JPS62214163A - 耐応力腐食性アルミニウム−マグネシウム合金軟質材の製造方法 - 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 この発明はＬＮＧタンクなどの各種大型溶接構造材など
に使用されるＡｌ−ＭにＪ金合金特に高強度化のために
Ｍｇ最を５．３％以上と高強度化したＡｌ−ＶＩＱ合金
軟質材の耐応力腐食性を向上させる方法に関するもので
ある。

従来の技術 従来の代表的なＡｊ２−ＭＱ金合金ある５０８３合金は
、非熱処理型高強度材であることから、近年のへ！溶接
技術の進歩に伴なってＬＮＧ　（液化天然ガス）の陸上
貯蔵タンクや、タンカー用タンクなどの大型溶接構造物
などに広く用いられるようになっているが、最近では材
料使用量低減によるコストダウンを目的として、この種
の合金の強度をさらに向上させて薄肉化を図ることが強
く望まれている。

ところで５０８３合金は、ＪＩＳ規格によればＭＣＩ４
．０〜４．９％、Ｍｎ　０．３０〜１．０％、Ｃｒ０．
０５〜０．２５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなるものであって、その他不純物成分として
、Ｃｕ　０．１０％以下、３ｉ０．４０％以下、Ｆｅ０
．４０％以下、Ｚｎ０．２５％以下、Ｔｉ０．１５％以
下が許容されている。

このような５０８３合金の強度に寄与している合金元素
は主としてＭＣＩ、Ｍｎ、　Ｃｒであり、これらのうち
でも特にＭＣの含有歯が高いことから、Ｍｇの強度に対
する寄与が最も高い。そこで１’−Ｍｇ合金の強度を従
来の５０８３合金よりも高めるためには、ＭＣＩ添加量
を５０８３合金の場合よりも増量して５．３％以上とす
ることが考えられ、本願発明者等も既に特願昭５９−１
９５５１６号においてそのようにＭＣｌ１を増量するこ
とにより高強度化したＡｌ−ＭＣＩ合金を提案している
。

発明が解決すべき問題点 Ａｆｌ−Ｍｇ合金は一般に耐食性が優れてはいるが、Ｍ
ｇ量が増せば応力腐食割れが生じ易くなることが明らか
にされており、一方便質材（例えば）−１１２材）より
も軟質材（Ｏ材）の方が応力腐食割れが生じにくいこと
が知られているが、Ｄｉｘら（文献者　Ｃｏｒｒｏｓｉ
ｏｎ　１５　［２］　（１９５９）　Ｐ５５〜）によれ
ば、ＭＣが５％を越えれば軟質材でも応力腐食割れの可
能性があることが明らかにされている。種々の環境下で
しかも応力下で使用されるＬＮＧタンク等の構造物にお
いては、安全性確保のためには応力腐食割れの可能性の
ある素材を使用することは避けねばならず、したがって
高強度化のためにＭＣＩを５，３％以上添加したＡｌ−
ＭＱ合金軟質材においても、それを実際にＬＮＧタンク
等に使用するためには、応力腐食割れの可能性を排除し
ておかなければならない。

一般にＭＣＩを過飽和固溶体の状態で含有する高ＭＣＩ
合金においては、２０年にも及ぶような長期の経時変化
によりＭＣＩがβ相（’Ａｊｉ’３Ｍｇ２　＞の形で粒
界や辷り線に析出する傾向がおり、特に粒界に析出した
場合、粒界が局部的に腐食されやすくなって、耐応力腐
食性が低下することが知られている。上記のＤｉｘらに
よれば、このような長期の経時変化は、増感処理と称さ
れる１００〜１２０’ＣＸ１週間の熱処理によりほぼ代
用できるとされており、したがってこのような増感処理
を行なった状態において応力腐食割れ試験を行なえば、
耐応力腐食性を判定することができる。

前述のような長期の経時変化による粒界へのβ相の析出
量を少なくするためには、総ＭＣＩ量を制限して過飽和
に固溶しているＭｃ＋１を少なくすることが有効である
が、この方法は、Ｍｇ量を増量することによりＡｌｌ−
Ｍｑ合金の強度向上を図るこの発明の目的には沿わない
。また一方、β相の粒内析出を促進してβ相の粒界析出
を防止するために、Ｚｒ、■のような遷移金属を添加し
て、これらの元素を含む析出物を粒内に均一に分散させ
る方法も行なわれているが、この方法の場合、添加合金
元素コストの上昇を招いたり、また添加量によっては鋳
塊に粗大な金属間化合物が生じて組織の均一性を阻害し
たりする問題を招くことがおる。

この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、ＭＯを
５．３％以上含有する高ＭＱ系の１’−ＭＣＩ合金軟質
材において、上述のような諸問題を招くことなく、粒界
へのβ相（Ａｌ３Ｍｇ２）の析出を極力抑制して耐応力
腐食性を充分に向上させる方法を提供することを基本的
な目的とするものである。

問題点を解決するための手段 この発明は、基本的には、ＭＣＩを５．３％以上含有し
かつＦｅ、　Ｍｎを含有する高ＭＣＩ系のＡｌ−Ｍｇ合
金軟質材（０材）を製造するにあたって、圧延および必
要に応じて仕上焼鈍を行なって、所要の板厚の軟質材に
仕上げた後に、ざらに特定の条件で冷間加工歪を与える
ことによってβ相の粒内析出を従来法以上に積極的に促
進させ、これにより長期の経時変化による応力腐食性の
低下を防止するようにしたものである。

すなわち本願発明者等は、５．３〜９％のＭＣＩを含有
しかつ所定量のＭｎ、Ｆｅを含有するＡｌ−ＭＱ合金軟
質材について、引張矯正により永久歪で０．５％を越え
２．０％までの冷間加工歪を付与すれば、長期経時変化
相当の変化、例えば１２０’ＣＸ１週間の増感処理後に
おいても粒内へのβ相の均一な析出が促進されて、耐応
力腐食性が著しく改善されることを見出し、この発明を
なすに至ったのでおる。

具体的には、本願の第１発明のアルミニウム−マグネシ
ウム合金軟質材の製造方法は、Ｍｇ５．３〜９％、Ｍｎ
　０．０５〜１．０％、Ｃｒ　０．０５〜０．３％、Ｔ
　ｉ　　０．００５〜０．２％、Ｆｅ　０．２５〜１．
００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なる合金を素材とし、圧延および必要に応じて仕上焼鈍
を施して、所要の板厚を有する軟質材に仕上げた後、引
張矯正により永久歪で０．５％を越え２．０％以下の冷
間加工歪を付与して耐応力腐食性を向上させることを特
徴とするものである。

また第２発明のアルミニウム−マグネシウム合金軟質材
の製造方法は、前記第１発明で規定した成分のほか、ざ
らにＣｕ＠０．０５〜０．３％含有する合金を素材とし
、前記同様なプロセスを適用するものである。

作　　用 Ｍｇ含有量が５．３〜９％のＡｌ−Ｍｇ合金に添加され
たＭｎ、Ｆｅは、鋳造凝固過程および均熱・熱間圧延工
程を経て、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の第二相化合物として均
一、かつ微細に分散される。

このように第二相化合物が均一に分散された金属組織に
引張り荷重を付与すれば、冷間加工歪が辷り変形として
粒界ばかりに集中することなく第二相化合物の分布と対
応して均一に分配される。その結果、長期の経時変化、
あるいはそれに相当する例えば１２０’Ｃｘ　１週間の
増感処理後においても、β相（Ａｌ３Ｍｇ２）の析出が
粒界のみならず粒内へも均一に行なわれることになる。

したがってβ相の粒界への優先析出に起因する応力腐食
割れの発生の可能性が少なくなり、耐応力腐食性が向上
するのである。

ここで、所要の板厚とされかつ軟質材とされたＡ　１．
−　Ｍ　Ｃ１合金板に対して付与する引張矯正による冷
間加工歪は、永久歪にし′て０．５％を越え２％以下と
する必要がある。０．５％以下では、β相の粒内への均
一析出を促進する効果が得られず、０．５％を越えた場
合にはじめて粒内への均一析出を促進することができる
。一方、２％を越える永久歪を与えれば、軟質材として
の特性が損われるばかりでなく、剪断帯が生じてβ相の
析出も不均一となり、耐応力腐食性の向上に好ましくな
くなる。したがって０．５％を越えて２．０％以下の永
久歪を与えるものとした。

ここで、上述のように引張矯正により冷間加工歪を与え
る前の工程、すなわち所要の厚みの軟質材を製造する方
法は一般的なものであれば良く、例えばＤＣ鋳造法ある
いは半連続鋳造法、連続鋳造法などによって常法にした
がって鋳塊を鋳造した後、必要に応じて鋳塊の均質化処
理を例えば４００〜５００℃の温度で行ない、次いで４
００〜５００℃に加熱して熱間圧延を行ない、その熱間
圧延のみにより最終板厚に仕上げる方法、あるいは前記
同様に熱間圧延を施した後、必要に応じて３００〜５０
０℃で中間焼鈍を行ない、ざらに冷間圧延を施して最終
板厚に仕上げ、その後軟質材とするために３００〜５０
０°Ｃの仕上焼鈍を行なう方法を適用すれば良い。但し
、熱間圧延のみによって最終板厚に仕上げる場合で必っ
ても、熱間圧延終了温度が３５０’Ｑ未満の場合には、
軟質材とするために３００〜５００℃の温度で仕上焼鈍
を施す必要がある。

次にこの発明で使用する合金の成分組成の限定理由につ
いて説明する。

Ｍｑ： ＭＣＩは非熱処理型Ａｌ合金において高強度化のために
有効な元素であるが、５．３％未満の量ではこの発明で
目的とする程度の高強度が達成されず、また５、３％未
満のＭｇ量では軟質材の場合長期の経時変化による耐応
力腐食性の低下はさほど問題とならない。一方９％を越
えてＭｇを増量しても強度向上への寄与は少なくなり、
経済的でなくなるから、５．３〜９％の範囲に限定した
。なおこの範囲内でも特に高強度を得るためには、ＭＣ
Ｉを６％以上、さらには７％以上とすることが望ましい
。

Ｍｎ： Ｍｎは強度、特に耐力の確保に有効であるとともに、前
述のようにＦｅとの共存により鋳造以降の各種熱履歴過
程において高温で安定なＡｌ　−Ｆｅ−Ｍｎ系の第二相
化合物を生成しかつ熱間圧延や冷間圧延工程でこれが均
一に破壊、分散されることにより耐応力腐食性の向上に
奇与する。すなわちこの第二相化合物が微細かつ均一に
分散された状態で、前述のように引張矯正により冷間加
工歪を永久歪で０．５％を越え２％以下付与することに
より、その歪が粒界のみならず粒内にも均一に分配され
、これにより長期の経時変化によるβ相の析出が粒界の
みならず粒内にも均一に行なわれるのである。ここで、
Ｍｎ量が０．０５％未満ではこのような効果が得られず
、一方Ｍｎが１．０％を越えれば化合物晶出量が多くな
って、時には巨大金属間化合物が晶出されて健全な鋳塊
が得られず、圧延材の品質の均一性を損なうおそれがあ
るから、Ｍｎは０．０５〜１．０％の範囲に限定した。

Ｆｅ： Ｆｅ−ｂＭｎとの共存によりＡｆｆｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系化
合物を晶出させ、前記同様に耐応力腐食性を向上させる
に有効な元素である。Ｆｅが０．２５％未満ではその効
果が充分に得られず、一方１．０％を越えれば化合物の
分布数が多くなり過ぎて延性、靭性を劣化させるおそれ
がおる。したがってＦｅは０．２５〜１．０％の範囲内
とした。

Ｃｒ： Ｃｒも強度、特に耐力の確保と耐応力腐食性の向上に有
効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が充分
に得られず、一方０．３％を越えれば鋳塊に巨大な金属
間化合物が晶出されて、圧延材品質の均一性を損なうお
それがあるから、０．０５〜０．３％の範囲内に限定し
た。

Ｔｉ： Ｔｉは鋳塊の結晶粒微細化に効果がある元素であるが、
０．００５％未満ではその効果が認められず、一方０．
２％を越えれば靭性を劣化させるから、Ｔｉは０．００
５〜０．２％の範囲内とした。なおＴｉの添加と併せて
Ｂを添加すれば鋳塊結晶粒微細化の効果は一層顕著とな
る。但しＢが０．００１％未満ではその効果が少なく、
一方Ｂが０．１％を越えれば靭性が低下するから、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。

Ｃｕ： ＣＬＪは耐応力腐食性の向上に有効な元素であり、した
がって本願第２発明において添加することとした。但し
Ｃｕが０．０５％未満ではその効果が認められず、一方
０．３０％を越えれば高濃度にＭＣｉを含有するＡｌ−
ＭＱ合金では熱間加工性を損なうおそれがあるから、第
２発明のＣｕ添加量は０．０５〜０．３０％の範囲内と
した。

°　　このほか、Ａｌ合金においてはＺｎ、Ｓｉ等が不
純物として含有されるのが通常であるが、Ｚｎが０．５
０％を越えれば溶接熱影響部の耐食性に問題が生じ、ま
た３ｉが０９４０％を越えればＡｌ−ＭＣ＋−Ｓ　ｉ系
共晶化合物が増加し、これが大入熱＝　１３− 溶接において溶融して熱影響部のミクロ割れを招き易く
なる。したがってＺｎは０．５０％以下、Ｓｉは０．４
０％以下に規制することが好ましい。

なおこの発明の合金は易酸化性のＭΩを高濃度に含む合
金でおるから、合金の溶製、鋳造時における溶湯酸化を
防止するため、Ｂｅをｏ、　ｏｏｏｉ〜０．００２％程
度添加しておくことが好ましい。

実施例 第１表の合金番号１〜６に示される成分組成の合金を、
Ｂｅを１〜２ｐｐｍ添加して溶製し、金型により厚さ４
０ｍ、幅１１０履、高さ１５０ｍのインゴットに鋳造し
た。次いでそのインゴットに対し、４６０℃Ｘ３０時間
以上の均質化熱処理を施した後、厚さ方向および幅方向
の両面を片側１１ｒＩＩｒＩずつ開削して、厚さ３８＃
、幅１０８調、高さ１５０ｍとした。

その開削後のインゴットを４６０℃にて１時間加熱後、
実験用圧延機による１パスの圧下量２＃の圧延と、４６
０℃炉中再加熱とを繰返して、初期厚３８履から５ｍ厚
まで熱間圧延を行ない、さらに’５Ｍ厚から１Ｍ厚まで
冷間圧延を行なった。冷間圧延後の各板に対し３５０’
Ｃｘ　５時間の仕上焼鈍を施してＯ材（軟質材）とした
後、引張試験機にて永久歪で０．５％、１％、２％の種
々の引張歪を加えた。

それらの引張歪を与えた各板および引張歪を与えない板
（Ｏ材のまま）について、１２０’ＣＸ　１週間保持の
増感処理を行ない、β相の析出分布状況を調べた。

その結果、この発明の成分組成の合金１．２においては
、０．５％を越える１％、２％の永久歪を与えた場合に
は、合金番号４．５．６のｚｒ、ｖなどの遷移金属を添
加してβ相の粒内析出を図った従来の方法による例と同
様に増感処理後のβ相の析出が粒内に均一に生じている
のに対し、Ａｌ−ＭＣＩ純２純系元系金３においては、
β相は一定して粒界に析出していることが判明した。

第１図に、引張永久歪付与および増感処理後の各合金板
のβ相の析出状況の代表的な例を示す。

次いで、前述の各合金１〜６のうち、合金１〜３のＱ材
板（永久歪を付与していないもの）およびこれらに１％
、２％、３％の永久歪を引張りにより付与した板につい
て、前記同様な増感処理を施した後、１字曲げ試験片を
用いて塩水交互浸漬による応力腐食割れ試験を施した。

その結果を第２表に示す。なおこの応力腐食割れ試験で
用いた１字曲げ試験片は、サンプル採取方向ＬＴ方向、
曲げ半径９＃のちのでおり、また塩水としては３０°Ｃ
の３，５％ＮａＣ１水溶液を用い、交互浸漬は１０分間
浸漬−５０分間乾燥の繰返しで６ケ月行ない、その６ケ
月後の割れ発生状況を調べた。第２表中の試験結果の［
ｎ／ｍ］は、試験サンプル数ｍ、割れ発生サンプル数ｎ
で表わした。

第２表に示すように、この発明の成分組成の合金１およ
び合金２においては、０材に１％、２％の永久歪を与え
た状態で、長期の経時変化に相当する増感処理を施して
も応力腐食割れの発生が全く認められないのに対し、Ａ
ｌ−Ｍｇ純二元系の合金３では、応力腐食割れが著しく
発生し易い状況におることか明らかでおる。

第　１　表　：　供試材成分 発明の効果 以上の実施例からも明らかなように、この発明の方法に
よれば、高強度化を図るためにＭＣＩを５．３〜９％と
高濃度に含有させたＡｌ−ＭＣＩ合金軟質材を製造する
にあたって、長期の経時変化によってもβ相が粒内に均
一に析出するようにして、耐応力腐食性を充分に向上さ
せたｌ’−ＭＣＩ合金軟質材を得ることができる。した
がってこの発明の方法により得られたＡｌ−ＭＱ合金軟
質材は、ＬＮＧタンクで代表される大型構造物など、高
い強度と優れた耐応力腐食性が要求される構造用材料に
最適なものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の実施例による各合金板の引張りによ
る冷間永久歪付与および増感処理後のβ相の析出状況を
示すための金属組織断面写真である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ５．３〜９％（重量％、以下同じ）、Ｍｎ０
   ．０５〜１．０％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｔｉ０．
   ００５〜０．２％、Ｆｅ０．２５〜１．００％を含有し
   、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を素材
   とし、圧延および必要に応じて仕上焼鈍を施して、所要
   の板厚を有する軟質材に仕上げた後、引張矯正により永
   久歪で０．５％を越え２．０％以下の冷間加工歪を付与
   して耐応力腐食性を向上させることを特徴とするアルミ
   ニウム−マグネシウム合金軟質材の製造方法。
2. （２）Ｍｇ５．３〜９％（重量％、以下同じ）、Ｍｎ０
   ．０５〜１．０％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｔｉ０．
   ００５〜０．２％、Ｆｅ０．２５〜１．００％、Ｃｕ０
   ．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
   不純物よりなる合金を素材とし、圧延および必要に応じ
   て仕上焼鈍を施して、所要の板厚を有する軟質材に仕上
   げた後、引張矯正により永久歪で０．５％を越え２．０
   ％以下の冷間加工歪を付与して耐応力腐食性を向上させ
   ることを特徴とするアルミニウム−マグネシウム合金軟
   質材の製造方法。