JP2859019B2 - 成形金型用アルミニウム合金溶加材とその製造方法 - Google Patents
成形金型用アルミニウム合金溶加材とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はプラスチック等の成形用
アルミニウム合金金型の溶接に用いられる溶加材に関す
る。
アルミニウム合金金型の溶接に用いられる溶加材に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】プラスチック等の成形用金型は、従来、
鋼製のものが中心であったが、重く、加工性が悪く、錆
び易い等の欠点を有していた。これらの問題を解決する
ために、最近、金型にアルミニウム合金が使用されるよ
うになってきた。
鋼製のものが中心であったが、重く、加工性が悪く、錆
び易い等の欠点を有していた。これらの問題を解決する
ために、最近、金型にアルミニウム合金が使用されるよ
うになってきた。
【０００３】金型にアルミニウム合金を使用した場合、
鋼製の金型と比較し、(１）熱伝導性がよいためにショ
ットサイクルが短くなり、生産性がアップする、（２）
加工性がよく、加工時間が短縮される、（３）重量が約
１／３と軽く、また、錆びにくいため、着脱や保守が容
易となる、などの特徴がある。
鋼製の金型と比較し、(１）熱伝導性がよいためにショ
ットサイクルが短くなり、生産性がアップする、（２）
加工性がよく、加工時間が短縮される、（３）重量が約
１／３と軽く、また、錆びにくいため、着脱や保守が容
易となる、などの特徴がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】金型は、設計変更や加
工ミス等により補修溶接が必須である。ところが、金型
に使用されるアルミニウム合金、特に７０００系合金
(例えば、アルミニウム合金の中では最も強度の高い７
０７５等)は溶接性が非常に悪く、一般的には溶接は避
けられてきた。例外として、２００℃以上に予熱し、割
れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加材(例えば、５３５６
や５１８３など)を使用して溶接が行われているが、次
のような問題点があった。
工ミス等により補修溶接が必須である。ところが、金型
に使用されるアルミニウム合金、特に７０００系合金
(例えば、アルミニウム合金の中では最も強度の高い７
０７５等)は溶接性が非常に悪く、一般的には溶接は避
けられてきた。例外として、２００℃以上に予熱し、割
れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加材(例えば、５３５６
や５１８３など)を使用して溶接が行われているが、次
のような問題点があった。
【０００５】（１）溶接割れが発生する。 （２）フォトエッチングによるフォトエッチング性が溶
接部と母材部で異なるために、溶接部のビード跡が製品
に転写される。
接部と母材部で異なるために、溶接部のビード跡が製品
に転写される。
【０００６】割れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加材を使
用しても、アルミニウム合金の中でも割れ感受性が最も
高いＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の割れ感受性の改善は十分
ではない。
用しても、アルミニウム合金の中でも割れ感受性が最も
高いＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の割れ感受性の改善は十分
ではない。
【０００７】Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金等の割れ感受性を
改善する方法として、例えば、「軽金属」Ｖｏｌ．１
９、Ｎｏ．１１、Ｐ．４７０〜４８０には、溶接線（フ
ィラー合金）に０．３％以下のＺｒ、０．０７％以下の
Ｔｉ＋Ｂを添加することが記載され、これらはともに添
加量が多いほど改善の効果が大きくなることが示されて
いる。しかし、ＺｒはＴｉ＋Ｂに比べ改善の程度が低
く、かつ０．３％（実際には０．２６％程度）ですでに
頭打ちの傾向が示されている。 なお、平衡状態における
Ｚｒの固溶量は最大で０．３％であり、通常の金型を用
いる鋳造法では凝固時の冷却速度が１０ ２ ℃／ｓｅｃ以
下と遅く、固溶量以上のＺｒを添加すると、過剰なＺｒ
は巨大な晶出物を形成する。その結果、圧延や線引き等
の加工性悪化を引き起こすために、実用上のＺｒ添加は
固溶量範囲内に限定され、上記文献でも、固溶量を越え
るＺｒを含む溶接線は使用されていない。
改善する方法として、例えば、「軽金属」Ｖｏｌ．１
９、Ｎｏ．１１、Ｐ．４７０〜４８０には、溶接線（フ
ィラー合金）に０．３％以下のＺｒ、０．０７％以下の
Ｔｉ＋Ｂを添加することが記載され、これらはともに添
加量が多いほど改善の効果が大きくなることが示されて
いる。しかし、ＺｒはＴｉ＋Ｂに比べ改善の程度が低
く、かつ０．３％（実際には０．２６％程度）ですでに
頭打ちの傾向が示されている。 なお、平衡状態における
Ｚｒの固溶量は最大で０．３％であり、通常の金型を用
いる鋳造法では凝固時の冷却速度が１０ ２ ℃／ｓｅｃ以
下と遅く、固溶量以上のＺｒを添加すると、過剰なＺｒ
は巨大な晶出物を形成する。その結果、圧延や線引き等
の加工性悪化を引き起こすために、実用上のＺｒ添加は
固溶量範囲内に限定され、上記文献でも、固溶量を越え
るＺｒを含む溶接線は使用されていない。
【０００８】特開昭６３−１５７７９２号公報では、
０．４％以下のＺｒを含有するアルミニウム合金溶加材
が提案されている。しかし、この溶加材も、Ａｌ合金の
中でも最も割れ感受性の高いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金の割れ感受性を実用上問題のないレベルまで改善す
るためには、割れ感受性改善の観点から不十分である。
０．４％以下のＺｒを含有するアルミニウム合金溶加材
が提案されている。しかし、この溶加材も、Ａｌ合金の
中でも最も割れ感受性の高いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金の割れ感受性を実用上問題のないレベルまで改善す
るためには、割れ感受性改善の観点から不十分である。
【０００９】また、割れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加
材を使用すると、母材部と溶接部の組成が異なるために
フォトエッチングにおけるエッチング性に差が生じ、溶
接部のビード跡が製品に転写される。
材を使用すると、母材部と溶接部の組成が異なるために
フォトエッチングにおけるエッチング性に差が生じ、溶
接部のビード跡が製品に転写される。
【００１０】また、本系合金は強度を高めるためにＺ
n、Ｍg、Ｃuを含有しているが、高強度化により割れ感
受性が高くなり、溶接割れや応力腐食割れが発生し易
い。よって、割れ感受性やフォトエッチング性の観点か
ら問題点が多い。
n、Ｍg、Ｃuを含有しているが、高強度化により割れ感
受性が高くなり、溶接割れや応力腐食割れが発生し易
い。よって、割れ感受性やフォトエッチング性の観点か
ら問題点が多い。
【００１１】本発明は、かゝる状況に鑑みてなされたも
のであって、プラスチック等の成形金型用アルミニウム
合金、特にＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の補修溶接において
も割れ感受性が低く、フォトエッチングしても母材と同
等のエッチング性を示す溶加材を提供することを目的と
するものである。
のであって、プラスチック等の成形金型用アルミニウム
合金、特にＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の補修溶接において
も割れ感受性が低く、フォトエッチングしても母材と同
等のエッチング性を示す溶加材を提供することを目的と
するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記のよう
な従来の溶加材の欠点を改善するために鋭意研究を重ね
た結果、アルミニウム合金の中で最も強度の高いＡl−
Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の金型の溶接において、Ａl−Ｚn−
Ｍg−Ｃu系組成に多くのＺr量を添加して溶接割れ性を
改善し、母材と同等のフォトエッチング性が得られるこ
と、更に、Ａgを添加することにより耐応力腐食割れ性
を改善できること、高エネルギービームによって通常法
で造塊した鋳塊を再溶融急速凝固させることにより、固
溶量以上の多くのＺr量を含有できることを見い出し、
ここに本発明をなしたものである。
な従来の溶加材の欠点を改善するために鋭意研究を重ね
た結果、アルミニウム合金の中で最も強度の高いＡl−
Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の金型の溶接において、Ａl−Ｚn−
Ｍg−Ｃu系組成に多くのＺr量を添加して溶接割れ性を
改善し、母材と同等のフォトエッチング性が得られるこ
と、更に、Ａgを添加することにより耐応力腐食割れ性
を改善できること、高エネルギービームによって通常法
で造塊した鋳塊を再溶融急速凝固させることにより、固
溶量以上の多くのＺr量を含有できることを見い出し、
ここに本発明をなしたものである。
【００１３】すなわち、本発明は、Ｚｎ：３〜８％、Ｍ
ｇ：１〜６％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２〜
０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５
〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．５〜
２％を含有し、必要に応じて更にＡｇ：０．０２〜１％
を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなることを
特徴とする成形金型用アルミニウム合金溶接用溶加材を
要旨とするものである。
ｇ：１〜６％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２〜
０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５
〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．５〜
２％を含有し、必要に応じて更にＡｇ：０．０２〜１％
を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなることを
特徴とする成形金型用アルミニウム合金溶接用溶加材を
要旨とするものである。
【００１４】また、その製造方法は、上記化学成分のア
ルミニウム合金鋳塊を、１０４〜１０９Ｗ／ｍｍ２と高
いパワー密度を有するエネルギービームを用い、かつ１
回の溶融幅を３０ｍｍ以下とするゾーンメルティング法
で再溶融し、１×１０２℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で急
速凝固させ、固容量以上のＺｒを含有させることを特徴
とするものである。
ルミニウム合金鋳塊を、１０４〜１０９Ｗ／ｍｍ２と高
いパワー密度を有するエネルギービームを用い、かつ１
回の溶融幅を３０ｍｍ以下とするゾーンメルティング法
で再溶融し、１×１０２℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で急
速凝固させ、固容量以上のＺｒを含有させることを特徴
とするものである。
【００１５】次に本発明を更に詳細に説明する。
【００１６】
【００１７】まず、本発明の溶加材における化学成分の
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
【００１８】Ｚnは、強度の強化に寄与するが、３％未
満では強度の強化に寄与せず、また８％を超えると耐食
性、耐溶接割れ性が悪くなる。よって、Ｚn量は３〜８
％の範囲とする。
満では強度の強化に寄与せず、また８％を超えると耐食
性、耐溶接割れ性が悪くなる。よって、Ｚn量は３〜８
％の範囲とする。
【００１９】Ｍgは、Ｚn同様に、強度の強化に寄与する
が、１％未満ではその効果がなく、また６％を超えると
耐食性及び加工性が悪化する。よって、Ｍg量は１〜６
％の範囲とする。
が、１％未満ではその効果がなく、また６％を超えると
耐食性及び加工性が悪化する。よって、Ｍg量は１〜６
％の範囲とする。
【００２０】Ｃuも、ＺnやＭgと同様に、強度の強化に
寄与するが、０.５％未満ではその効果がなく、また３
％を超えると溶接割れ性、加工性及び耐食性が悪化す
る。よって、Ｃu量は０.５〜３％の範囲とする。
寄与するが、０.５％未満ではその効果がなく、また３
％を超えると溶接割れ性、加工性及び耐食性が悪化す
る。よって、Ｃu量は０.５〜３％の範囲とする。
【００２１】Ｍnは、強度の強化、耐食性の向上に寄与
するが、０.２％未満ではその効果がなく、０.９％を超
えると加工性が悪化する。よって、Ｍn量は０.２〜０.
９％の範囲とする。
するが、０.２％未満ではその効果がなく、０.９％を超
えると加工性が悪化する。よって、Ｍn量は０.２〜０.
９％の範囲とする。
【００２２】Ｃrは、耐食性、応力腐食割れ性の改善に
寄与するが、０.０５％以下ではその効果がなく、また
０.５％を超えると機械的性質を劣化させるので好まし
くない。よって、Ｃr量は０.０５〜０.５％の範囲とす
る。
寄与するが、０.０５％以下ではその効果がなく、また
０.５％を超えると機械的性質を劣化させるので好まし
くない。よって、Ｃr量は０.０５〜０.５％の範囲とす
る。
【００２３】Ｔi、Ｂは、それぞれ結晶粒微細化により
溶接割れ性の改善に寄与するが、Ｔiが０.０５％未満及
びＢが０.０１％未満ではその効果がなく、またそれぞ
れ０.２％を超えるとＡlとの化合物を形成し、靭性を劣
化させるという点で好ましくない。よつて、Ｔi量は０.
０５〜０.２％、Ｂ量は０.０１〜０.２％の範囲とす
る。
溶接割れ性の改善に寄与するが、Ｔiが０.０５％未満及
びＢが０.０１％未満ではその効果がなく、またそれぞ
れ０.２％を超えるとＡlとの化合物を形成し、靭性を劣
化させるという点で好ましくない。よつて、Ｔi量は０.
０５〜０.２％、Ｂ量は０.０１〜０.２％の範囲とす
る。
【００２４】Ｚｒは、Ｔｉ及びＢ同様に、結晶粒微細化
により溶接割れ防止に寄与するが、０．５％未満では割
れ防止に効果が乏しく、逆に２％を超えると靭性及び加
工性の劣化という点で好ましくない。よって、Ｚｒ量は
０．５〜２％の範囲とする。
により溶接割れ防止に寄与するが、０．５％未満では割
れ防止に効果が乏しく、逆に２％を超えると靭性及び加
工性の劣化という点で好ましくない。よって、Ｚｒ量は
０．５〜２％の範囲とする。
【００２５】Ａgは、応力腐食割れを防止し、強度を増
大させる効果があるので、必要に応じて添加することが
できる。添加する場合、０.０２％未満ではその効果が
なく、また１％を超えると溶接性が劣ったり、また不経
済でもあるので好ましくないので、Ａg量は０.０２〜１
％の範囲とする。
大させる効果があるので、必要に応じて添加することが
できる。添加する場合、０.０２％未満ではその効果が
なく、また１％を超えると溶接性が劣ったり、また不経
済でもあるので好ましくないので、Ａg量は０.０２〜１
％の範囲とする。
【００２６】次に、上記溶加材の製造条件について説明
する。
する。
【００２７】上記成分のうち、Ｚrは、消失元素である
ために、溶加材に添加する場合は、母材に添加する場合
に比べ、割れ防止に対する効果は減少する。このため、
割れ性を改善するためには母材に添加するより多くのＺ
r量の添加が必要となる。しかし、平衡状態におけるＺr
の固溶量は０.３％以下であり、通常の金型を用いる鋳
造法では、凝固時の冷却速度が１０2℃／sec以下と遅い
ために、固溶量以上のＺrを添加した場合は巨大な晶出
物を形成し、加工性の悪化を引き起こすために好ましく
ない。
ために、溶加材に添加する場合は、母材に添加する場合
に比べ、割れ防止に対する効果は減少する。このため、
割れ性を改善するためには母材に添加するより多くのＺ
r量の添加が必要となる。しかし、平衡状態におけるＺr
の固溶量は０.３％以下であり、通常の金型を用いる鋳
造法では、凝固時の冷却速度が１０2℃／sec以下と遅い
ために、固溶量以上のＺrを添加した場合は巨大な晶出
物を形成し、加工性の悪化を引き起こすために好ましく
ない。
【００２８】そこで、多量のＺrを巨大な晶出物を形成
することなく添加し得る方法について鋭意研究を重ねた
結果、パワー密度が１０4〜１０9w／mm2と非常に高いエ
ネルギー密度を有するエネルギービーム、例えば電子ビ
ームやレーザビームによる溶接に着目した。
することなく添加し得る方法について鋭意研究を重ねた
結果、パワー密度が１０4〜１０9w／mm2と非常に高いエ
ネルギー密度を有するエネルギービーム、例えば電子ビ
ームやレーザビームによる溶接に着目した。
【００２９】この溶接の場合、ビード幅が非常に狭く、
溶込みの深いビードが形成される。しかし、固溶量以上
のＺrを添加した場合、パワー密度が１０3w／mm2以下で
あると、巨大な晶出物形成し、加工性の悪化を引き起こ
すことから、パワー密度は１０4〜１０9w／mm2のように
高い必要があることを知見した。
溶込みの深いビードが形成される。しかし、固溶量以上
のＺrを添加した場合、パワー密度が１０3w／mm2以下で
あると、巨大な晶出物形成し、加工性の悪化を引き起こ
すことから、パワー密度は１０4〜１０9w／mm2のように
高い必要があることを知見した。
【００３０】そこで、この原理を、固溶量以上のＺrを
含有した組成のアルミニウム合金を通常の金型(冷却速
度は１×１０2℃／secより遅い)を用いて鋳造した鋳塊
の再溶融に適用した。その結果、通常の金型鋳造法では
固溶量以上のＺrを添加した場合は巨大な晶出物を形成
するのに対し、肉厚方向に完全に再溶融させると、固溶
量以上のＺr添加でも２％までは巨大な晶出物を形成す
ることなく、高Ｚr添加が可能になることを知見した。
例えば、後述の溶接条件を用いてリメルトピッチで１回
の溶融幅を３０mm以下でゾーンメルティグすると、鋳塊
の凝固時の冷却速度として１×１０2℃／sec以上が得ら
れ、その結果、固溶量以上のＺr添加でも２％までは巨
大な晶出物を形成することなく添加できる。
含有した組成のアルミニウム合金を通常の金型(冷却速
度は１×１０2℃／secより遅い)を用いて鋳造した鋳塊
の再溶融に適用した。その結果、通常の金型鋳造法では
固溶量以上のＺrを添加した場合は巨大な晶出物を形成
するのに対し、肉厚方向に完全に再溶融させると、固溶
量以上のＺr添加でも２％までは巨大な晶出物を形成す
ることなく、高Ｚr添加が可能になることを知見した。
例えば、後述の溶接条件を用いてリメルトピッチで１回
の溶融幅を３０mm以下でゾーンメルティグすると、鋳塊
の凝固時の冷却速度として１×１０2℃／sec以上が得ら
れ、その結果、固溶量以上のＺr添加でも２％までは巨
大な晶出物を形成することなく添加できる。
【００３１】冷却速度は１×１０2℃／sec以上が必要で
あり、好ましくは３×１０2℃／sec以上である。なお、
急速凝固させる方法としては連続鋳造法があるが、ゾー
ンメルティグ法による凝固時の冷却速度に相当する高い
冷却速度は得られない。
あり、好ましくは３×１０2℃／sec以上である。なお、
急速凝固させる方法としては連続鋳造法があるが、ゾー
ンメルティグ法による凝固時の冷却速度に相当する高い
冷却速度は得られない。
【００３２】なお、熱源を連続的でなくパワー密度を集
約(高く)し周期的に照射する方法の場合には、１０9w／
mm2以上のパワー密度を得ることは可能であるが、本発
明法のように連続的に熱源を照射する方法の場合には、
現在の設備では能力的に不可能であるので、パワー密度
の上限を１０9w／mm2とした。
約(高く)し周期的に照射する方法の場合には、１０9w／
mm2以上のパワー密度を得ることは可能であるが、本発
明法のように連続的に熱源を照射する方法の場合には、
現在の設備では能力的に不可能であるので、パワー密度
の上限を１０9w／mm2とした。
【００３３】本溶加材を用いる母材としては種々の成分
系及び組成のアルミニウム合金が可能である。特にアル
ミニウム合金の中で最も高強度である７０００系のＡl
−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の溶接において効果が大きい。な
お、溶接法としては特に制限されないことは云うまでも
ない。
系及び組成のアルミニウム合金が可能である。特にアル
ミニウム合金の中で最も高強度である７０００系のＡl
−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金の溶接において効果が大きい。な
お、溶接法としては特に制限されないことは云うまでも
ない。
【００３４】次に本発明の実施例を示す。
【００３５】
【表１】 に示す化学成分を有するアルミニウム合金からなる溶加
材を通常の金型法で鋳造し、得られた鋳塊(板厚５０mm)
について、電子ビームを用い、
材を通常の金型法で鋳造し、得られた鋳塊(板厚５０mm)
について、電子ビームを用い、
【表２】 に示す条件で肉厚方向に完全に溶融するように鋳塊の幅
及び長さ方向に再溶融した後、圧延、線引き加工により
線径３.２mmの溶接棒を製作し、ＴＩＧ溶接試験に使用
した。ＴＩＧ溶接の際に用いた母材はＡl−Ｚn−Ｍg−
Ｃu系合金である７０７５−Ｔ６である。表１中、Ｎo.
１〜Ｎo.７が本発明溶加材であり、Ｎo.７〜Ｎo.２１は
比較材、Ｎo.２２は従来材(５３５６)である。
及び長さ方向に再溶融した後、圧延、線引き加工により
線径３.２mmの溶接棒を製作し、ＴＩＧ溶接試験に使用
した。ＴＩＧ溶接の際に用いた母材はＡl−Ｚn−Ｍg−
Ｃu系合金である７０７５−Ｔ６である。表１中、Ｎo.
１〜Ｎo.７が本発明溶加材であり、Ｎo.７〜Ｎo.２１は
比較材、Ｎo.２２は従来材(５３５６)である。
【００３６】ＴＩＧ溶接試験は、図１に示す形状寸法の
試験板１の中央部に図２に示すように深さ５mm、開先角
度９０°のＶ状の溝３を長さ方向に設け、この母材２に
ついて溝部をＡＣ・ＴＩＧ溶接法により
試験板１の中央部に図２に示すように深さ５mm、開先角
度９０°のＶ状の溝３を長さ方向に設け、この母材２に
ついて溝部をＡＣ・ＴＩＧ溶接法により
【表５】 に示す溶接条件で肉盛溶接した。その後、溶接ビード部
４を削除し平坦に仕上げ加工を行った。
４を削除し平坦に仕上げ加工を行った。
【００３７】仕上げ加工面５を有する材料について、プ
ラスチック等の成形等の金型として必要な溶接割れ性と
フォトエッチング性を試験した。溶接割れ性は、溶接部
表面の割れの有無を浸透探傷試験法により調べ、割れが
ない場合を○、割れがある場合を×として評価した。フ
ォトエッチング性は、図３に示すように３等分しフォト
エッチングを行い、樹脂表面にビード跡が転写されなか
ったものを○、転写されたものを×として判定した。
ラスチック等の成形等の金型として必要な溶接割れ性と
フォトエッチング性を試験した。溶接割れ性は、溶接部
表面の割れの有無を浸透探傷試験法により調べ、割れが
ない場合を○、割れがある場合を×として評価した。フ
ォトエッチング性は、図３に示すように３等分しフォト
エッチングを行い、樹脂表面にビード跡が転写されなか
ったものを○、転写されたものを×として判定した。
【００３８】また、応力腐食割れ性は、３点支持法によ
り１５kgf／mm2の応力を加え、１００℃で３g／ｌのＮa
Ｃlと３６g／ｌのＣrＯ3と３０g／ｌのＫ2Ｃr2Ｏ7の混
合水溶液に浸漬し、割れを観察し、Ｎo.２２の従来合金
(５３５６)との対比で行い、特に優れている場合を◎、
優れている場合を○、同等の場合を△、劣る場合を×の
４段階で評価した。また、加工性については、溶接棒作
成工程における圧延加工時の割れの有無により判定し、
割れの長さが１０mm以下の場合を○、１０mm以上の場合
を×として評価した。
り１５kgf／mm2の応力を加え、１００℃で３g／ｌのＮa
Ｃlと３６g／ｌのＣrＯ3と３０g／ｌのＫ2Ｃr2Ｏ7の混
合水溶液に浸漬し、割れを観察し、Ｎo.２２の従来合金
(５３５６)との対比で行い、特に優れている場合を◎、
優れている場合を○、同等の場合を△、劣る場合を×の
４段階で評価した。また、加工性については、溶接棒作
成工程における圧延加工時の割れの有無により判定し、
割れの長さが１０mm以下の場合を○、１０mm以上の場合
を×として評価した。
【００３９】以上の試験結果を
【表３】 に示す。
【００４０】比較材のＮo.８はＺn量が少なくフォトエ
ッチング性の改善が認められない。Ｎo.９はＺn量が多
く溶接割れ性、加工性が劣っている。
ッチング性の改善が認められない。Ｎo.９はＺn量が多
く溶接割れ性、加工性が劣っている。
【００４１】比較材のＮo.１０はＭg量が少なくフォト
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１１はＭg量
が多く加工性が劣っている。
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１１はＭg量
が多く加工性が劣っている。
【００４２】比較材のＮo.１２はＣu量が少なくフォト
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１３はＣu量
が多く割れ感受性の改善が認められない。
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１３はＣu量
が多く割れ感受性の改善が認められない。
【００４３】比較材のＮo.１４はＭn量が少なくフォト
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１５はＭn量
が多く加工性が悪化している。
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１５はＭn量
が多く加工性が悪化している。
【００４４】比較材のＮo.１６はＣr量が少なくフォト
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１７はＣr量
が多く加工性が悪化している。
エッチング性の改善が認められない。Ｎo.１７はＣr量
が多く加工性が悪化している。
【００４５】比較材のＮo.１８はＴi、Ｂ量が少なく溶
接割れが劣っている。Ｎo.１９はＴi、Ｂ量が多く加工
性が悪化している。
接割れが劣っている。Ｎo.１９はＴi、Ｂ量が多く加工
性が悪化している。
【００４６】比較材のＮo.２０はＺr量が少なく溶接割
れの改善が認められない。Ｎo.２１はＺr量が多く加工
性の悪化を引き起こしている。従来材のＮo.２２は割れ
感受性、フォトエッチング性、応力腐食割れ性、加工性
のすべてが劣っている。
れの改善が認められない。Ｎo.２１はＺr量が多く加工
性の悪化を引き起こしている。従来材のＮo.２２は割れ
感受性、フォトエッチング性、応力腐食割れ性、加工性
のすべてが劣っている。
【００４７】これらに対し、本発明材はいずれも、特に
割れ感受性、フォトエッチング性が優れている。また加
工性も優れており、応力腐食割れ性も従来材と同等以上
を示している。
割れ感受性、フォトエッチング性が優れている。また加
工性も優れており、応力腐食割れ性も従来材と同等以上
を示している。
【００４８】また、種々のＺr量の場合に加工性に及ぼ
す造塊法の影響について調べた結果を
す造塊法の影響について調べた結果を
【表４】 に示す。通常法に比べ、本発明法(再溶融法)が圧延加工
時における耳割れの発生も少なく優れていることがわか
る。
時における耳割れの発生も少なく優れていることがわか
る。
【００４９】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の溶加材に
よれば、プラスチック等の成形用のアルミニウム合金、
特にＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金製の金型を補修溶接して
も、耐割れが改善でき、またフォトエッチングした場
合、溶接ビード跡がプラスチック等の成形品に転写され
ない良好な表面が得られる。このように本発明の溶加材
は工業上顕著な効果を示すものである。
よれば、プラスチック等の成形用のアルミニウム合金、
特にＡl−Ｚn−Ｍg−Ｃu合金製の金型を補修溶接して
も、耐割れが改善でき、またフォトエッチングした場
合、溶接ビード跡がプラスチック等の成形品に転写され
ない良好な表面が得られる。このように本発明の溶加材
は工業上顕著な効果を示すものである。
【図１】溶接用試験板材の寸法、形状を示す斜視図であ
る。
る。
【図２】ＴＩＧ溶接による肉盛溶接の要領を説明する側
面図である。
面図である。
【図３】溶接後仕上げ加工して得られた金型材料を示す
斜視図である。
斜視図である。
１ 溶接用試験板 ２ 溶接用母材 ３ Ｖ形の開先部 ４ 溶接ビード ５ 仕上げ加工した溶接部
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｚｎ：３〜８
％、Ｍｇ：１〜６％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．
２〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．
０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．
５〜２％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からな
ることを特徴とする成形金型用アルミニウム合金溶接用
溶加材。 - 【請求項２】 Ｚｎ：３〜８％、Ｍｇ：１〜６％、Ｃ
ｕ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２〜０．９％、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：
０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．５〜２％を含有し、更
にＡｇ：０．０２〜１％を含有し、残部がＡｌと不可避
的不純物からなることを特徴とする成形金型用アルミニ
ウム合金溶接用溶加材。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の化学成分のアル
ミニウム合金鋳塊を、１０４〜１０９Ｗ／ｍｍ２と高い
パワー密度を有するエネルギービームを用い、かつ１回
の溶融幅を３０ｍｍ以下とするゾーンメルティング法で
再溶融し、１×１０２℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で急速
凝固させ、固容量以上のＺｒを含有させることを特徴と
する成形金型用アルミニウム合金溶接用溶加材の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4029892A JP2859019B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 成形金型用アルミニウム合金溶加材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4029892A JP2859019B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 成形金型用アルミニウム合金溶加材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05208295A JPH05208295A (ja) | 1993-08-20 |
| JP2859019B2 true JP2859019B2 (ja) | 1999-02-17 |
Family
ID=12576710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4029892A Expired - Fee Related JP2859019B2 (ja) | 1992-01-30 | 1992-01-30 | 成形金型用アルミニウム合金溶加材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2859019B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1240973A1 (en) * | 2001-03-15 | 2002-09-18 | McCook Metals L.L.C. | Improved filler wire for aluminum alloys and method of welding |
| CN100427261C (zh) * | 2006-12-30 | 2008-10-22 | 中国航空工业第一集团公司北京航空材料研究院 | 一种铝合金中温钎焊钎料 |
| US20100276108A1 (en) * | 2009-04-29 | 2010-11-04 | Israel Stol | 7xxx weld filler alloys and methods of using the same |
| US20160107265A1 (en) * | 2014-10-15 | 2016-04-21 | Alcoa Inc. | Method of fusion welding |
| CN105665957A (zh) * | 2016-01-28 | 2016-06-15 | 东北大学 | 一种含银铝焊丝及其制备方法 |
-
1992
- 1992-01-30 JP JP4029892A patent/JP2859019B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05208295A (ja) | 1993-08-20 |
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|---|---|---|---|
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