JPS63255346A - Ａｌ−Ｍｇ系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ＡｉＭｇ系合金の軟質材（Ｏ材）、特に高
強度化のためにＭｇ量を５．３％以上と高強度化した１
−Ｍｇ系合金の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−Ｍｇ系合金である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
種の合金の強度をざ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Ｍｇ４．
０〜４．９％、Ｍｎ　０．３０〜１．０％、Ｏｒｏ、０
５〜０．２５％を含有し、残部がＡＩｌ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、ＺｎＯ０２５％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ＭｇｌＭｎｌＣｒであり、これらのうちでも
特にＭｇの含有量が高いことから、Ｍｇの強度に対する
寄与が最も高い。そこでへ！−Ｍｇ系合金の強度を従来
の５０８３合金よりも高めるためには、Ｍｇ添加量を５
０８３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開昭６１−７３８
５６号においてそのようにＭｇｌを増ｍすることにより
高強度化したＡｌ−Ｍｇ系合金を提案している。

発明が解決すべき問題点 Ａ１Ｍｇ系合金は一般に耐食性が優れてはいるが、Ｍｇ
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ＨＩ３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、［）ｉｘら（文献芯　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ
　１５　［２］　（１９５９）　Ｐ５５〜）によれば、
Ｍｇ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Ｍｇを５．３％以上添加したＡｌ−ｆｌｌ
系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Ｍｇを過飽和固溶体の状態で含有する高ＭｇのＡ
ｉＭｇ系合金においては、２０年にも及ぶような長期の
経時変化によりＭｇがβ相ＣＡ１３　Ｍｇ２　＞の形で
粒界や辷り線に析出する傾向があり、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″ＣＸ　１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Ｍｑｄを制限して過飽和に
固溶しているＭｇ量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Ａｌ−Ｍｇ系
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、ｖ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ある。

この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、１’Ｖ
ＩＱを５．３％以上含有する高Ｍｇ系の１１’−Ｍｇ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）の析出を極力少なくし
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、Ｍｇを５，３％以上含有しか
つＦｅ、Ｍｎを含有する高Ｍ（１）系のＡｌ−Ｍｇ合金
軟質材（０材）を製造するにあたって、仕上焼鈍後の冷
却速度（仕上焼鈍を行なわず、熱間圧延を３５０℃以上
の高温で終了させて軟質材を１昇る場合は熱間圧延後の
冷却速度）を所定の速度以下に制御することによってβ
相の粒界析出を減少させ、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Ｍｇを含有し
かつ所定量のＭｎ、　Ｆｅを含有するＡｌ−Ｍｇ合金軟
質材の製造過程における仕上焼鈍後の冷却速度（あるい
は３５０′ｃＪｙ、上の高温で熱間圧延を終了させて仕
上焼鈍を行なわずに軟質材を得る場合は熱間圧延後の冷
却速度）が３相の析出に及ぼす影響について詳細に調査
・検討した結果、それらの冷却速度を３５０〜２００℃
の温度域で３０°Ｃ／ｈ「以下に制御すれば、長期経時
変化相当の変化、例えば１２０″ＣＸ　１週間の増感処
理後においても粒界へのβ相の析出が減少して、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
すに至ったのである。

具体的には、本願の第１発明のＡｌ−Ｍｇ系合金軟質材
の製造方法は、Ｍｇ５．３〜９％、Ｍｎ０．０５〜１．
０％、Ｃｒ　０．０５〜０．３％、Ｔ１０．００５〜０
．２％、Ｆｅ　０．２５〜１．００％を含有し、残部が
Ａｆおよび不可避的不純物よりなる合金を素材とし、圧
延および仕上焼鈍を施して所要の板厚を有する軟質材に
仕上げるにあたり、仕上焼鈍後の冷却過程における３５
０〜２００℃の温度域での冷却速度を３０℃／ｈｒ以下
として、軟質材の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Ａｆ−ＩＶｔＱ系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。

さらに第３発明のＡｌ−ＭＣＪ系合金軟質材の製造方法
は、前記第１発明で規定した成分組成の合金を素材とし
、熱間圧延を３５０℃以上の高温で終了させて、仕上焼
鈍を行なうことなく所要の板厚の軟質材を得るにあたり
、熱間圧延後の冷却過程における３５０〜２００℃の温
度域での冷却速度を３０”Ｃ／ｈｒ以下に制御して、軟
質材の耐応力腐食性を向上させるものである。

そしてまた第４発明のＡＪ２−ＭＣＪ系合金軟質材の製
造方法は、第１発明で規定する成分のほか、第２発明と
同様にＣｕｅｏ、０５〜０．３％含有する合金を素材と
して、第３発明と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−Ｍａ金合金添加され
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系の第二相化合物またはＭ
ｎ、Ｆｅ含有析出物として均一、かつ微細に分散される
。このように第二相化合物または析出物が均一に分散さ
れた金属組織では、仕上焼鈍後の３５０〜２００℃の温
度域での冷却速度を３０℃／ｈｒ以下に制御することに
よって、長期の経時変化、あるいはそれに相当する例え
ば１２０″ＣＸ１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。

なお仕上焼鈍後の冷却過程における３５０〜２００℃の
温度域での冷却速度が３０℃／ｈｒを越える場合でも、
短期的には粒界へのβ相の析出は顕著ではないが、長期
の経時変化、おるいはそれに相当する例えば１２０’Ｃ
Ｘ１週間の増感処理後では、粒界へのβ相の析出が顕著
となり、耐応力腐食性が低下する。したがってこの発明
では仕上焼鈍後の３５０〜２００℃の温度域での冷却速
度を３０℃／ｈｒ以下と限定した。

ここで、仕上焼鈍後の冷却速度が、長期の経時変化もし
くは増感処理後のβ相の粒界、粒内析出に影響を及ぼす
理由は、次のように考えられる。

すなわち、仕上焼鈍時には既に第二相化合物以外に粒内
にＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｆｅ系の不溶性化合物が析出さ
れており、仕上焼鈍後の冷却速度が３０℃／ｈｒ以下と
著しい徐冷の場合、第二相化合物および粒内の不溶性化
合物のところに、β相析出の核となるようなＭｇの濃化
された部分（これをβ′相と称する）が生じ、このβ′
相から長期の経時変化もしくは増感処理によってβ相が
成長すると考えられる。一方性上焼鈍後の冷却速度が速
い場合は、粒内へのＭｇの濃化が生じず、長期の経時変
化もしくは増感処理によってβ相は粒界へ出現せざるを
得なくなる。そして前述のように粒内の不溶性化合物の
ところにＭｇの濃化されたβ′相が生成されるためには
、不溶性化合物とマトリックスとの界面に歪を緩和させ
るような空孔の濃縮が必要であるが、低温で平衡空孔濃
度が低い場合は粒内でβ′相の生成は進行せず、２００
℃以上で空孔濃度が高い場合に粒内でのβ′相の生成が
生じる。したがって仕上焼鈍後の徐冷を２００℃以上の
温度域で行なうことによって粒内でのβ′相の析出が進
行し、その後の長期の経時変化や増感処理で粒内でのβ
相の成長が促進されることになる。そのため仕上焼鈍後
の３０℃／ｈｒ以下の冷却速度での徐冷温度域の下限は
２００℃とした。

また仕上焼鈍で軟質材で仕上げるための下限温度゛は３
５０℃程度であり、したがって徐冷温度域の上限は３５
０℃とした。なおもちろん３５０℃より高い温度域から
３０℃／ｈｒ以下で徐冷しても良く、また２００℃より
低い温度まで３０℃／ｈｒ以下で徐冷としても良く、要
は３５０℃〜２００℃の温度域で３０’Ｃ／ｈ「以下と
なっていれば良い。

ここで、所要の厚みの軟質材を製造する方法自体は一般
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ｖＩ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４００〜
５００℃に加熱して熱間圧延を行ない、その後３００〜
５００℃の温度で仕上焼鈍して軟質材に仕上げる方法、
あるいは前記同様に熱間圧延を施した後、必要に応じて
３００〜５００℃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
３００〜５００℃の仕上焼鈍を行なう方法を適用すれば
良い。そしてこれらの方法の場合、最終の仕上焼鈍後の
冷却過程における３５０〜２００℃の温度域での冷却速
度を既に述べたように３０℃／ｈｒ以下に制御すること
によってこの発明の目的を達成できる。

なお、熱間圧延のみによって最終板厚に仕上げる場合で
あっても、熱間圧延終了温度が３５０℃以上の場合には
、軟質材とするために特に仕上焼鈍を施さなくても良く
、熱間圧延のままで所要の板厚の軟質材を得ることがで
き、この場合は熱間圧延俊の冷却過程における３５０〜
２００℃の温度域での冷却速度を３０℃／ｈｒ以下に制
御することによって、前記同様な作用を得て、この発明
の目的を達成するこ−とができる。

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。

Ｍｇ： Ｍｇは非熱処理型Ａ２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！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、Ｍｇを
６％以上、ざらには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時およびそれ以降の
各種熱履歴過程において高温で安定なＡｆ−Ｆｅ−Ｍｎ
系の第二相化合物および不溶性化合物の析出物を生成し
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寄与する。すな
わちこの第二相化合物および析出物が微細かつ均一に分
散された状態となるため、既に述べたように長期の経時
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０．６５
〜１．０％の範囲に限定した。

Ｆｅ： ＦｅもＭｎとの共存によりＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物お
よび不溶性化合物の析出物を生成させ、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．Ｏ
％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ある。したがってＦｅは０．２
５〜１．０％の範囲内とした。

Ｃｒ： Ｏｒ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、ａｒ
’ｒ　ｒと複合添加する場合のＢｌは０．００１〜０．
１％の範囲内とすることが好ましい。

Ｃｕ： Ｃｕ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発明および第４発明において添加すること
とした。但しＣｕｔｆｉｏ、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Ｍｇを
含有するＡｌ−Ｍ（Ｊ合金では熱間加工性を損なうおそ
れがあるから、第２発明および第４発明のＣｕ添加量は
０．０５〜０．３０％の範囲内とした。

このほか、へ！合金においてはＺｎ、３ｉ等が不純物と
して含有されるのが通常であるが、Ｚｎが０．５０％を
越えれば溶接熱影響部の耐食性に問題が生じ、またＳｉ
が０．４０％を越えればＡｌ−Ｍｇ−３ｉ系共晶化合物
が増加し、これが大入熱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０．５
０％以下、Ｓ　ｉ　Ｉｔ　０．４０％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Ｍｇを高濃度に含む合
金であるから、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１．２で示される２種の成分組成の合
金をそれぞれ厚さ４００ｒｒＩＩｒ１、幅１０００ｍ、
長さ３０００ｍのインゴットにＤＣ鋳造した。次いでそ
のインゴットに対し、固剤および４６０℃Ｘ３０時間の
均質化処理を施した後、熱間圧延を施して厚さ２５Ｍ１
幅１１００履の板材とした。その後、３５０℃×５時間
の仕上げ焼鈍を行ない、軟質材とした。

仕上焼鈍後の冷却速度としては、次のＡ、Ｂ、Ｃの３種
の異なる条件を適用した。

Ａ（比較例）　：　　３５０〜２００℃の範囲で６００
℃／ｈ「、引続いて２００〜１００℃の範 囲で２００℃／ｈｒ Ｂ（比較例）＝３５０〜２００℃の範囲で＆０℃／　ｈ
ｒ。

引続いて２００〜１００℃の範囲で ３０℃／ｈｒ Ｃ（本発明例）　：　　３５０〜２００℃の範囲で２０
℃／ｈｒ、引続いて２００〜１００℃の範囲で ８℃／ｈｒ これらの供試材に対し、１２０℃×１週間の増感処理を
施し、組織観察を行なうとともに、ＪＩＳ　Ｈ８７１１
に準拠してＣリング試験片の３．５％ＮａＣ１Ｆ液交互
浸漬によるＣ形曲げ応力腐食割れ試験を、耐力の７５％
および耐力の１００％の２種の負荷応力で行なった。こ
こでＣリング試験片は、Ｃ形断面が圧延方向に平行でか
つ厚み方向に沿った面内に位置するように、かつＣ形断
面形状の線対称の基準線が、板の厚ざｔに対しｔ／２の
位置における圧延方向に平行な線となるようにして切出
したものである。なお前述のような増感処理を行なわな
かった供試材についても、前記同様なＣ形曲げ応力腐食
割れ試験を行なった。

応力腐食割れ試験の結果を第２表に示し、また合金１に
ついての増感処理後の金属組織（但しｔ／４の位置にお
ける縦断面）を第１図に示す。

第１表：供試材の成分（ｗｔ％〉 第２表：応力腐食試験結果（注） （注）　０印：割れ発生なし ×印：割れ発生あり；（）内の数値は割れに至る日数を
示す第２表から明らかなように、仕上焼鈍後の３５０〜
２００℃での冷却速度を２０℃／ｈｒとこの発明で規定
する範囲内とした条件Ｃの場合は、増感処理後でも耐応
力腐食割れ発生のおそれが少なく、仕上焼鈍後の３５０
〜２００℃での冷却速度を６００℃／ｈｒと急冷した条
件Ａの場合と比較して格段に耐応力腐食性が優れている
。なお仕上焼鈍後の３５０〜２００℃での冷却速度を８
０℃／ｈｒとした条件Ｂの場合は、条件Ａの場合と比較
すれば耐応力腐食性が良好であるが、条件Ｃのこの発明
の場合のレベルには至っていない。

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Ｍｇを５．３〜９％と高
濃度に含有させたＡｌ−Ｍｇ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
Ａｌ−Ｍｇ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ＡｉＭｇ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図は実施例における合金番号１の熱延板について、
仕上焼鈍後の冷却速度条件を変えた場合の増感処理後の
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 (4)

【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、圧延および仕上焼鈍を施して所要の板厚を有する
   軟質材に仕上げるにあたり、仕上焼鈍後の冷却過程にお
   ける３５０〜２００℃の温度域の冷却速度を３０℃／ｈ
   ｒ以下として軟質材の耐応力腐食性を向上させることを
   特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金軟質材の製造方法。
2. （２）Ｍｇ５．３〜９％、Ｍｎ０．０５〜１．０％、Ｃ
   ｒ０．０５〜０．３％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｆ
   ｅ０．２５〜１．００％、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、圧延および仕上焼鈍を施して所要の板厚を有
   する軟質材に仕上げるにあたり、仕上焼鈍後の冷却過程
   における３５０〜２００℃の温度域の冷却速度を３０℃
   ／ｈｒ以下として軟質材の耐応力腐食性を向上させるこ
   とを特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金軟質材の製造方法。
3. （３）Ｍｇ５．３〜９％、Ｍｎ０．０５〜１．０％、Ｃ
   ｒ０．０５〜０．３％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｆ
   ｅ０．２５〜１．００％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、熱間圧延を３５
   ０℃以上の高温で終了させて所要の板厚を有する軟質材
   に仕上げるにあたり、熱間圧延後の冷却過程における３
   ５０〜２００℃の温度域の冷却速度を３０℃／ｈｒ以下
   として軟質材の耐応力腐食性を向上させることを特徴と
   するＡｌ−Ｍｇ系合金軟質材の製造方法。
4. （４）Ｍｇ５．３〜９％、Ｍｎ０．０５〜１．０％、Ｃ
   ｒ０．０５〜０．３％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｆ
   ｅ０．２５〜１．００％、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、熱間圧延を３５０℃以上の高温で終了させて
   所要の板厚を有する軟質材に仕上げるにあたり、熱間圧
   延後の冷却過程における３５０〜２００℃の温度域の冷
   却速度を３０℃／ｈｒ以下として軟質材の耐応力腐食性
   を向上させることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金軟質材
   の製造方法。