JPH0463255A - 高強度および高耐食性Ａｌ―Ｍｇ系合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、高強度および高耐食性Ａｌ−Ｍｇ系合金板の
製造方法に関し、特には一般の船舶あるいは高速船舶等
の用途に好適な高強度および高耐食性Ａｌ−Ｍｇ系合金
板の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 従来、国内の船舶用材料としては、Ｊ　Ｉ　Ｓ５０８６
アルミ合金、５０８３アルミ合金等のＡｌ−Ｍｇ系合金
板が使われ、その製造方法としては、一般に、５０８６
アルミ合金または５０８３アルミ合金に調整された組成
を有するアルミ合金鋳塊を鋳造した後、均質化処理を４
００〜５００’Ｃの温度で行い、その後熱間圧延により
、２７０゜Ｃを超える熱間圧延終了温度になるように制
御して最終板厚に仕上げて製造されている。

また、特開昭６２−　２１４２６３号公報には、上記の
如く常法にしたがって製造された＾ｌ−Ｍｇ系合金板で
は、コスト低減を目的として薄肉化した壜台に強度が得
られなくなることから、Ａｌ−Ｍｇ系合金のＭ。

を多く添加し、Ｍｇを多く添加することによって生しる
応力腐食割れの問題を、他の添加成分組成と、この合金
組成からなる鋳塊を常法にしたがってＡｌ−１１ｇ系合
金軟質板に製造し、得られたＡｌ−Ｍ、系合金軟質板に
永久歪で０．５％を越え２，０％以下の引張り矯正によ
る冷間加工歪みを付与することとによって改善したＡｌ
−Ｍｇ系合金板の製造方法か開示されている。

〔発明が解決しようとする課副〕

ところで、近年、船舶用材料としても、船舶の高速軽量
化を目的として薄肉高強度化、および海水、湖水等に常
に晒されることから耐食性の向上等の特性が要求されて
いるが、上記前者の従来より行われている常法にしたが
って製造されたＡｌＭｇ系合金板の場合、熱間圧延上が
りの状態ではＭｇが材料内に均一に固溶しているものの
、経年変化によりＭｇ原子が格子欠陥の多い結晶粒界に
集まり、その部位にβ相（ＭｇｘＡｌｚ）が優先的に析
出し粒界腐食および応力腐食割れが生じやすくなる。ま
た熱間圧延終了温度が再結晶温度以下であるため強度が
低く薄肉化による船体の軽量化は困難である。

また、上記後者の特開昭６２−２１４２６３号公報に開
示された方法は、得られたＡｌ−）Ｉｇ系会合金板強度
が高く薄肉軽量化には有効な方法であるが、冷間加工歪
みを付与するまでの製造方法は上記前者の方法と変わら
ないため、上記と同様に、経年変化によりβ相（ｈｇ２
Ａ＋１）が優先的に析出し粒界腐食および応力腐食割れ
が生しやすくなり耐食性が低下する。

尚、上述したβ相（ＭｇｚＡ＋＊）が析出した場合に耐
食性が低下する現象は、β相（ＭｇｚＡｌ：＋）が母材
であるＡｌに比較して電位が卑なことから海水、湖水等
に晒されると優先的に溶解するためである。

本発明は、上記の事情に鑑み、高強度を有し且つ粒界腐
食および応力腐食割れ等の生しにくい優れた耐食性を有
するＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法を提供することを目
的とするものである。

〔課題を解決するための手段〕

上記目的を達成するために、本発明者等は鋭意研究を行
った。その結果、Ａｌ−ｒＩｇ系合金において強度の高
い熱間圧延板を得るためには、合金素材中のＭｇ含有量
を高めると共に、熱間圧延の終了温度を再結晶温度以下
の温度で圧延することが重要な要因であることを見出し
、また耐食性に優れた熱間圧延板を得るためには、β相
（ＭｇｚＡｌ：ｌ）の結晶粒界への優先析出を生しない
ようにすることが重要な要因で、このためには熱間圧延
後に冷却することなく熱処理を行って予めβ相を、主に
粒内に均一に析出させると経年変化によるβ相の結晶粒
界への優先析出が生しなくなることを知見した。

即ち、本発明に係わる高強度および高耐食性Ａｌ−Ｍ、
系合金板の製造方法は、Ｍｇを４．０ｗｔ％以上含むＡ
ｌ−Ｍｇ系合金鋳塊を、常法により均質化処理した後、
所定厚さに熱間圧延を行い、この熱間圧延の終了温度を
２００〜２７０℃で終了させ、その後２００〜２５０℃
の温度で２〜１２時間熱処理することを特徴とするもの
である。

そして、上記製造方法に適用されるＡｌ−Ｍｇ系合金鋳
塊としては、Ｍｇ　：　　４．（１−６，０ｗｔ％、　
Ｍｎ　：　０．０５〜１．５ｗｔ％、　Ｃｒ　：　０．
０５〜０．３ｗｔ％を含み、さらにＣｕ≦０．５ｗｔ％
とＺｎ≦０．５ｗｔ％のうち少なくとも１種を含み、残
部がＡ１および不可避的不純物からなる成分組成のもの
が好ましい。

〔作　　用］ 本発明におけるＡｌ−Ｍｇ系合金鋳塊の成分組成および
熱間圧延以降の熱処理条件の特定理由を以下に説明する
。

先ず、Ａｌ−Ｍｇ系合金鋳塊の成分組成についてＭｇは
、強虜を付与する重要な元素であり、少なくとも４．Ｑ
ｗｔ％以上含有させないと高強度が得られず、船舶用材
料として薄肉軽量化ができない。

従って、Ｍｇの含を量は４．０ｗｔ％以上とする。また
その上限は１０ｗｔ％程度が望ましく、１０ｗ【％を超
えて含有させても強度向上への寄与が少なくなるととも
に、熱間圧延性や耐食性の低下を招くためで、より好ま
しくは６．０ｗｔ％以下がよい、即ち、Ｍｇの含有量は
、より好ましくは４．０〜５．Ｑｗｔ％がよい。

ＭｎおよびＣｒは、高強度化および＆ｌｌ織の安定化に
寄与する元素であり、それぞれ０．０５ｗｔ％未満では
その効果が薄く、一方Ｍｎは１．５ｗｔ％、Ｃｒは０．
３ｗｔ％を越えると巨大品出物が生成し易くなるため、
Ｍｎの含有量は０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｃｒの含有量
は０．０５〜０．３ｗｔ％の範囲にそれぞれ抑えるとよ
い。

Ｃｕは、強度向上および耐応力腐食割れ性の向上に有効
な元素であるものの、０．５ｗｔ％を越えると−Ｃの耐
食性および熱間圧延性が低下するため、Ｃｕの含有量は
０．５ｗｔ％以下に抑えるとよい。

Ｚｎは、晶出物微細化に有効な元素であるものの、０．
５ｗｔ％を越えると一般の耐食性が低下するため、Ｚｎ
の介有量は０．５ｗｔ％以下に抑えるとよい。

次に、熱間圧延以降の熱処理条件について上記したよう
に熱間圧延の終了温度は材料の強度に大きな影響を及ぼ
し、再結晶温度以下で圧延することが肝要である。即ち
、Ａｌ−Ｍｇ系合金においては２７０℃以下であれば再
結晶温度以下であり、圧延終了温度が低い程高強度材が
得られる。しかし、熱間圧延を２００″Ｃ未満の終了温
度で終了させようとすると、圧延時の変形抵抗が大きく
なり圧延設備等に大きな負荷がかかると共に圧延油の流
動性が低下し熱間圧延板表面に圧延油が多量に付着し実
用上間３がある。従って、熱間圧延は２００〜２７０℃
の終了温度で終了させる。

また、上記したように熱間圧延板の耐食性を向上させる
ためには、熱間圧延後に冷却することなく熱処理を行っ
て予めβ相（ＭｇＪｈ）を、主に粒内に均一に析出させ
ることが肝要であり、この時の熱処理条件としては温度
が２００〜２５０”Ｃ１時間が２〜１２時間がよ（、こ
のように限定する理由は、温度が２００℃未満ではβ相
の粒内析出に比べ、粒界析出が優先的となり耐食性の向
上が期待できず、また２５０℃超ではＭ、が再固溶して
しまい経年変化によりβ相が粒界に析出し粒界腐食およ
び応力腐食割れが生しやすくなり耐食性が低下するため
である。一方、温度が２００〜２５０℃であっても、時
間が２時間未満ではβ相の粒内析出に比べ、粒界析出が
優先的となり耐食性の向上が期待できず、また１２時間
超ではβ相がもはや粒内に均一に析出してしまい、それ
以上の耐食性の向上が期待できないためである。

また、熱間圧延後は室温まで冷却させることなく熱処理
を行うとよい。その理由は、室温まで冷却してしまうと
、冷却過程およびその後の熱処理するための昇温過程で
β相が粒界に優先的に析出する２００℃未満の温度に保
持されてしまうためである。

〔実　施　例〕

第１表に示す合金成分を含存してなるＡｌ−Ｍｇ系合金
鋳塊のそれぞれに５００’Ｃｘ３時間の均質化処理を施
した後、同表に示す終了温度で熱間圧延を終了するよう
に熱間圧延して厚さ５ｍｍの熱間圧延板とし、さらにこ
の後、熱間圧延板に同表に示す熱処理条件で熱処理を施
した。

そして、得られた熱間圧延板に１２０℃Ｘ７日の増感処
理を実施した後、機械的性質および耐食試験を行った。

これらの試験結果も併せて第１表に示す、尚、耐食試験
はＱ　Ｑ　Ａ　−００２５０／１９　（Ｎ　Ａ　ＶＹ　
−Ｓ　ｈ　ｉ　ｐ　ｓ　）　Ｄｅｃｅｍｂｅｒ　　３１
．１９６８に準じて行った。

（以　下　余　白） 上記第１表において、Ｎｉ１１．　Ｎｏ、１５および随
１７は本発明例、隘２〜Ｎｆｌ１４．　Ｎ１１１６は比
較例、Ｎα１８およびＮＯ，１９は従来例をそれぞれ示
す。

Ｎｔｌｌは、本発明材であり、強度および耐食性共優れ
る。

Ｎ［１２および隘３は、熱間圧延終了温度が本発明法よ
り高いため強度が低く、また増悪処理によりβ相析出が
粒界優先となり耐食性が劣る。

ＮＣＬ４は、熱間圧延後の熱処理湿炭が本発明法より高
いためＭ、が固溶してしまい、その後の増感処理により
粒界にβ相が優先的に析出し耐食性が劣るとともに強度
が低い。

階５は、Ｎ１１ｌの本発明材と同一の温度条件であるが
、熱間圧延後−旦室温まで冷却しその後熱処理を実施し
たものであり、耐食性がやや劣る。

隘６は、熱間圧延後の熱処理時間が本発明法より短いた
め、粒内および粒界へのβ相の析出が不十分となり、そ
の後の増感処理によって粒界にβ相が優先析出し耐食性
が劣る。

隘７は、熱間圧延後の熱処理温廣が本発明法より低いた
め、陥６同様、粒内および粒界へのβ相の析出が不十分
となり、その後の増感処理によって粒界にβ相が優先析
出し耐食性が劣る。

階８は、熱間圧延終了温度が本発明法より低いため、高
強度が得られているもののその後の増感処理によって粒
界にβ相が優先析出し耐食性が劣る。また熱間圧延時耳
割れが観られた。

Ｎα９〜ｋ１４は、Ａｌ−Ｍｇ系合金のＭｇｌが本発明
法より低いため、耐食性に優れるものの何れの材料も強
度が低い。

Ｎ［１１５は、本発明材であり、強度および耐食性共優
れる。

隘１６は、阻１５の本発明材より、さらにＭｇの含有量
を高めたもので、高強度が得られるものの、耐食性が僅
かに劣る。

隘１７およびＮｃＬ１９は、本発明材であり、強度およ
び耐食性共優れる。

Ｎｃｃ１８は、胤１５の本発明材よりＣｕの含有量を高
めたもので、熱間圧延時に割れが発生し、熱間圧延性に
劣るものであった。

連２０は、Ｎｏ、　ｌの本発明材よりＭｎの含有量を低
くしたもので、強度が劣る。

Ｎα２１は、Ｎｏ、　１の本発明材よりＭｎの含有量を
高めたもので、強度および耐食性共問題はないものの、
金属間化合物の粗大化により曲げ等の成形性に欠ける問
題がある。

階２２は、本発明材であり、強度および耐食性共優れる
。

阻２３は、Ｎ０２２の本発明材よりＣｒの含有量を富め
たもので、随２１と同様に強度および耐食性共問題はな
いものの、金属間化合物の粗大化により曲げ等の成形性
に欠ける問題がある。

階２４は、ｋ１９の本発明材よりＺｎの含有量を高めた
もので、耐食性の低下が認められる。

阻２５は、本発明材であり、強度および耐食性共優れる
。

Ｎ１１２６は従来の軟質材であり、強度が低く耐食性も
劣る。

Ｎα２７は従来の高強度材であり、強度的には優れるも
のの耐食性が劣る。

〔発明の効果］ 以上詳述したように、本発明法によれば、熱間圧延終了
温度およびその後の熱処理を最適にコントロールするこ
とによって、現有材に比較して優れた耐食性を有し且つ
強度の高いＡｌ−Ｍｇ系合金板が得られ、構造部材とし
ての薄肉化、特に船舶用の薄肉軽量化が行える。

特許出願人　株式会社神戸製鋼所

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇを４．０ｗｔ％以上含むＡｌ−Ｍｇ系合金鋳
   塊を、常法により均質化処理した後、所定厚さに熱間圧
   延を行い、この熱間圧延の終了温度を２００〜２７０℃
   で終了させ、その後２００〜２５０℃の温度で２〜１２
   時間熱処理することを特徴とする高強度および高耐食性
   Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
2. （２）Ａｌ−Ｍｇ系合金鋳塊の成分組成が、Ｍｇ：４．
   ０〜６．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｃ
   ｒ：０．０５〜０．３ｗｔ％を含み、さらにＣｕ≦０．
   ５ｗｔ％とＺｎ≦０．５ｗｔ％のうち少なくとも１種を
   含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなることを
   特徴とする第１請求項に記載の高強度および高耐食性Ａ
   ｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。