JPS6058300B2 - 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法に関する。

一般に、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金は、その機械的性質や溶
接性が優れているため、鉄道車輌や種々の陸上構造物等
に非常に広範囲に、かつ、多く使用されている。しカル
ながら、この種高力Ａｌ合金は、高強度一、、 一′、
Ｌ−一ー 一ー」−ｒｔ２をｌｄｄｌ曹１−Ｌ゛マ゜ｄ
−書 ノ Ｊ、′ハＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金も例外
でなく、強度を高めるためにＭｇ、Ｚｎ含有量も増加す
ると耐応力腐蝕割れ性が劣化してくる。

また、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、Ａｌ合金のうちぇ溶
接が行なえる最高強度の材料であるが、Ｍｇ、Ｚｎ含有
量が増加すると溶接性も劣化してくる。このようなこと
が高強度溶接構造用材料の開発が妨げられている原因と
もなつている。しかして、応力腐蝕割れにつにては現在
までに、含有成分および製造条件等の改良によつて、板
および形材の平行方向および直角方向においては応力腐
蝕割れ発生の可能性はなくなつたが、板厚方向および溶
接部については、使用条件によつては応力腐蝕割れ発生
の可能性がある。

そして、近年になつて、構造物の大型化および設計・施
工の合理化のために、厚肉材料の使用が増加してきてお
り、板厚方向および溶接部に発生する応力が大きく、耐
応力腐蝕割れ性の向上が強く要望されている。

ヨ 本発明は上記に説明したような高力Ａｌ合金におけ
る種々の問題点を解決したものであり、特に、溶接性、
耐応力腐蝕割れ性、特に、板厚方向および溶接部の耐応
力腐蝕割れ性が優れたＡｌ一Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法を
提供するものである。

門 本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れ
たＡ１−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の特徴とするところは
、Ｚｎ３．ＯＷｔ％〜８．０Ｗｔ％、ＭｇＯ．３〜３．
０ｗｔ％、ＴｌＯ．ＯＯ５〜０．２０Ｗｔ％、ＢＯ．Ｏ
ＯＯ５〜０．０５Ｗｔ％を含有し、かつ、ＣＵＯ．Ｏ３
〜０．５Ｗｔ％、ＡｇＯ．Ｏ３〜０．５ｗｔ％、ＮｌＯ
．Ｏ３〜０．５Ｗｔ％、ＳｉＯ．２〜０．７Ｗｔ％のう
ちから選んだ２種以上を含み、および、ＭｎＯ．Ｏ５〜
０．４０Ｗｔ％、ＣｒＯ．Ｏ５〜０．４０Ｗｔ％、Ｚｒ
Ｏ．Ｏ５〜０．２５Ｗｔ％のうちから選んだ１種以上を
含み、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ合金の結晶粒
径を１５００μ以下に微細化した鋳塊を、４００〜５５
０゜Ｃの温度で均質化処理を行なつた後、３５０〜５０
０℃の温度で６０％以上の加工率で熱間加工を行ない、
最終熱処理後の結晶粒の短径と長径の比を１：５以上と
し、かつ、短径の長さを８０μ以下とすることにある。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡ
Ｉ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法は、溶接性を損なうことな
く耐応力腐蝕割れ性を向上させるものである。即ち、応
力腐蝕割れは結晶粒界に発生する一種の脆性破壊であり
、その発生初期の原因は結晶粒界と粒内の電位差による
粒界の優先溶出とされており、Ｍｇ，Ｚｎ含有量を増加
すると強度は高くなるがそれに伴つて粒界と粒内の電位
差が大きくなるので応力腐蝕割れが発生し易くなるもの
であるが、Ｃｕ，，Ａｇ，Ｎｉ，Ｓｉの含有は結晶粒界
の優先溶出を妨げ、耐応力腐蝕割れ性を向上させる効果
がある。しかし、ＣＵ，Ａｇ，Ｎｌ，Ｓｌの単独の含有
でも耐応力腐蝕割れ性が向上するが実用上充分なる効果
がなく含有量が増加すると溶接性が劣化するよるになる
。従つて、Ｃｕ，Ａｇ，Ｎｉ，Ｓｉのうちから選んだ２
種以上を微量組合せて重複含有，させることによつて、
溶接性を劣化させることなく耐応力腐蝕割れ性を著しく
向上させることができる。また、Ｍｇ，Ｚｎ含有量が増
加すると粒界の溶融温度が低下するので、溶接時の温度
上昇および凝固時の収縮応力により結晶粒界における割
れ．が起り易くなるが、鋳塊の結晶粒径を１５００μ以
下に微細化し、４００〜５５０℃の温度で均質化処理後
に、３５０〜５００゜Ｃの温度て６０％以上の熱間加工
を行なつて、結晶粒の短径と長径の比を１：５以上とし
、かつ、短径の長さを８０μ以下とすることによ・り溶
接性を向上させるのである。本発明に係る溶接性および
耐応力腐蝕割れ性が優れたＡ１−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造
法について説明する。

先ず、使用するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の含有成分および
成分割合について説明する。

Ｚｎは強度を向上させるための最も重要な元素であり、
含有量が３．０ｗｔ％未満では充分な強度を得ることが
できず、また、８．０Ｗｔ％を越えて含有されると応力
腐蝕割れが発生し易くなる。

よつて、Ｚｎ含有量は３．０〜８．０ｗｔ％とする。Ｍ
ｇはＺｎと同様に、強度向上に重要な元素であり、含有
量が０．３ｗｔ％未満では充分な強度が得ら）れず、ま
た、３．０ｗｔ％を越えて含有されると応力腐蝕割れが
発生し易くなる。よつて、Ｍｇ含有量は０．３〜３．０
ｗｔ％とする。Ｔｉ，Ｂは鋳塊の組織微細化のための重
要な元素であり、Ｔｉ含有量が０．００５Ｗｔ％未満お
よびＢ含・有量が０．０００５Ｗｔ％未満では結晶粒微
細化に効果がなく、また、ＴｌＯ．２Ｏｗｔ％およびＢ
Ｏ．Ｏ５Ｗｔ％を越えて含有されると巨大化合物が発生
する可能性がある。

よつて、ＴＩ含有量は０．００５〜０．２０Ｗｔ％およ
びＢ含有量は０．０００５〜０．０５Ｗｔ％とする。Ｃ
ｕ，Ａｇ，Ｎｉ，Ｓｉはこのうちから選んだ２種以上を
含有させることにより耐応力腐蝕割れ性を著しく向上さ
せるが、含有量がＣＵＯ．Ｏ３Ｗｔ％未満、ＡｇＯ．Ｏ
３ｗｔ％未満、ＮｌＯ．Ｏ３ｗｔ％未満、ＳｉＯ．２Ｗ
ｔ％未満では組合せて重複含有させてもこのような効果
はなく、また、ＣＵＯ．５Ｗｔ％、ＡｇＯ．５ｗｔ％、
ＮｉＯ．５ｗｔ％、ＳｌＯ．７Ｗｔ％を越けて含有され
ると溶接性が劣化する。よつて、Ｃｕ含有量は０．０３
〜０．５Ｗｔ％、Ａｇ含有量は０．０３〜０．５Ｗｔ％
、Ｎｌ含有量は０．０３〜０．５Ｗｔ％、Ｓ１含有量０
．２〜０．７Ｗｔ％とする。Ｍｎ，Ｃｕ，Ｚｒは組織安
定化のために必要な元素であり、均質化、熱間加工の組
合せによつて結晶粒を微細に制御するが、含有量がＭｎ
Ｏ．Ｏ５Ｗｔ％未満、ＣｒＯ．Ｏ５Ｗｔ％味満、ＺｒＯ
．Ｏ５Ｗｔ％未満ではこの効果はなく、また、ＭｎＯ．
４ＯＷｔ％、ＣｒＯ．４ＯＷｔ％、ＺｒＯ．２５Ｗｔ％
を越えて含有されると巨大化合物が発生する可能性があ
る。よつて、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．４０Ｗｔ％、
Ｃｒ含有量０．０５〜０．４０Ｗｔ％、Ｚｒ含有量は０
．０５〜０．２５Ｗｔ％とする。このような含有成分お
よび成分割合のに−Ｚｎ一Ｍｇ合金を溶解して鋳造した
鋳塊の結晶粒径を１５００μ以下に微細化するのであり
、結晶粒径が１５００μより大きいと製品の粒径が肥大
して溶接性を劣化させるので、鋳塊の結晶粒径は、１５
００μ以下としなければならない。

次に熱処理について説明する。

上記の鋳塊を４００〜５５０℃の温度で均質化処理を行
なうのであるが、４００′Ｃ未満の温度では、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒの析出が充分でなく、製品の結晶粒が肥大し、
また、５５０℃を越える温度ではＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒの析
出物が再固溶し始めて、鋳塊の結晶粒が微細であつても
製品の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化する。

この場合の均質化処理時間は１〜２橋間が適当てある。
この均質化処理後、３５０〜５００℃（望ましくは４０
０〜４５０゜Ｃ）の温度て、６０％以上（望ましくは８
０％以上）の熱間加工を行なうことにより、Ｍｎ，Ｃｒ
，Ｚｒの析出物を核として準安定の形での転位を微細均
一に分布させ、後工程の溶体化・焼入れ等における再結
晶過程で短径と長径の比を１：５以上とし、かつ、短径
の長さを８０μ以下に制御する。

しかして、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工
は、３５０゜Ｃ未満の低温度ては加工が困難となり、５
００′Ｃを越える高温度では熱間割れの可能性があり、
製品の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化する。

また、加工率が６０％未満では製品の結晶粒径が肥大し
、さらに、最終的に得られた製品ゅ３の短径と長径の比
が１：５未満および短径が８０μを越える大きさでは溶
接性が劣るようになる。本発明に係る溶接性および耐応
力腐蝕割れ性が優れたＡ１−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の
実施例を比較例と共に説明する。実施例 第１表に示す含有成分および成分割合のＡ１一Ｚｎ−Ｍ
ｇ合金を通常の方法により溶製し鋳造した鋳塊を下記の
条件により処理した。

（１）本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優
れたに−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の条件４５０℃の温度
て２峙間の均質化処理後、４００〜４５０゜Ｃの温度て
９０％の熱間圧延を行なつて、２５ｍＴｍｔの板材をを
製作した。

（２）比較条件 ５７０℃の温度で２麟間の均質化処理後、４５０〜５０
０℃の温度で９０％の熱間圧延を行なつて、２５７ｒｎ
ｔの板材を製作した。

これらの板材を４５０℃の温度で３紛間の溶体化処理
を行なつた後、水冷し、１２０℃の温度で２肴間の時効
を行なつた。

第２表にこの板材の性質を調査した結果を示す。

１結晶粒径：板および形材の長手方向に平行断面を観察
。

２耐応力腐蝕割れ性：Ｃ−Ｒｊｎｇ試験片を用いて厚さ
方向に応力を負荷し、１００℃の３ｙ／１ＮａＣ１−３
０ｙ／１Ｋ２Ｃｒ２０７−３６ｙ／１Ｃｒ０３混合水溶
液に浸漬した。

Ｏα：α分で割れなし、×α：α分で割れ発生。３ ス
リット型割れ試験：厚さ１２Ｔｎ！Ｎｔのスリット型溶
接割れ試験片を用いた。

割れ長さ 割れ％＝？×１００ 溶接全長 溶加材５３５６ 電 流２８０Ａ電圧３０■ ４ ミクロフイツシヤーニ突合せ溶接材の溶接部近傍を
観察。

厚さ６７Ｗｍｔ 溶加材５３５６ 電 流２６０Ａ電圧３０Ｖ 第２表における溶接部の耐応力腐蝕割れ性：４）と同じ
試片の突合せ溶接材を用い、添付図面に示すように、ピ
ン５を有する支持金具３に溶接゛ビード２のある板材１
を支持する３点支持法にて１５ｋ９／ＴｎｌＬの応力を
加えた。

試験条件 １００℃の３ｙ／１ＮａＣ１−３６ｙ／ＩＣｒＯ３−３
０ｙ／１Ｋ２Ｃｒ２０７混合水溶液に浸漬して割れを観
察した。

この第２表から明らかなように、本発明（１）の条件に
より製造した板材は、比較（２）の条件により製造した
板材に比して、溶接性に優れ、さらに、板厚方向の耐応
力腐蝕割れ性および溶接部の耐応力腐蝕割れ性に優れて
いることがわかる。

【図面の簡単な説明】

添付図面は溶接部の耐応力腐蝕割れ性の試験法を示す概
略図である。 １・・・・・・板材、２・・・・・・溶接ビド、３・・
・・・・支持金具、４・・・・・・割れ発生部、５・・
・・・・ピン。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｚｎ３．０ｗｔ％、Ｍｇ０．３〜３．０ｗｔ％、Ｔ
   ｉ０．００５〜０．２０ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．
   ０５ｗｔ％を含有し、かつ、Ｃｕ０．０３〜０．５ｗｔ
   ％、Ａｇ０．０３〜０．５ｗｔ％、Ｎｉ０．０３〜０．
   ５ｗｔ％、Ｓｉ０．２〜０．７ｗｔ％のうちから選んだ
   ２種以上を含み、およびＭｎ００５〜０．４０ｗｔ％、
   Ｃｒ０．０５〜０．４０ｗｔ％、Ｚｒ０．０５〜０．２
   ５ｗｔ％のうちから選んだ１種以上を含み、残部Ａｌお
   よび不純物からなるＡｌ合金の結晶粒径を１５００μ以
   下に微細化した鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質
   化処理を行なつた後、３５０〜５００℃の温度で６０％
   以上の加工率で熱間加工を行ない、最終熱処理後の結晶
   粒の短径と長径の比を１：５以上とし、かつ、短径の長
   さを８０μ以下とすることを特徴とする溶接性および耐
   応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法
   。