JP2018199854A - 溶接用アルミニウム合金板及び溶接用アルミニウム合金板製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い継手強度を有し、曲げ加工性に優れる溶接継手を得ることが出来る溶接用アルミニウム合金板を提供する。また、上記溶接用アルミニウム合金板製造方法を提供する。【解決手段】溶接用アルミニウム合金板は、Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金から形成され、平均結晶粒径が１００μｍ以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、溶接後の継手強度に優れた溶接用アルミニウム合金板及び溶接用アルミニウム合金板製造方法に関する。
近年、海上輸送用船舶やＬＮＧタンク、化学プラントなどの溶接構造物にアルミニウム合金が用いられている。アルミニウム合金を適用する上では、各部位に必要とされる強度や耐食性、成形性、接合性などを満たす必要があり、種々の検討が成されている。
従来使用されている高強度溶接構造体用アルミニウム合金材としては、５０８３合金が知られている。前記５０８３合金は、Ｍｇを４．０〜４．９ｍａｓｓ％の間で含有するＡｌ−Ｍｇ系合金であって、ＪＩＳ規格における強度下限値は２７５ＭＰａである。
Ａｌ−Ｍｇ系合金の溶接構造体を製造するための溶接方法としては、アーク溶接や電子ビーム溶接、レーザ溶接等が用いられる。また、溶接に際して溶加材を用いる場合には、ＪＩＳ Ｚ ３６０４に示される指針に沿った溶加材を選定することになる。すなわち、５０８３合金を溶接する場合に選択される溶加材は５１８３や５３５６、５５５６である。これは、溶接割れを抑制し、高い継手強度が得られるためである。
これに対し、アルミニウム合金材及び溶接継手の高強度化に対する要求が年々高まっている。前記アルミニウム合金材及び溶接継手の高強度化により、同一耐荷重における構成材料の必要厚さは薄くなり、さらに重量は減少することになる。したがって、材料費の低減が可能であるだけでなく、特に船舶などにおいては、同一体積のタンクにおける積載量の増加にもつながることとなる。
アルミニウム合金の溶接継手強度は、溶接した際に生じる熱影響部と溶接金属部の強度の関係によって決まる。熱影響部とは、ＪＩＳ Ｚ ３００１−１によると、溶接の熱で組織、冶金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない母材の部分とされている。また、アルミニウム建築構造設計規準では、溶接線中心から２５ｍｍ以内の領域で軟化が起こり得る熱影響部として定めている。一方で、溶接金属とは、溶接部の一部で溶接中に溶融凝固した金属と定められている。すなわち、溶接継手を高強度化するためには、溶接時に生じる熱影響部（溶接線中心から２５ｍｍ以内）と溶接金属部の両方を高強度化する必要がある。本発明のようなＡｌ−Ｍｇ系合金は、非熱処理合金として知られており、溶接時に生じる熱影響部の強度はＯ材の強度と同等になる。したがって、非熱処理合金の溶接継手強度は使用するアルミニウム合金材のＯ材強度と形成される溶接金属部の強度のうち低い方に近い値になる。非熱処理型合金の溶接継手強度を高強度化するためには、Ｏ材の強度と溶接金属部の強度の両方を向上させることが必要である。
また、溶接構造体の製造においては、溶接継手の加工性も重要である。特に、最終的な製品形状を得るためには溶接継手を成形加工する場合が多いため、成形性や曲げ加工性の向上が必要とされている。一般的に、材料及び溶接継手の高強度化により成形性や曲げ加工性は低下するため、加工性を維持しつつ高強度化を実現することが重要である。
特許文献１には、高濃度のＭｇを含有する高強度アルミニウム溶接構造材が提案されている。しかしながら、溶接部における軟化が顕著であり、溶接部の高強度化が不十分である。また、使用するアルミニウム合金及び作製した溶接継手において、加工性の評価がされていないため、製品として必要な形状に曲げ加工が出来るか不明である。さらに、溶接部における金属組織の制御がなされていない為、目標とする特性を安定して満たすことが難しいといった問題があった。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、高い継手強度を有し、曲げ加工性に優れる溶接継手を得ることが出来る溶接用アルミニウム合金板を提供することを目的とする。また、本発明の他の目的は、上記溶接用アルミニウム合金板製造方法を提供することである。
上記目的を達成するため、本発明の第１の観点に係る溶接用アルミニウム合金板は、
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金から形成され、平均結晶粒径が１００μｍ以下である、
ことを特徴とする。
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金から形成され、平均結晶粒径が１００μｍ以下である、
ことを特徴とする。
上記の溶接用アルミニウム合金板において、
板厚５０ｍｍの当該アルミニウム合金板同士を、溶接ワイヤに直径４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接した際の溶接継手において、熱影響部の最大結晶粒径をＡ、溶接金属部の平均結晶粒径をＢとした時に、Ａ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍが成り立つ、
こととしてもよい。
板厚５０ｍｍの当該アルミニウム合金板同士を、溶接ワイヤに直径４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接した際の溶接継手において、熱影響部の最大結晶粒径をＡ、溶接金属部の平均結晶粒径をＢとした時に、Ａ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍが成り立つ、
こととしてもよい。
前記Ａと前記Ｂとの間にＢ／Ａ≦１．２の関係が成り立つ、
こととしてもよい。
こととしてもよい。
調質Ｏにおける引張強さが３００ＭＰａ以上である、
こととしてもよい。
こととしてもよい。
上記目的を達成するため、本発明の第２の観点に係る溶接用アルミニウム合金板製造方法は、
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃で熱間圧延する熱間圧延工程と、
３４０〜４２０℃の温度で１時間以上保持する焼鈍工程と、を含む、
ことを特徴とする。
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃で熱間圧延する熱間圧延工程と、
３４０〜４２０℃の温度で１時間以上保持する焼鈍工程と、を含む、
ことを特徴とする。
上記目的を達成するため、本発明の第３の観点に係る溶接用アルミニウム合金板製造方法は、
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃、終了温度３４０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、を含む、
ことを特徴とする。
Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃、終了温度３４０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、を含む、
ことを特徴とする。
本発明に係る溶接用アルミニウム合金板は、高い継手強度を有し、曲げ加工性に優れるという格別の効果を奏するものである。また、本発明により、上記の溶接用アルミニウム合金板を製造することができる。
本発明者等は誠意研究を重ねた結果、溶接用アルミニウム合金板の組成及び金属組織を調整することにより、曲げ加工性を低下させることなく、安定的に高い継手強度を有する溶接継手を得ることが可能であることを見出して本発明を完成するに至った。
以下、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板について詳細に説明する。
以下、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板について詳細に説明する。
１、アルミニウム合金板の化学組成
まず、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板を構成する成分組成について説明する。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ及びＢ、規制元素としてＳｉ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｔｉ及びＺｒに分けられる。本発明に係る溶接用アルミニウム合金板は、これらの合金成分組成を調整することにより、高い継手強度と曲げ加工性を示す。
まず、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板を構成する成分組成について説明する。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ及びＢ、規制元素としてＳｉ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｔｉ及びＺｒに分けられる。本発明に係る溶接用アルミニウム合金板は、これらの合金成分組成を調整することにより、高い継手強度と曲げ加工性を示す。
１−１、必須元素
Ｍｇ：５．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｍｇはアルミニウム中で固溶、析出することにより、材料強度を向上させる添加元素である。Ｍｇの添加量が５．０ｍａｓｓ％未満では、材料の強度が低く、高強度な溶接継手を得ることが出来ない。Ｍｇの添加量が１０．０ｍａｓｓ％を上回ると、材料自体の曲げ加工性が低下し、さらに応力腐食割れが発生しやすくなる。望ましいＭｇの添加量は５．４〜７．０ｍａｓｓ％である。
Ｍｇ：５．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｍｇはアルミニウム中で固溶、析出することにより、材料強度を向上させる添加元素である。Ｍｇの添加量が５．０ｍａｓｓ％未満では、材料の強度が低く、高強度な溶接継手を得ることが出来ない。Ｍｇの添加量が１０．０ｍａｓｓ％を上回ると、材料自体の曲げ加工性が低下し、さらに応力腐食割れが発生しやすくなる。望ましいＭｇの添加量は５．４〜７．０ｍａｓｓ％である。
Ｍｎ：０．５０〜１．５ｍａｓｓ％
Ｍｎはアルミニウム中で固溶、析出することにより、材料強度を向上させる添加元素である。Ｍｎの添加量が０．５０ｍａｓｓ％未満では、材料の強度が低く、高強度な溶接継手を得ることが出来ない。Ｍｎの添加量が１．５ｍａｓｓ％を上回ると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合物が粗大化し、曲げ加工性が低下する。望ましいＭｎの添加量は０．６５〜１．５ｍａｓｓ％である。
Ｍｎはアルミニウム中で固溶、析出することにより、材料強度を向上させる添加元素である。Ｍｎの添加量が０．５０ｍａｓｓ％未満では、材料の強度が低く、高強度な溶接継手を得ることが出来ない。Ｍｎの添加量が１．５ｍａｓｓ％を上回ると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合物が粗大化し、曲げ加工性が低下する。望ましいＭｎの添加量は０．６５〜１．５ｍａｓｓ％である。
Ｂ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｂはアルミニウムの鋳造及び溶接工程における溶融・凝固の過程において結晶粒形成の核となる元素であり、母材及び溶接金属部の結晶粒を微細化する添加元素である。Ｂの添加量が０．０００１ｍａｓｓ％未満では、十分な結晶粒微細化効果が得られない。Ｂの添加量が０．０１０ｍａｓｓ％を上回ると、粗大な凝集物がアルミニウム中に形成され、圧延性、曲げ加工性が低下する。望ましいＢの添加量は、０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％である。
Ｂはアルミニウムの鋳造及び溶接工程における溶融・凝固の過程において結晶粒形成の核となる元素であり、母材及び溶接金属部の結晶粒を微細化する添加元素である。Ｂの添加量が０．０００１ｍａｓｓ％未満では、十分な結晶粒微細化効果が得られない。Ｂの添加量が０．０１０ｍａｓｓ％を上回ると、粗大な凝集物がアルミニウム中に形成され、圧延性、曲げ加工性が低下する。望ましいＢの添加量は、０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％である。
１−２、規制元素
Ｓｉ：０．４０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、溶接において割れの発生を引き起こす成分であるためアルミニウム合金中にＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉの含有量が０．４０ｍａｓｓ％より多いと、溶接時に割れが発生し易くなる。従って、Ｓｉの含有量を０．４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｓｉの含有量は、０．２５ｍａｓｓ％以下に規制するのが好ましいが、Ｓｉの含有量を極めて低い値で管理することは製造上困難であることから、その下限値は製造上可能な範囲で自ずと決められる。
Ｓｉ：０．４０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、溶接において割れの発生を引き起こす成分であるためアルミニウム合金中にＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉの含有量が０．４０ｍａｓｓ％より多いと、溶接時に割れが発生し易くなる。従って、Ｓｉの含有量を０．４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｓｉの含有量は、０．２５ｍａｓｓ％以下に規制するのが好ましいが、Ｓｉの含有量を極めて低い値で管理することは製造上困難であることから、その下限値は製造上可能な範囲で自ずと決められる。
Ｆｅ：０．４０ｍａｓｓ％以下
Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、曲げ加工性を低下させる。Ｆｅの含有量が０．４０ｍａｓｓ％より多いと、粗大な前記金属間化合物が形成されて、熱間圧延時や曲げ加工時に割れ発生し易くなる。従って、Ｆｅの含有量を０．４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｆｅの含有量は低い程好ましいが、Ｆｅの含有量を極めて低い値で管理することは製造上困難であることから、その下限値は製造上可能な範囲で自ずと決められる。
Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、曲げ加工性を低下させる。Ｆｅの含有量が０．４０ｍａｓｓ％より多いと、粗大な前記金属間化合物が形成されて、熱間圧延時や曲げ加工時に割れ発生し易くなる。従って、Ｆｅの含有量を０．４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｆｅの含有量は低い程好ましいが、Ｆｅの含有量を極めて低い値で管理することは製造上困難であることから、その下限値は製造上可能な範囲で自ずと決められる。
Ｚｎ：０．２０〜０．４０％
Ｚｎは、母材及び溶接金属部の結晶粒微細化に寄与する添加元素である。Ｚｎの添加量が０．２％未満では、十分な効果が得られない。Ｚｎの添加量が０．４０％を上回ると、溶接割れや応力腐食割れを生じ易くなる。
Ｚｎは、母材及び溶接金属部の結晶粒微細化に寄与する添加元素である。Ｚｎの添加量が０．２％未満では、十分な効果が得られない。Ｚｎの添加量が０．４０％を上回ると、溶接割れや応力腐食割れを生じ易くなる。
Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる成分であるため、アルミニウム合金中にＣｒが含有されることは好ましくない。Ｃｒの含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｃｒの含有量を０．２０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｃｒの含有量は、０．０５０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０％が最も好ましい。
Ｃｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる成分であるため、アルミニウム合金中にＣｒが含有されることは好ましくない。Ｃｒの含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｃｒの含有量を０．２０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｃｒの含有量は、０．０５０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０％が最も好ましい。
Ｃｕ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、溶接の際に割れの発生を引き起こす成分であるためアルミニウム合金中にＣｕが含有されることは好ましくない。Ｃｕの含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、溶接時に割れが発生し易くなる。従って、Ｃｕの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｃｕの含有量は、０．０５０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０ｍａｓｓ％が最も好ましい。
Ｃｕは、溶接の際に割れの発生を引き起こす成分であるためアルミニウム合金中にＣｕが含有されることは好ましくない。Ｃｕの含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、溶接時に割れが発生し易くなる。従って、Ｃｕの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｃｕの含有量は、０．０５０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０ｍａｓｓ％が最も好ましい。
Ｔｉ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは、アルミニウムの鋳造工程における溶融・凝固の過程において結晶粒形成の核となる元素であり、母材の結晶粒を微細化する添加元素であるが、溶接金属部の結晶粒微細化への寄与は小さい添加元素である。また、Ｔｉの添加量が多いと粗大な凝集物や酸化物として取り込まれることでアルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる。Ｔｉの含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｔｉの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下に規制する。
Ｔｉは、アルミニウムの鋳造工程における溶融・凝固の過程において結晶粒形成の核となる元素であり、母材の結晶粒を微細化する添加元素であるが、溶接金属部の結晶粒微細化への寄与は小さい添加元素である。また、Ｔｉの添加量が多いと粗大な凝集物や酸化物として取り込まれることでアルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる。Ｔｉの含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｔｉの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下に規制する。
Ｚｒ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
Ｚｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる成分であるため、アルミニウム合金中にＺｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒの含有量が０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｚｒの含有量を０．０４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｚｒの含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０ｍａｓｓ％が最も好ましい。
Ｚｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金及び溶接継手の曲げ加工性を低下させる成分であるため、アルミニウム合金中にＺｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒの含有量が０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が低下する。従って、Ｚｒの含有量を０．０４０ｍａｓｓ％以下に規制する。Ｚｒの含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％未満に規制するのが好ましく、０ｍａｓｓ％が最も好ましい。
１−３、その他の元素
また、本発明に係るＡｌ合金の残部は、Ａｌと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物は、各々が０．０５０ｍａｓｓ％以下で、かつ、合計で０．１５０ｍａｓｓ％以下であれば、本発明で得られるＡｌ合金材としての特性を損なうことはない。
また、本発明に係るＡｌ合金の残部は、Ａｌと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物は、各々が０．０５０ｍａｓｓ％以下で、かつ、合計で０．１５０ｍａｓｓ％以下であれば、本発明で得られるＡｌ合金材としての特性を損なうことはない。
２、アルミニウム合金板の平均結晶粒径
本発明に係るアルミニウム合金板は、組成範囲の材料であって平均結晶粒径が１００μｍ以下である。結晶粒径は金属材料の強度を決定付ける一つの因子であり、その影響度はホール・ペッチの式に則ることが知られている。したがって、材料強度は結晶粒径が小さいほど、高くなる。さらに、結晶粒径が小さいほど、曲げ加工性が高くなる。したがって、曲げ加工性を低下させることなく、高い継手強度を有する溶接継手を得るためには、平均結晶粒径を制御する必要がある。
本発明に係るアルミニウム合金板は、組成範囲の材料であって平均結晶粒径が１００μｍ以下である。結晶粒径は金属材料の強度を決定付ける一つの因子であり、その影響度はホール・ペッチの式に則ることが知られている。したがって、材料強度は結晶粒径が小さいほど、高くなる。さらに、結晶粒径が小さいほど、曲げ加工性が高くなる。したがって、曲げ加工性を低下させることなく、高い継手強度を有する溶接継手を得るためには、平均結晶粒径を制御する必要がある。
アルミニウム合金板の平均結晶粒径が１００μｍを上回ると、母材及び溶接継手の強度、溶接継手の曲げ加工性が低下する。アルミニウム合金板の好ましい平均結晶粒径は８０μｍ以下である。また、平均結晶粒径が微細であるほど、その効果が高くなるため下限値は定めないが、使用する合金組成と製造方法によって自ずと決まる。本発明に係るアルミニウム合金板の場合、平均結晶粒径の下限は１５μｍ程度である。
３、板厚５０ｍｍの当該アルミニウム合金板同士を、溶接ワイヤにφ（直径）４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接した際の溶接継手における熱影響部の最大結晶粒径Ａと溶接金属部の平均結晶粒径Ｂとの関係
本発明に係る板厚５０ｍｍのアルミニウム合金板同士を溶接ワイヤにφ４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接により接合した接合体の熱影響部の最大結晶粒径をＡ、溶接金属部における平均結晶粒径をＢとした時に、各結晶粒径Ａ、ＢはそれぞれＡ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍであることが望ましい。溶接金属部及び熱影響部の平均結晶粒径は、継手の強度、曲げ加工性などに影響を与え、結晶粒径が微細であるほど安定して目標とする特性を満たすことがわかっている。本試験条件においてＡ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍを満たす場合には、他の溶接方法であっても優れた継手の強度と曲げ加工性を示す。一方、本試験条件においてＡ＞１００μｍ、Ｂ＞１２０μｍが成り立つ場合には、溶接継手の強度及び曲げ加工性が低下する場合がある。Ａ、Ｂ何れも、小さいほど継手強度、曲げ加工性が向上するため下限値は定めないが、本発明に係るアルミニウム合金板の場合、下限は１５μｍ程度である。
本発明に係る板厚５０ｍｍのアルミニウム合金板同士を溶接ワイヤにφ４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接により接合した接合体の熱影響部の最大結晶粒径をＡ、溶接金属部における平均結晶粒径をＢとした時に、各結晶粒径Ａ、ＢはそれぞれＡ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍであることが望ましい。溶接金属部及び熱影響部の平均結晶粒径は、継手の強度、曲げ加工性などに影響を与え、結晶粒径が微細であるほど安定して目標とする特性を満たすことがわかっている。本試験条件においてＡ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍを満たす場合には、他の溶接方法であっても優れた継手の強度と曲げ加工性を示す。一方、本試験条件においてＡ＞１００μｍ、Ｂ＞１２０μｍが成り立つ場合には、溶接継手の強度及び曲げ加工性が低下する場合がある。Ａ、Ｂ何れも、小さいほど継手強度、曲げ加工性が向上するため下限値は定めないが、本発明に係るアルミニウム合金板の場合、下限は１５μｍ程度である。
また、本発明に係るアルミニウム合金の溶接接合体においては、Ｂ／Ａ≦１．２の関係が成り立つことが望ましい。接合体の熱影響部では、溶接時の熱によって再結晶や結晶粒成長が促進される。したがって、接合体の溶接金属部を除く領域において最も粗大な結晶粒が存在するのが熱影響部となる。溶接部の平均結晶粒径が、熱影響部に存在する最大の結晶粒に対して大きくなりすぎないことで、高強度化かつ曲げ加工性に優れる溶接継手を得ることが出来る。前記Ａ、Ｂにおいて、Ｂ／Ａ≦１．２の関係が成り立つ場合には、継手強度及び曲げ加工性に優れる溶接継手が得られる。一方、前記平均結晶粒径の関係においてＢ／Ａ＞１．２が成り立つ場合には、継手強度及び曲げ加工性が低下する場合がある。Ｂ／Ａの値は小さいほどその効果が高くなるため下限値は定めないが、使用するアルミニウム合金板と溶接方法によって自ずと決まる。
溶接方法としては、電子ビーム溶接やレーザ溶接、アーク溶接等が適用される。また、溶加材を使用する場合は、ＪＩＳ Ｚ ３２３２及びＪＩＳ Ｚ ３６０４に示されるＡ５１８３合金やＡ５３５６合金、Ａ５５５６合金等を適用出来る。
４、調質Ｏにおけるアルミニウム合金板の引張強さ
本発明に係るアルミニウム合金板は、調質Ｏにおける引張強さが３００ＭＰａ以上であることが望ましい。溶接継手の強度は、母材となるアルミニウム合金板のＯ材強度と溶接金属部の強度の関係で決まり、溶接金属部の強度がアルミニウム合金板のＯ材強度よりも高い場合には、継手の強度がアルミニウム合金板のＯ材強度に近い値となる。したがって、高い継手強度を有する溶接継手を得るためには、調質Ｏにおけるアルミニウム合金板の強度を高める必要がある。調質Ｏにおけるアルミニウム合金板の引張強さが３００ＭＰａ未満であると、溶接金属部の強度が高くても継手強度は低下する。アルミニウム合金板の引張強さが高いほど、その効果が高くなるため上限は定めないが、使用するアルミニウム合金板の組成や金属組織によって自ずと決まる。なお、望ましい引張強さは３２０ＭＰａ以上である。
本発明に係るアルミニウム合金板は、調質Ｏにおける引張強さが３００ＭＰａ以上であることが望ましい。溶接継手の強度は、母材となるアルミニウム合金板のＯ材強度と溶接金属部の強度の関係で決まり、溶接金属部の強度がアルミニウム合金板のＯ材強度よりも高い場合には、継手の強度がアルミニウム合金板のＯ材強度に近い値となる。したがって、高い継手強度を有する溶接継手を得るためには、調質Ｏにおけるアルミニウム合金板の強度を高める必要がある。調質Ｏにおけるアルミニウム合金板の引張強さが３００ＭＰａ未満であると、溶接金属部の強度が高くても継手強度は低下する。アルミニウム合金板の引張強さが高いほど、その効果が高くなるため上限は定めないが、使用するアルミニウム合金板の組成や金属組織によって自ずと決まる。なお、望ましい引張強さは３２０ＭＰａ以上である。
５、溶接用アルミニウム合金板の製造方法
次に、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板の製造工程について詳述する。本発明に係る溶接用アルミニウム合金板の製造方法は、基本的には、アルミニウム合金板材の常法に従って製造することができるが、その製造工程のうちの溶解・鋳造工程・均質化工程・熱間圧延工程・焼鈍工程において所定の合金組成及び金属組織に調整することによって、継手強度と曲げ加工性に優れた溶接用アルミニウム合金板材とすることが可能となる。
次に、本発明に係る溶接用アルミニウム合金板の製造工程について詳述する。本発明に係る溶接用アルミニウム合金板の製造方法は、基本的には、アルミニウム合金板材の常法に従って製造することができるが、その製造工程のうちの溶解・鋳造工程・均質化工程・熱間圧延工程・焼鈍工程において所定の合金組成及び金属組織に調整することによって、継手強度と曲げ加工性に優れた溶接用アルミニウム合金板材とすることが可能となる。
本発明に係る溶接用アルミニウム合金板の製造方法は、アルミニウム合金溶湯を本発明に係るＡｌ合金の成分範囲内に溶解調整する溶解工程と；溶解調整された溶湯を鋳造して鋳塊を得る鋳造工程と；鋳塊を特定条件で保持する均質化処理工程と；均質化処理した鋳塊を特定の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と；必要に応じて熱間圧延材を特定の条件で冷間圧延する冷間圧延工程と；必要に応じて焼鈍処理工程と；を備える。
５−１、溶解工程
溶解工程としては、アルミニウム合金溶湯を本発明に係るアルミニウム合金の成分範囲内に溶解調整を行い、当該アルミニウム合金溶湯に対して、脱ガス処理や不純物を除去するための濾過処理などを行う。
溶解工程としては、アルミニウム合金溶湯を本発明に係るアルミニウム合金の成分範囲内に溶解調整を行い、当該アルミニウム合金溶湯に対して、脱ガス処理や不純物を除去するための濾過処理などを行う。
５−２、鋳造工程
鋳造工程としては、半連続鋳造法（ＤＣ（Direct Chill）鋳造法またはホットトップ鋳造法）又は連続鋳造法（ＣＣ（Continuous Casting）鋳造法）によって鋳塊（スラブ）に製造する。鋳造後には、引き続き行われる熱間圧延に備えて、必要に応じて鋳塊表面の鋳肌を削り取る面削を行ってもよく、面削は後述する均質化処理後に行ってもよい。
鋳造工程としては、半連続鋳造法（ＤＣ（Direct Chill）鋳造法またはホットトップ鋳造法）又は連続鋳造法（ＣＣ（Continuous Casting）鋳造法）によって鋳塊（スラブ）に製造する。鋳造後には、引き続き行われる熱間圧延に備えて、必要に応じて鋳塊表面の鋳肌を削り取る面削を行ってもよく、面削は後述する均質化処理後に行ってもよい。
５−３、均質化処理工程
均質化処理工程としては、通常、アルミニウム合金の鋳造の凝固時に形成される凝固組織に特徴的な濃度偏析を解消して均一化させるために均質化処理が施される。均質化処理温度は４６０〜５４０℃である。均質化処理温度が４６０℃未満であると充分な均質化効果が得られない。一方、均質化処理温度が５４０℃を超えると鋳塊が溶融する虞があるため好ましくない。また、処理時間は１〜２４時間である。処理時間が１時間未満であると充分な均質化効果が得られない。一方、処理時間が２４時間を超えると生産性が低下する。また、特に規定するものではないがＡｌ−Ｍｇ系合金の均質化処理時にはβ相の溶融温度である４５０℃より低い温度で保持を行い、十分に固溶・拡散させた後に昇温を続ける２段あるいは多段の加熱パターンが用いられることも多い。
均質化処理工程としては、通常、アルミニウム合金の鋳造の凝固時に形成される凝固組織に特徴的な濃度偏析を解消して均一化させるために均質化処理が施される。均質化処理温度は４６０〜５４０℃である。均質化処理温度が４６０℃未満であると充分な均質化効果が得られない。一方、均質化処理温度が５４０℃を超えると鋳塊が溶融する虞があるため好ましくない。また、処理時間は１〜２４時間である。処理時間が１時間未満であると充分な均質化効果が得られない。一方、処理時間が２４時間を超えると生産性が低下する。また、特に規定するものではないがＡｌ−Ｍｇ系合金の均質化処理時にはβ相の溶融温度である４５０℃より低い温度で保持を行い、十分に固溶・拡散させた後に昇温を続ける２段あるいは多段の加熱パターンが用いられることも多い。
５−４、熱間圧延工程
鋳塊からアルミニウム合金板へと加工するために、熱間圧延が施される。熱間圧延の条件は、工業的に均一に圧延加工が出来る条件を選定する必要がある。本発明に係るアルミニウム合金板は、４００℃〜５４０℃の間で熱間加工を開始するのが望ましい。４００℃未満では変形抵抗が増加し、圧延荷重が高くなりすぎるため生産性が低下する。また５４０℃を超えると鋳塊が溶融する虞があることに加え、熱間圧延時に割れが発生することがある。好ましい熱間圧延開始温度は４４０〜５２０℃である。
鋳塊からアルミニウム合金板へと加工するために、熱間圧延が施される。熱間圧延の条件は、工業的に均一に圧延加工が出来る条件を選定する必要がある。本発明に係るアルミニウム合金板は、４００℃〜５４０℃の間で熱間加工を開始するのが望ましい。４００℃未満では変形抵抗が増加し、圧延荷重が高くなりすぎるため生産性が低下する。また５４０℃を超えると鋳塊が溶融する虞があることに加え、熱間圧延時に割れが発生することがある。好ましい熱間圧延開始温度は４４０〜５２０℃である。
５−５、冷間圧延工程
最終製品の形状及び強度に精度良く仕上げるため、熱間圧延の後、冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延工程を実施する場合には、最終的な特性に影響しないため、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択される。
最終製品の形状及び強度に精度良く仕上げるため、熱間圧延の後、冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延工程を実施する場合には、最終的な特性に影響しないため、本発明の効果を奏する範囲で適宜選択される。
５−６、焼鈍工程
良好な冷間加工性を保持するために、冷間加工の前、途中及び後の少なくともいずれかにおいて、焼鈍を施してもよい。また、アルミニウム合金板及び溶接継手の結晶粒径を制御し、強度及び曲げ加工性を高めるために、最終板厚を熱間圧延工程にて仕上げる場合においても焼鈍を実施するのが望ましい。本発明の効果を奏する焼鈍温度の範囲は３４０℃〜４２０℃である。焼鈍温度が３４０℃未満であると焼鈍効果が十分ではない。一方、焼鈍温度が４２０℃を超えると結晶粒成長が促進され、粗大な結晶粒を形成する虞がある。また、処理時間は０．５〜８時間である。処理時間が０．５時間未満であると充分な焼鈍効果が得られなくなる、一方、処理時間が８時間を超えると生産性が低下する。さらに、最終板厚を熱間圧延工程にて仕上げる場合においては、熱間圧延終了時の温度を３４０℃以上とすることで最終焼鈍を実施した場合と同等の曲げ加工性が得られる。したがって、熱間圧延終了時の温度を３４０℃以上とすることで、最終焼鈍工程を省略することが可能である。
良好な冷間加工性を保持するために、冷間加工の前、途中及び後の少なくともいずれかにおいて、焼鈍を施してもよい。また、アルミニウム合金板及び溶接継手の結晶粒径を制御し、強度及び曲げ加工性を高めるために、最終板厚を熱間圧延工程にて仕上げる場合においても焼鈍を実施するのが望ましい。本発明の効果を奏する焼鈍温度の範囲は３４０℃〜４２０℃である。焼鈍温度が３４０℃未満であると焼鈍効果が十分ではない。一方、焼鈍温度が４２０℃を超えると結晶粒成長が促進され、粗大な結晶粒を形成する虞がある。また、処理時間は０．５〜８時間である。処理時間が０．５時間未満であると充分な焼鈍効果が得られなくなる、一方、処理時間が８時間を超えると生産性が低下する。さらに、最終板厚を熱間圧延工程にて仕上げる場合においては、熱間圧延終了時の温度を３４０℃以上とすることで最終焼鈍を実施した場合と同等の曲げ加工性が得られる。したがって、熱間圧延終了時の温度を３４０℃以上とすることで、最終焼鈍工程を省略することが可能である。
以下に、本発明の実施例に基づいて更に詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
まず、表１に示す成分組成のＡｌ合金を常法の半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）により溶解鋳造して、鋳塊を製造した。なお、表１の化学成分において、「−」は当該化学成分が検出限界未満であることを示す。
次に、この鋳塊を表２に示す均質化処理条件及び熱間圧延条件にて均質化と熱間圧延を実施し、板厚５０ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、表２に示す最終焼鈍条件にて最終焼鈍を行い、材料特性評価用試料とした。
得られた材料の特性評価として、平均結晶粒径、曲げ加工性、引張強さ、調質Ｏにおける引張強さの測定を行った。各評価方法の詳細は以下に記す。
＜平均結晶粒径＞
作製した試料を圧延方向に垂直な断面で切りだし、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、板厚の１／４、１／２、３／４位置とし、すべての測定結果の平均値を平均結晶粒径とした。
作製した試料を圧延方向に垂直な断面で切りだし、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、板厚の１／４、１／２、３／４位置とし、すべての測定結果の平均値を平均結晶粒径とした。
＜曲げ加工性＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠する方法で曲げ試験を実施した。試験片は板厚２５ｍｍの減厚試験片とし、押し曲げ法にて１８０度曲げ試験を行った。試験後の試験片について対し肉眼で観察を行い、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、０〜３ｍｍの割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠する方法で曲げ試験を実施した。試験片は板厚２５ｍｍの減厚試験片とし、押し曲げ法にて１８０度曲げ試験を行った。試験後の試験片について対し肉眼で観察を行い、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、０〜３ｍｍの割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
＜引張強さ＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する方法で引張試験を実施した。試験片は、作製した試料の圧延方向に垂直な方向より、φ２０ｍｍの丸棒を採取し、ＪＩＳ４号試験片に加工した。作製した試験片を用いて引張試験を実施し、引張強さを測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する方法で引張試験を実施した。試験片は、作製した試料の圧延方向に垂直な方向より、φ２０ｍｍの丸棒を採取し、ＪＩＳ４号試験片に加工した。作製した試験片を用いて引張試験を実施し、引張強さを測定した。
＜調質Ｏにおける引張強さ＞
作製した試料の中で加工ひずみが残存している物についてのみ、さらに焼鈍温度３５０℃、保持時間２時間で焼鈍を行い、上記と同様の方法にて引張試験を行った。
作製した試料の中で加工ひずみが残存している物についてのみ、さらに焼鈍温度３５０℃、保持時間２時間で焼鈍を行い、上記と同様の方法にて引張試験を行った。
表３及び表４には、作製した試料の評価結果を示す。
本発明に従う合金組成である発明例１〜４２は、平均結晶粒径、曲げ加工性、引張強さ、調質Ｏにおける引張強さが優れたアルミニウム合金であった。
これに対し、比較例１では、Ｍｇ濃度が低いため、アルミニウム合金の強度及び調質Ｏにおける引張強さが低下した。
比較例２では、Ｍｇ濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例３では、Ｍｎ濃度が低いため、調質Ｏにおける引張強さが低下した。
比較例４では、Ｍｎ濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例６では、Ｂ濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例８では、Ｆｅ濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例９では、Ｚｎ濃度が低いため、母材の結晶粒径が粗大化した。
比較例１１では、Ｃｒの濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例１３では、Ｔｉの濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例１４では、Ｚｒの濃度が高いため、曲げ加工性が低下した。
比較例１５では、均質化温度が低いため、十分に均質化が行われず、引張強さが低下した。
比較例１６では、均質化温度が高過ぎたため、加熱時に鋳塊が溶融した。
比較例１７では、均質化時間が短いため、十分に均質化が行われず、引張強さが低下した。
比較例１８では、熱間圧延前の加熱温度が低いため、所定の厚さまでの熱間圧延が出来なかった。
比較例１９では、熱間圧延前の加熱温度が高いため、加熱時に鋳塊が溶融し、熱間圧延時に割れが発生した。
比較例２０では、熱間圧延終了時の温度が低く、最終焼鈍を省略したため、加工組織の割合が高くなり、曲げ加工性が低下した。
比較例２１では、最終焼鈍の温度が低いため、圧延時の加工ひずみが十分に回復せず、曲げ加工性が低下した。
比較例２２では、最終焼鈍の温度が高いため、平均結晶粒径が粗大化した。
比較例２３では、最終焼鈍の時間が短いため、圧延時の加工ひずみが十分に回復せず、曲げ加工性が低下した。
比較例５、７、１０、１２では、本発明の合金組成範囲外の試料ではあるが、母材の評価としては、優れた特性を有していた。
次に、溶接継手評価用試料として、表１に記す組成にて作製した鋳塊に対して、均質化温度５００℃、保持時間１時間にて均質化処理を施した後、熱間圧延開始温度を４８０℃、終了温度を３２０℃となるように熱間圧延を実施し、板厚５０ｍｍ、８ｍｍ、３ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、板厚３ｍｍの熱間圧板についてのみ冷間圧延工程にかけ、板厚１ｍｍの冷間圧延板とした。前記熱間圧延板と冷間圧延板を焼鈍温度３５０℃、保持時間２時間にて最終焼鈍を行い、溶接継手評価用試料とした。
溶接継手作製においては、ＭＩＧ溶接、電子ビーム溶接（以下、ＥＢＷ）、レーザ溶接（以下、ＬＢＷ）を用いた。板厚５０ｍｍの試料に対してはＭＩＧ溶接とＥＢＷを、板厚８ｍｍの試料に対してはＭＩＧ溶接を、板厚１ｍｍの試料に対してはＬＢＷをそれぞれ適用した。詳細は以下に記す。
＜ＭＩＧ溶接による板厚５０ｍｍ溶接継手作製方法＞
板厚５０ｍｍの試料に対し、ルート面２０ｍｍ、開先角度９０°のＸ開先となるように開先加工を施し、ＭＩＧ溶接用試料とした。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接には大電流ＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとしてＳｉ：０．２５％、Ｆｅ：０．２０％、Ｃｕ：０．０１％、Ｍｎ：０．７３％、Ｍｇ：５．０２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｚｎ：０．０５％、Ｔｉ：０．１１％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるφ４．８ｍｍのＡ５１８３ＷＹ材を使用した。溶接電流８００Ａ、溶接電圧３４Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、両側２パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。
板厚５０ｍｍの試料に対し、ルート面２０ｍｍ、開先角度９０°のＸ開先となるように開先加工を施し、ＭＩＧ溶接用試料とした。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接には大電流ＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとしてＳｉ：０．２５％、Ｆｅ：０．２０％、Ｃｕ：０．０１％、Ｍｎ：０．７３％、Ｍｇ：５．０２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｚｎ：０．０５％、Ｔｉ：０．１１％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるφ４．８ｍｍのＡ５１８３ＷＹ材を使用した。溶接電流８００Ａ、溶接電圧３４Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、両側２パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。
＜ＥＢＷによる板厚５０ｍｍ溶接継手作製方法＞
板厚５０ｍｍの試料の端面をフライス加工にて平面とし、ＥＢＷ用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央に電子ビームを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、ビーム電流１８０ｍＡ、加速電圧３０ｋＶ、溶接速度５ｃｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。
板厚５０ｍｍの試料の端面をフライス加工にて平面とし、ＥＢＷ用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央に電子ビームを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、ビーム電流１８０ｍＡ、加速電圧３０ｋＶ、溶接速度５ｃｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。
＜ＭＩＧ溶接による板厚８ｍｍ溶接継手作製方法＞
板厚８ｍｍの試料に対し、ルート面１ｍｍ、開先角度６０°のＸ開先となるように開先加工を施し、ＭＩＧ溶接用試料とした。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接にはＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとしてＳｉ：０．２５％、Ｆｅ：０．２０％、Ｃｕ：０．０１％、Ｍｎ：０．７３％、Ｍｇ：５．０２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｚｎ：０．０５％、Ｔｉ：０．１１％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるφ１．６ｍｍのＡ５１８３ＷＹ（ＪＩＳ Ｚ ３２３２）材を使用した。溶接電流３００Ａ、溶接電圧３２Ｖ、溶接速度５０ｃｍ／ｍｉｎ、両側２パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。
板厚８ｍｍの試料に対し、ルート面１ｍｍ、開先角度６０°のＸ開先となるように開先加工を施し、ＭＩＧ溶接用試料とした。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接にはＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとしてＳｉ：０．２５％、Ｆｅ：０．２０％、Ｃｕ：０．０１％、Ｍｎ：０．７３％、Ｍｇ：５．０２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｚｎ：０．０５％、Ｔｉ：０．１１％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるφ１．６ｍｍのＡ５１８３ＷＹ（ＪＩＳ Ｚ ３２３２）材を使用した。溶接電流３００Ａ、溶接電圧３２Ｖ、溶接速度５０ｃｍ／ｍｉｎ、両側２パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。
＜ＬＢＷによる板厚１ｍｍ溶接継手作製方法＞
板厚１ｍｍの試料の端面をフライスにて平面とし、ＬＢＷ用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央にレーザを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。用いた溶接機は、最大出力２ｋＷのファイバーレーザである。溶接条件は、出力２ｋＷ、溶接速度１５ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。
板厚１ｍｍの試料の端面をフライスにて平面とし、ＬＢＷ用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央にレーザを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。用いた溶接機は、最大出力２ｋＷのファイバーレーザである。溶接条件は、出力２ｋＷ、溶接速度１５ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。
以上で作製した溶接継手に対し、溶接時の溶接割れ、溶接金属部の平均結晶粒径、熱影響部の最大結晶粒径、溶接継手の曲げ加工性、溶接継手の引張強さをそれぞれ評価した。各評価方法の詳細は以下に記す。
＜溶接割れ＞
溶接部の外観及び溶接断面の観察より、溶接部に発生した割れを評価した。溶接部の外観観察では、溶接時に付着したスマット等をワイヤブラシで除去した後に、肉眼で割れの有無を評価した。また、溶接部の断面観察では、溶接方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨を実施後、光学顕微鏡にて割れの有無を評価した。上記観察により、外観及び溶接部断面で割れが見られなかったものを「○」、外観と溶接部断面の何れかで割れが見られたものを「×」として評価した。
溶接部の外観及び溶接断面の観察より、溶接部に発生した割れを評価した。溶接部の外観観察では、溶接時に付着したスマット等をワイヤブラシで除去した後に、肉眼で割れの有無を評価した。また、溶接部の断面観察では、溶接方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨を実施後、光学顕微鏡にて割れの有無を評価した。上記観察により、外観及び溶接部断面で割れが見られなかったものを「○」、外観と溶接部断面の何れかで割れが見られたものを「×」として評価した。
＜溶接金属部の平均結晶粒径＞
溶接方向に垂直な断面で切り出し、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、板厚の１／４、１／２、３／４位置とし、すべての測定結果の平均値を平均結晶粒径とした。
溶接方向に垂直な断面で切り出し、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、板厚の１／４、１／２、３／４位置とし、すべての測定結果の平均値を平均結晶粒径とした。
＜熱影響部の最大結晶粒径＞
溶接方向に垂直な断面で切り出し、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、溶融境界部から母材部側の溶けていない領域で、両側２５ｍｍの幅をそれぞれ観察した。観察した結晶粒の中でもっとも大きいものの結晶粒径を熱影響部の最大結晶粒径（Ｂ）とし、溶接金属部の平均結晶粒径（Ａ）との関係（Ｂ）／（Ａ）を算出した。
溶接方向に垂直な断面で切り出し、鏡面研磨を施した後にＥＢＳＤ分析にて結晶粒の観察を行った。観察位置は、溶融境界部から母材部側の溶けていない領域で、両側２５ｍｍの幅をそれぞれ観察した。観察した結晶粒の中でもっとも大きいものの結晶粒径を熱影響部の最大結晶粒径（Ｂ）とし、溶接金属部の平均結晶粒径（Ａ）との関係（Ｂ）／（Ａ）を算出した。
＜溶接継手の曲げ加工性＞
ＪＩＳ Ｚ ３１２２に準拠する方法で曲げ試験を実施した。板厚５０ｍｍの溶接継手については側曲げ試験を、その他の継手については表曲げ及び裏曲げ試験を実施した。試験後の試験片について対し肉眼で観察を行い、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、０〜３ｍｍの割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
ＪＩＳ Ｚ ３１２２に準拠する方法で曲げ試験を実施した。板厚５０ｍｍの溶接継手については側曲げ試験を、その他の継手については表曲げ及び裏曲げ試験を実施した。試験後の試験片について対し肉眼で観察を行い、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、０〜３ｍｍの割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
＜溶接継手の引張強さ＞
ＪＩＳ Ｚ ３１２１に準拠する方法で溶接継手の引張試験を実施した。作製した溶接継手に対し、溶接部が引張試験片の中央部に位置するように溶接方向に対して垂直な方向に試験片を採取し、引張試験を実施した。
ＪＩＳ Ｚ ３１２１に準拠する方法で溶接継手の引張試験を実施した。作製した溶接継手に対し、溶接部が引張試験片の中央部に位置するように溶接方向に対して垂直な方向に試験片を採取し、引張試験を実施した。
表５〜表７に、それぞれの溶接継手の評価結果を示す。
本発明の範囲内である合金組成の材料を使用して作製した溶接継手については、全て優れた特性を有していた（発明例４３〜１３０）。
これに対し、本発明の範囲外である材料を使用して作製した溶接継手では、何れかの評価において、特性が劣ることが確認された。
すなわち、比較例２４、３８、５２、６６では、Ｍｇ濃度が低いため、継手強度が低下した。
比較例２５、３９、５３、６７では、Ｍｇ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例２６、４０、５４、６８では、Ｍｎ濃度が低いため、継手強度が低下した。
比較例２７、４１、５５、６９では、Ｍｎ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例２８、５６では、Ｂ濃度が低いため、溶接金属部の平均結晶粒径が大きく、継手の曲げ加工性が低下した。また、継手強度が低下した。
比較例４２、７０では、Ｂ濃度が低く、本発明の範囲外の合金組成ではあるが、優れた継手特性を有していた。
比較例２９、４３、５７、７１では、Ｂ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例３０、４４、５８、７２では、Ｓｉ濃度が高いため、溶接時に割れが発生した。
比較例３１、４５、５９、７３では、Ｆｅ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例３２、４６、６０、７４では、Ｚｎ濃度が低いため、熱影響部における結晶粒径が粗大化し、曲げ加工性が低下した。
比較例３３、４７、６１、７５では、Ｚｎ濃度が高いため、溶接時に割れが発生した。
比較例３４、４８、６２、７６では、Ｃｒ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例３５、６３では、Ｃｕ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例４９、７７では、Ｃｕ濃度が高いため、溶接時に割れが発生した。
比較例３６、５０、６４、７８では、Ｔｉ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例３７、５１、６５、７９では、Ｚｒ濃度が高いため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
Claims (6)
- Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金から形成され、平均結晶粒径が１００μｍ以下である、
ことを特徴とする溶接用アルミニウム合金板。 - 板厚５０ｍｍの当該アルミニウム合金板同士を、溶接ワイヤに直径４．８ｍｍのＡ５１８３合金を使用し、溶接電流が８００Ａ、溶接電圧が３４Ｖの溶接条件において、片側１パス、両側２パスでＭＩＧ溶接した際の溶接継手において、熱影響部の最大結晶粒径をＡ、溶接金属部の平均結晶粒径をＢとした時に、Ａ≦１００μｍ、Ｂ≦１２０μｍが成り立つ、
ことを特徴とする請求項１に記載の溶接用アルミニウム合金板。 - 前記Ａと前記Ｂとの間にＢ／Ａ≦１．２の関係が成り立つ、
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接用アルミニウム合金板。 - 調質Ｏにおける引張強さが３００ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接用アルミニウム合金板。 - Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃で熱間圧延する熱間圧延工程と、
３４０〜４２０℃の温度で１時間以上保持する焼鈍工程と、を含む、
ことを特徴とする溶接用アルミニウム合金板製造方法。 - Ｍｇ：５．０〜１０．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｚｎ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶接用アルミニウム合金板製造方法であって、
アルミニウム合金を溶解調整する溶解工程と、
溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、
鋳塊を４６０〜５４０℃の温度で１〜２４時間加熱処理する均質化処理工程と、
均質化処理した鋳塊を開始温度４００℃〜５４０℃、終了温度３４０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、を含む、
ことを特徴とする溶接用アルミニウム合金板製造方法。
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Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPS63270446A (ja) * | 1987-04-27 | 1988-11-08 | Sky Alum Co Ltd | 溶接構造用Ａ▲ｌ▼−Ｍｇ基合金厚板の製造方法 |
| JP2008190021A (ja) * | 2007-02-07 | 2008-08-21 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ−Ｍｇ系合金熱延上り板およびその製造法 |
| JP2010130709A (ja) * | 2008-11-25 | 2010-06-10 | Furukawa Electric Co Ltd:The | アルミ線材接続体 |
| JP2010144186A (ja) * | 2008-12-16 | 2010-07-01 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Ｌｎｇ球形タンク用高強度アルミニウム合金 |
-
2017
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Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63270446A (ja) * | 1987-04-27 | 1988-11-08 | Sky Alum Co Ltd | 溶接構造用Ａ▲ｌ▼−Ｍｇ基合金厚板の製造方法 |
| JP2008190021A (ja) * | 2007-02-07 | 2008-08-21 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ−Ｍｇ系合金熱延上り板およびその製造法 |
| JP2010130709A (ja) * | 2008-11-25 | 2010-06-10 | Furukawa Electric Co Ltd:The | アルミ線材接続体 |
| JP2010144186A (ja) * | 2008-12-16 | 2010-07-01 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Ｌｎｇ球形タンク用高強度アルミニウム合金 |
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