JPS63270446A - 溶接構造用Ａ▲ｌ▼−Ｍｇ基合金厚板の製造方法 - 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 この発明は各種大型溶接構造材などに使用されるｌ−Ｍ
Ｑ基合金からなる厚板の製造方法に関し、特に大入熱で
の溶接が施される場合の溶接性の向上、すなわち溶接継
手性能の向上および溶接時の母材のミクロ割れの防止を
図った２０ｍ以上の板厚の厚板の製造方法に関するもの
である。

従来の技術 代表的なＡｉ’−ＭＣＩ基合金で必るＪＩＳ　　５０８
３系の合金は、非熱処理型高強度材であるところから、
近年のＡ！溶接技術の進歩に伴なって、ＬＮＧ　（液化
天然ガス〉の陸上貯蔵用タンクやタンカー用タンクなど
の大型溶接構造物に広く用いられるようになっており、
そしてこれらの大型溶接構造物に使用される板材として
も、板厚２０＃以上の厚板が要求されるようになってい
る。このような板厚２０ｍ以上の厚板を溶接するにあた
っては、溶接施工の効率化の観点から、溶接層数を少な
くすることが望ましく、この場合単位板厚当りの溶接入
熱は大きくならざるを得ない。

ところで、単位板厚当りの溶接入熱が１８，０ＯＯＪ／
　ｃｍ　／　ｃｍを越えるような大入熱でＡｌ−ＭＱ基
合金厚板を溶接した場合、従来の一般的な製造法で得ら
れたＡｌ−ＭＱ基合金厚板においては、母材の熱影響部
の共晶成分および粒界の一部が溶接時の熱によって溶融
するとともにその溶融した部分に溶接時の熱応力が加わ
ることによって、圧延面に平行にミクロ割れが発生する
ことがあり、このようなミクロ割れが発生すれば溶接構
造物の安全性等の品質を損なうおそれがあった。また溶
接入熱が極度に大きくなれば、熱影響部の強度低下が無
視できなくり、特に熱影響部に応力が集中し易い余盛付
継手部材では熱影響部かう破断し易くなる問題が生じる
。

従来、ＪＩＳ　　５０８３系合金で代表される１’−Ｍ
Ｑ基合金の厚内材を製造するに必たって溶接時における
熱影響部のミクロ割れの発生を防止する方法としては、
特公昭５５−３４８６０号おるいは特公昭６０−５６４
”１７号に示されているように、所定の成分元素を含有
する合金鋳塊の均質化処理を５００〜５４０　℃で行な
い、かつ熱間圧延をその終了温度が４００°Ｃ以上とな
るように行なってマクロ組織の圧延方向の結晶粒の長さ
が１５＃以下のＡｌ−ＭＱ基合金厚板を得る方法が提案
されている。しかしながらこれらの方法でも実際上は大
入熱溶接時における母材熱影響部のミクロ割れの発生を
確実に防止することおよび熱影響部の軟化を充分に抑制
することは困難でおった。

発明が解決すべき問題点 前述のようにＡｌ−−Ｍｑ基合金からなる板厚２０Ｍ以
上の厚肉材では、大入熱溶接時に熱影響部にミクロ割れ
が発生し易く、また熱影響部の軟化により余盛付継手部
材での強度低下の問題を無視できず、既に提案されてい
るミクロ割れ発生防止のための方法も、これらの問題を
確実かつ充分には防止できず、したがって溶接構造物の
安全性の点で未だ万全な対策が講じられていなかったの
が実情でおる。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、板
厚２０ｍ以上の厚肉材における大入熱溶接においても、
熱影響部のミクロ割れの発生を確実に防止するとともに
熱影響部の軟化を充分に抑制し、これによって溶接構造
物の安全性を充分に確保できるようにしたＡｌ−Ｍｇ基
合金厚板を製造する方法を提供することを目的とするも
のである。

問題点を解決するための手段 大入熱溶接によって熱影響部に発生するミクロ割れは、
前述のように大入熱により母材の共晶成分および粒界の
一部が溶融して溶接熱応力によって開口したものである
。したがってミクロ割れ防止のためには、粒界に加わる
熱応力を分散させるべく結晶粒を微細化し、併せて共晶
化合物の量を減らすとともにその共晶化合物を微細かつ
均一に分散させ、ざらに粒界の高温強度を向上させるた
めに必須合金元素以外の不純物を可及的に減少させるこ
とが有効であると考えられる。また大入熱溶接時におけ
る熱影響部の軟化を最小限に抑えるためには、化学成分
および均熱・熱延工程条件の厳密な管理が必要と考えら
れる。

このような観点から、本発明者等はＡｌ−−ＭＣＩ基合
金における化学成分と均熱・熱延条件について再検討を
加えた結果、次のような手段を総合的に組合せることに
よって大入熱溶接時の熱影響部のミクロ割れ発生防止お
よび熱影響部の軟化抑制を図り得ることを見出し、この
発明をなすに至ったのである。

すなわち先ず大入熱溶接時の熱影響部のミクロ割れ発生
対策の一つである母材結晶粒の微細化のためには、鋳塊
段階での組織を微細化しておぎ、その微細化された鋳塊
組織を引続く均熱・熱延過程でそのまま残存させて微細
な繊維状組織を得ること、すなわち均熱・熱延過程で再
結晶や結晶粒粗大化が生じにくいような条件とすること
が有効である。そしてそのための具体的手段としては、
先ず鋳塊組織の微細化のためには微細化材としてＴｉも
しくはＴｉ−Ｂを添加しておくことが有効である。ざら
に均熱・熱延過程での再結晶や結晶粒粗大化の抑制のた
めには、均熱・熱延過程で遷移金属を含む不溶性化合物
の析出を微細化させて組織の再結晶阻止効果を持たせる
ことが有効であって、そのためには均熱（均質化処理）
を５００°Ｃ未満の低温の温度域で行ない、また熱延も
５００°Ｃ未満の低温の温度域で行なうことが有効であ
ることを見出した。

また大入熱溶接時の熱影響部でのミクロ割れ防止策の他
の一つとしては、前述のように共晶化合物の析出量の減
少や共晶化合物の微細・均一分散が挙げられるが、合金
の性能を劣化させずに共晶化合物をこのように制御する
ためには、不純物成分であるＦｅ、Ｓｉの含有量を従来
の通常のＡｌ−Ｍｇ基合金のレベルよりも低く抑＆るこ
と、具体的にはＦｅ、Ｓｉをそれぞれ０．１０％未満に
抑制することが有効であることを見出した。

そしてまた、大入熱溶接時の熱影響部の軟化を最小限に
抑えるためには、既に述べたように均熱・熱延過程で遷
移金属を含む不溶性化合物の析出物を微細にするような
条件、すなわち均質化処理、熱間圧延をそれぞれ５００
°Ｃ未満の低温域で行なうことが有効であることを見出
した。

したがって本願の第１発明の方法は、ＭＣ７４，０〜５
．５、Ｍｎ　０．４０〜１．０％、Ｃｒ　０．０５〜０
．３５％、Ｔｉ　　０．００５〜０．２％を含有しかつ
残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる板厚２０ｍ以
上の溶接構造用Ａｌ−ＭＣＪ基合金厚板を製造するにお
たり、合金鋳塊中にあける不純物成分としてのＦｅおよ
びＳｉの含有量をそれぞれ０．１０％未満に規制し、そ
の鋳塊の均質化処理を４６０℃以上５００℃未満で行な
った後、３５０℃以上５００℃未満の範囲内の温度で熱
間圧延を行なうことを特徴とするものである。

また本願の第２発明の方法は、第１発明で規定する成分
元素のほかＢをｏ、　ｏｏｉ〜０．１％添加するととも
に、Ｆｅ、Ｓ　ｉを第１発明と同様にそれぞれ０．１０
％未満に抑制し、その合金鋳塊に対して第１発明と同様
な条件で均質化処理および熱間圧延を施すものである。

作　　　用 先ずこの発明の溶接構造用Ａ（１−Ｍｇ基合金厚板の製
造方法において用いられる合金の成分限定理由について
説明する。

Ｍｇ： ＭＯは非熱処理型合金ｐある５０８３系のＡｌ−ＭＱ基
合金において固溶強化により高強度を得るための必須の
成分であり、ＭＣ７が４．０％未満では大型構造用材料
としては強度が不充分となり、一方５．５％を越えれば
熱間加工が困難となる。したがってＭＣＩは４．０〜５
，５％の範囲内とした。

Ｍｎ： １ｖｌｎもこの発明で対象とする５０８３系のＡｌ−Ｍ
ｇ基合金において必須の元素であって、強度向上および
Ｆｅによる耐食性低下の防止に有効であるが、０．４０
％未満では充分な強度が得られず、一方１．０％を越え
れば化合物の粗大化が顕著となってミクロ割れの発生を
招くおそれがある。したがってＭｎは０．４０〜１．０
％の範囲内とした。

Ｃｒ： ＣｒはＭｒｌと同様に強度向上および耐食性低下防止に
有効であるが、０．０５％未満ではそれらの効果が期待
できず、一方０．３５％を越えれば延性を損なうから、
０．０５〜０．３５％の範囲内とした。

Ｔ１： Ｔｉは鋳塊組織の微細化および晶出化合物の微細化、分
散化に寄与するが、０．００５％未満ではその効果が期
待できず、一方０．２％を越えればコスト上昇を招くと
ともに鋳造性の低下を招くから、０、００５〜０．２％
の範囲内とした。

Ｂ： ＢはＴｉと併せて添加することにより、鋳塊結晶粒の微
細化が一層顕著となり、Ｆｅ、Ｓｉの含有量を低く抑え
た鋳塊の結晶粒の微細化には特に有効であり、したがっ
て第２発明において８を添、加することとした。但しＢ
がｏ、ｏｏｉ％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、第２発明におけ
るＢの添加量はｏ、　ｏｏｉ〜０．１％の範囲内とした
。

Ｆｅ１３ｉ： Ｆｅおよび３ｉはそれぞれＭｇ２　Ｓ　！５Ａｌ−　−
Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出化合物を形成し、これらの共晶系の
化合物は大入熱溶接時において熱影響部でマトリックス
より先に溶融してミクロ割れを引起す原因となる。そこ
でこの発明ではそれぞれ０．１０％未満に規制すること
とした。なおＦｅＭを０．１０％未満に規制することは
、上述のように大入熱溶接時の熱影響部でのミクロ割れ
の防止に有効であるばかりでなく、均質化処理時におけ
るＭｎの析出を遅らせるため、溶接熱影響部の軟化を抑
制するにも有効である。

次にこの発明の溶接構造用Ａｌ−−Ｍｇ基合金厚板の製
造方法におけるプロセス条件について説明する。

先ず前述のような成分組織となるように、Ａｌ−ＭＣＩ
基台金鋳塊を常法により鋳造し、次いで均質化処理を４
６０℃以上５００℃未満の温度で行なう。

ここで均質化処理温度が５００℃以上では、遷移金属系
の不溶性化合物の析出が粗大となって、大入熱溶接時の
高温の熱サイクルで熱影響部の結晶粒粗大化および軟化
を招き易く、溶接継手部の強度の確保が困難となり、ま
た不溶性化合物の粗大化によって熱延後の組織としても
微細化が困難となり、大入熱溶接時の熱影響部のミクロ
割れの発生を充分に防止できなくなる。一方４６０℃未
満の温度では均質化の効果が充分に得られない。したが
って鋳塊の均質化処理は４６０℃以上、５００°Ｃ未満
の温度で行なう必要が必る。なお均質化処理の保持時間
は５時間〜３０時間が好ましい。５時間より短かければ
均質化の効果が充分に得られず、一方３０時間を越える
長い時間処理してもそれ以上の効果は望めない。

上述のように均質化処理を５００℃未満、４６０℃以上
の比較的低温域で行なうことによって、不溶性化合物の
析出は微細となる。そして続いて熱間圧延を５００°Ｃ
未満、３５０　℃以上の温度域で行なうことによって、
その不溶性化合物の微細析出がさらに継続・促進されて
微細な下部組織の発達をもたらし、結晶粒形状も均一微
細な繊維状組織となる。このように均一微細な繊維状組
織とすることによって、大入熱溶接時にも粒界に加わる
熱応力が分散され、またそればかりでなく前述のように
Ｆｅ、Ｓｉの含有量を少量に抑制することにより共晶化
合物の量も低減されているため、大入熱溶接時に共晶化
合物が溶融する機会も減り、また不純物であるＦｅ、Ｓ
ｉ含有量の低減によって粒界の高温強度自体も高くなっ
ており、これらが相乗的に作用して大入熱溶接時におけ
る熱影響部でのミクロ割れの発生が有効に防止されるの
でおる。

また前述のように不溶性化合物の析出が微細となってい
るため、大入熱溶接時の熱サイクルで熱影響部の結晶粒
粗大化、ひいては軟化を招くおそれが少なく、溶接継手
部の強度を充分に確保することができる。

なおここで熱間圧延を５００℃未満、３５０℃以上の温
度で行なうとは、熱間圧延開始温度を５００℃未満とし
、熱間圧延終了温度を３５０℃以上とすることと同義で
ある。５００℃以上の高温で熱間圧延を行なった場合に
は、上述のような不溶性化合物が粗大に析出し、ひいて
は結晶粒の粗大化を招いて大入熱溶接時の熱影響部のミ
クロ割れ発生防止効果および軟化防止効果が充分に得ら
れず、一方３５０°Ｃ未満では熱間圧延が困難となり、
したがって熱間圧延は５００℃未満、３５０℃以上の温
度域で行なうものとした。

なお熱間圧延後は、必要に応じて軟質材（Ｏ材）に仕上
げるための仕上焼鈍を３５０℃〜４００　℃にて２〜５
時間行なうのが通常である。

実施例 第１表に示される成分組成の供試材Ｎ０７１〜３につい
て、厚さ５００ｍｍ、幅１４００Ｍの実生産規模の鋳塊
を鋳造し、同じく第１表中に示す条件で均質化処理およ
び熱間圧延を行なって厚さ５０ｒ／ｗｎ、幅２６２０Ｍ
の大板を製造し、ざらに３５０℃ｘ　５時間の仕上焼鈍
を行なって軟質材とした。

これらの各軟質材大板から幅３００ｍｍ、長さｉｏｏ。

簡の溶接試験片を切出し、大電流ＭＩＧ溶接による下向
きの両面１パスの突合せ溶接を行なった。

溶接入熱条件は、第２表中に示すようにＦサイドの電流
を変えて、「大入熱」、「中入熱」、「小人熱」の３水
準に設定した。各溶接条件を第２表に示す。また溶加材
としてはＡ３１８３−ＷＹの４、ｈ１ｍφのものを用い
、開先形状はＸ開先とした。

得られた各溶接材につき、余盛削除材および余盛付材の
それぞの状態で仝厚引張り試験を行なって溶接継手とし
ての機械的性質を調べるとともに、側曲げ試験を行なっ
て溶接熱影響部のミクロ割れ発生の有無を調べた。その
結果を第３表に示す。

なお第３表において［側曲げ試験でのミクロ割れの有無
」は、溶接方向に直角に溶接部の断面スライス片（肉厚
９＃）を各１０枚採取し、曲げ半径Ｒ／ｌ＝　３にて１
８０°曲げを行ない、溶接熱影響部に肉眼で観察可能な
ミクロ割れの発生を調べ、そのミクロ割れ発生数を分子
として表わした。

第　　　１　　　表 注二アンダーラインを付した数値は本発明範囲外を示す
。

第　　　２　　　表 第　　　３　　　表 第３表から明らかなように、この発明の成分範囲内の組
成の材料についてこの発明の均質化処理条件、熱延条件
の範囲内で処理した供試材Ｎ（１１では、溶接電流が大
きい大入熱溶接条件においても、熱影響部のミクロ割れ
の発生は認められず、また余盛付溶接継手での引張強度
の低下も少ないことが判明した。

発明の効果 この発明の溶接構造用Ａｉ’−ＭＣＪ基合金厚板の製造
方法によれば、合金鋳塊中の不純物成分であるＦｅ、Ｓ
ｉの含有量をそれぞれ０．１０％未満に抑制し、かつ均
質化処理を５００℃未満、４６０　℃以上の温度域で行
なってざらに熱間圧延を５００℃未満、３５０℃以上の
温度域で行なうことにより、２０簡以上の厚肉材につい
て大入熱溶接条件で溶接した場合でも、熱影響部のミク
ロ割れ発生を確実に防止することができるとともに、熱
影響部の軟化を最小限に抑制して余盛付溶接継手部材で
もその強度を充分に確保することができ、したがってこ
の発明の方法により得られたＡｌ−ＭＱ％合金厚板を使
用することによって、大入熱溶接が施される厚肉溶接構
造物の安全性を従来よりも格段に高めることができる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ４．０〜５．５（重量％、以下同じ）、Ｍｎ
   ０．４０〜１．０％、Ｃｒ０．０５〜０．３５％、Ｔｉ
   ０．００５〜０．２％を含有しかつ残部がＡｌおよび不
   可避的不純物よりなる板厚２０ｍｍ以上の溶接構造用Ａ
   ｌ−Ｍｇ基合金厚板を製造するにあたり、合金鋳塊中に
   おける不純物成分としてのＦｅおよびＳｉの含有量をそ
   れぞれ０．１０％未満に規制し、その鋳塊の均質化処理
   を４６０℃以上５００℃未満で行なった後、３５０℃以
   上５００℃未満の範囲内の温度で熱間圧延を行なうこと
   を特徴とする溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金厚板の製造方
   法。
2. （２）Ｍｇ４．０〜５．５％、Ｍｎ０．４０〜０．１％
   、Ｃｒ０．０５〜０．３５％、Ｔｉ０．００５〜０．２
   ％、Ｂ０．００１〜０．１％を含有しかつ残部がＡｌお
   よび不可避的不純物よりなる板厚２０ｍｍ以上の溶接構
   造用Ａｌ−Ｍｇ基合金厚板を製造するにあたり、合金鋳
   塊中における不純物成分としてのＦｅおよびＳｉの含有
   量をそれぞれ０．１０％未満に規制し、その鋳塊の均質
   化処理を４６０℃以上５００℃未満で行なった後、３５
   ０℃以上５００℃未満の範囲内の温度で熱間圧延を行な
   うことを特徴とする溶接構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金厚板の
   製造方法。