、均
質化処理を施す。加熱温度460℃以上及び加熱時間1
時間以上で、Al−Mg系,MgSi2 等の晶出物が完
全に固溶し、均質な組織を持つ材料が得られる。しか
し、540℃を超える加熱温度では、バーニングが粒界
に発生し易くなる。また、鋳造組織は10時間以内で十
分に均質化され、それ以上の長時間をかけて加熱しても
それに見合った効果が得られない。均質化処理されたア
ルミニウム合金は、固溶した元素が析出しないように強
制空冷される。
大量生産に適すると共に、水冷鋳型を通過した溶湯が直
接水冷されることにより、鋳塊組織のセルサイズ,結晶
粒,化合物等が微細化され、製品の品質を向上させる。 均質化処理:460〜540℃で1〜10時間加熱 DC鋳造によって得られた鋳塊に晶出している各種金属
間化合物を十分に固溶させ、また微細化させるため、均
質化処理を施す。加熱温度460℃以上及び加熱時間1
時間以上で、Al−Mg系,MgSi2 等の晶出物が完
全に固溶し、均質な組織を持つ材料が得られる。しか
し、540℃を超える加熱温度では、バーニングが粒界
に発生し易くなる。また、鋳造組織は10時間以内で十
分に均質化され、それ以上の長時間をかけて加熱しても
それに見合った効果が得られない。均質化処理されたア
ルミニウム合金は、固溶した元素が析出しないように強
制空冷される。
【0012】熱間押出し時の予熱温度:350〜520
℃ 押出し時の鋳塊加熱温度は、低温で押出し可能であれ
ば、低いほど好ましい。しかし、生産性及び押出し中に
化合物を固溶させるため、350℃以上が必要である。
また、局部溶融に起因した割れが押出し中に発生するこ
とを防止するため、520℃以下が好ましい。 熱間押出し後の冷却:冷却速度100℃/分以上で強制
空冷又は水焼入れ 押出された形材は、溶質元素が十分に固溶したままの状
態を常温まで保持させるため、熱間押出し後に強制空冷
又は水焼入れによって冷却速度100℃/分以上で急冷
される。冷却速度が100℃/分以上であると、溶質元
素は析出することなく、常温まで固溶状態に維持され
る。
℃ 押出し時の鋳塊加熱温度は、低温で押出し可能であれ
ば、低いほど好ましい。しかし、生産性及び押出し中に
化合物を固溶させるため、350℃以上が必要である。
また、局部溶融に起因した割れが押出し中に発生するこ
とを防止するため、520℃以下が好ましい。 熱間押出し後の冷却:冷却速度100℃/分以上で強制
空冷又は水焼入れ 押出された形材は、溶質元素が十分に固溶したままの状
態を常温まで保持させるため、熱間押出し後に強制空冷
又は水焼入れによって冷却速度100℃/分以上で急冷
される。冷却速度が100℃/分以上であると、溶質元
素は析出することなく、常温まで固溶状態に維持され
る。
【0013】人工時効処理:140〜200℃で1〜1
2時間加熱 溶質元素が固溶したアルミニウム合金に、140〜20
0℃で1〜12時間加熱する人工時効を施すとき、溶質
元素はMg2 Si,AlCu2 等の金属間化合物として
析出し、材料強度が向上する。金属間化合物は、140
℃以上の加熱温度及び1時間以上の加熱時間で析出が促
進される。しかし、200℃を超える加熱温度では、強
化に有効なMgSi2 ,AlCu2 等の析出物が粗大化
し易く、過時効となって強度低下を引き起こす。また、
12時間を超えて加熱しても、析出硬化による材質改善
効果は飽和し、却って熱消費量が増加する。
2時間加熱 溶質元素が固溶したアルミニウム合金に、140〜20
0℃で1〜12時間加熱する人工時効を施すとき、溶質
元素はMg2 Si,AlCu2 等の金属間化合物として
析出し、材料強度が向上する。金属間化合物は、140
℃以上の加熱温度及び1時間以上の加熱時間で析出が促
進される。しかし、200℃を超える加熱温度では、強
化に有効なMgSi2 ,AlCu2 等の析出物が粗大化
し易く、過時効となって強度低下を引き起こす。また、
12時間を超えて加熱しても、析出硬化による材質改善
効果は飽和し、却って熱消費量が増加する。
【0014】
【実施例】各種アルミニウム合金をDC鋳造し、直径6
00mmのビレットを得た。各ビレットを分析した結果
を、比較例と共に表1に示す。
00mmのビレットを得た。各ビレットを分析した結果
を、比較例と共に表1に示す。
【0015】
【表1】
【0016】個々のビレットに均質化処理を施した後、
強制空冷した。そして、ビレットから押出し用ブランク
を切り出した。各ブランクを予熱した後、コンテナに収
容して熱間で押し出した。このとき、コンテナ及び押出
しダイス共に460℃に保持した。そして、押出し速度
5m/分で図1に示す形材形状に押出し、押出しダイス
の端部に当るプラテン出口で強制空冷した。得られた押
出し形材を、人工時効処理した後、室温まで空冷した。
均質化処理から人工時効処理までの処理条件を表2に示
す。なお、合金番号13の比較例では、6000系合金
に対して通常施されている加熱条件を採用した。また、
押出し形材は、図1に示すように最も薄い部分の肉厚が
2mm,幅が450mmで、幅に比較して肉厚が極めて
小さく、しかも複数のリブが一体化された複雑形状であ
る。このような形状の形材を押し出す場合、通常、押出
し性の良好な6000系等の合金でも、10m/分程度
の高速になると、左右両端にムシレが生じたり、形状が
悪化する。また、従来の5000系合金では、5052
系においても左右両端で割れ及びダイス孔での詰り等の
欠陥が発生し易い。
強制空冷した。そして、ビレットから押出し用ブランク
を切り出した。各ブランクを予熱した後、コンテナに収
容して熱間で押し出した。このとき、コンテナ及び押出
しダイス共に460℃に保持した。そして、押出し速度
5m/分で図1に示す形材形状に押出し、押出しダイス
の端部に当るプラテン出口で強制空冷した。得られた押
出し形材を、人工時効処理した後、室温まで空冷した。
均質化処理から人工時効処理までの処理条件を表2に示
す。なお、合金番号13の比較例では、6000系合金
に対して通常施されている加熱条件を採用した。また、
押出し形材は、図1に示すように最も薄い部分の肉厚が
2mm,幅が450mmで、幅に比較して肉厚が極めて
小さく、しかも複数のリブが一体化された複雑形状であ
る。このような形状の形材を押し出す場合、通常、押出
し性の良好な6000系等の合金でも、10m/分程度
の高速になると、左右両端にムシレが生じたり、形状が
悪化する。また、従来の5000系合金では、5052
系においても左右両端で割れ及びダイス孔での詰り等の
欠陥が発生し易い。
【0017】
【表2】
【0018】人工時効処理した各合金材料から試験片を
切り出し、引張り試験に供した。試験結果を示す表3に
みられるように、本発明に従った実施例1〜4の合金
は、非熱処理型の5083合金(合金番号11)に匹敵
する0.2%耐力を示し、構造材として必要とされる強
度を持っていることが判る。
切り出し、引張り試験に供した。試験結果を示す表3に
みられるように、本発明に従った実施例1〜4の合金
は、非熱処理型の5083合金(合金番号11)に匹敵
する0.2%耐力を示し、構造材として必要とされる強
度を持っていることが判る。
【0019】
【表3】
【0020】次いで、得られた各押出し形材について、
押出し性,溶接性及び耐食性を調査した。調査結果を表
4に示す。押出し性は、押出し速度5m/分で押し出さ
れた押出し形材の表面性状や内部欠陥に基づいて判定
し、欠陥がなく非常に良好な表面性状を呈したものを
◎,欠陥の発生なく押出されたものを○,コーナー部に
クラックが発生したものを三角,押出しができなかった
ものを×として4段階評価した。溶接性は、押出し形材
の切断部を突き合わせてMIG溶接し、溶接部の強度を
測定することにより判定した。そして、T5 強度に対し
て90%以上の溶接強度をもつものを◎,80%以上を
○,70%以上を△として評価した。なお、溶接部の欠
陥発生について、溶接部にマイクロクラックが発生した
ものを△,目視で割れがみられるものを×として評価し
た。耐食性は、酢酸でpH≒3に調整した35%NaC
l水溶液に10分間した後で50分間の乾燥を繰り返す
サイクルを7日間継続し、粒界に発生したピットの平均
深さによって判定した。そして、ピット深さが平均10
0μm以下のものを◎,平均100〜500μmのもの
を○,平均500μm以上のものを×として3段階評価
した。
押出し性,溶接性及び耐食性を調査した。調査結果を表
4に示す。押出し性は、押出し速度5m/分で押し出さ
れた押出し形材の表面性状や内部欠陥に基づいて判定
し、欠陥がなく非常に良好な表面性状を呈したものを
◎,欠陥の発生なく押出されたものを○,コーナー部に
クラックが発生したものを三角,押出しができなかった
ものを×として4段階評価した。溶接性は、押出し形材
の切断部を突き合わせてMIG溶接し、溶接部の強度を
測定することにより判定した。そして、T5 強度に対し
て90%以上の溶接強度をもつものを◎,80%以上を
○,70%以上を△として評価した。なお、溶接部の欠
陥発生について、溶接部にマイクロクラックが発生した
ものを△,目視で割れがみられるものを×として評価し
た。耐食性は、酢酸でpH≒3に調整した35%NaC
l水溶液に10分間した後で50分間の乾燥を繰り返す
サイクルを7日間継続し、粒界に発生したピットの平均
深さによって判定した。そして、ピット深さが平均10
0μm以下のものを◎,平均100〜500μmのもの
を○,平均500μm以上のものを×として3段階評価
した。
【0021】
【表4】
【0022】表4から明らかなように、本発明に従った
実施例1〜4の合金は、押出し性,溶接性及び耐食性の
何れも良好な結果を示している。これに対し、合金番号
5,6,9〜13の比較例では、押出し性,溶接性及び
耐食性の何れかが劣っていた。合金番号7,8の比較例
は、押出し性,溶接性及び耐食性が良好であるものの、
表3に示されているように引張り強さ及び耐力が不足し
ており、構造材としての使用に適さないものであった。
実施例1〜4の合金は、押出し性,溶接性及び耐食性の
何れも良好な結果を示している。これに対し、合金番号
5,6,9〜13の比較例では、押出し性,溶接性及び
耐食性の何れかが劣っていた。合金番号7,8の比較例
は、押出し性,溶接性及び耐食性が良好であるものの、
表3に示されているように引張り強さ及び耐力が不足し
ており、構造材としての使用に適さないものであった。
【0023】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム押出し形材は、Mg含有量を低減した合金系にお
いて合金成分の含有量を相関的に特定すると共に、不純
物として混入してくるFe,Pb等の上限を規制してい
る。これによって、良好な押出し性が確保されると共
に、高強度で溶接性及び耐食性に優れた押出し形材が得
られる。このようにして、本発明によって得られた押出
し形材は、船舶や車両等の構造材,陸上構造物,農耕用
部材等として広範な分野で使用される。
ニウム押出し形材は、Mg含有量を低減した合金系にお
いて合金成分の含有量を相関的に特定すると共に、不純
物として混入してくるFe,Pb等の上限を規制してい
る。これによって、良好な押出し性が確保されると共
に、高強度で溶接性及び耐食性に優れた押出し形材が得
られる。このようにして、本発明によって得られた押出
し形材は、船舶や車両等の構造材,陸上構造物,農耕用
部材等として広範な分野で使用される。
【図1】 実施例で製造した押出し形材の断面形状
【手続補正書】
【提出日】平成7年1月25日
【手続補正1】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0015
【補正方法】変更
【補正内容】
【0015】
【表1】
Claims (2)
- 【請求項1】 Mg:2.1〜2.9重量%,Si:
0.8〜1.5重量%,Cu:0.51〜0.8重量
%,Mn:0.3〜0.8重量%及びCr:0.05〜
0.4重量%を含み、Fe,Pb,Ti及びBをそれぞ
れFe:0.15重量%以下,Pb:0.03重量%以
下,Ti:0.006〜0.03重量%及びB:0.0
001〜0.005重量%に規制した押出し性に優れた
熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材。 - 【請求項2】 請求項1で特定される組成をもつアルミ
ニウム合金溶湯をDC鋳造し、得られた鋳塊を460〜
540℃で1〜10時間加熱する均質化処理を施した
後、強制空冷し、350〜520℃に鋳塊を予熱し、熱
間で押し出し、プラテン出口で冷却速度100℃/分以
上で強制空冷又は水焼入れすることにより溶質元素を固
溶させ、次いで140〜200℃で1〜12時間加熱す
る人工時効処理を施し、室温まで空冷する熱処理型薄肉
アルミニウム押出し形材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6332120A JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6332120A JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08165539A true JPH08165539A (ja) | 1996-06-25 |
JP3006446B2 JP3006446B2 (ja) | 2000-02-07 |
Family
ID=18251381
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6332120A Expired - Fee Related JP3006446B2 (ja) | 1994-12-12 | 1994-12-12 | 熱処理型薄肉アルミニウム押出し形材及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3006446B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1564308A1 (de) * | 2004-02-11 | 2005-08-17 | ALUMINIUM RHEINFELDEN GmbH | Gussbauteil aus einer Aluminiumlegierung |
CN103103370A (zh) * | 2012-12-11 | 2013-05-15 | 龙口市丛林铝材有限公司 | 用于刹车片铝合金型材生产工艺 |
CN103706662A (zh) * | 2013-12-17 | 2014-04-09 | 芜湖万润机械有限责任公司 | 一种汽车用铝合金型材的制备方法 |
CN105369084A (zh) * | 2015-12-04 | 2016-03-02 | 北京工业大学 | 一种微量添加Er的高镁铝合金均匀化退火及挤压变形工艺 |
-
1994
- 1994-12-12 JP JP6332120A patent/JP3006446B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1564308A1 (de) * | 2004-02-11 | 2005-08-17 | ALUMINIUM RHEINFELDEN GmbH | Gussbauteil aus einer Aluminiumlegierung |
CN103103370A (zh) * | 2012-12-11 | 2013-05-15 | 龙口市丛林铝材有限公司 | 用于刹车片铝合金型材生产工艺 |
CN103706662A (zh) * | 2013-12-17 | 2014-04-09 | 芜湖万润机械有限责任公司 | 一种汽车用铝合金型材的制备方法 |
CN105369084A (zh) * | 2015-12-04 | 2016-03-02 | 北京工业大学 | 一种微量添加Er的高镁铝合金均匀化退火及挤压变形工艺 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP3006446B2 (ja) | 2000-02-07 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |