JP2006199978A

JP2006199978A - 溶接構造用アルミニウム合金熱延板の製造方法

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Publication number: JP2006199978A
Application number: JP2005010036A
Authority: JP
Inventors: Sotaro Sekida; 宗太郎関田
Original assignee: Furukawa Sky KK
Current assignee: Furukawa Sky KK
Priority date: 2005-01-18
Filing date: 2005-01-18
Publication date: 2006-08-03
Anticipated expiration: 2025-01-18
Also published as: JP4452630B2

Abstract

【課題】ＪＩＳ５０８３系のＡｌ−Ｍｇ系合金からなる溶接構造用熱延板の製造方法として、従来の熱間圧延−焼なまし−引張矯正のプロセスで得られる熱延板と同程度以上の強度および平坦度を有する熱延板を確実かつ安定して得られるようにする。
【解決手段】Ｍｇ4.0〜4.9％、Ｍｎ0.4〜1.0％、Ｃｒ0.05〜0.25％、Ｔｉ0.005〜0.15％、Ｂ0.0001〜0.05％を含有し、かつＳｉ量が0.4％以下、Ｆｅ量が0.4％以下、Ｃｕ量が0.1％以下、Ｚｎ量が0.25％以下に規制され、残部が実質的にＡｌよりなるＡｌ合金の鋳塊に、５００〜５５０℃で１〜１５時間の均質化処理を施し、４５０℃以上で熱間圧延を開始し、その熱間圧延を、最終パス圧延時の圧下率が１０％以上、終了温度が３４０℃以上の条件で終了させ、直ちに３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、これにより平坦度が、いずれの方向でも長さ２０００mm当り７mm以下の熱延板を得る。
【選択図】なし

Description

この発明は、液化天然ガス（以下“ＬＮＧ”と記す）の輸送用あるいは貯蔵用のタンク、その他各種車輌や船舶などの溶接構造物に使用されるＡｌ−Ｍｇ系合金熱延板の製造方法に関し、特に省エネルギを図って低コストで強度と平坦度が優れたＪＩＳ５０８３系合金熱延板を製造する方法に関するものである。

周知のようにＡｌ−Ｍｇ系合金、特にＪＩＳ５０８３系合金は、溶接性、耐食性、低温特性などが優れているため、熱間圧延上がりの板厚のままの熱延板（通常はいわゆる厚板）として、ＬＮＧ輸送用のタンクや、ＬＮＧ貯蔵用のタンク、その他各種車輌や船舶等の溶接構造物に、従来から広く使用されている。

このような溶接構造物用のＪＩＳ５０８３系合金熱延板は、ＬＮＧ輸送用タンク用材料の場合を例にとれば、補助部材としては１０ｍｍ程度の板厚、球殻部材としては２５〜７０ｍｍ程度の板厚、赤道部材としては１８０ｍｍ程度の板厚のものが使用されるのが通常であるが、いずれの板厚の熱延板を製造するにあたっても、従来は、熱間圧延後に３４０℃程度の温度での焼なまし処理を施した後、平坦度の確保のために引張矯正を行ない、その後にソー切断して製品板としている。なおＪＩＳＨ０００１の解説によれば、上記の熱間圧延後の焼なまし処理の温度としては、３４５℃が推奨され、焼なまし処理の保持時間および冷却速度は特に規定されていない。

上述のように従来のＪＩＳ５０８３系合金の溶接構造用熱延板の製造にあたっては、熱間圧延後に焼なまし処理を行ない、さらにその後に引張矯正を行なうのが必須とされている。ここで、熱間圧延後の焼なまし処理は、従来一般には溶接構造物に必要な強度を得るために必要と考えられており、またその後の引張矯正は、焼なまし処理後の板として、常に安定して平坦度の良好な製品板を得るために必須と考えられていたのである。

しかしながら、焼なまし処理には多大な熱エネルギを要すると同時に、長い時間と大きな設備を必要とし、そのため焼なまし処理を行なうことによるコストを無視できず、また生産性向上に対する制約も大きかったのが実情である。また引張矯正も、熱エネルギこそ不要であるが、高価な設備を要すると同時に、処理に時間を要するため、これもコスト、生産性の点で問題がある。

ここで熱延板の製造方法としては、熱間圧延終了温度を、一般的にこの種の合金の熱延板に必要とされる標準的な焼なまし処理温度（前述のように３４０〜３４５℃程度；以下これを標準的な焼なまし処理温度と記す）以上の温度とすることにより、焼なまし処理を省略することも考えられる。

しかしながら、製品の板厚、長さにもよるが、熱間圧延終了温度が標準的な焼なまし処理温度よりも高かったり、逆に低かったり、また熱間圧延終了時の熱延板の平坦度が良好であったり、逆に悪かったり、さらには熱間圧延終了後の冷却過程で平坦度が悪化したりすることなどから、熱間圧延を確実に標準的な焼なまし処理温度以上の温度で終了させて、焼なまし処理を施すことなく、平坦度が確実かつ安定して良好でしかも焼なまし処理を行なった場合と同等の強度を有する熱延板を得ることは、実操業上は困難と考えられており、そのため実際の量産的規模でのＪＩＳ５０８３系合金溶接構造用熱延板の製造では、全て焼なまし処理とその後の引張矯正が必須とされていたのである。

なおＡｌ−Ｍｇ系合金からなる熱延板（厚板）の製造方法として、熱間圧延後の焼なまし処理を省いた方法としては、特許文献１に記載される方法が既に提案されている。この特許文献１に示されるＡｌ−Ｍｇ系合金厚板の製造方法のうち、請求項１に係る方法は、Ｍｇ２〜６ｗｔ％を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金を、厚さ６〜４０ｍｍの板材に加工する熱間圧延において、最終圧延時の材料温度が２５０〜３５０℃となるように、熱間圧延開始前と熱間圧延の途中のいずれか一方又は双方で強制的に冷却し、最終圧延時の圧下率を４０％以下とすることを特徴としており、また請求項２に係る方法は、同じくＭｇ２〜６ｗｔ％を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金を、厚さ６〜４０ｍｍの板材に加工する熱間圧延において、最終圧延時の材料温度を３５０〜４５０℃、圧下率を４０％以下とし、最終圧延終了後３０秒以内に３５０℃以下まで強制的に冷却することを特徴としている。

しかるにこのような特許文献１の請求項１に係る方法では、熱間圧延終了温度が２５０〜３５０℃であって、標準的な焼なまし処理温度より低めの温度領域がほとんどであるため、従来の通常の方法に従って熱間圧延後に焼なまし処理を施した場合よりも強度が低下してしまうおそれがあり、一方請求項２に係る方法では、熱間圧延終了温度が３５０〜４５０℃と標準的な焼なまし処理温度より高めであるため、従来の一般的な方法に従って熱間圧延後に焼なまし処理を行なった場合と同等の強度は得られるものの、強制冷却により平坦度が悪化するため、その後に引張矯正を施さざる得なかったのである。したがって結局特許文献１の方法でも、従来の一般的な方法に従って熱間圧延後に焼なまし処理を施した場合と同等の強度を得ると同時に平坦化のための引張矯正を不要とすることは、実際上は困難であったのである。

特開昭６３−８９６４８号公報

この発明は、Ａｌ−Ｍｇ系合金、特にＪＩＳ５０８３系合金を用いた溶接構造用熱延板の製造方法として、前述のような従来の一般的な熱間圧延−焼なまし処理−引張矯正の工程による製造方法で得られる熱延板と同程度以上の強度および平坦度を有する熱延板を、焼なまし処理および引張矯正処理を省いた工程により確実かつ安定して得られるようにし、溶接構造用材料として優れた性能を有する熱延板を量産的規模で省エネルギ、低コストで製造し得るような方法を提供することを目的とするものである。

前述のような課題を解決すべく本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ系合金における成分組成を適切に選択するばかりでなく、熱間圧延条件、特に最終パス圧延時の圧下率および熱間圧延終了温度を適切に定めると同時に、熱間圧延後の冷却条件を適切に制御することによって、焼なまし処理および引張矯正を省略した工程で強度が従来の一般的な方法で得られた熱延板と同等以上であってかつ平坦度も優れた熱延板が得られることを見出し、この発明をなすに至ったのである。

具体的には、請求項１の発明の溶接構図用アルミニウム合金合金板の製造方法は、Ｍｇ４．０〜４．９％、Ｍｎ０．４〜１．０％、Ｃｒ０．０５〜０．２５％、Ｔｉ０．００５〜０．１５％、Ｂ０．０００１〜０．０５％を含有し、かつＳｉ量が０．４％以下、Ｆｅ量が０．４％以下、Ｃｕ量が０．１％以下、Ｚｎ量が０．２５％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金の鋳塊に、５００〜５５０℃の範囲内の温度で１〜１５時間の均質化処理を施し、次いで４５０℃以上の温度で熱間圧延を開始し、その熱間圧延を、最終パス圧延時の圧下率が１０％以上、終了温度が３４０℃以上となるように終了させ、熱間圧延終了後直ちに３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で１５０℃以下に冷却し、これにより平坦度がいずれの方向でも長さ２０００ｍｍ当り７ｍｍ以下の熱延板を得ることを特徴とするものである。

この発明の方法によれば、ＪＩＳ５０８３系のＡｌ−Ｍｇ系合金からなる溶接構造用熱延板として、熱間圧延後の焼なまし処理および引張矯正を省いた省エネルギ・低コストの製造プロセスを適用しながらも、従来の一般的な熱間圧延−焼なまし処理−引張矯正を適用したプロセスによる場合と同等以上の強度と平坦度を有する熱延板を確実かつ安定して得ることができ、したがって溶接構造用材料の量産的規模での実際的な製造方法として、低コスト化と省エネルギを図ることが可能となる。

先ずこの発明の製造方法が適用されるアルミニウム合金の成分組成の限定理由を説明する。

Ｍｇ：
Ｍｇはこの発明で対象とする系の合金における基本的に重要な元素であって、Ａｌマトリックスに固溶して強度を向上させるために寄与する。Ｍｇ量が４．０％未満では充分な強度が得られず、一方Ｍｇ量が４．９％を越えれば、強度が高くなり過ぎて延性が低下する。したがってＭｇ量は４．０〜４．９％の範囲内とした。

Ｍｎ：
Ｍｎも強度向上に寄与し、また同時に耐食性低下防止に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．４％未満ではこれらの効果が小さく、一方１．０％をを越えればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が粗大化して延性を阻害する。したがってＭｎ量は０．４〜１．０％の範囲内とした。

Ｃｒ：
ＣｒはＭｎと同様に強度向上および耐食性低下防止に寄与する元素である。Ｃｒ量が０．０５％未満ではその効果が小さく、一方０．２５％を越えればＣｒ系巨大化合物が生成して伸びが低下する。したがってＣｒ量は０．０５〜０．２５％の範囲内とした。

Ｔｉ：
Ｔｉは鋳塊の結晶粒組織の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が期待できず、一方０．１５％を越えれば初晶ＴｉＡｌ₃が晶出して延性を阻害する。したがってＴｉ量は０．００５〜０．１５％の範囲内とした。

Ｂ：
ＢはＴｉと同時に複合添加することにより、溶接継手部の溶接金属部内の結晶粒を微細化して継手強度向上に寄与する元素である。Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果が得られず、一方０．０５％を越えればＴｉＢ₂化合物が生成されて、圧延により線状欠陥が発生するおそれがある。したがってＢ量は０．０００１〜０．０５％の範囲内とした。

Ｓｉ：
ＳｉはＡｌ地金やＡｌ合金スクラップ等から不可避的に混入する不純物元素であり、Ｓｉ量が多過ぎればＭｇ₂Ｓｉ化合物が増加して延性が低下する。したがってＳｉ量は０．４％以下に規制することとした。

Ｆｅ：
ＦｅはＳｉと同様にＡｌ地金やＡｌ合金スクラップ等から不可避的に混入する不純物元素であり、Ｆｅ量が多過ぎればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が粗大化して、強度や延性を阻害する。したがってＦｅ量は０．４％以下に規制することとした。

Ｃｕ、Ｚｎ：
ＣｕおよびＺｎはいずれもＡｌ合金スクラップ等から混入する不純物元素であり、いずれも多量に存在すれば耐食性が低下する。そこでＣｕ量は０．１％以下、Ｚｎ量は０．２５％以下に規制することとした。

以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび上記のＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｎ以外の不可避的不純物とすれば良い。

なお通常のＡｌ−Ｍｇ系合金では、溶湯酸化の防止のためにＢｅを添加することがあるが、この発明においてもＢｅを添加することは許容される。その場合のＢｅ量は、０．０００１％未満では効果がなく、０．０３％を越えれば効果が飽和して、それ以上添加することは無駄となる。したがってＢｅを添加する場合のＢｅ量は０．０００１〜０．０３％の範囲内とすることが望ましい。

次にこの発明の溶接構造用アルミニウム合金熱延板の製造方法について、工程順に説明する。

先ず前述のような成分組成のアルミニウム合金を常法によって溶製し、スラブに鋳造する。ここで、鋳造方法は特に限定されず、常法によって鋳造すれば良いが、一般にはＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を適用することが望ましい。

得られた鋳塊に対しては均質化処理（鋳塊均熱処理）を施す。この均質化処理の加熱温度が５００℃未満では充分な均質化効果が得られず、一方５５０℃を越えれば、共晶融解が発生するおそれがあるから、均質化処理温度は５００〜５５０℃の範囲内とした。また均質化処理における加熱保持時間が１時間未満では均質化効果が充分に得られず、一方１５時間を越える長時間の加熱は生産性を損なうだけであるから、１〜１５時間の範囲内とした。

均質化処理後は熱間圧延を施して所要の製品板厚とする。この熱間圧延においては、４５０℃以上の温度で圧延を開始し、最終パス圧延時における圧下率が１０％以上となるように圧延して、その熱間圧延を３４０℃以上、望ましくは３５０℃を越える温度で終了させ、熱間圧延終了後は直ちに３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する必要がある。これらの熱間圧延の諸条件について次に項分けして説明する。

熱間圧延開始温度：
熱間圧延終了温度を標準的な焼なまし処理温度以上に制御するために、この発明の方法では熱間圧延開始温度を４５０℃以上とする。但し、熱間圧延終了板厚が薄い場合には熱間圧延開始温度を高めに、熱間圧延終了板厚が厚い場合には熱間圧延開始温度を低めに設定する等の配慮を行なうことが望ましい。また熱間圧延は、均質化処理後に鋳塊を再加熱することなく直ちに４５０℃以上で開始しても良く、あるいは均質化処理後に一旦室温まで冷却し、その後４５０℃以上に再加熱してから開始しても良い。さらに熱間圧延中の各パスのうち、最終パスの前までの各パスの圧下率は、それぞれ５０％程度以下と一般的な圧延方法と同様であれば良いが、最終パス圧延時の圧下率は次に説明するように平坦度に関係するため、特に１０％以上とする必要がある。

最終パス圧延時の圧下率：
最終圧延パスの圧下率が１０％未満であれば、製品板に小波ひずみ等が発生しやすくなって平坦度が悪化する。熱間圧延終了時に良好な平坦度を有する熱延板を得るためには、最終パス圧延時の圧下率を１０％以上とする必要がある。なお最終パス圧延時の圧下率の上限は特に規定しないが、通常は一般的な圧延方法と同様に５０％以下とすることが望ましい。

熱間圧延終了温度：
熱間圧延終了温度を、標準的な焼なまし処理温度である３４０℃以上の温度とすることにより、焼なまし処理材と同等な機械的性質を有する熱間圧延上り板を得ることができ、そのため焼なまし処理を省略することが可能となる。ここで、熱間圧延後の焼なまし処理を省略したプロセスで特に良好な機械的性質を得るためには、３５０℃を越える温度で熱間圧延を終了させることが望ましい。

熱間圧延終了後の冷却速度：
熱間圧延終了直後の状態では良好な平坦度を有していても、その後の冷却速度が速ければ平坦度は悪化してしまう。本発明者等の詳細な実験によれば、熱間圧延上り板として、従来の一般的な焼なまし処理−引張矯正を施した板と同程度に良好な平坦度を得るためには、熱間圧延終了後に３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で１５０℃以下まで冷却する必要があることが判明した。ここで、ＬＮＧ輸送船用タンク材やＬＮＧ貯蔵用タンク材については、幅方向・長さ方向ともに長さ２０００ｍｍ当り７ｍｍ以下の厳しい平坦度が要求されているが、最終パス圧延時の圧下率を１０％以上とし、かつその後の冷却速度を３５℃／ｈｒ以下として１５０℃以下まで冷却することにより、引張矯正を省略しても、上述のような厳しい平坦度の要求を充分に満足し得るのである。

表１の合金番号１〜１０に示す各合金を、常法にしたがって溶製し、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造して、種々のサイズのスラブ鋳塊を得た。得られた各鋳塊について、表２の製造工程符号Ａ〜Ｈに示す均質化処理−熱間圧延の各条件を組合せて適用し、表３に示す試料番号１Ａ〜１０Ｃの熱延板とした。

ここで各鋳塊のサイズは、表２の製造工程符号によって異なり、製造工程符号Ａの場合の鋳塊サイズは、厚さ４００ｍｍ×幅１１００ｍｍ×長さ２９４０ｍｍ、製造工程符号Ｂの場合の鋳塊サイズは、厚さ４００ｍｍ×幅１１００ｍｍ×長さ３５４０ｍｍ、製造工程符号Ｃの場合の鋳塊サイズは、厚さ４５０ｍｍ×幅１４００ｍｍ×長さ３５４０ｍｍ、製造工程符号Ｄの場合の鋳塊サイズは、厚さ５５０ｍｍ×幅１６５０ｍｍ×長さ３１４０ｍｍ、製造工程符号Ｅの場合の鋳塊サイズは、厚さ６５０ｍｍ×幅１２００ｍｍ×長さ４０００ｍｍ、製造工程符号Ｆ〜Ｈの場合の鋳塊サイズは、厚さ４５０ｍｍ×幅１４００ｍｍ×長さ３５４０ｍｍとし、それぞれの厚さ方向の両面を各々１５ｍｍ面削してから均質化処理に供した。

また製造工程符号Ａ〜ＤおよびＦ〜Ｈの場合は、鋳造時の幅方向を熱間圧延における圧延方向とし、製造工程符号Ｅの場合のみ、鋳造時の長さ方向を熱間圧延における圧延方向とした。

さらに製造工程符号Ａの場合についてのみ、熱間圧延最終パス直前の板厚約２０ｍｍの段階で、板長さを２分割し、分割された２枚の板について、順次直ちに最終パス圧延を行なって２枚取りとした。このとき、最終パス圧延終了温度（すなわち熱間圧延終了温度）は、１枚目のものよりも２枚目の方が低くなったが、この実施例では最終パス圧延２枚目のものについての条件を製造工程符号Ａとし、またその条件で得られた２枚目の熱延板について、後述する各試験・測定を行なった。

また熱間圧延終了後の冷却方法としては、製造工程符号Ａ〜Ｇの場合は、熱間圧延直後の板を直ちに毛布状保温材（グラスウール）で包んで放冷し、製造工程符号Ｈの場合はそのまま自然放冷し、それぞれ１２０℃まで冷却した。

以上のように、表１の合金番号１〜１０の各合金について、表２の製造工程符号Ａ〜Ｈに示す各プロセス条件を組合せて適用することにより得られた各熱延板（表３の試料番号１Ａ〜１０Ｃ）について、次に述べるような種々の試験、測定を行なった。

すなわち、先ず各熱延板について、熱間圧延のままの熱間圧延材と、熱間圧延材に対しさらに３４０℃×３ｈｒの焼なまし処理を施した焼なまし処理材とについて、それぞれ引張試験を実施したので、その結果（引張強さ、耐力、および伸び）を表３中に示す。またこれらの引張試験結果に基いて焼なまし処理による軟化の有無を調べ、軟化していた場合については表３中の「軟化」の欄に「有り」と示し、一方軟化していなかった場合については、同じく表３中の「軟化」の欄に「なし」と示した。

なお上記の引張試験は、ＪＩＳＨ４０００の７．２引張試験にしたがって行なった。

また熱間圧延のままの各熱間圧延材については、定盤上に置いて平坦度を測定した。ここで平坦度は、幅方向および長さ方向について、最大ひずみ高さ（長さ２０００ｍｍの範囲内での最大ひずみ高さ）を測定したが、この場合の最大ひずみ高さは、幅方向よりも長さ方向の方が大きく、そこで長さ方向の最大ひずみ高さを平坦度として表３中に示した。なおここで、平坦度が７ｍｍ以下の場合に引張矯正を不要とし得る程度に平坦度が良好であると判定することができる。

さらに引張強度との関連から、前述のような熱間圧延材と焼なまし処理材とについて、圧延方向に平行な断面の結晶粒組織を観察した。そして熱間圧延材の結晶粒と比べて焼なまし処理材の結晶粒が成長等により変化した場合については、表３中の「結晶粒の変化」の欄に「有り」と記載し、変化がなかった場合ついては、同じく表３中の「結晶粒の変化」の欄に「なし」と記載した。

ここで、引張試験に基づく「軟化」の評価が「なし」であってかつ結晶粒組織観察結果に基づく「結晶粒の変化」の評価が「なし」の場合は、熱間圧延材に焼なまし処理を施しても強度、組織がなんら変化していないこと、換言すれば熱間圧延上がりのままで熱間圧延後に焼なまし処理を施した焼なまし処理材と同等の性能が得られることを意味し、したがってその場合には熱間圧延後の焼なまし処理が不要となることを意味する。

表３において、試料番号１Ａ、１Ｂ、１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ、２Ｃ、３Ｃの熱間圧延のままの各熱間圧延材は、いずれも成分組成条件および製造工程条件の両者がこの発明で規定する範囲を満たす発明例であり、これらの熱間圧延材は、いずれも焼なまし処理材と比較して機械的性能（引張強さ、耐力、伸び）および結晶粒組織に遜色がなく、しかも平坦度に優れた材料であり、したがってこれらの場合は、熱間圧延後に、焼なまし処理および引張矯正を施す必要がないと判断される。

一方、試料番号１Ｆ、１Ｇ、１Ｈの熱間圧延材は、この発明で規定する成分組成条件を満たした合金を用いながらも、製造工程条件がこの発明で規定する範囲から外れた比較例である。そしてこれらのうち、試料番号１Ｆは、熱間圧延開始温度が低過ぎたため熱間圧延終了温度が低下してしまい、焼なまし処理材では熱間圧延材と比較して結晶粒が成長し軟化してしまった。したがってこの場合は焼なまし処理の省略は不可となる。一方試料番号１Ｇでは、熱間圧延の最終パス圧延率が不足したため、熱間圧延直後の平坦度が悪くなり、また試料番号１Ｈでは、熱間圧延終了後の冷却速度が速すぎたため、冷却中に平坦度が悪くなってしまった。したがってこれらの場合は引張矯正が不可欠となってしまう。

さらに試料番号４Ｃ〜１０Ｃの熱間圧延材は、この発明で規定する製造工程条件は満たしているが、成分組成条件を満たさない比較例である。そしてこれらのうち試料番号４Ｃは、Ｍｇ量が多過ぎたため強度が向上し過ぎ、また試料番号６Ｃでは、Ｍｎ量が過剰であるためＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が粗大化し、また試料番号８Ｃでは、Ｃｒ量が過剰であるためＣｒ系巨大化合物が生成され、さらに試料番号９Ｃでは、Ｔｉ量が過剰であるため初晶ＴｉＡｌ₃が晶出し、それぞれ熱間圧延材の延性（伸び）が低下してしまった。また試料番号５ＣではＭｇ量が、試料番号７ＣではＭｎ量が、それぞれ少な過ぎたため熱間圧延材の強度（引張強さ、耐力）が低下してしまった。さらに試料番号１０Ｃでは、Ｂ量が過剰であるためＴｉＢ₂化合物が生成されて、熱間圧延により圧延板表面および内部に線状欠陥が発生してしまった。

Claims

Ｍｇ４．０〜４．９％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｎ０．４〜１．０％、Ｃｒ０．０５〜０．２５％、Ｔｉ０．００５〜０．１５％、Ｂ０．０００１〜０．０５％を含有し、かつＳｉ量が０．４％以下、Ｆｅ量が０．４％以下、Ｃｕ量が０．１％以下、Ｚｎ量が０．２５％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金の鋳塊に、５００〜５５０℃の範囲内の温度で１〜１５時間の均質化処理を施し、次いで４５０℃以上の温度で熱間圧延を開始し、その熱間圧延を、最終パス圧延時の圧下率が１０％以上、終了温度が３４０℃以上となるように終了させ、熱間圧延終了後直ちに３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で１５０℃以下に冷却し、これにより平坦度がいずれの方向でも長さ２０００ｍｍ当り７ｍｍ以下の熱延板を得ることを特徴とする、強度と平坦度に優れた溶接構造用アルミニウム合金熱延板の製造方法。