JPS59110759A - 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 - 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】 本発明は構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法に関
する。

ＡＩ−Ｍｉｉ基合金は低温靭性、強度、溶接性、耐蝕性
等に優れているため、低温用溶接構造用材料として広く
使用されている。例えば、５０８３今金は低温容器をは
しめ一種低温用途に使用され、最近は液化天然〃スの陸
上貯蔵タンク及びタンカー用タンク等の大型溶接構造材
として使用されている。

この５０８３今金等のＡｌ−Ｍｇ基合金が低温用溶接構
造材として広く使用されるのは、−１９６°Ｃの極低温
になっても不安定破壊を示さず充分な靭性を有すること
にある。　　　　　　　□ しかして、Ａ１−Ｍｇ基合金を低温で破壊させると、通
常第：（図に示すような層状破面を呈する。

この層状破ｉ３１は材料の性質にもよるが、−１００′
Ｃ位から現われ始め、−１９６°Ｃではかなり現われる
。

この第３図に示す層状破面ば、第２図の矢印方向に圧延
された板からシャルピー衝撃試験片２（板厚の１／・１
の厚さ）を採取し、−１９６°Ｃにおける試験時に現わ
れたものである。

この破壊現象は、低温における結晶粒界の脆化による圧
延方向に平行な粒界破壊であり、従って、層状破壊が低
温における靭性に影響していることが推察され、事実、
大略的には層状破壊の程度がひどい程靭性が劣る。しが
しなが呟層状破壊の程度と靭性との関係を一義的には決
め難く、靭性が同一であっても結晶粒形状により層状破
壊の程度に可成りの差があることも事実である。

そして、５０８３合金においても、低温靭性が優れ、か
つ、層状破壊の程度の軽微なものが要求されている。

また、層状破壊は、主として結晶粒界にＭｇの含有量に
もよるが２００〜２５０°Ｃ以下の温度で析出するβ相
（ＡＩ、Ｍｇ２）が多い程、かつ、結晶粒形状が偏平な
稈屑状破壊が大きくなるものであり、従って、層状破壊
の程度を軽）威するにはβ相の粒界析出をｉ威少させ、
そして、結晶粉の偏平度を小さくする必要のあることを
知見した。

本発明は上記に説明した従来１こおける、例えば、５０
８３合金等の層状破壊という問題点、および、本発明者
の研究開発による知見に鑑みなされたものであり、ＡＩ
−Ｍ、基合金における層状破壊の程度を、含有成分およ
び成分割合と均熱条件、熱処理条件、組織を制御するこ
とにより抑制することのできる構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金
板及びその製造法を提供するものである。

本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法
は、（１）　　Ｍｇ　３．６＋ＩＩｔ％、Ｓｉ０．２〜
０．６ｕ＋ｔ％、Ｔｉ０．０１〜０．２ｕ＋ｊ％、を含
み、更に、Ｍｎ　Ｏ，０５〜Ｌ５ｕ＋Ｌ％、Ｃｒ　Ｑ、
０５−０．３ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ　Ｏ，０５０，３ｕ＋ｔ％
、＼１０．０５−０．２ｕ＋ｔ％、Ｍｏ　０．０５−０
．２＋ｕｔ％ノウちから選んだ１種以」二を含み、残部
Ａ１及び不純物からなるＡ１合金であって、ミクロ結晶
粒の圧延力３− 向の長さくＬ）と板厚方向の長さ（Ｔ）との比Ｌ／Ｔが
４０す、下であることを特徴とする低温での層状破壊を
軽減した構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板を第１の発明とし、
（２）　　Ｍｇ３〜６ＩＩＩｔ％、Ｓｉ０．２〜０．６
…ｔ％、Ｔｉ　Ｏ，０］〜０．２ｕｕ％を含み、更に、
Ｍｎ０．０５〜１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ　Ｏ，０５−０，
３ｕ＋ｔ％、Ｚｒ　０．０５−０．３ｕ＋ｔ％、Ｖ　Ｏ
，０５−０，２ｕ＋Ｌ％、Ｍｏ　Ｏ，０５０，２ｕ＋Ｉ
％のうちから選んだ１種以」二を含み、残部Ａ１及び不
純物からなるＡ１合金鋳塊を、５００〜５４０°Ｃにて
均質化処理した後、熱間圧延を行ない、熱間圧延終了後
の２５０〜５０’Ｃの冷却速度、或いはその後の最終焼
鈍後の２５０〜５０℃の冷却速度を５℃／Ｈｒ以上とし
て冷却することを特徴とするミクロ結晶粒の圧延方向の
長さくＬ）と板厚方向の長さくＴ）との比Ｌ／Ｔが４０
以下である低温での層状破壊を軽減したＡＩ−Ｍｇ基合
金の製造法を第２の発明とする２つの発明よりなるもの
である。

本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金及びその製造法は
以下に説明することが基礎となっている。

即ち、層状破壊に非常な悪影響を与える結晶粒４− 界に析出するβ相は、Ｍｇ含有量が多い程多くなるが、
Ｓｉを含有させることにより、ＳｉはＭｇとＭＬ＋ｓｉ
の化合物を作るため、Ａｌ５Ｍｇ□のβ相としてのＭｇ
の析出を抑制して層状破壊の程度が軽減すること、また
、β相の析出は最終の温度履歴における約２００〜２５
０℃νＪ、下の冷却速度が遅い程、粒界析出が多くなる
傾向があり、例えば、０材ならば焼鈍後の冷却速度、Ｈ
１１２材ならば熱間圧延後の冷却速度が大きく関係しす
ること、結晶粒形状は均熱条件を高温、長時間材なうと
偏平度が小さくなって層状破壊の程度が軽減すること、
さらに、ＴｉまたはＴｉとＢを含有させることにより鋳
塊の結晶粒を微細化し、圧延材の未再結晶粒の結晶粒を
小さくするため、粒界破壊による層状破壊の程度を軽減
することができることである。

次に、本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金及びその製
造法について説明する。

先ず、Ａｌ−Ｍｇ基合金の含有成分及び成分割合につい
て説明する。

Ｍｇは含有量が３ＩＩＩｔ％未満では強度が不充分であ
１）、層状破壊を起すことかなく、また、６ｕ＋１％を
越えて含有されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。

よって、Ｎ輸含有鼠は３−６ｕ＋１％とする。

Ｓｉは含イｉ＠が０．２ｕ＋１％未満では層状破壊の程
度か大ぎくなり、また、０．６ＩＩ１１％を越えて含有
されると強度か低ドし、耐蝕性か低小する。よって、Ｓ
ｉ含有量は０．２〜０．６１１１１％とする。

Ｔ１は含有量が０．０１…１％未満では鋳塊の微細化が
達成されず、厚板になるほど鋳塊の組織、未再結晶ｍ１
１の残存か多くなるため、ミクロ組織がネ■くなり、層
状破壊程度が大きくなり、０．２ｕ＋ｊ％を越える含有
量では不溶性化合物が多量に晶出し、靭性か低下する。

よって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．２耐％ｕ＋ｔ％と
する。このＴＩはＡｌＴｉ母合金或いはＡ１−　Ｔ　ｉ
　−Ｂ刊合金の形で添加され、後者の場合、Ｂ≦０．０
１ｕ＋１％の範囲で残留することがある。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＶＪ４ｏの遷移元素は層状破壊を閉
止する効果、即ち、β相の粒界析出を閉止する効果があ
り、がっ、再結晶化を阻１１ユする効果があるので強度
が確保され、また、応力腐蝕割れを阻市する効果かある
が、含有量、が夫々０，０５ｕ＋ｔ％未満ではこのよう
な効果がなく、また、Ｍｎ　１．５＋ｎｔ％、Ｃｒ０．
３ｕ１％、Ｚｒ　０．３ｕ＋ｔ％、＼Ｉ　Ｏ，２ｕ＋ｔ
％、Ｍｏ　０．２１１Ｉｔ％を夫／Ｚ越えて含有される
と金属間化合物が多くなり、場合によっては巨大な金属
間化合物か発生して健全なダミ塊か得られず、圧延材の
靭性を着しく低下させる。よって、Ｍ　ｎ含有量は０．
０５−１，５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ含有量０．０５０．３ｗｔ
％、Ｚｒ含有量０．０５−０．３ｕ＋ｊ％、■含有量０
．０５−０．２ｕ＋ｊ％、Ｍｏ含有量０．０５−Ｇ、２
ｕ＋ｔ％とする。

ミクロ結晶粒の圧延方向の長さくＬ）と板厚方向の長さ
（Ｔ）との比Ｌ　／　Ｔを４０以下とするのは次の理由
による。即ち、Ｌ　／　Ｔの偏平度は組織の形状を表わ
したものであり、ミクロＩｆｆ織の結晶粒の偏平度（Ｌ
／Ｔ＞が４０を越えると層状破壊の程度が大きくなり、
鋳塊の結晶粒が破壊される圧延比と圧延材の組織の最結
晶化に影響され、圧延比（鋳塊厚さ／板厚）が小さい程
、再結晶化が進む程、偏平度（Ｌ／Ｔ）は小さいもので
あるか１再結晶化を制御することが重要である。しかし
て、本発明においては、均熱条件が５４０°ｃＸ　２４
１−（ｒ以上のように高温、長時間では再結晶化は進み
偏平度（＋−／Ｔ）は小さくなるが強度の低下が着しく
なり、また、均熱条件が５０（ドｃＸ４Ｈｒ以下のよう
に低温、短時間では強度は高くなるがＬ　／　Ｔが強度
は高くなるが、Ｌ／Ｔが４０以」二を確保することがで
きなくなる。従って、Ｌ、　／　Ｔを４０以下とするの
である。

＝８− 次に熱処理条件を説明する。

均質化処理温度か５００°Ｃ未満では層状破壊が大きく
なり、また、５４０℃を越えると板材の強度の低下が着
しくなるので均質化処理温度は５００〜５４０°Ｃとし
、また、均質化処理時間は大体において、４〜２４Ｈｒ
とするのが好適である。

また、板材の最終温度履歴における冷却速度、即ち、熱
間圧延終了後の２５０〜５０°Ｃ間の冷却速度、或いは
、その後の最終焼鈍後の２５０〜５０℃間の冷却速度が
５℃／Ｈｒ未満１三おいてはβ相の粒界析出が多くなっ
て層状破壊が大きくなるので冷却速度は５℃／　Ｈｒ以
上とするのである。

本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法
の実施例を比較例と共に説明する。

実施例 第１表に示す含有成分及び成分割合となるように通常の
溶製法により溶製後、厚さ５００酎０のＡ１合金鋳塊を
製造し、第２表に示す均質化処理条件で均質化した後、
熱間圧延を行なって板厚４０ｍｍの板材とした。その後
、３５０°ＣＸ２Ｈｒの焼鈍を行ない、焼鈍後の冷却速
度（２５０□〜５０°Ｃ１旧を第２表に示す条件で行な
った。

そして、これらの板材の結晶粒の偏平度及び層状破壊の
程度を第２表に示す。

実施例２ 第１表のＮｏ、＋、Ｎ０８６、Ｎｏ、６−１、Ｎ００６
−２、Ｎｏ、　６−３、Ｎｏ、１１、Ｎｏ、１２の合金
を実施例１と同様にして、厚さ５００ｍｍの合金鋳塊を
製造し、第３に示す均質化処理条件で均熱を行なった後
、熱間圧延により板厚４０ｍ　１ｎの板材にし、第３表
に示す熱間圧延後の冷却速度で冷却して１１１１２材と
した。

これらの板材の結晶粒の偏平度及び層状破壊の程度を第
３表に示す。

これらの実施例１及び２から明らかなように、本発明に
係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金は、結晶ネマｆ１係乎度及
び層状破壊の程度が比較例に比して非常に小さく、極め
て潰れた効果を示すことがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は結晶杓の圧延方向の長さ（Ｌ）と板厚方向の長
さ（Ｔ）を示す概略図、第２図は層状破壊試験片採取位
置を示す斜視図、第３図は層状破壊による層状破面を示
す４既略図である。 矛１図 才２図 矛３　図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ３〜６ｕ＋１％、Ｓｉ０．２〜０．６１１％
   、Ｔ１０．０１−０，２ｕ＋ｔ％を含み、更に、Ｍ＋＋
   　０．０５−１，５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ　Ｏ，０５−０，３
   ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ　Ｏ，Ｏ’５−０．３＋ｌＩｔ％、＼１
   ０．０５〜０．２１１１Ｉ％、Ｍｏ　０００５−０，２
   ｕ＋Ｌ％のうちから選んだ１種以−にを含み、残部Ａ１
   及び不純物からなるＡＩ金合金あって、ミクロ結晶粒の
   圧延方向の長さ（Ｌ）と板厚方向の長さくＴ）との比Ｌ
   ／Ｔが４０以下であることを特徴とする低温での層状破
   壊を軽ｉ或した構造用ＡＩ−ＭＦｉ基合金板。
2. （２）　　Ｍｇ　３−＆ｕＬ％、Ｓ　ｉ　Ｏ，２−０，
   ６１１Ｉｔ％、Ｔｉ０００１〜０．２ｕ＋ｔ％を含み、
   更に、Ｍｎ　０．０５−１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ０．０５
   −０．３ｗＬ％、Ｚｒ　０．０５−０．３＋ｕ１％、＼
   ／’　０．０５〜０．２ｕ＋ｔ％、Ｍｏ　０．０５〜０
   ．２ｕ＋ｔ％のうちから選んだ１種以上を含み、残部Ａ
   １及び不純物からなるＡ１合金鋳塊を、５００〜５４０
   °Ｃにて均質化処理した後、熱間圧延を行ない、熱間圧
   延終了後の２５０〜５０°Ｃの冷却速度、或いは、その
   後の最終焼鈍後の２５０〜５０°Ｃの冷却速度を５　’
   Ｃ／　Ｈｒ以」二として冷却することを特徴とするミク
   ロ結晶粒の圧延方向の長さくＬ）と板厚方向の長さくＴ
   ）との比Ｌ／Ｔが４０以下である低温での層状破壊を軽
   減したＡｔ−Ｍｇ基合金の製造法。