JPH03140433A - 耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金 - Google Patents
耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金Info
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- JPH03140433A JPH03140433A JP27871589A JP27871589A JPH03140433A JP H03140433 A JPH03140433 A JP H03140433A JP 27871589 A JP27871589 A JP 27871589A JP 27871589 A JP27871589 A JP 27871589A JP H03140433 A JPH03140433 A JP H03140433A
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
この発明は高強度と高耐食性を有するAl合金に関する
。
。
[従来技術]
現在の7075合金や7050合金は、40〜50 k
g r/rar12レベルの高強度A、17合金であり
、航空用材料や構造材料として広く用いられているが、
この合金よりもさらに強度の高い材料が望まれている。
g r/rar12レベルの高強度A、17合金であり
、航空用材料や構造材料として広く用いられているが、
この合金よりもさらに強度の高い材料が望まれている。
しかるに、一般に高強度材料になればなるほど応力腐食
割れ(以下SCCと略称する)感受性が高くなるために
、現状では63 kg f’/m+s 2以上の合金は
、溶製法ではほとんど得られていない。
割れ(以下SCCと略称する)感受性が高くなるために
、現状では63 kg f’/m+s 2以上の合金は
、溶製法ではほとんど得られていない。
耐SCC性を改善する方法としては、T73゜T76処
理に代表される過時効処理があるが、これは強度を著し
く低下させる欠点がある。また、高強度材になるとT7
処理を施しても十分に耐SCC性が改善されない。従っ
て高強度を有する合金を得るためには、耐SCC性をさ
らに改善する必要がある。
理に代表される過時効処理があるが、これは強度を著し
く低下させる欠点がある。また、高強度材になるとT7
処理を施しても十分に耐SCC性が改善されない。従っ
て高強度を有する合金を得るためには、耐SCC性をさ
らに改善する必要がある。
耐SCC性を改善することを目的とした合金として、F
e、Si成分の低減を行った7475合金がある。しか
し、この合金もFe、Si量は0.15vt%程度まで
しか低減していないために、7075合金に比較して耐
SCC性が向上しているものの、強度は60 kg f
/mm 2以上出すことができない。また、その他の合
金においても不純物成分であるFe、Siの低減はO,
1wt%程度までであり、それ以上の低減を試みた例は
みられない。
e、Si成分の低減を行った7475合金がある。しか
し、この合金もFe、Si量は0.15vt%程度まで
しか低減していないために、7075合金に比較して耐
SCC性が向上しているものの、強度は60 kg f
/mm 2以上出すことができない。また、その他の合
金においても不純物成分であるFe、Siの低減はO,
1wt%程度までであり、それ以上の低減を試みた例は
みられない。
さらに、強度を向上させるために耐SCC性を向上させ
ることに着目し、Zn量と不純物量とのバランスと強度
や耐食性との関係を明らかにした例もみられない。
ることに着目し、Zn量と不純物量とのバランスと強度
や耐食性との関係を明らかにした例もみられない。
[発明が解決しようとする課題]
Al−Zn−Mg系合金では、熱処理によってη′相(
MgZn2)を微細析出させて強度を上げている。この
ため一般にはMgやZnの量が高いほど強度が上がるわ
けであるが、同時にT相(Al−Mg系化合物)を生じ
、著しるしく耐SCC性が劣化してしまう。このためZ
nやMg量をさほど高くできず、強度も60 kg r
/mra 2以下となっている。
MgZn2)を微細析出させて強度を上げている。この
ため一般にはMgやZnの量が高いほど強度が上がるわ
けであるが、同時にT相(Al−Mg系化合物)を生じ
、著しるしく耐SCC性が劣化してしまう。このためZ
nやMg量をさほど高くできず、強度も60 kg r
/mra 2以下となっている。
T相をできるかぎり抑制してη′相析出を促すためには
、Al−Zn−Mg状、聾図(第2図)において、高Z
n−低Mg領域([A1部)で溶製することが有効であ
り、7076合金等は、そのようなねらいのちとに製造
されている。しかしこの領域においてもT相は析出する
ために、Zn量も7%程度までしか増加できず、強度も
それほど高くできない。従って強度を上げるためには、
この[A]領領域おいてZn1iを高くできるように耐
SCC性をさらに改善することが、課題となる。
、Al−Zn−Mg状、聾図(第2図)において、高Z
n−低Mg領域([A1部)で溶製することが有効であ
り、7076合金等は、そのようなねらいのちとに製造
されている。しかしこの領域においてもT相は析出する
ために、Zn量も7%程度までしか増加できず、強度も
それほど高くできない。従って強度を上げるためには、
この[A]領領域おいてZn1iを高くできるように耐
SCC性をさらに改善することが、課題となる。
耐SCC性を改善する方法としてはT7処理に代表され
る熱処理がある。これはT相等の粒界析出物を凝集化さ
せることで粒界割れ型のSCCを改善するものであるが
、同時に粒界析出物η′相を粗大化させ強度を低下させ
る欠点がある。さらに7%以上Znを含むけ合金系では
、T7処理によるSCC改善効果も十分ではない。つま
りT7処理を行なうだけでは、63 kg 17mm
2以上の強度の材料は得られない。また、従来の研究に
おいては、A、9合金系の耐SCC性に与える析出物の
影響について、十分な知見がなく、耐SCC性の改善が
十分には行われていなかった。本発明合金は、透過電子
顕微鏡を用い、組織と耐SCC性との関係を体系的に検
討した結果から得たもので、従来に比べて耐SCC性を
大幅に改善することで、高い強度の材料を得ることので
きる耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金を提供す
ることを目的とする。
る熱処理がある。これはT相等の粒界析出物を凝集化さ
せることで粒界割れ型のSCCを改善するものであるが
、同時に粒界析出物η′相を粗大化させ強度を低下させ
る欠点がある。さらに7%以上Znを含むけ合金系では
、T7処理によるSCC改善効果も十分ではない。つま
りT7処理を行なうだけでは、63 kg 17mm
2以上の強度の材料は得られない。また、従来の研究に
おいては、A、9合金系の耐SCC性に与える析出物の
影響について、十分な知見がなく、耐SCC性の改善が
十分には行われていなかった。本発明合金は、透過電子
顕微鏡を用い、組織と耐SCC性との関係を体系的に検
討した結果から得たもので、従来に比べて耐SCC性を
大幅に改善することで、高い強度の材料を得ることので
きる耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金を提供す
ることを目的とする。
[技術的課題を解決する手段及び作用]本発明に係る耐
食性にすぐれた高強度アルミニウム合金は、重量%で、
Cu;1〜2%、Mg;2.1〜3.5%、Si及びF
eをS i ; 0.09%以下。
食性にすぐれた高強度アルミニウム合金は、重量%で、
Cu;1〜2%、Mg;2.1〜3.5%、Si及びF
eをS i ; 0.09%以下。
F e ; 0.07以下、かつsi+Fe;0.14
%以下、Z n ; 7.2〜11.2%かつZ n
; 12.5%−32(S i +F e)%以下と
し、Ti;0.1%以下。
%以下、Z n ; 7.2〜11.2%かつZ n
; 12.5%−32(S i +F e)%以下と
し、Ti;0.1%以下。
Mn;0.3%以下、及びZ r ; O,L〜0.
35%とCr;0.1〜0.35%のうちの1種又は2
柾を含み、残部が実質的にA、il+からなる耐食性に
すぐれた高強度アルミニウム合金である。
35%とCr;0.1〜0.35%のうちの1種又は2
柾を含み、残部が実質的にA、il+からなる耐食性に
すぐれた高強度アルミニウム合金である。
すなわち、Al−Z n −M g系合金では、粒界割
れ型のSCCを生じるが、T相が析出している状態では
感受性がさらに高い。しかし、SCC感受性に関しては
、T相ばかりでなく、凝固過程に生じた共晶化合物の効
果も大きい。これら共晶化合物はそれ自体は水溶液中に
溶出したりしないが、粒界部に対してカソードとして働
き、ミクロ電池作用により水素脆化型割れや、粒界溶出
型割れ(APC型)を生じさせる。従って、アノードと
なるT相や粒界部の改善ばかりでなく、カソード部分の
改善も重要となる。本発明は、このカーソード部分とな
る共晶化合物を極力抑制することで、粒界のSCC感受
性が多少あってもSCCを生じさせないアルミニウム合
金である。
れ型のSCCを生じるが、T相が析出している状態では
感受性がさらに高い。しかし、SCC感受性に関しては
、T相ばかりでなく、凝固過程に生じた共晶化合物の効
果も大きい。これら共晶化合物はそれ自体は水溶液中に
溶出したりしないが、粒界部に対してカソードとして働
き、ミクロ電池作用により水素脆化型割れや、粒界溶出
型割れ(APC型)を生じさせる。従って、アノードと
なるT相や粒界部の改善ばかりでなく、カソード部分の
改善も重要となる。本発明は、このカーソード部分とな
る共晶化合物を極力抑制することで、粒界のSCC感受
性が多少あってもSCCを生じさせないアルミニウム合
金である。
すなわち本発明合金は、ApフCr2Fe、 α(A
J FeS i)、Mg25 i、(F e、Mn。
J FeS i)、Mg25 i、(F e、Mn。
Cn)Al6相などの共晶化合物を生じさせないように
するために、FeS0.07wt%、SiS2.09v
t%、Fe+Si≦0.14F e 、の範囲となるよ
うにSiの含有量を低減させている。従来の7475.
7050.7150合金におけるFeSiの低減のレベ
ル(F e、 S i z O,lvt%)では、高
Zn含有量のアルミニウム合金材ではほとんど上記目的
を達成することが出来ない。
するために、FeS0.07wt%、SiS2.09v
t%、Fe+Si≦0.14F e 、の範囲となるよ
うにSiの含有量を低減させている。従来の7475.
7050.7150合金におけるFeSiの低減のレベ
ル(F e、 S i z O,lvt%)では、高
Zn含有量のアルミニウム合金材ではほとんど上記目的
を達成することが出来ない。
さらに、本発明者は、成分と耐食性について体系的に検
討することによって、Zn量は、(Fe+、Si)量と
の関係において、 Zn≦[12,5−32(S i +Fe) ] wt
% (1)に限定することにより、SCCを生じること
がないことを、見出すに到った。Znff1が多いほど
合金の最大強度圧が増加するが、SCCの観点から上記
(1)式に従って合金設計を行う必要がある。
討することによって、Zn量は、(Fe+、Si)量と
の関係において、 Zn≦[12,5−32(S i +Fe) ] wt
% (1)に限定することにより、SCCを生じること
がないことを、見出すに到った。Znff1が多いほど
合金の最大強度圧が増加するが、SCCの観点から上記
(1)式に従って合金設計を行う必要がある。
本発明は高強度かつ高耐食A、Q合金に関するものであ
り、以下、添加合金の成分の添加理由及び添加量の限定
理由について述べる。
り、以下、添加合金の成分の添加理由及び添加量の限定
理由について述べる。
Cuは強度を上げるために重要な元素であるが、添加量
が多いと耐食性を劣化させるため、1〜2vt%に限定
する。
が多いと耐食性を劣化させるため、1〜2vt%に限定
する。
Mgは強度を増加させる元素であり、2.1vt%以下
では十分な効果は得られず、また添加量が多すぎるとT
相を生じ、SCCを生じるこのため2.1〜3.5wt
%に限定する。
では十分な効果は得られず、また添加量が多すぎるとT
相を生じ、SCCを生じるこのため2.1〜3.5wt
%に限定する。
FeおよびSiは機械的特性と耐食性を劣化させる元素
であり、本発明合金のような高強度材では、先に述べた
ようにFe≦0.07wt%、St≦0.09wt%に
する必要があり、、Si十Fe≦0.14wt%とする
。
であり、本発明合金のような高強度材では、先に述べた
ようにFe≦0.07wt%、St≦0.09wt%に
する必要があり、、Si十Fe≦0.14wt%とする
。
Znは強度を増加させるための最も重要な元素であり、
含有量が7,2νt%未満では十分な強度が得ることが
できず、また11.2wt%を超えて含有するとSCC
が発生しやすくなるため7.2〜11.2wt%に限定
する。また先に述べたように、Znは、(Fe+Si)
量とに関係があり、Zn≦[12,532(Si+Fe
)]vt%である必要がある。
含有量が7,2νt%未満では十分な強度が得ることが
できず、また11.2wt%を超えて含有するとSCC
が発生しやすくなるため7.2〜11.2wt%に限定
する。また先に述べたように、Znは、(Fe+Si)
量とに関係があり、Zn≦[12,532(Si+Fe
)]vt%である必要がある。
この式に示された範囲よりZnの添加量が多いとSCC
を生じてしまうため、不適切である。
を生じてしまうため、不適切である。
Tiは結晶微細化剤として働き、強度向上に有効である
が、0.1wt%を越えると、耐食性が劣化するので0
.1νt%以下とする。なお、Ti添加量の下限値につ
いては、強度の向上のため0.02wt%とすることが
望ましい。
が、0.1wt%を越えると、耐食性が劣化するので0
.1νt%以下とする。なお、Ti添加量の下限値につ
いては、強度の向上のため0.02wt%とすることが
望ましい。
Mnは、合金の再結晶を抑制し、耐SCC性向上に有効
であるが、0.3vt%を越えて添加すると、化合物を
生じ、耐食性を劣化するため、0.3wt%以下に限定
する。Mnの添加量の下限値については耐SCC性の向
上のため0,01νt%とすることが望ましい。
であるが、0.3vt%を越えて添加すると、化合物を
生じ、耐食性を劣化するため、0.3wt%以下に限定
する。Mnの添加量の下限値については耐SCC性の向
上のため0,01νt%とすることが望ましい。
Zr、Crは耐SCC性を向上させるために有効である
。Zr、Crは0.1wt%未満では添加の効果は見ら
れず、0.35wt%を越えると化合物を生じて耐SC
C性が劣化するため、Z r : 0.lO〜0.35
wt%と、 Cr : 0.10〜0.35wt%の1
種または2種を含むことを限定する。
。Zr、Crは0.1wt%未満では添加の効果は見ら
れず、0.35wt%を越えると化合物を生じて耐SC
C性が劣化するため、Z r : 0.lO〜0.35
wt%と、 Cr : 0.10〜0.35wt%の1
種または2種を含むことを限定する。
(実施例)
次ぎに本発明の実施例に基づいて説明する。
〈実施例1〉
Cu ; L、6〜1.8%、 Mg、 2.2
〜.2.4%。
〜.2.4%。
T i ; 0,04〜0.06%、 M n ; 0
.25〜0.27%、Cr;0.15〜0.18%を含
み、Znを7.2%から11.5%。
.25〜0.27%、Cr;0.15〜0.18%を含
み、Znを7.2%から11.5%。
Si+Feを0.03%から0.18%までに調整した
Al合金を溶製し鋳塊とした。
Al合金を溶製し鋳塊とした。
これに均質化処理(450〜b
〜48hr)を施した後に、熱間鍛造(400〜450
℃、圧下比2以上)を行って板厚20mmとし、次いで
溶体化処理(450〜b 3hr)、さらにT7時効処理(120℃X5hr−+
175℃X5hr)を施し、供試材とした。
℃、圧下比2以上)を行って板厚20mmとし、次いで
溶体化処理(450〜b 3hr)、さらにT7時効処理(120℃X5hr−+
175℃X5hr)を施し、供試材とした。
耐SCC性はJISH8711のSCC試験法で評価し
た。
た。
C形試験片に0.2%耐力の応力を負荷し、3.5%N
aCj7溶液中に連続浸漬し、1ケ月までの割れ発生を
観察し、判定した。
aCj7溶液中に連続浸漬し、1ケ月までの割れ発生を
観察し、判定した。
第1図に試験結果をまとめて示した。第1図から、Zn
;7.2%〜8,0%では、F e十S iが0.14
%以下で30日間割れの発生は認められない。
;7.2%〜8,0%では、F e十S iが0.14
%以下で30日間割れの発生は認められない。
Fe+Siが0.14%を越えると10日〜25日間で
割れの発生が認められる。
割れの発生が認められる。
またZnが8,0%を越えると、30日間以上割れの発
生が認められない条件はSi十Feに依存することが分
る。
生が認められない条件はSi十Feに依存することが分
る。
Znが12.5−32 (F e + S i )%以
下で30日間割れの発生は認められない。
下で30日間割れの発生は認められない。
またZnが12.5−32 (F e−8i )を越え
ると15日〜25日間で割れが発生する。
ると15日〜25日間で割れが発生する。
〈実施例2〉
第1表に示す本発明合金及び比較合金を溶製し、実施例
1と同様の処理を施し、腐蝕試験及び引張り試験を行っ
た。
1と同様の処理を施し、腐蝕試験及び引張り試験を行っ
た。
腐蝕試験は実施例1と同様の方法で行い割れ発生が1ケ
月以上の場合をO印、1ケ月未満の場合をX印に示した
。
月以上の場合をO印、1ケ月未満の場合をX印に示した
。
尚、強度は120關g (平行部20 mmg×61φ
)の試験片で行い、最大引張り強さ(TS)で求めた。
)の試験片で行い、最大引張り強さ(TS)で求めた。
以上の結果を第1表に示す。
本発明合金は十分な強度(63kgr/mu2)以上を
有し、3,5%NaC,17溶液中でSCCによる割れ
が生じない。
有し、3,5%NaC,17溶液中でSCCによる割れ
が生じない。
比較合金21.22はそれぞれFe、SiQが大きすぎ
るためにSCCを生じた例である。
るためにSCCを生じた例である。
比較合金23,24.25は(Fe+Si)量が大きす
ぎるためにSCCを生じた例である。
ぎるためにSCCを生じた例である。
比較合金26,27.28.29はZn量が大きすぎる
ためにSCCを生じた例である。(28゜29はZn
> [12,5−32(S i +F e) ]となっ
ている。) 比較合金30,31,32,33.34はZn量が小さ
すぎるために十分な強度が得られなかった例である。
ためにSCCを生じた例である。(28゜29はZn
> [12,5−32(S i +F e) ]となっ
ている。) 比較合金30,31,32,33.34はZn量が小さ
すぎるために十分な強度が得られなかった例である。
比較合金35,36.37はそれぞれ、Zr。
Cr、Mrlffiが大きすぎるためにSCCを生じた
例である。
例である。
比較合金38.39はそれぞれ2.、Cr量が小さすぎ
るためにSCCを生じた例である。
るためにSCCを生じた例である。
比較合金40.41はそれぞれCu、Mgff1か大き
すぎるためにSCCを生じた例である。
すぎるためにSCCを生じた例である。
比較合金42.43はそれぞれCu、Mgff1か小さ
すぎるために十分な強度が得られなかった例である。
すぎるために十分な強度が得られなかった例である。
上記第1表で、比較合金のうち条件外れのものを*で表
示した。
示した。
また強度について、○は63 kg f / mm 2
以上、×は63 kg f / mm 2未満を示す。
以上、×は63 kg f / mm 2未満を示す。
t7jJ S CC性について、Oは割れない、×は割
れる(1ケ月)を示す。
れる(1ケ月)を示す。
[発明の効果]
以上のように本発明合金は、従来の7050 a金のT
7熱処理を施すことにより、63 kg f / mm
2以上の強度(TS)を有し、かつ十分な耐SCC性
か1)られる。
7熱処理を施すことにより、63 kg f / mm
2以上の強度(TS)を有し、かつ十分な耐SCC性
か1)られる。
第1図はSi+Fe(%)、Z(%)と割れ発生との関
係を示す図、第2図はアルミニウム合金の状、1図であ
る。
係を示す図、第2図はアルミニウム合金の状、1図であ
る。
Claims (1)
- 重量%で、Cu;1〜2%、Mg;2.1〜3.5%、
Si及びFeをSi;0.09%以下、Fe:0.07
以下、かつSi+Fe;0.14%以下、Zn;7.2
〜11.2%かつZn;12.5%−32(Si+Fe
)%以下とし、Ti;0.1%以下、Mn;0.3%以
下、及びZr;0.1〜0.35%とCr;0.1〜0
.35%のうちの1種又は2種を含み、残部が実質的に
Alからなる耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27871589A JPH03140433A (ja) | 1989-10-27 | 1989-10-27 | 耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27871589A JPH03140433A (ja) | 1989-10-27 | 1989-10-27 | 耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03140433A true JPH03140433A (ja) | 1991-06-14 |
Family
ID=17601184
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27871589A Pending JPH03140433A (ja) | 1989-10-27 | 1989-10-27 | 耐食性にすぐれた高強度アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03140433A (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1989
- 1989-10-27 JP JP27871589A patent/JPH03140433A/ja active Pending
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