JP3071058B2 - 溶接構造用高強度アルミニウム合金厚板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、各種大型溶接構造材な
どに使用される非熱処理型溶接構造用高強度アルミニウ
ム合金厚板の製造方法に関し、特に強度が高くかつ溶接
熱影響部の強度低下が少ない厚板の製造方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】現在、５０８３合金、５４５６合金が最
も強度の高いクラスの被熱処理型溶接構造用材として多
く用いられている。しかしながら、構造物の種類によっ
てはより高強度材に対する潜在的ニーズがあり、例えば
構造の変更に伴うより高い座屈強度への要望等がある。
このような場合、座屈強度が要求されることから引張強
さだけでなく耐力の値においても優れたものが求められ
ている。また厚板の溶接においてはその効率アップのた
め入熱の大きい大電流ＭＩＧ溶接が用いられるケースが
多い。しかし溶接入熱が過度に大となると溶接熱影響部
の結晶粒組織の粗大化が起こり易く溶接材の引張強さ、
耐力の低下を招き易い。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】以上のようなことか
ら、本発明は素材の強度が高いこと溶接熱影響部を含む
溶接部近傍の強度低下が小さいこと特に高い座屈強度を
得るために母材および溶接熱影響部の耐力が高いことと
いう要求を満たすアルミニウム合金厚板の製造方法を提
供することを目的とするものである。

【０００４】

【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明者らは化学成分組成、組織並びに製造条件等
について総合的に研究を重ね鋭意検討した結果、本発明
を成すに至った。

【０００５】すなわち本発明は請求項１記載の如く、重
量％でＭｎ：１．０％を超え２．０％以下、Ｍｇ：３．
０〜６．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％を含み、残
部がＡｌおよび不可避的不純物からなる溶接構造用高強
度アルミニウム合金厚板を製造するにあたり、不純物成
分としてのＦｅ量を０．１５％未満に規制し、その合金
鋳塊を５００℃以下の温度で加熱した後、３００〜４０
０℃の温度範囲で圧延を終了させる熱間圧延を施すこと
を特徴とする溶接構造用高強度アルミニウム合金厚板の
製造方法であり、また請求項２記載の如く、重量％でＭ
ｎ：１．０％を超え２．０％以下、 Ｍｇ：３．０〜
６．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．
０５〜０．１０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不
純物からなる溶接構造用高強度アルミニウム合金厚板を
製造するにあたり、不純物成分としてのＦｅ量を０．１
５％未満に規制し、その合金鋳塊を５００℃以下の温度
で加熱した後、３００〜４００℃の温度範囲で圧延を終
了させる熱間圧延を施すことを特徴とする溶接構造用高
強度アルミニウム合金厚板の製造方法である。

【０００６】

【作用】以下、本発明について更に詳細に説明する。ま
ず、本発明における化学成分の限定理由について説明す
る。 Ｍｎ：Ｍｎは鋳造時に強制固溶され熱間圧延等によりＡ
ｌ₆ Ｍｎ微細粒子を析出し、これにより高強度化、熱的
安定性への寄与の効果がある。ただし１．０％以下では
Ａｌ₆ Ｍｎの微細析出物の均一な分布が不充分で、素材
の高強度化、熱的安定性への寄与が充分期待できない。
一方２．０％を超えると大型鋳塊の凝固速度ではＡｌ₆
Ｍｎの粗大な初晶晶出物の生成範囲となり好ましくな
い。従って、Ｍｎ量は１．０％を超え２．０％以下の範
囲とする。 Ｍｇ：Ｍｇは材料の強度レベルを向上するのに有効な元
素であり、特に溶接金属の強度レベルを上げるためには
欠かせない元素である。しかし、Ｍｇ量の増加は積層欠
陥エネルギーを下げるため再結晶が起き易くなり熱的に
は不安定な方向となりまたＭｎの固溶量を低減させると
いう問題もある。さらに高Ｍｇ化は熱間圧延の変形抵抗
を増大すると共に素材の応力腐食感受性を高めることは
よく知られている。Ｍｇ量が３．０％未満では強度不足
となり、６．０％を超えると上記の問題が大きくなるこ
とからＭｇ量は３．０〜６．０％の範囲とする。 Ｃｒ：Ｃｒの添加は強度特に耐力の向上に有効な元素で
あるが０．０５％未満ではその効果が少なく、一方０．
１０％を超えて多量に添加するとＭｎの固溶量を減少さ
せると共に高Ｍｎとの共存で初晶巨大化合物が生成し易
い。したがって、Ｃｒ量は０．０５〜０．１０％の範囲
とする。 Ｔｉ：その他合金成分として、鋳塊の鋳造組織を微細化
させ割れ等の鋳造欠陥を抑えるためにＴｉの添加が不可
欠である。またこれは厚板の組織の微細化、溶接時の溶
接金属の微細化に寄与し溶接性の向上、安定性のために
も好ましい。Ｔｉ０．００５％未満ではその効果がな
く、また０．２％を超えて含有させると初晶ＴｉＡｌ₃
等の巨大化合物が生成して靱性、加工性を損なう。した
がって、Ｔｉ量は０．００５〜０．２％の範囲とする。
なおＴｉはＢと複合添加することによりＴｉ単独添加の
場合よりも一層顕著な結晶粒微細化効果を発揮するた
め、必要に応じてＴｉと併せてＢを添加してもよい。但
し、Ｂ量が０．０１％未満ではその効果が少なく、一方
０．１％を超えるとＴｉＢ₂の粗大粒子の混入などによ
り靱性が劣化する。従って、ＢをＴｉと複合添加する場
合のＢ量は０．００１〜０．１％の範囲内とすることが
好ましい。 Ｆｅ：Ｆｅは結晶粒微細化、強度向上に効果を示すが、
過多に添加されるとＭｎとともに晶出金属間化合物を生
成してＭｎの固溶量を減少させるとともに材料の均一性
を阻害するため好ましくない。しかし、商業ベースの地
金には不可避的不純物として含まれるため高純度のＡｌ
地金が必要となることから、Ｆｅ量は０．１５％未満に
規制する。 Ｂｅ：Ｂｅは溶解する際に溶湯の酸化を抑制し、Ｍｇの
損失を防ぐとともに酸化物粒子などの不純物の混入を防
ぐ効果があるが、０．００１％を超えて添加してもその
効果が飽和してしまい経済的にメリットが無い。従って
Ｂｅを添加する際にはその量は０．００１％以下とす
る。以上の各成分の残部はＡｌ及び不可避不純物であ
る。不可避不純物としてＣｕは０．１０％以下、Ｓｉは
０．４０％以下、Ｚｎは０．２５％以下であるならば本
発明の効果を損なうことはない。

【０００７】次に本発明における製造プロセスについて
説明する。 鋳造：Ｍｎは鋳造時に強制固溶されるが、ＭｎのＡｌへ
の最大固溶量は状態図的には最大１．８％とされ、Ｍｇ
の添加とともに減少する傾向にあるが、ＤＣ鋳造（半連
続鋳造）、連続鋳造圧延のような急速凝固させる鋳造方
法では２％Ｍｎにおいても初晶Ａｌ₆ Ｍｎの生成は認め
られない。本発明においては、Ｍｎの固溶量を増加させ
Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物を微細化するためにＤＣ鋳
造（半連続鋳造）相当の０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度であることが好ましい。 加熱：鋳塊でのＭｎの強制固溶状態はその後の加熱工程
で破られＡｌ₆ Ｍｎの析出が起こるが、素材の高強度か
つ熱的安定性を確保するためには析出状態を微細でかつ
緻密な分布状態に保ち析出物の粗大化を極力抑える必要
がある。従って熱間圧延の予備加熱は必要最小限にする
ことが必要であり、鋳塊の加熱温度は５００℃以下とし
て圧延を実施することが必要である。 熱延：本発明の合金成分では鋳造材では５５０℃まで析
出物は増加していくが、圧延等の加工により加工歪を導
入すると析出過程が促進され、４５０℃近辺まで析出の
ピークが低下し、熱間圧延中に析出が進行し析出物の粗
大化が起こり強度低下を招く。従って高強度でかつ熱的
に安定な下部組織（substructure）を有する素材を得る
ためには熱間圧延の終了温度を３００℃以上４００℃以
下に管理することが必要である。この温度領域では析出
はあっても析出物の粗大化はなく組織の熱的安定性の向
上に寄与できる。３００℃より下ると析出は少なく加工
歪量が大となり再加熱時に回復・再結晶が起こり易く熱
的安定性が損なわれる。例えば溶接時に溶接熱により熱
影響部の組織変化が起こり易くなり、溶接強度の確保が
難しい。 熱間圧延後：本発明に係る溶接構造用アルミニウム合金
厚板は、通常冷間圧延以降の処理は施さず、熱間圧延終
了の状態あるいは最終焼鈍を施して軟質材とした状態で
使用する。

【０００８】

【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
に示す化学成分を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造法
（半連続鋳造法）で鋳造し、厚さ４６０ｍｍ、幅１４０
０ｍｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を表１に示す製造方
法により加熱後、熱間圧延で厚さ２５ｍｍのプレートに
圧延した。その時の熱間圧延終了温度を表１に示す。表
１で下線のある箇所は本発明の範囲から外れているもの
である。各々について説明すると、Ｎｏ１は請求項２に
該当するＣｒを添加した発明例である。Ｎｏ２は請求項
１に該当する発明例で、Ｃｒを積極添加していないかわ
りにＭｇ量を多くしてある。Ｎｏ３は請求項２に該当す
る発明例であり、Ｎｏ１よりＭｎ量が少なく、Ｍｇ量、
Ｃｒ量が多いものである。Ｎｏ４はＭｇ量が本発明の範
囲より少ない比較例である。Ｎｏ５は合金成分はＮｏ１
と同じだが、加熱温度、熱延終了温度が本発明の範囲か
ら外れる比較例である。Ｎｏ６は合金成分はＮｏ２と同
じだが、加熱温度、熱延終了温度が本発明の範囲から外
れる比較例である。Ｎｏ７は熱延終了温度が低すぎる比
較例である。Ｎｏ８はＭｎ量が本発明の範囲より不足し
ている比較例である。Ｎｏ９はＦｅ量が本発明の範囲よ
り多い比較例である。Ｎｏ１０は従来より用いられてい
るＪＩＳ５０８３合金に相当する成分組成のものを従来
法に従って加熱・熱間圧延した従来例である。

【０００９】

【表１】

【００１０】上記各製法により作製したプレートに３５
０℃の最終焼鈍を施してＯ材（軟質材）とし、その引張
強さ（Ｎ／ｍｍ² ）、耐力（Ｎ／ｍｍ² ）、伸び（％）
を調べた。その結果を表２に元板引張特性として示
す。。また、このＯ材に対して溶接時の熱影響での軟化
の目安として４５０℃２時間の焼鈍を行い、その時の強
度低下を測定した。その結果を元板に対する相対強度
（％）として表２に示す。

【００１１】

【表２】

【００１２】各々について説明すると、Ｎｏ１は請求項
２に該当するＣｒを添加した発明例であるが、引張強
さ、耐力に優れかつ伸びも充分あり、しかも加熱した後
の相対強度も引張強さで９７％以上、耐力で９０％以上
であり加熱による強度低下が非常に少ないものとなって
いる。。Ｎｏ２は請求項１に該当する発明例であるが、
Ｎｏ１と同様に加熱による強度低下が極めて少なく、し
かもＭｇ量が多くなっていることから引張強さ、耐力と
もに絶対値としてはＮｏ１を超える優れた強度となって
いる。Ｎｏ３は元板の引張強さ、耐力ともにＮｏ１，２
よりさらに強いものとなっており、加熱による強度低下
の相対値はやや劣るものの絶対値としては引張強さが３
７８Ｎ／ｍｍ² 、耐力が１９６Ｎ／ｍｍ² とＮｏ１，Ｎ
ｏ２より優れた値となっている。従って素材と溶接熱影
響部との強度差が多少あっても絶対値としての高強度を
必要とする用途に適するものである。Ｎｏ４はＭｇ量が
本発明の範囲より少ない比較例であり、元板強度も低
く、しかも強度低下が大きい。特に耐力の低下が８０％
と軟化が激しいものとなっている。Ｎｏ５は合金成分は
Ｎｏ１と同じだが温度条件が本発明の範囲から外れる比
較例であり、元板強度特に耐力が低い値となっており、
しかも耐力低下もやや大きい結果となっている。Ｎｏ６
は合金成分はＮｏ２と同じだが、温度条件が本発明の範
囲から外れる比較例であるが、元板の耐力が低くしかも
耐力低下の割合も大きいため、加熱後の耐力の絶対値は
低いものとなっている。Ｎｏ７は熱延終了温度が低すぎ
る比較例であり、元板の引張強さおよび引張強さの低下
はそれほどでもないが、加熱による耐力低下が極めて大
きいものとなっている。Ｎｏ８はＭｎ量が不足している
比較例であり、伸びは優れ引張強さも遜色無いものの耐
力低下が大きなものとなっている。Ｎｏ９はＦｅ量が多
い比較例であり、元板の引張強さ、耐力は優れているも
のの加熱後の耐力は元板の７６％と極めて耐力低下が大
きい。Ｎｏ１０は従来例であるが、元板の引張強さ、耐
力は発明例と遜色無いものの加熱後の耐力低下が大きな
ものとなっている。

【００１３】

【効果】以上詳述したように、合金成分組成ならびに加
熱・熱間圧延温度を規定した本発明によれば、元板の引
張強さ、耐力ならびに伸びに優れているとともに、溶接
等による高温加熱にさらされても引張強さ及び耐力の低
下が少ない溶接構造用高強度アルミニウム合金厚板を得
ることができる。

フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｍｎ：１．０
   ％を超え２．０％以下、Ｍｇ：３．０〜６．０％、Ｔ
   ｉ：０．００５〜０．２％を含み、残部がＡｌおよび不
   可避的不純物からなる溶接構造用高強度アルミニウム合
   金厚板を製造するにあたり、不純物成分としてのＦｅ量
   を０．１５％未満に規制し、その合金鋳塊を５００℃以
   下の温度で加熱した後、３００〜４００℃の温度範囲で
   圧延を終了させる熱間圧延を施すことを特徴とする溶接
   構造用高強度アルミニウム合金厚板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で（以下、同じ）、 Ｍｎ：１．
   ０％を超え２．０％以下、 Ｍｇ：３．０〜６．０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．
   １０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からな
   る溶接構造用高強度アルミニウム合金厚板を製造するに
   あたり、不純物成分としてのＦｅ量を０．１５％未満に
   規制し、その合金鋳塊を５００℃以下の温度で加熱した
   後、３００〜４００℃の温度範囲で圧延を終了させる熱
   間圧延を施すことを特徴とする溶接構造用高強度アルミ
   ニウム合金厚板の製造方法。