JP3529664B2 - アルミニウム合金溶加材 - Google Patents
アルミニウム合金溶加材Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高強度で耐応力腐食
割れ性に優れたアルミニウム合金溶加材に関する。
割れ性に優れたアルミニウム合金溶加材に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、船舶、車輌、橋梁、低温容器、化
学機器などの各種構造物にＡｌ−Ｍｇ系合金（ＡＡ５０
５２、５４５４、５０８３、５０８６等）が用いられる
ようになった。そして多くの場合、これらの構造物では
溶加材（溶接棒および溶接線）として比較的Ｍｇ量の多
いＡＡ５３５６、５５５６、５１８３を主として用いた
溶接施工がなされる。
学機器などの各種構造物にＡｌ−Ｍｇ系合金（ＡＡ５０
５２、５４５４、５０８３、５０８６等）が用いられる
ようになった。そして多くの場合、これらの構造物では
溶加材（溶接棒および溶接線）として比較的Ｍｇ量の多
いＡＡ５３５６、５５５６、５１８３を主として用いた
溶接施工がなされる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】これらＡＡ５３５６、
５５５６、５１８３合金は、強度に優れ、耐食性も優れ
ているため、母材としてＡｌ−Ｍｇ系合金を用いた場合
の溶加材に適している。しかしながら、母材よりも強度
の低い溶接部に応力が集中し、経時変化した時の耐応力
腐食割れ性の点で、まだいくつかの問題を残している。
例えば、溶接直後の耐応力腐食割れ性は優れていても、
一般的な耐久年数１０年以上の経時変化を想定すると、
応力腐食割れの原因といわれているβ相（Ｍｇ 2Ａｌ3）
は、室温でもＭｇ含有量が多いほど粒界への析出は速
く、かつ析出量も多いことから耐応力腐食割れ性が懸念
され、このため塗装や陽極酸化処理による防食技術で補
っているのが現状である。
５５５６、５１８３合金は、強度に優れ、耐食性も優れ
ているため、母材としてＡｌ−Ｍｇ系合金を用いた場合
の溶加材に適している。しかしながら、母材よりも強度
の低い溶接部に応力が集中し、経時変化した時の耐応力
腐食割れ性の点で、まだいくつかの問題を残している。
例えば、溶接直後の耐応力腐食割れ性は優れていても、
一般的な耐久年数１０年以上の経時変化を想定すると、
応力腐食割れの原因といわれているβ相（Ｍｇ 2Ａｌ3）
は、室温でもＭｇ含有量が多いほど粒界への析出は速
く、かつ析出量も多いことから耐応力腐食割れ性が懸念
され、このため塗装や陽極酸化処理による防食技術で補
っているのが現状である。
【０００４】この発明は、上記の欠点を解消し、高強度
でしかも経時変化しても耐応力腐食割れ性に優れた溶加
材を提供することを目的とするものである。
でしかも経時変化しても耐応力腐食割れ性に優れた溶加
材を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するために、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、
耐応力腐食割れ性の向上にはＭｇを減量し、さらに耐応
力腐食割れ性向上のためにはＺｎを添加し、Ｍｇの減量
による強度の低下はＭｎの増量とＣｒの添加で補うこと
によって、高強度を損うことなく耐応力腐食割れ性の向
上が図れることを見出し、この発明をなすに至った。
するために、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、
耐応力腐食割れ性の向上にはＭｇを減量し、さらに耐応
力腐食割れ性向上のためにはＺｎを添加し、Ｍｇの減量
による強度の低下はＭｎの増量とＣｒの添加で補うこと
によって、高強度を損うことなく耐応力腐食割れ性の向
上が図れることを見出し、この発明をなすに至った。
【０００６】具体的には、請求項１の発明の強度と耐応
力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金溶加材は、Ｍｇ
３．０〜４．０％、Ｍｎ１．１〜２．０％、Ｃｒ０．０
５〜０．２５％を含有し、さらにＴｉ０．０１〜０．２
５％、Ｂ０．００１〜０．１０％、Ｚｒ０．０３〜０．
３０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とするもの
である。そして、請求項２の発明では、アルミニウム合
金に前記各成分のほかに、さらに０．３〜１．８％のＺ
ｎを含有すること特徴とするものである。
力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金溶加材は、Ｍｇ
３．０〜４．０％、Ｍｎ１．１〜２．０％、Ｃｒ０．０
５〜０．２５％を含有し、さらにＴｉ０．０１〜０．２
５％、Ｂ０．００１〜０．１０％、Ｚｒ０．０３〜０．
３０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とするもの
である。そして、請求項２の発明では、アルミニウム合
金に前記各成分のほかに、さらに０．３〜１．８％のＺ
ｎを含有すること特徴とするものである。
【０００７】
【作用】先ず、この発明における成分組成の限定理由に
ついて説明する。 Ｍｇ：Ｍｇは強度向上に有効な元素であるが、耐応力腐
食割れ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が３．０％
未満では継手強度が不足となり、一方４．０％を超える
とβ相が粒界に連続的に析出する傾向となって耐応力腐
食割れ性は低下する。したがってＭｇ量は３．０〜４．
０％の範囲内とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度向上に有効な元素である。１．１％未
満では継手強度が不足し、２．０％を超えると鋳造時に
Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大な化合物が生成して熱間およ
び冷間加工性を阻害する。したがってＭｎ量は１．１〜
２．０％の範囲内とした。 Ｃｒ：Ｃｒは強度向上に寄与するが、０．０５％未満で
はその効果は小さく、０．２５％を超えると粗大なＣｒ
系化合物が生成して熱間および冷間加工性を阻害するの
でＣｒ量は０．０５〜０．２５％の範囲内とした。 Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ：これらの元素は溶接部の結晶粒の微細
化を通じて強度向上に効果があり、一種または２種以上
を添加する。その場合Ｔｉが０．０１％未満、Ｂが０．
００１％未満、Ｚｒが０．０３％未満では上記の効果が
得られず、Ｔｉが０．２５％を超えると初晶ＴｉＡｌ3
が生成し、Ｚｒが０．３０％を超えると粗大な化合物が
生成されてそれぞれ強度を害し、Ｂが０．１０％を超え
ると上記の効果が飽和する。したがって、これらの元素
の添加量は、Ｔｉは０．０１〜０．２５％、Ｂは０．０
０１〜０．１０％、Ｚｒは０．０３〜０．３０％の範囲
内とした。 Ｚｎ：Ｚｎは経時変化により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の微
細析出物となって粒界・粒内にランダムに析出し、粒界
に連続的に析出しようとするβ相を不連続化することに
よって耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。
ただしＺｎ量が０．３％未満ではＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の
微細析出物の分布密度が少なすぎてその効果は小さく、
１．８％を超えるとＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の微細析出物の
分布密度が飽和してその効果も飽和する。したがってＺ
ｎ量は０．３〜１．８％の範囲内とした。以上の各元素
のほかは、基本的にはＡｌならびに不可避的不純物とす
る。なお不可避的不純物としてはＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ等が
含有されることがあるが、ＳｉおよびＦｅは０．４％以
下、Ｃｕは０．３％以下であれば、この発明の効果を損
なうことはない。そのほか、鋳造時の溶湯酸化を防止す
るために、Ｂｅを０．０００８％以下添加することも許
容される。
ついて説明する。 Ｍｇ：Ｍｇは強度向上に有効な元素であるが、耐応力腐
食割れ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が３．０％
未満では継手強度が不足となり、一方４．０％を超える
とβ相が粒界に連続的に析出する傾向となって耐応力腐
食割れ性は低下する。したがってＭｇ量は３．０〜４．
０％の範囲内とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度向上に有効な元素である。１．１％未
満では継手強度が不足し、２．０％を超えると鋳造時に
Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大な化合物が生成して熱間およ
び冷間加工性を阻害する。したがってＭｎ量は１．１〜
２．０％の範囲内とした。 Ｃｒ：Ｃｒは強度向上に寄与するが、０．０５％未満で
はその効果は小さく、０．２５％を超えると粗大なＣｒ
系化合物が生成して熱間および冷間加工性を阻害するの
でＣｒ量は０．０５〜０．２５％の範囲内とした。 Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ：これらの元素は溶接部の結晶粒の微細
化を通じて強度向上に効果があり、一種または２種以上
を添加する。その場合Ｔｉが０．０１％未満、Ｂが０．
００１％未満、Ｚｒが０．０３％未満では上記の効果が
得られず、Ｔｉが０．２５％を超えると初晶ＴｉＡｌ3
が生成し、Ｚｒが０．３０％を超えると粗大な化合物が
生成されてそれぞれ強度を害し、Ｂが０．１０％を超え
ると上記の効果が飽和する。したがって、これらの元素
の添加量は、Ｔｉは０．０１〜０．２５％、Ｂは０．０
０１〜０．１０％、Ｚｒは０．０３〜０．３０％の範囲
内とした。 Ｚｎ：Ｚｎは経時変化により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の微
細析出物となって粒界・粒内にランダムに析出し、粒界
に連続的に析出しようとするβ相を不連続化することに
よって耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。
ただしＺｎ量が０．３％未満ではＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の
微細析出物の分布密度が少なすぎてその効果は小さく、
１．８％を超えるとＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の微細析出物の
分布密度が飽和してその効果も飽和する。したがってＺ
ｎ量は０．３〜１．８％の範囲内とした。以上の各元素
のほかは、基本的にはＡｌならびに不可避的不純物とす
る。なお不可避的不純物としてはＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ等が
含有されることがあるが、ＳｉおよびＦｅは０．４％以
下、Ｃｕは０．３％以下であれば、この発明の効果を損
なうことはない。そのほか、鋳造時の溶湯酸化を防止す
るために、Ｂｅを０．０００８％以下添加することも許
容される。
【０００８】次に、本発明の溶加材を製造する場合につ
いて説明する。先ず、前述のような成分組成の合金をＤ
Ｃ鋳造法（半連続鋳造法）やホットトップ鋳造法（気体
加圧式半連続鋳造法）で鋳造し、熱間加工前に４５０〜
５８０℃×１ｈｒ以上の加熱処理後、熱間押出し加工に
より円形断面形状とする。この場合の加熱温度は４５０
℃未満では熱間加工性が劣り、５８０℃を超えると共晶
融解の恐れがあるので加熱温度は４５０〜５８０℃の範
囲内が好ましい。さらに、熱間押出し加工材を冷間抽伸
加工と中間焼鈍を繰り返して、所定の寸法形状に加工し
溶加材（溶接棒および溶接線）とする。この場合の冷間
抽伸加工は１０〜５０％の加工率を目安とし、加工硬化
による破断を避けなければならない。そして中間焼鈍は
冷間加工性を向上させるために行う軟化処理であり、３
２０℃未満では再結晶しないので軟化し難く、５００℃
を超えると粗大結晶化して冷間抽伸加工中に粒界破断の
恐れがある。したがって中間焼鈍は、３２０〜５００℃
×０．５〜５ｈｒとするのが望ましい。上記の製造方法
以外に、溶湯から直接溶加材を製造する方法として知ら
れている一般的連続鋳造法（プロペルチ法、ＳＣＲ法
等）やＯＣＣ法（大野式連続鋳造法）があるが、これら
の方法によっても本発明の溶加材の特性は変わらないの
でこれらを用いても差し支えない。
いて説明する。先ず、前述のような成分組成の合金をＤ
Ｃ鋳造法（半連続鋳造法）やホットトップ鋳造法（気体
加圧式半連続鋳造法）で鋳造し、熱間加工前に４５０〜
５８０℃×１ｈｒ以上の加熱処理後、熱間押出し加工に
より円形断面形状とする。この場合の加熱温度は４５０
℃未満では熱間加工性が劣り、５８０℃を超えると共晶
融解の恐れがあるので加熱温度は４５０〜５８０℃の範
囲内が好ましい。さらに、熱間押出し加工材を冷間抽伸
加工と中間焼鈍を繰り返して、所定の寸法形状に加工し
溶加材（溶接棒および溶接線）とする。この場合の冷間
抽伸加工は１０〜５０％の加工率を目安とし、加工硬化
による破断を避けなければならない。そして中間焼鈍は
冷間加工性を向上させるために行う軟化処理であり、３
２０℃未満では再結晶しないので軟化し難く、５００℃
を超えると粗大結晶化して冷間抽伸加工中に粒界破断の
恐れがある。したがって中間焼鈍は、３２０〜５００℃
×０．５〜５ｈｒとするのが望ましい。上記の製造方法
以外に、溶湯から直接溶加材を製造する方法として知ら
れている一般的連続鋳造法（プロペルチ法、ＳＣＲ法
等）やＯＣＣ法（大野式連続鋳造法）があるが、これら
の方法によっても本発明の溶加材の特性は変わらないの
でこれらを用いても差し支えない。
【０００９】
【実施例】表１のＮｏ．１〜８に示す成分組成（Ａｌ９
９．７％地金を用いてＳｉは０．１％、Ｆｅは０．２％
とした）の合金について、常法に従ってＤＣ鋳造法（半
連続鋳造法）により鋳造し、直径８０ｍｍ、長さ２００
ｍｍの鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、熱間加工前に
５３０℃×２ｈｒの加熱を行った後、直ちに熱間押出し
加工して直径１０ｍｍの押出し材とした。その後３０％
前後の冷間抽伸加工と４００℃×２ｈｒの中間焼鈍を数
回繰り返し、直径１．６ｍｍの溶接線を得た。
９．７％地金を用いてＳｉは０．１％、Ｆｅは０．２％
とした）の合金について、常法に従ってＤＣ鋳造法（半
連続鋳造法）により鋳造し、直径８０ｍｍ、長さ２００
ｍｍの鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、熱間加工前に
５３０℃×２ｈｒの加熱を行った後、直ちに熱間押出し
加工して直径１０ｍｍの押出し材とした。その後３０％
前後の冷間抽伸加工と４００℃×２ｈｒの中間焼鈍を数
回繰り返し、直径１．６ｍｍの溶接線を得た。
【００１０】
【表１】
【００１１】得られた各溶接線を用いて、構造材として
表２に示す成分組成の５０８３−Ｈ３２１の厚さ８ｍｍ
の板をＸ開先加工して母材とし、表３に示す条件で表側
１パス、裏側１パスのＭＩＧ溶接により溶接継手（溶接
材）を得た。
表２に示す成分組成の５０８３−Ｈ３２１の厚さ８ｍｍ
の板をＸ開先加工して母材とし、表３に示す条件で表側
１パス、裏側１パスのＭＩＧ溶接により溶接継手（溶接
材）を得た。
【００１２】
【表２】
【００１３】
【表３】
【００１４】各溶接継手の余盛りを削除して引張試験に
よる引張強さを調べ、さらに応力腐食割れ試験による割
れ寿命を調べた。なお耐応力腐食割れ性に関しては、溶
接直後では応力腐食割れ感受性は低く、経時変化によっ
てβ相（Ｍｇ2Ａｌ3）が粒界に析出し、応力腐食割れ感
受性は高まることが一般に知られている。そこでこの実
施例では溶接継手に対し、約１０年後のβ相の析出状態
に相当する１２０℃ｘ７日間の熱処理を施すことによっ
て応力腐食割れ感受性を高めた状態とし、その状態で応
力腐食割れ試験を実施した。またこの応力腐食割れ試験
はＮａＣｌ水溶液中での引張りによる応力負荷（溶接金
属部および熱影響部を含めた）を行うとともに、耐応力
腐食割れ性を比較的短時間で評価するために試験片に直
流５ｍＡ／ｃｍ2 の電流を流すことで粒界腐食を促進さ
せる方法、すなわち陽極電流付加引張方式で行った。な
お負荷応力は溶接継手材引張強さの４０％とした。その
結果を表４に示す。なお、引張試験の破断位置および応
力腐食割れ試験の割れ位置は、ともに溶接金属部であっ
た。
よる引張強さを調べ、さらに応力腐食割れ試験による割
れ寿命を調べた。なお耐応力腐食割れ性に関しては、溶
接直後では応力腐食割れ感受性は低く、経時変化によっ
てβ相（Ｍｇ2Ａｌ3）が粒界に析出し、応力腐食割れ感
受性は高まることが一般に知られている。そこでこの実
施例では溶接継手に対し、約１０年後のβ相の析出状態
に相当する１２０℃ｘ７日間の熱処理を施すことによっ
て応力腐食割れ感受性を高めた状態とし、その状態で応
力腐食割れ試験を実施した。またこの応力腐食割れ試験
はＮａＣｌ水溶液中での引張りによる応力負荷（溶接金
属部および熱影響部を含めた）を行うとともに、耐応力
腐食割れ性を比較的短時間で評価するために試験片に直
流５ｍＡ／ｃｍ2 の電流を流すことで粒界腐食を促進さ
せる方法、すなわち陽極電流付加引張方式で行った。な
お負荷応力は溶接継手材引張強さの４０％とした。その
結果を表４に示す。なお、引張試験の破断位置および応
力腐食割れ試験の割れ位置は、ともに溶接金属部であっ
た。
【００１５】
【表４】
【００１６】表４から判るように、この発明で規定する
範囲内の成分組成の溶加材を用いてＭＩＧ溶接した溶接
継手Ｎｏ．１〜５は、比較例の溶接継手Ｎｏ．６〜８と
比べて、強度は同程度の高強度を示し、しかも耐応力腐
食割れ性は格段に向上していることが明らかである。こ
れに対して比較例であるＮｏ．６はＴｉ、Ｂ、Ｚｒのう
ちの１種または２種以上を含有しないため結晶粒が粗大
化し、強度が低く、また耐応力腐食割れ性も低下してい
る。またＭｇあるいはＭｎ量がこの発明の範囲から外れ
るＮｏ．７，８も耐応力腐食割れ性が大幅に低下してい
る。
範囲内の成分組成の溶加材を用いてＭＩＧ溶接した溶接
継手Ｎｏ．１〜５は、比較例の溶接継手Ｎｏ．６〜８と
比べて、強度は同程度の高強度を示し、しかも耐応力腐
食割れ性は格段に向上していることが明らかである。こ
れに対して比較例であるＮｏ．６はＴｉ、Ｂ、Ｚｒのう
ちの１種または２種以上を含有しないため結晶粒が粗大
化し、強度が低く、また耐応力腐食割れ性も低下してい
る。またＭｇあるいはＭｎ量がこの発明の範囲から外れ
るＮｏ．７，８も耐応力腐食割れ性が大幅に低下してい
る。
【００１７】
【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明によれば、強度は従来から知られている５３５６
や５１８３合金の溶加材並みに高強度で、しかも耐応力
腐食割れ性は５３５６や５１８３合金の溶加材よりも格
段に優れた安全性の高い、高強度耐応力腐食割れ性アル
ミニウム合金溶加材を得ることができる。
の発明によれば、強度は従来から知られている５３５６
や５１８３合金の溶加材並みに高強度で、しかも耐応力
腐食割れ性は５３５６や５１８３合金の溶加材よりも格
段に優れた安全性の高い、高強度耐応力腐食割れ性アル
ミニウム合金溶加材を得ることができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭48−76760（ＪＰ，Ａ)
特開 昭49−134546（ＪＰ，Ａ)
特開 昭49−15658（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−6078（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−56394（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−169290（ＪＰ，Ａ)
特公 昭46−38895（ＪＰ，Ｂ１)
特公 昭45−35167（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23K 35/28
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ３．０〜４．０％（ｗｔ％、以下同
じ）、Ｍｎ１．１〜２．０％、Ｃｒ０．０５〜０．２５
％を含有し、さらにＴｉ０．０１〜０．２５％、Ｂ０．
００１〜０．１０％、Ｚｒ０．０３〜０．３０％のうち
の１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可
避的不純物よりなる強度と耐応力腐食割れ性に優れたア
ルミニウム合金溶加材。 - 【請求項２】 さらに０．３〜１．８％のＺｎを含有す
ることを特徴とする請求項１記載の強度と耐応力腐食割
れ性に優れたアルミニウム合金溶加材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10196399A JP3529664B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | アルミニウム合金溶加材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10196399A JP3529664B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | アルミニウム合金溶加材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000288773A JP2000288773A (ja) | 2000-10-17 |
| JP3529664B2 true JP3529664B2 (ja) | 2004-05-24 |
Family
ID=14314534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10196399A Expired - Fee Related JP3529664B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | アルミニウム合金溶加材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3529664B2 (ja) |
-
1999
- 1999-04-09 JP JP10196399A patent/JP3529664B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000288773A (ja) | 2000-10-17 |
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