焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法
【专利摘要】本发明是既维持抗拉强度，焊接裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性又优异的焊接结构构件用铝合金锻造材，含有Mg：0.4～4.0质量％、Zn：3.5～7.0质量％、Cu：0.1～0.5质量％、超过Mn：0.3质量％并在0.8质量％以下、Ti：0.001～0.15质量％，还含有Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.25质量％之中至少一种以上，Si：限制在0.5质量％以下，Fe：限制在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，设ST方向的晶粒长度为G(ST)μm和LT方向的晶粒长度为G(LT)μm时，满足下式(1)和式(2)或式(1)和式(3)。50≤G(LT)≤500…(1)，(0.35×G(LT)+5)＜G(ST)≤(0.35×G(LT)+85)…(2)，G(ST)≤(0.35×G(LT)+5)…(3)。
【专利说明】焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及适用于焊接结构构件的铝合金锻造材及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 作为汽车、摩托车、铁路车辆、飞机等的运输车辆的结构构件，广泛使用的是高强 度，耐腐蚀性也优异的7000系铝合金材料。（以下，将"铝合金"记述为"A1合金"。）
[0003] 以7000系A1合金的代表性的合金、S卩7N01为基础的A1合金锻造材，经过如下工 序制造：以350?500°C的温度进行热锻后，以400?500°C的温度进行固溶化处理，其后不 进行自然时效处理，而是进行人工时效处理。
[0004] 但是，想要将7000系A1合金作为可以焊接的锻造材使用时，若与铁和5000系A1 合金相比，可知其是难以焊接的合金。即，7000系A1合金，若没有适当地选择其成分和制造 条件等，则容易发生焊接裂纹等的缺陷。
[0005] 针对这样的问题点，公开有几个先行技术。在专利文献1中，通过在铝合金板的焊 接后实施固溶化处理、淬火处理、人工时效处理，从而实现焊接部和其周边母材的强度的均 匀化，防止应力腐蚀裂纹。在专利文献2中，通过使用具有特定的组成的铝合金，改善焊接 裂纹，使耐应力腐蚀裂纹性优异，利用焊接后的自然时效使焊接部的抗拉强度回归。
[0006] 【先行技术文献】
[0007] 【专利文献】
[0008] 【专利文献1】特开平9 - 125184号公报
[0009] 【专利文献2】特开2008 - 150653号公报
[0010] 但是，专利文献1所公开的方法中，是对于焊接后的结构体实施固溶化处理、淬火 处理、人工时效处理的工序，以实现强度的修正，在实用上制约性大。
[0011] 另外，专利文献2所公开的方法中，只规定了铝合金的组成，但根据制造条件，锻 造材的性能变动大，锻造材的性能的再现性差。
[0012] 如此，关于焊接时的裂纹，至今为止，在与组成和结晶结构等的要因的关系中，还 未进行充分的验证。
【发明内容】
[0013] 本发明鉴于上述这样的状况而形成。即，本发明的课题，是提供一种既维持抗拉 强度，焊接裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性又优异的焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方 法。
[0014] 因此，本
【发明者】们，对于7000系A1合金在焊接时发生裂纹的原因的查明及其对策 进行了锐意研究。
[0015] 在7000系A1合金中，认为进行自然时效处理会导致发生抗拉强度的降低。这是 由于，如果在淬火处理后进行人工时效处理，能够得到最高抗拉强度（峰值时效）的条件被 设定，因此若再进行自然时效处理，则为过时效处理，带来抗拉强度的降低。但是，本
【发明者】 们发现，主动进行过时效处理时，抗拉强度的降低的程度在允许范围，对于焊接时的裂纹的 改善有效这样没有预料到的效果。
[0016] 此外还得出如下等结论：为了实现抗拉强度和焊接性的并立，需要实现铝合金的 组成的最佳化，进行焊接前的铝合金锻造材的晶粒和金属间化合物与焊接时的裂纹密切相 关，通过在适当的范围管理制造条件而控制晶粒和金属间化合物的形态，可以抑制焊接时 的裂纹，从而达成本发明。
[0017] 另外，本
【发明者】们还发现，锻造后放冷的F材（未调质的）和固溶化处理，在淬火 后没有进行人工时效的T4材（固溶化处理后，使之进行自然时效的），在焊接时不会发生裂 纹。但是，为了得到高抗拉强度而以这些F材、T4材作为焊接构造材，则需要在焊接后进行 T6处理，需要大型炉，因此实用上有很大制约。
[0018] SP，本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，含有Mg :0. 4?4. 0质量％、Zn : 3. 5?7. 0质量％、Cu :0. 1?0. 5质量％、Μη :超过0. 3质量％并在0. 8质量％以下、Ti : 0. 001?0. 15质量％，还含有Cr :0. 1?0. 5质量％、Zr :0. 05?0. 25质量％之中至少一 种以上，Si :限制在0. 5质量％以下，Fe :限制在0. 5质量％以下，余量由A1和不可避免的 杂质构成。
[0019] 本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，设ST方向的晶粒长度 为G(ST) μπι和设LT方向的晶粒长度为G(LT) μπι时，还满足下式（1)和式（2)。
[0020] 50 彡 G(LT)彡 500... (1)
[0021] (0· 35 X G (LT) +5) < G (ST)彡（0· 35 X G (LT) +85)…（2)
[0022] 另外，本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，是上述组成，并 且，设ST方向的晶粒长度为G (ST) μ m和设LT方向的晶粒长度为G (LT) μ m时，满足下式 ⑴和式（3)。
[0023] 50 彡 G(LT)彡 500... (1)
[0024] G(ST)彡（0· 35XG(LT)+5)…（3)
[0025] 通过成为具有这一构成的铝合金锻造材，既可以维持抗拉强度，又可以成为焊接 裂纹难以发生，耐应力腐蚀裂纹性优异的铝合金锻造材。
[0026] 本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是上述的 焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，包括：铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；对 于所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；加热经过所述均质化热处理后的铸锭 的加热工序；对于所述加热的铸锭，以锻造结束温度180?450°C，（ST方向的压下率）> (LT方向的压下率一 10)，锻造比为3. 5?18的条件进行锻造而得到规定的形状的锻造材 的锻造工序；对于所述锻造材进行固溶化处理的固溶化处理工序；对于经过所述固溶化处 理后的锻造材进行淬火的淬火工序；对于经过所述淬火的锻造材进行常温时效处理的自然 时效处理工序；使经过所述自然时效处理后的锻造材处于过时效状态的人工时效处理工 序。
[0027] 另外，本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是上 述的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，进行如下工序：铸造所述铝合金的铸锭的 铸造工序；对于所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序；加热经过所述均质化热 处理后的铸锭的加热工序；对于所述加热的铸锭，以锻造结束温度180?450°C，（ST方向 的压下率）> (LT方向的压下率），锻造比为3. 5?18的条件进行锻造而得到规定的形状 的锻造材的锻造工序；对于所述锻造材进行由固溶化处理工序、淬火工序、自然时效处理工 序、人工时效处理工序构成的T6处理工序。
[0028] 利用包括这样的工序的制造方法，可以制造既维持抗拉强度，焊接裂纹又难以发 生，耐应力腐蚀裂纹性优异的铝合金锻造材。
[0029] 本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材，既维持抗拉强度，焊接裂纹性和耐应力 腐蚀裂纹性又优异。另外，通过使用本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，能 够容易地制造上述的焊接结构构件用铝合金锻造材。
【专利附图】
【附图说明】
[0030] 图1是表示本发明的第一焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的工序的流 程图。
[0031] 图2是铝合金锻造材的焊接后的模式图。
[0032] 图3(a)是用于说明铝合金锻造材的方向的示意图。（b)是模式化地放大维持铝合 金锻造材的内部的晶粒的情况的图。
[0033] 图4是从图3(b)的L方向观看时的铝合金锻造材的ST - LT面的放大剖面模式 图。
[0034] 图5是进一步放大图4的结晶晶界部分，表示金属间化合物的状况的放大剖面模 式图。图5(a)是以铝合金锻造材进行峰值时效时的基于TEM观察的模式图。图5(b)是以 图5 (a)相同的铝合金锻造材进行过时效处理时的基于TEM观察的模式图。
[0035] 图6是表示本发明的式⑴和式⑵的范围的图。
[0036] 图7是说明铝合金锻造材的焊接试验的方法的示意图。
[0037] 图8是说明晶粒的G(ST)和G(LT)的测量方法的LT 一 ST面的放大剖面模式图。
[0038] 图9是表示本发明的第二焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法的工序的流 程图。
[0039] 图10是表示本发明的式⑴和式（3)的范围的图。
[0040] 符号说明
[0041] S 本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法
[0042] S1 铸造工序
[0043] S2 均质化热处理工序
[0044] S3 加热工序
[0045] S4 锻造工序
[0046] S5 固溶化处理工序
[0047] S6 淬火工序
[0048] S7 自然时效处理工序
[0049] S8 人工时效处理工序
[0050] S9 T6处理工序
[0051] 1 铝合金锻造材
[0052] 2 焊接部
[0053] 3、5 焊接裂纹
[0054] 4 晶粒
[0055] 6 铝合金锻造材表面
[0056] 7 晶粒内的金属间化合物以外的部分
[0057] 8 晶粒内的晶内金属间化合物
[0058] 9 结晶晶界
[0059] 10 晶界金属间化合物
[0060] 11 焊接材（供试用试料）
[0061] 12 焊接材（7N01合金）
[0062] 13 手动TIG焊接形成的焊接部
【具体实施方式】
[0063] 以下，对于本发明的焊接结构构件用铝合金锻造材及其制造方法的实施方式详细 地说明。首先，对于构成本发明的焊接结构构件的铝合金进行说明。
[0064] 〔错合金〕
[0065] 本发明的焊接结构构件用铝合金，含有Mg :0. 4?4. 0质量％、Zn :3. 5?7. 0质 量％、Cu :0· 1?0· 5质量％、Μη :超过0· 3质量％并在0· 8质量％以下、Ti :0· 001?0· 15 质量％，还含有Cr :0. 1?0. 5质量％、Zr :0. 05?0. 25质量％之中至少一种以上，Si :限 制在0. 5质量％以下，Fe :限制在0. 5质量％以下，并且余量由A1和不可避免的杂质构成。 [0066] 以下，对于构成本发明的铝合金的各元素的含量进行说明。
[0067] (Mg :0· 4 ?4. 0 质量％ )
[0068] Mg具有使铝合金的抗拉强度提高的效果。若Mg的含量低于0. 4质量％，则这一 效果小。另一方面，若Mg的含量超过4.0质量％，则耐应力腐蚀裂纹性（耐SCC性）降低。 因此，Mg的含量为0. 4?4. 0质量％。Mg的含量优选为1. 0?2. 5质量％。
[0069] (Zn :3· 5 ?7. 0 质量 ％ )
[0070] Zn具有使铝合金的抗拉强度提高的效果。若Zn的含量低于3. 5质量％，则这一 效果小。另一方面，若Zn的含量超过7.0质量％，则耐应力腐蚀裂纹性（耐SCC性）降低。 因此，Zn的含量为3. 5?7. 0质量％。Zn的含量优选为4. 0?5. 5质量％。
[0071] (Cu :0· 1 ?0· 5 质量％ )
[0072] Cu具有使耐应力腐蚀裂纹性（耐SCC性）和抗拉强度提高的效果。若Cu的含量 低于〇. 1质量％，则不能充分得到该效果。另一方面，若Cu的含量超过0. 5质量％，则使焊 接裂纹发生的危险性产生。因此，Cu的含量为0. 1?0. 5质量％。Cu的含量优选为0. 15? 0. 3质量％。
[0073] (Μη :超过0· 3质量％并在0· 8质量％以下）
[0074] Μη具有使结晶组织微细化的效果。若Μη的含量在0. 3质量％以下，则不能充分取 得这一效果。另一方面，若Μη的含量超过0. 8质量％，则粗大的金属间化合物产生，因此韧 性降低，在焊接时裂纹容易进展。因此，Μη的含量为超过0. 3质量％并在0. 8质量％以下。 Μη的含量优选为0. 4?0. 6质量％。
[0075] (Ti :0· 001 ?0· 15 质量％ )
[0076] Ti具有使铸造后的晶粒微细化的效果。若Ti的含量超过0. 10质量％，则其效果 饱和，若超过〇. 15质量％，则容易形成粗大的金属间化合物，因此韧性降低，焊接时裂纹容 易进展。另一方面，若Ti含量低于0.001质量％，则得不到上述的微细化效果。因此，Ti的 含量为0. 001?0. 15质量％。Ti的含量优选为0. 005?0. 05质量％。
[0077] (Cr :0· 1 ?0· 5 质量％ )
[0078] Cr在铸造工序和热处理工序中，作为微细的化合物析出，具有抑制晶粒生长的效 果。若Cr的含量低于0.1质量％，则不能充分取得这一效果。另一方面，若Cr的含量超过 0.5质量％，则作为初晶产生粗大的A1 - Cr系金属间化合物，因此韧性降低，焊接时裂纹容 易进展。因此，Cr的含量为0.1?0.5质量％以下。Cr的含量优选为0.15?0.3质量％。
[0079] (Zr :0· 05 ?0· 25 质量％ )
[0080] Zr有使A1合金的晶粒微细化，并且使之稳定化的效果。若Zr的含量低于0. 05 质量％，则不能充分获得这一效果。另一方面，若Zr的含量超过0.25质量％，则粗大的金 属间化合物产生，因此韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Zr的含量为0. 05?0. 25质 量％。Zr的含量优选为0. 1?0. 2质量％。
[0081] 本发明的焊接结构构件用铝合金，这些Cr和Zr也可以在不可避免的杂质的水平 下含有，但为了使结晶组织微细化，在添加 Cr和Zr之中的至少一种以上时，需要在上述的 规定的范围内含有。
[0082] (Si :0· 5 质量％ 以下）
[0083] Si通常作为基体金属杂混入到铝合金中，在铸造工序等中，使铸锭中产生A1 - Fe - Si系金属间化合物。若Si的含量超过0.5质量％，则粗大的A1 - Fe - Si系金属间 化合物容易在铸锭中产生，韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Si的含量为0. 5质量％ 以下。Si的含量优选为0.3质量％以下。
[0084] (Fe :0· 5 质量％ 以下）
[0085] Fe也通常作为基体金属杂质混入铝合金中，在铸造工序等中，使铸锭中产生A1 - Fe系金属间化合物。若Fe的含量超过0.5质量％，则粗大的A1 - Fe系金属间化合物容 易在铸锭中产生，韧性降低，焊接时裂纹容易进展。因此，Fe的含量为0.5质量％以下。Fe 的含量优选为〇. 3质量％以下。
[0086] (不可避免的杂质）
[0087] 作为不可避免的杂质，能够设想有B、C、Hf、Na等的元素，但无论哪种元素，都允许 在不阻碍本发明的特征的水平下含有。具体来说，这些不可避免的杂质的元素，需要每种元 素各自的含量分别为0. 05质量％以下，合计含量为0. 15质量％以下。
[0088] 〔结晶结构〕
[0089] 其次，对于本发明的实施方式的焊接结构构件用铝合金锻造材的结晶结构进行说 明。
[0090] 本发明的特征在于，使焊接前的铝合金锻造材的结晶结构为特定的构造。基于图 2?图5,说明焊接前的铝合金锻造材的结晶结构。
[0091] 如图2所不，7000系A1合金的错合金锻造材1，若观察在相对于L方向为直角方 向上直线性地进行电弧焊时的焊接后的状态，则在焊接部2的两侧的表面发生焊接裂纹3。 因此，本
【发明者】们为了查明焊接裂纹发生的原因，观察焊接裂纹部邻域的晶粒的形态。
[0092] 在此，如图3(a)所示，进行锻造等的塑性加工时，与金属流动而连续成形的金属 流平行的方向为L方向，厚度方向为ST方向，与L方向和ST方向垂直的方向为LT方向。
[0093] 观察的结果，如图3(b)所示可知，锻造的铝合金锻造材1中的晶粒4,为沿着作为 铝合金流动的方向的L方向而很长地延伸的形状，以横切沿着L方向很长地延伸的晶粒4 的方式，在LT方向或ST方向上实施焊接时焊接裂纹发生。
[0094] 另外，如图4所示，可知晶粒4为截面扁平的形状。此外可知，焊接时的裂纹5,在 其结晶晶界发生，从表面6沿着结晶晶界延伸。
[0095] 图5是进一步放大图4的结晶晶界部分的基于--Μ观察的模式图。在晶粒内，存 在晶粒内的金属间化合物以外的部分7和无数小的晶粒内的晶内金属间化合物8。另外，沿 着结晶晶界9存在晶界金属间化合物10。一般来说，晶界金属间化合物10的粒径比晶内金 属间化合物8大。在此所谓金属间化合物，具体来说，是指Zn 2Mg等的Zn - Mg系金属间化 合物等。
[0096] 图5(a)是以铝合金锻造材进行峰值时效时的基于TEM观察的模式图，表示结晶晶 界和晶粒内的金属间化合物的状态。图5(b)是以图5(a)相同的铝合金锻造材进行过时效 处理时的基于TEM观察的模式图，表示结晶晶界和晶粒内的金属间化合物的状态。
[0097] 若比较图5(a)的现有品和图5(b)的本发明品，在图5(b)中，与图5(a)比较，晶 内金属间化合物8的大小较大，数量较少。同样，晶界金属间化合物10的大小较大，数量较 少。
[0098] 关于这些现象，有如下考虑。
[0099] 通过进行时效处理，作为低熔点的Zn - Mg系金属间化合物在晶粒内和结晶晶界 析出。这时，存在于结晶晶界的晶界金属间化合物10比晶内金属间化合物8生长得大。对 于具有这样的微观构造的铝合金锻造材进行焊接时，因为晶内金属间化合物8小，所以发 生再固溶，而溶入晶粒内。另一方面，因为晶界金属间化合物10大，所以在结晶晶界9熔融， 在晶粒间形成间隙。
[0100] 在此，若由于焊接带来的热应力和原材的应变等而承受拉伸应力，则该结晶晶界9 的熔融部分容易脱离结合，发生裂纹（参照图4)。
[0101] 但是，通过进行使人工时效处理比峰值时效时间更长（或，比峰值时效温度更高） 的过时效处理，成为相当于图5(b)的构造时，可知裂纹难以发生。关于这一点的考虑是，在 图5(b)中，晶界金属间化合物10的尺寸本身变大，焊接时容易熔融，但是因为晶界金属间 化合物10的间隔宽，所以即使承受拉伸应力，裂纹的发生、传播也受到抑制，因此难以变成 裂纹。这也证明在锻造后放冷的晶界金属间化合物的间隔宽的F材（未进行调质的）为何 不会发生裂纹。
[0102] 接着，本
【发明者】们注目于晶粒的大小与焊接裂纹的关系加以研究。设ST方向的 晶粒长度为G (ST) μ m，设LT方向的晶粒长度为G (LT) μ m，横轴取G (LT)，纵轴取G (ST)，对 于以各种制造条件制造的铝合金锻造材中存在的晶粒进行绘制时，发现满足下式（1)和式 (2)的范围的实验例没有发生焊接裂纹。
[0103] 50 彡 G(LT)彡 500... (1)
[0104] (0· 35XG(LT)+5) < G(ST)彡（0· 35XG(LT)+85)…（2)
[0105] G(LT)超过500μπι时，因为晶粒大，所以耐SCC性变差。另一方面，G(LT)低于 50 μ m时，锻造的加工度显著变高，有再结晶带来的晶粒粗大化在一部分的部位发生的可能 性，该部位的抗拉强度的降低和不能抑制焊接裂纹的可能性变高。
[0106] 另外，G(ST)低于（0. 35XG(LT)+5)时，在T6条件中，也是对于焊接裂纹性、耐SCC 性没有问题的范围。此外，G(ST)超过（0. 35XG(LT)+85)时，没有焊接裂纹的抑制效果。
[0107] 图6中，后述的实施例以
【权利要求】
1. 一种焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，由铝合金构成，所述铝合金含有 Mg :0· 4?4. 0质量％、Zn :3· 5?7. 0质量％、Cu :0· 1?0· 5质量％、Mn :超过0· 3质量％并 在0. 8质量％以下、Ti :0. 001?0. 15质量％，还含有Cr :0. 1?0. 5质量％和Zr :0. 05? 0. 25质量％中的至少一种以上的元素，将Si限制在0. 5质量％以下，将Fe限制在0. 5质 量％以下，余量由A1和不可避免的杂质构成， 其中，在设ST方向的晶粒长度为G(ST) μπι和LT方向的晶粒长度为G(LT) μπι时，满足 下式⑴和式（2)， 50. G(LT) ^ 500- (1) (0.35XG(LT)+5) <G(ST)彡（0.35XG(LT)+85>..(2)。
2. -种焊接结构构件用铝合金锻造材，其特征在于，由铝合金构成，所述铝合金含有 Mg :0· 4?4. 0质量％、Zn :3· 5?7. 0质量％、Cu :0· 1?0· 5质量％、Mn :超过0· 3质量％并 在0. 8质量％以下、Ti :0. 001?0. 15质量％，还含有Cr :0. 1?0. 5质量％和Zr :0. 05? 0. 25质量％中的至少一种以上的元素，将Si限制在0. 5质量％以下，将Fe限制在0. 5质 量％以下，余量由A1和不可避免的杂质构成， 其中，在设ST方向的晶粒长度为G(ST) μπι和LT方向的晶粒长度为G(LT) μπι时，满足 下式⑴和式（3)， 50. G(LT) ^ 500- (1) G(ST)彡（0.35XG(LT)+5)...(3)。
3. -种焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求1所述的 焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其中，包括： 铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序； 对所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序； 对所述均质化热处理后的铸锭进行加热的加热工序； 将所述被加热的铸锭，以锻造结束温度为180?450°C，（(ST方向的压下率）> (LT方 向的压下率一 10))，锻造比为3. 5?18的条件进行锻造，得到规定的形状的锻造材的锻造 工序； 对所述锻造材进行固溶化处理的固溶化处理工序； 对所述固溶化处理后的锻造材进行淬火的淬火工序； 对所述淬火后的锻造材进行常温时效处理的自然时效处理工序； 使所述自然时效处理后的锻造材处于过时效状态的人工时效处理工序。
4. 一种焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求2所述的 焊接结构构件用铝合金锻造材的制造方法，其中，包括： 铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序； 对所述铸锭进行均质化热处理的均质化热处理工序； 对所述均质化热处理后的铸锭进行加热的加热工序； 将所述加热的铸锭，以锻造结束温度为180?450°C，（(ST方向的压下率）> (LT方向 的压下率）），锻造比为3. 5?18的条件进行锻造而得到规定的形状的锻造材的锻造工序； 对所述锻造材进行由固溶化处理工序、淬火工序、自然时效处理工序、人工时效处理工 序构成的T6处理工序。
【文档编号】C22C21/10GK104250696SQ201410244840
【公开日】2014年12月31日 申请日期:2014年6月4日 优先权日:2013年6月25日
【发明者】堀雅是, 中井学, 武林庆树 申请人:株式会社神户制钢所