JP2015007274A - 溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度を維持しつつ、溶接割れ性と耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材とその製造方法を提供する。【解決手段】溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材は、Ｍｇ：０．４〜４．０質量％、Ｚｎ：３．５〜７．０質量％、Ｃｕ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．３質量％を超えて０．８質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、ＳＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＳＴ）μｍおよびＬＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＬＴ）μｍとしたとき、下記式（１）および式（２）を満足する。５０≰Ｇ（ＬＴ）≰５００・・（１）、(０．３５?Ｇ（ＬＴ）＋５)＜Ｇ（ＳＴ）≰(０．３５?Ｇ（ＬＴ）＋８５)・・（２）【選択図】図６

Description

本発明は、溶接構造部材に好適に用いられるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法に関するものである。

自動車、二輪車、鉄道車輛、航空機等の輸送車輛の構造部材としては、高強度であって、耐食性にも優れている７０００系アルミニウム合金材料が広く使用されている。（以下、「アルミニウム合金」を「Ａｌ合金」と記載することがある。）

７０００系Ａｌ合金の代表的な合金である７Ｎ０１をベースとしたＡｌ合金鍛造材は、３５０〜５００℃の温度で熱間鍛造を行った後、４００〜５００℃の温度で溶体化処理を行い、その後自然時効処理を行わずに、人工時効処理を行う工程を経て製造される。

しかし、７０００系Ａｌ合金を溶接が可能な鍛造材として使用しようとする場合、鉄や５０００系Ａｌ合金と比べると、溶接が難しい合金であることが分かっている。すなわち、７０００系Ａｌ合金は、その成分や製造条件等を適切に選択しないと、溶接割れなどの欠陥が発生し易いものである。

このような問題点に対して、いくつかの先行技術が開示されている。
特許文献１は、アルミニウム合金板の溶接後に溶体化処理、焼入れ処理、人工時効処理を施すことによって、溶接部とその周辺母材との強度の均一化を図り、応力腐食割れを防止するものである。特許文献２は、特定の組成を有したアルミニウム合金を用いることによって、溶接割れを改善し、耐応力腐食割れ性に優れ、溶接後の自然時効によって溶接部の引張強さを回復させるものである。

特開平９−１２５１８４号公報 特開２００８−１５０６５３号公報

しかしながら、特許文献１に開示された方法は、溶接後の構造体に溶体化処理、焼入処理、人工時効処理の工程を施して、強度の修正を図ろうとするものであり、実用的に制約の大きいものであった。
また、特許文献２に開示された方法は、アルミニウム合金の組成のみを規定しているが、製造条件によって、鍛造材の性能は大きく変動するものであり、鍛造材の性能の再現性に劣るものであった。
このように、溶接時の割れについてこれまで、組成や結晶構造等の要因との関係においては、十分な検証が行われていなかった。

本発明は、上記のような状況に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明の課題は、引張強度を維持しつつ、溶接割れ性と耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材とその製造方法を提供することである。

そこで、本発明者らは、７０００系Ａｌ合金の溶接時に割れが生じる原因の究明とその対策について、鋭意検討を進めた。

７０００系Ａｌ合金では、自然時効処理を行うことによって引張強度の低下が起こるとされていた。これは、焼入処理後に人工時効処理を行う場合、最も高い引張強度を得ることができる（ピーク時効）ような条件が設定されているため、さらに自然時効処理が行われると、過時効処理となって、引張強度の低下につながるためである。しかし、本発明者らは、過時効処理をあえて行ったところ、引張強度の低下の程度は許容範囲であり、溶接時の割れの改善に対して有効であるという予期し得ない効果を見出した。

さらに、引張強度と溶接性との両立を図るためにはアルミニウム合金の組成の最適化を図ることが必要であること、溶接を行う前のアルミニウム合金鍛造材の結晶粒や析出物が溶接時の割れに大きく関わっていること、製造条件を適切な範囲に管理して結晶粒や析出物の形態を制御することによって、溶接時の割れを抑制することが可能となること、等の知見を得るに至り、本発明に到達したものである。
ちなみに、鍛造後に放冷したＦ材（調質されていないもの）や溶体化処理し、焼入れ後に人工時効を行わないＴ４材（溶体化処理後、自然時効させたもの）は、溶接時に割れが発生しないことも本発明者らは見出している。但し、これらＦ材、Ｔ４材で溶接構造材として高引張強度を得るためには、溶接後にＴ６処理が必要であり、大型の炉が必要となるため、実用的に制約が大きいものである。

すなわち、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材は、Ｍｇ：０．４〜４．０質量％、Ｚｎ：３．５〜７．０質量％、Ｃｕ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．３質量％を超えて０．８質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、ＳＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＳＴ）μｍおよびＬＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＬＴ）μｍとしたとき、下記式（１）および式（２）を満足することを特徴としている。
５０≦Ｇ（ＬＴ）≦５００・・（１）
(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋５)＜Ｇ（ＳＴ）≦(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋８５)・・（２）

係る構成を有するアルミニウム合金鍛造材とすることによって、引張強度を維持しつつ、溶接割れが生じにくく、耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材とすることが可能となる。

また、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、上記の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、前記アルミニウム合金の鋳塊を鋳造する鋳造工程と、前記鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理した鋳塊を加熱する加熱工程と、前記加熱された鋳塊を、鍛造終了温度１８０〜４５０℃であって、（ＳＴ方向の圧下率）＞（ＬＴ方向の圧下率−１０）であり、鍛錬比が３．５〜１８となる条件で鍛造して所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、前記鍛造材を溶体化処理する溶体化処理工程と、前記溶体化処理した鍛造材を焼入れする焼入れ工程と、前記焼入れした鍛造材を常温時効処理する自然時効処理工程と、前記自然時効処理された鍛造材を過時効状態にする人工時効処理工程を含むことを特徴としている。

係る工程を含む製造方法とすることによって、引張強度を維持しつつ、溶接割れが生じにくく、耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材を製造することが可能となる。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材は、引張強度を維持しつつ、溶接割れ性と耐応力腐食割れ性に優れている。また、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法を用いることにより、上記の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材を容易に製造することができる。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法の工程を示すフローチャートである。 アルミニウム合金鍛造材の溶接後の模式図である。 （ａ）アルミニウム合金鍛造材の方向を説明するための見取図である。（ｂ）アルミニウム合金鍛造材の内部の結晶粒の様子を拡大して模式的に描いた図である。 図３（ｂ）のＬ方向から見た場合のアルミニウム合金鍛造材のＳＴ−ＬＴ面における拡大断面模式図である。 図４の結晶粒界部分をさらに拡大して、析出物の状況を示した拡大断面模式図である。図５（ａ）は、アルミニウム合金鍛造材でピーク時効を行った時のＴＥＭ観察による模式図である。図５（ｂ）は、図５（ａ）と同じアルミニウム合金鍛造材で過時効処理を行った時のＴＥＭ観察による模式図である。 本発明の式（１）および式(２)の範囲を示した図である。 アルミニウム合金鍛造材の溶接試験の方法を説明する見取図である。 結晶粒のＧ（ＳＴ）とＧ（ＬＴ）の測定方法を説明するＬＴ−ＳＴ面の拡大断面模式図である。

以下、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法の実施形態について詳細に説明する。まず、本発明に係る溶接構造部材を構成するアルミニウム合金について説明する。

〔アルミニウム合金〕
本発明に係る溶接構造部材用アルミニウム合金は、Ｍｇ：０．４〜４．０質量％、Ｚｎ：３．５〜７．０質量％、Ｃｕ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．３質量％を超えて０．８質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下に規制し、かつ残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金からなる。
本発明のアルミニウム合金を構成する各元素の含有量について、以下に説明する。

（Ｍｇ：０．４〜４．０質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金の引張強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が０．４質量％未満であると、この効果は小さい。一方、Ｍｇの含有量が４．０質量％を超えると、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が低下する。よって、Ｍｇの含有量は０．４〜４．０質量％とする。Ｍｇの含有量は、好ましくは、１.０〜２．５質量％である。

（Ｚｎ：３．５〜７．０質量％）
Ｚｎは、アルミニウム合金の引張強度を向上させる効果がある。Ｚｎの含有量が３．５質量％未満であると、この効果は小さい。一方、Ｚｎの含有量が７．０質量％を超えると、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が低下する。よって、Ｚｎの含有量は３．５〜７．０質量％とする。Ｚｎの含有量は、好ましくは、４．０〜５．５質量％である。

（Ｃｕ：０．１〜０．５質量％）
Ｃｕは、アルミニウム合金の耐食性を低下させるが、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）と引張強度を向上させる効果がある。Ｃｕの含有量が０．１質量％未満であると、この効果を十分得ることができない。一方、Ｃｕの含有量が０．５質量％を超えると、溶接割れを発生させる危険性が生じる。よって、Ｃｕの含有量は０．１〜０．５質量％とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは、０．１５〜０．３質量％である。

（Ｍｎ：０．３質量％を超えて０．８質量％以下）
Ｍｎは、結晶組織を微細化させる効果がある。Ｍｎの含有量が０．３質量％以下であると、この効果を十分得ることができない。一方、Ｍｎの含有量が０．８質量％を超えると、粗大な金属間化合物が生じるため靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。よって、Ｍｎの含有量は０．３質量％を超えて０．８質量％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、０．４〜０．６質量％である。

（Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％以下）
Ｔｉは、鋳造後の結晶粒を微細化させる効果がある。Ｔｉの含有量が０．１０質量％を超えると、その効果は飽和し、０．１５質量％を超えると粗大な金属間化合物を形成し易くなるため、靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。一方、Ｔｉ含有量が０．００１質量％未満になると上記の微細化効果が得られない。よって、Ｔｉの含有量は０．００１〜０．１５質量％とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０５質量％である。

（Ｃｒ：０．１〜０．５質量％）
Ｃｒは、鋳造工程および熱処理工程において、微細な化合物として析出し、結晶粒成長を抑制する効果がある。Ｃｒの含有量が０．１質量％未満であると、この効果を十分得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が０．５質量％を超えると、初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生じるため靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。よって、Ｃｒの含有量は０．１〜０．５質量％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは、０．１５〜０．３質量％である。

（Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％）
Ｚｒは、Ａｌ合金の結晶粒を微細化させるとともに、安定化させる効果がある。Ｚｒの含有量が０．０５質量％未満であると、この効果を十分得ることができない。一方、Ｚｒの含有量が０．２５質量％を超えると、粗大な晶出物が生じるため靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。よって、Ｚｒの含有量は０．０５〜０．２５質量％以下とする。Ｚｒの含有量は、好ましくは、０．１〜０．２質量％である。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金は、これらのＣｒおよびＺｒについては、不可避的不純物のレベルで含有していてもよいが、結晶組織を微細化させるため、ＣｒおよびＺｒのうちの少なくとも１種以上を、添加する際には、上記の所定の範囲内で含有することが必要である。

（Ｓｉ：０．５質量％以下）
Ｓｉは、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、鋳造工程等において、鋳塊中にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉの含有量が０．５質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が鋳塊中に生じ易くなり、靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。よって、Ｓｉの含有量は０．５質量％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．３質量％以下である。

（Ｆｅ：０．５質量％以下）
Ｆｅも、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、鋳造工程等において、鋳塊中にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生じさせる。Ｆｅの含有量が０．５質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が鋳塊中に生じ易くなり、靱性が低下し、溶接時に割れが進展し易くなる。よって、Ｆｅの含有量は０．５質量％以下とする。Ｆｅの含有量は、好ましくは、０．３質量％以下である。

（不可避的不純物）
不可避的不純物としては、Ｂ、Ｃ、Ｈｆ、Ｎａ等の元素が想定し得るが、いずれの元素であったとしても、本発明の特徴を阻害しないレベルで含有することは許容される。具体的には、これら不可避的不純物の元素は、個々の元素毎の含有量がそれぞれ０．０５質量％以下であり、合計の含有量が０．１５質量％以下であることが必要である。

〔結晶構造〕
次に、本発明の実施形態の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の結晶構造について説明する。
本発明は、溶接前のアルミニウム合金鍛造材の結晶構造を特定の構造のものとすることを特徴としている。溶接前のアルミニウム合金鍛造材の結晶構造を図２〜図５に基づいて説明する。

図２に示すように、７０００系Ａｌ合金のアルミニウム合金鍛造材１は、Ｌ方向に対して直角方向に直線的にアーク溶接を行った際の溶接後の状態を観察すると、溶接部２の両側の表面には、溶接割れ３が生じている。このため、本発明者らは、溶接割れが生じる原因を明らかにする為、溶接割れ部近傍の結晶粒の形態を観察した。

ここで、図３（ａ）に示すように、鍛造等の塑性加工を行ったとき、金属が流動して連続的に成形されていくメタルフローに平行な方向がＬ方向、厚さ方向がＳＴ方向、Ｌ方向及びＳＴ方向に垂直な方向がＬＴ方向である。

観察の結果、図３（ｂ）に示すように、鍛造したアルミニウム合金鍛造材１中の結晶粒４は、アルミニウム合金が流動する方向であるＬ方向に沿って長く伸びた形状をしており、Ｌ方向に長く伸びた結晶粒４を横切るように、ＬＴ方向またはＳＴ方向に溶接を施したときに溶接割れが発生することが分かった。

また、図４に示すように、結晶粒４は断面が扁平な形状である。さらに、溶接時の割れ５は、この結晶粒界に発生し、表面６から結晶粒界に沿って伸びていることが分かった。

図５は、図４の結晶粒界部分をさらに拡大したＴＥＭ観察による模式図である。結晶粒内には、結晶粒内の析出物以外の部分７と無数の小さな結晶粒内の粒内析出物８が存在している。また、結晶粒界９に沿って粒界析出物１０が存在している。一般に、粒内析出物８よりも粒界析出物１０の方が粒径が大きくなっている。ここで析出物とは、具体的には、Ｚｎ_２Ｍｇ等のＺｎ−Ｍｇ系析出物などのことをいう。

図５（ａ）は、アルミニウム合金鍛造材でピーク時効を行った時のＴＥＭ観察による模式図であり、結晶粒界と結晶粒内の析出物の状態を示したものである。
図５（ｂ）は、図５（ａ）と同じアルミニウム合金鍛造材で過時効処理を行った時のＴＥＭ観察による模式図であり、結晶粒界と結晶粒内の析出物の状態を示したものである。

図５（ａ）の従来品と図５（ｂ）の本発明品とを比較すると、図５（ｂ）では、図５（ａ）と比較して、粒内析出物８の大きさが大きく、数が少ない。同様に、粒界析出物１０の大きさが大きく、数が少ない。

これらの現象については、以下のように考えている。
時効処理を行うことによって、低融点であるＺｎ−Ｍｇ系析出物が結晶粒内及び結晶粒界に析出する。このとき、結晶粒界に存在する粒界析出物１０は粒内の析出物８よりも大きく成長する。このようなミクロ構造を有するアルミニウム合金鍛造材を溶接したとき、粒内析出物８は小さいので再固溶し、結晶粒内に溶け込んでしまう。一方、粒界析出物１０は大きいために、結晶粒界９で溶融して、結晶粒間に隙間ができる。
ここに、溶接による熱応力や素材の歪等によって引張応力がかかると、この結晶粒界９の溶融部分は容易に結合が外れて、割れが発生してしまう（図４参照）。

しかし、人工時効処理をピーク時効時間より長くする（または、ピーク時効温度より高くする）過時効処理をすることによって、図５（ｂ）に相当する構造とした場合には、割れが発生しにくくなることが分かった。このことについては、図５（ｂ）では、粒界析出物１０のサイズ自体は大きくなり溶接時には溶融しやすくなってしまうが、粒界析出物１０の間隔が広がるため、引張応力がかかっても割れの発生、伝播が抑えられるため、割れにくくなるものと考えられる。このことは、鍛造後に放冷した粒界析出物の間隔が広いＦ材（調質されていないもの）は、割れが発生しないことからも裏付けられる。

次に、本発明者らは、結晶粒の大きさと溶接割れとの関係に注目し、検討を加えた。各種製造条件で製造したアルミニウム合金鍛造材中に存在する結晶粒について、ＳＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＳＴ）μｍ、ＬＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＬＴ）μｍとして、横軸にＧ（ＬＴ）、縦軸にＧ（ＳＴ）を取って、プロットしたところ、下記式（１）および式（２）を満足する範囲の実験例は、溶接割れが生じないことを見出した。
５０≦Ｇ（ＬＴ）≦５００・・（１）
(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋５)＜Ｇ（ＳＴ）≦(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋８５)・・（２）

Ｇ（ＬＴ）が５００μｍを超えるときは、結晶粒が大きいため、耐ＳＣＣ性が悪くなる。一方、Ｇ（ＬＴ）が５０μｍ未満のときは、鍛造による加工度が著しく高くなり、再結晶による結晶粒粗大化が一部の部位で生じる可能性があり、その部位における引張強度の低下及び溶接割れの抑制ができなくなる可能性が高くなる。

また、Ｇ(ＳＴ)が、(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋５)未満のときは、Ｔ６条件においても溶接割れ性、耐ＳＣＣ性に対して問題はない範囲である。さらに、Ｇ(ＳＴ)が、(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋８５)を超えるときは、溶接割れの抑制効果はない。

図６では、後記する実施例は●で示され、比較例は■で示され、参考例は▲で示されている。式(２)の両辺の式の傾きと切片は、これらの実施例、比較例、参考例のプロットを基に導き出されたものである。

ここで、参考例とは、上記式（１）および式（２）を満足していないが、本発明の実施例と同様に、引張強度、溶接割れ性、耐応力腐食割れ性の性能に優れているものである。参考例は、人工時効処理工程において、前記のような過時効処理を施さなくとも性能に優れているものであり、本発明の技術的思想とは異なる位置付けのものである。

アルミニウム合金鍛造材中の結晶粒のＧ（ＳＴ）とＧ（ＬＴ）を式（１）および式（２）を満足する範囲にするためには、前記の特定の組成を有するアルミニウム合金であって、後記の特定の製造条件を用いて製造することが必要である。また、後記するように、鍛造工程において、（ＳＴ方向の圧下率）＞（ＬＴ方向の圧下率−１０）となるように調整すること、および鍛錬比を所定の範囲に調整することによって、結晶粒の形態を所定の形状に制御することができる。

Ｇ（ＬＴ）がＧ（ＳＴ）より大きいときは、結晶粒の形状は扁平であり、深さ方向に亀裂が進展しにくくなることから、結果として割れが発生しなくなると考えられる。

（耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性））
本発明のアルミニウム合金鍛造材は、構造部材として使用されるものであり、高引張強度が求められるとともに、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）にも優れていることが必要とされる。耐応力腐食割れ性試験は、Ｃリングを用いて、ＪＩＳ Ｈ８７１１にある塩水交互浸漬法にて行う。

（電気伝導率）
電気伝導率は、添加元素の固溶量と相関の高い測定値である。析出量が増加することによって、母相のＡｌ純度が向上するほど、電気伝導率は高くなる（導電性に優れる）ため、電気伝導率は、溶接割れの指標ともなる。すなわち、人工時効処理を長時間（高温）で行って過時効処理とし、サイズの大きい析出物が形成されていると、電気伝導率が高く、かつ溶接割れも発生しにくいものとなっている。過時効処理をすることによって、電気伝導率が、通常のピーク時効処理を行ったときのアルミニウム合金鍛造材の電気伝導率よりも、０．５％以上高くなっているとき、過時効状態となっていて粒界析出物間隔が広がっていることから、割れが進展しにくくなるため、結果として溶接時に割れが発生しにくくなる。

〔製造方法〕
次に、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法の実施形態について説明する。
図１は、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法の工程を示すフローチャートである。

図１に示すように、本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法Ｓは、前記したアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する鋳造工程Ｓ１と、前記鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程Ｓ２と、前記均質化熱処理した鋳塊を加熱する加熱工程Ｓ３と、前記加熱された鋳塊を鍛造して所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程Ｓ４と、前記鍛造材を溶体化処理する溶体化処理工程Ｓ５と、前記溶体化処理した鍛造材を焼入れする焼入れ工程Ｓ６と、前記焼入れした鍛造材を自然時効処理する自然時効処理工程Ｓ７と、前記自然時効処理された鍛造材を人工時効処理する人工時効処理工程Ｓ８を含む。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材を得るためには、前記のアルミニウム合金の組成だけでなく、製造方法についても各工程において所定の条件を採用することが必要である。特に、人工時効処理をピーク時効より長い時間もしくは高い温度で行って、過時効処理とすることによって、溶接割れが生じにくい結晶構造とすることが可能となる。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法では、以下に特に記載した以外の工程（Ｓ１〜Ｓ３、Ｓ６）については、常法により製造することが可能である。以下に、特に留意するべき工程についてのみ、その製造条件について説明する。

（鍛造工程Ｓ４）
鍛造工程Ｓ４は、鋳塊から目的とする所定の形状の鍛造材を得る工程である。
鍛造終了温度は、加工に必要な力量の低減、素材の割れ防止、溶体化処理時の再結晶による結晶粒粗大化を防止するため、１８０〜４５０℃の間に管理することが必要である。鍛造終了温度が１８０℃未満であると、加工力量が高くなり、加工機械の負担が大きくなるばかりか、素材自体も割れが発生し易くなる。また、加工歪みが高くなるため、溶体化処理時に結晶粒が粗大化し易くなる。一方、鍛造終了温度が４５０℃を超えると、低融点化合物である金属間化合物（Ｚｎ_２Ｍｇなど）が溶融する問題が生じる。
鍛造処理中に材料温度が低下した場合は、適宜加熱工程Ｓ３に戻って、再度加熱をしても良い。

（圧下率）
鍛造工程において、圧下率とは、鍛造前の鋳塊のＳＴ方向（ＬＴ方向）の長さに対する鍛造後の鍛造材のＳＴ方向（ＬＴ方向）の減少した長さの比、すなわち、
１００×（鍛造前の寸法−鍛造後の寸法）／鍛造前の寸法（％）である。圧下率の数値が大きいほど、鍛造加工による寸法の変化率が大きいことを示している。

本発明において、ＬＴ方向の圧下率とＳＴ方向の圧下率との関係が特定の条件を満足するように加工条件を調整することによって、鍛造材中の結晶粒の形態を制御することができる。すなわち、（ＳＴ方向の圧下率）＞（ＬＴ方向の圧下率−１０）となるように調整することによって、結晶粒の形態を変えることができ、上記の式（１）および式（２）をいずれも満足させることができる。

（鍛錬比）
鍛造工程において、鍛錬比とは、鍛造前の鋳塊のＳＴ−ＬＴ平面における断面積と鍛造終了後のＳＴ−ＬＴ平面における断面積の比（鍛造前の断面積／鍛造後の断面積）である。
本発明において、上記の式（１）および式（２）をいずれも満足するためには、鍛錬比は、３．５〜１８の範囲となるように加工することが必要である。４．０〜１５の範囲であることがより好ましい。鍛錬比が３．５未満では、鍛造組織になっていない部位が残りやすく、鍛錬比が１８を超えると、加工度が高過ぎて再結晶による組織粗大化のおそれがある。

また、鍛錬比と圧下率との間には以下のような関係がある。
（鍛錬比）＝１００００／｛（１００−ＬＴ方向の圧下率）×（１００−ＳＴ方向の圧下率）｝

（溶体化処理工程Ｓ５）
溶体化処理工程Ｓ５は、加工による歪の低減と溶質元素の固溶を目的とする工程である。
溶体化処理温度は、例えば、４００〜４８０℃の間に管理することが望ましい。溶体化処理温度が４００℃未満であると、十分な溶体化が進まないため、高い引張強度を発現することができない。また、晶出物の微細化も進みにくいため、靱性も低下し易くなる。一方、溶体化処理温度が４８０℃を超えると、低融点化合物である金属間化合物（Ｚｎ_２Ｍｇなど）が溶融する問題が生じる。

（自然時効処理工程Ｓ７）
自然時効処理工程Ｓ７は、過飽和固溶体から析出を起こさせることで引張強度を上げる工程である。
自然時効処理は、常温で９６時間以上することが好ましい。自然時効処理では微細で高密度な析出物を析出させることが目的であり、高密度に析出させるほど高い引張強度が得られる。但し、低温であるため、析出速度は遅くなっている。常温で９６時間未満の処理ではこれらの効果を十分に得ることができない可能性がある。

（人工時効処理工程Ｓ８）
人工時効処理工程Ｓ８は、自然時効処理された鍛造材の析出物を成長させて、引張強度をさらに増大させる工程である。
人工時効処理は、９０〜１８０℃で、２４〜７２時間行うことが好ましい。人工時効処理温度が９０℃未満では、自然時効処理の析出物が十分成長できず、引張強度向上に寄与することができない。一方、人工時効処理温度が１８０℃を超えると、自然時効処理の析出物の一部が再固溶して、高い引張強度ではなくなってしまう。また、人工時効処理時間が２４時間未満では、引張強度に寄与できるサイズに析出物が成長できない。一方、人工時効処理時間が７２時間を超えると、析出物が粗大になり過ぎて、引張強度向上に寄与できなくなる可能性がある。
過時効処理とは、人工時効処理において、ある温度（時間）で最も高い引張強度を有する時間(温度)より長い時間（高い温度）で処理を行うことである。過時効処理をすることによって、アルミニウム合金鍛造材を過時効状態にすることができる。

本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材は、人工時効処理工程Ｓ８を行った後は、アーク溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接等の種々の溶接加工を行うことができる。また、折り曲げ、切削、表面処理等の種々の二次加工を行って、形態を変えて、実際の製品とすることができる。

次に、本発明を実施例に基づいて説明する。尚、本発明は、以下に示した実施例に限定されるものではない。

［試験材１〜３４］
表１に示す各種合金組成を有したＡｌ合金を用いて、ＤＣ鋳造法により、加熱温度７２０℃で、断面が２００×３７０ｍｍのスラブに鋳造した。その後この鋳塊を、４５０℃で１２ｈｒ保持して均質化熱処理を行った。

その後、均質化熱処理を行った鋳塊を、４２０℃の空気炉で加熱後、鍛造開始温度４００℃、鍛造終了温度３８０℃で、上下金型を用いて、メカニカル鍛造により熱間鍛造を行った。このとき、ＳＴ方向の圧下率６０％、ＬＴ方向の圧下率５５％、鍛練比５．６とした。その結果、断面が８０×１６７ｍｍの角柱の棒に鍛造され、Ａｌ合金鍛造材を製造した。

さらに、Ａｌ合金鍛造材を空気炉を用いて、４６０℃で４ｈｒ保持して溶体化処理した後、７５℃の水で焼入れを行った。引き続いて、焼入れを行ったＡｌ合金鍛造材に、常温で１２０時間の自然時効処理を行った。その後、空気炉を用いて、１２０℃×２４ｈｒの条件のときにピーク時効となることから、１４０℃で２４ｈｒの条件で人工時効処理を行った。

こうして得られたＡｌ合金鍛造材から引張試験用試験片および耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）評価用試験片（Ｃリング）を採取した。これらの試験片を用いて、引張強度、耐ＳＣＣ性についての評価を行った。また、得られたＡｌ合金鍛造材を用いて溶接試験を行い、溶接割れ性について評価を行った。評価結果を表２に示した。表１中、本発明の規定を満足しない組成は、数値に下線を引いて示した。
実施例および比較例において評価した特性は以下のとおりである。

［結晶粒の大きさ］
図８は、結晶粒のＧ（ＳＴ）とＧ（ＬＴ）の測定方法を説明するＬＴ−ＳＴ面の拡大断面模式図である。供試用試料は、ＳＴ−ＬＴ面の中心部から採取した。供試用試料は、鏡面となるまで研磨した後、バーカー氏液を用いて陽極酸化させ、偏光をかけた光学顕微鏡を使用して観察した。

結晶粒サイズは、ＳＴ方向の結晶粒長さＧ（ＳＴ）μｍおよびＬＴ方向の結晶粒長さＧ（ＬＴ）μｍのそれぞれを、切片法にて計測した。それぞれ、ｎ数＝５の平均値として求めた。具体的には以下のとおりである。
図８において、ＬＴ方向に直線Ａ−Ａ’を引き、このＡ−Ａ’直線によって横切られる粒界の数を計測し（この図では３）、図８のＬＴ方向の長さ（μｍ）を粒界の数で割り返すことによって、Ｇ（ＬＴ）（μｍ）を求めた。この方法で得られた５つのＧ（ＬＴ）の平均値をＧ（ＬＴ）とした。
同様に、ＳＴ方向に直線Ｂ−Ｂ’を引き、このＢ−Ｂ’直線によって横切られる粒界の数を計測し（この図では１１）、図８のＳＴ方向の長さ（μｍ）を粒界の数で割り返すことによって、Ｇ（ＳＴ）（μｍ）を求めた。この方法で得られた５つのＧ（ＳＴ）の平均値をＧ（ＳＴ）とした。

［溶接割れ性］
図７は、アルミニウム合金鍛造材の溶接試験の方法を説明する見取図である。
溶接材１１は、供試用試料で作られ、ＳＴ方向のサイズが１０ｍｍ、ＬＴ方向のサイズが２００ｍｍ、Ｌ方向のサイズが１００ｍｍである。
溶接材１２には、溶接可能なアルミニウム合金として７Ｎ０１合金を使用し、サイズは、厚さ５０ｍｍ×幅２５０ｍｍ×長さ１００ｍｍのものを用いた。
溶接条件としては、Ｔ字隅肉溶接とした。供試用試料の溶接材１１のＳＴ−ＬＴ平面が溶接材１２上に溶接されるように溶接を行った。
手動ＴＩＧ溶接の条件は、ダイヘン社製インバータエレコン５００Ｐを使用して、溶接電流３００Ａ、アーク電圧２４Ｖ、溶接速度１０〜１５ｃｍ／ｍｉｎで行い、シールドガスとして、Ａｒガスを１５リットル／ｍｉｎで流した。
溶接割れの判定は、カラーチェックにより目視で行い、溶接材１１で溶接部近傍に割れが認められなければ合格と判定した。（溶接材１２および溶接部１３における割れは判定しない。）

［引張試験］
引張試験は、引張方向がＬＴ方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１にある４号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準じて、引張強度の測定を行った。それぞれの測定値は、３０個の試験片の測定値の平均値として求めた。引張強度は３７０ＭＰａ以上のときに合格（○）と判定した。

［耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）］
応力腐食割れ試験は、３００ＭＰａの応力を付加した試験片を用いて、３０日間、ＪＩＳ Ｈ８７１１の塩水交互浸漬法にて行った。この際、試験片１２個について試験を行い、全ての試験片で応力腐食割れを起こしていないとき、合格（○）と判定した。なお、応力腐食割れの判定は、Ｃリングの１／２以上に渡る亀裂の有無により行い、亀裂がＣリングの１／２未満のもの、全く無いものを合格とした。

表１、表２に示すように、本発明の組成の規定を満足するＡｌ合金からなる鍛造材（試験材１〜１９）は、Ｇ（ＬＴ）とＧ（ＳＴ）の関係式である式（１）および式（２）を満足するものであり、溶接割れ性、引張強度、耐ＳＣＣ性に優れていた。一方、本発明の組成の規定を満足しないＡｌ合金からなる鍛造材（試験材２０〜３４）は、溶接割れ性、引張強度、耐ＳＣＣ性のうちのいずれか１つ以上が劣っていた。

［試験材３５〜５７］
試験材１に記載の組成、即ち、Ｍｇ：１．９９質量％、Ｚｎ：５．０質量％、Ｃｕ：０．２０質量％、Ｍｎ：０．５０質量％、Ｔｉ：０．０５質量％、Ｃｒ：０．２５質量％、Ｚｒ：０．１５質量％、Ｓｉ：０．２５質量％、Ｆｅ：０．２５質量％で、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いて、表３に記載した製造条件を用いて、Ａｌ合金鍛造材を製造した。尚、鋳造条件、均質化熱処理条件、加熱条件、焼入れ条件は、試験材１〜３４と同様に行った。表３中、本発明の規定を満足しない条件は、数値に下線を引いて示した。人工時効処理におけるピーク時効条件は、１２０℃では２４ｈｒ、１３０℃では１６ｈｒ、１８０℃では５ｈｒであった。

こうして得られたＡｌ合金鍛造材から試験材１と同様に、引張試験用試験片および耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）評価用試験片（Ｃリング）を採取した。これらの試験片を用いて、実施例１と同様に、溶接割れ性、引張強度、耐ＳＣＣ性についての評価を行った。評価結果を表４に示した。

表３、表４に示すように、本発明の製造方法の規定を満足するＡｌ合金からなる鍛造材（試験材３５〜４０）は、Ｇ（ＬＴ）とＧ（ＳＴ）の関係式である式（１）および式（２）を満足するものであり、溶接割れ性、引張強度、耐ＳＣＣ性に優れていた。
一方、鍛造終了温度、圧下率、鍛錬比のいずれかの条件を満足していない条件で製造されたＡｌ合金鍛造材（試験材４１〜４７、４９〜５１）は、いずれも式（１）および式（２）を満足せず、溶接割れ性、引張強度、耐ＳＣＣ性のいずれか１つ以上の性能が劣っていた。試験材４８は、鍛造終了温度が上限を超えていたため、バーニングが発生して、評価用試料を採取することができなかった。
試験材５２〜５７は、過時効ではないピーク時効条件で製造されたＡｌ合金鍛造材であり、参考例となるものである。

Ｓ 本発明の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法
Ｓ１ 鋳造工程
Ｓ２ 均質化熱処理工程
Ｓ３ 加熱工程
Ｓ４ 鍛造工程
Ｓ５ 溶体化処理工程
Ｓ６ 焼入れ工程
Ｓ７ 自然時効処理工程
Ｓ８ 人工時効処理工程
１ アルミニウム合金鍛造材
２ 溶接部
３、５ 溶接割れ
４ 結晶粒
６ アルミニウム合金鍛造材表面
７ 結晶粒内の析出物以外の部分
８ 結晶粒内の粒内析出物
９ 結晶粒界
１０ 粒界析出物
１１ 溶接材（供試用試料）
１２ 溶接材（７Ｎ０１合金）
１３ 手動ＴＩＧ溶接による溶接部

Claims (2)

1. Ｍｇ：０．４〜４．０質量％、Ｚｎ：３．５〜７．０質量％、Ｃｕ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．３質量％を超えて０．８質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金から構成され、
   ＳＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＳＴ）μｍおよびＬＴ方向の結晶粒長さをＧ（ＬＴ）μｍとしたとき、下記式（１）および式（２）を満足することを特徴とする溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材。
   ５０≦Ｇ（ＬＴ）≦５００・・（１）
   (０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋５)＜Ｇ（ＳＴ）≦(０．３５×Ｇ（ＬＴ）＋８５)・・（２）
2. 請求項１に記載の溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
   前記アルミニウム合金の鋳塊を鋳造する鋳造工程と、
   前記鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程と、
   前記均質化熱処理した鋳塊を加熱する加熱工程と、
   前記加熱された鋳塊を、鍛造終了温度１８０〜４５０℃であって、
   （（ＳＴ方向の圧下率）＞（ＬＴ方向の圧下率−１０））であり、鍛錬比が３．５〜１８となる条件で鍛造して所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、
   前記鍛造材を溶体化処理する溶体化処理工程と、
   前記溶体化処理した鍛造材を焼入れする焼入れ工程と、
   前記焼入れした鍛造材を常温時効処理する自然時効処理工程と、
   前記自然時効処理された鍛造材を過時効状態にする人工時効処理工程を含むことを特徴とする溶接構造部材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。

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