JP3219293B2 - アルミニウム合金溶加材とその製造方法 - Google Patents
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】本発明は溶接に用いられるアルミ
ニウム合金溶加材、特にＡl−Ｚn−Ｍg系合金材料の溶
接に用いられる溶加材とその製造方法に関する。
ニウム合金溶加材、特にＡl−Ｚn−Ｍg系合金材料の溶
接に用いられる溶加材とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶融溶接が可能なＡl−Ｚn−Ｍg系合金
は車両、橋梁や他の構造物に広く用いられている。本系
合金は、共材の溶加材で溶接した場合、継手強度は高く
なるものの、割れ感受性が高く、溶接割れや応力腐食割
れが発生し易い。このため、実施施工では母材と成分の
異なるＡl−Ｍg系の５３５６、５１８３や５０５６が溶
加材として用いられる。一方、パルス溶接などにより溶
湯を撹拌して結晶粒を微細化する方法も用いられている
が、実施施工では溶接割れの発生を完全に防止すること
はできない。また、溶接部と母材の組成が異なるため、
母材の強さに比べ溶接継手部の強さが低く、高性能、大
型化が阻害されている。
は車両、橋梁や他の構造物に広く用いられている。本系
合金は、共材の溶加材で溶接した場合、継手強度は高く
なるものの、割れ感受性が高く、溶接割れや応力腐食割
れが発生し易い。このため、実施施工では母材と成分の
異なるＡl−Ｍg系の５３５６、５１８３や５０５６が溶
加材として用いられる。一方、パルス溶接などにより溶
湯を撹拌して結晶粒を微細化する方法も用いられている
が、実施施工では溶接割れの発生を完全に防止すること
はできない。また、溶接部と母材の組成が異なるため、
母材の強さに比べ溶接継手部の強さが低く、高性能、大
型化が阻害されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上述のように、本系合
金は強度を高めるためにＺn、Ｍgが含有されているが、
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
食割れが発生し易くなるため、従来より、割れ感受性の
低いＡl−Ｍg系の５３５６や５１８３等が溶加材として
用いられているが、その溶接金属部は、時効硬化性が劣
ったりするため、溶接後の時効処理での強度の向上は期
待できない。そのため、高強度である母材に比べ溶接部
の強さが著しく劣るという問題があった。
金は強度を高めるためにＺn、Ｍgが含有されているが、
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
食割れが発生し易くなるため、従来より、割れ感受性の
低いＡl−Ｍg系の５３５６や５１８３等が溶加材として
用いられているが、その溶接金属部は、時効硬化性が劣
ったりするため、溶接後の時効処理での強度の向上は期
待できない。そのため、高強度である母材に比べ溶接部
の強さが著しく劣るという問題があった。
【０００４】一方、割れ感受性を改善する方法として
は、例えば、「軽金属」Ｖol.１９、Ｎo.１１(１９６
９)、ｐ.４７０〜４８０に示すように、Ｚr、ＴiやＢの
微量添加が有効であり、特にＺrの添加が最も効果的
で、添加量が多い程、効果は顕著であることが知られて
いる。
は、例えば、「軽金属」Ｖol.１９、Ｎo.１１(１９６
９)、ｐ.４７０〜４８０に示すように、Ｚr、ＴiやＢの
微量添加が有効であり、特にＺrの添加が最も効果的
で、添加量が多い程、効果は顕著であることが知られて
いる。
【０００５】ところで、平衡状態におけるＺrの固溶量
は最大で０.３％であり、本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固溶量以上の
Ｚr添加が必要である。しかし、通常の金型を用いる鋳
造法では凝固速度が１０2℃／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、実用上、Ｚrの添加は固溶量範囲内に限定さ
れ、本系合金の溶接割れ感受性の改善には限界があっ
た。
は最大で０.３％であり、本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固溶量以上の
Ｚr添加が必要である。しかし、通常の金型を用いる鋳
造法では凝固速度が１０2℃／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、実用上、Ｚrの添加は固溶量範囲内に限定さ
れ、本系合金の溶接割れ感受性の改善には限界があっ
た。
【０００６】一方、前述のパルス溶接法などにより溶湯
を撹拌して結晶粒を微細化する方法は、市販の溶接機で
は溶接条件的に微細化効果が少なかったり、装置的に付
与設備を必要として大掛かりとなり、実用的ではない。
を撹拌して結晶粒を微細化する方法は、市販の溶接機で
は溶接条件的に微細化効果が少なかったり、装置的に付
与設備を必要として大掛かりとなり、実用的ではない。
【０００７】以上のとおり、本系合金の溶加材には、従
来より、割れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加材(例え
ば、５３５６や５１８３等)が使用されているが、強
度、耐割れ性の観点で問題が多く、高性能、軽量化の障
害となっていることから、高い継手強度を有し、耐割れ
性に優れた溶加材に対する強いニーズがある。
来より、割れ感受性の低いＡl−Ｍg系の溶加材(例え
ば、５３５６や５１８３等)が使用されているが、強
度、耐割れ性の観点で問題が多く、高性能、軽量化の障
害となっていることから、高い継手強度を有し、耐割れ
性に優れた溶加材に対する強いニーズがある。
【０００８】本発明は、かゝるニーズに応えるべくなさ
れたものであって、Ａl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム合金
材料に対して、その耐割れ性を改善しつつ、溶接継手部
の強度向上を兼ね備えたアルミニウム合金溶加材を提供
することを目的とするものである。
れたものであって、Ａl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム合金
材料に対して、その耐割れ性を改善しつつ、溶接継手部
の強度向上を兼ね備えたアルミニウム合金溶加材を提供
することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、本発明者は、従来のＡl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム
合金溶加材の欠点を改善し得る方策について鋭意研究を
重ねた。その結果、Ａl−Ｍg−Ｚn系組成に高含有量の
Ｚrを添加し、溶接割れ性を改善しつつ溶接継手部の強
度向上を図ること、また、Ａgを添加することにより耐
応力腐食割れ性を改善させること、更には、高含有量の
Ｚrを添加させる方法として、通常法で造塊した鋳塊を
高エネルギー密度を有するエネルギービームにより再溶
融し、急速凝固させることにより、固溶量より多いＺr
を含有させることができることを見い出し、これらの知
見に基づいて本発明をなしたものである。
め、本発明者は、従来のＡl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム
合金溶加材の欠点を改善し得る方策について鋭意研究を
重ねた。その結果、Ａl−Ｍg−Ｚn系組成に高含有量の
Ｚrを添加し、溶接割れ性を改善しつつ溶接継手部の強
度向上を図ること、また、Ａgを添加することにより耐
応力腐食割れ性を改善させること、更には、高含有量の
Ｚrを添加させる方法として、通常法で造塊した鋳塊を
高エネルギー密度を有するエネルギービームにより再溶
融し、急速凝固させることにより、固溶量より多いＺr
を含有させることができることを見い出し、これらの知
見に基づいて本発明をなしたものである。
【００１０】すなわち、本発明は、Ｚｎ：１〜６％、Ｍ
ｇ：３〜６％（但し、Ｚｎ≦Ｍｇ）、Ｍｎ：０．２〜
０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５
〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、及びＺｒ：０．
３〜２％を含有し、必要に応じてＡｇ：０．０２〜１％
を含有し、残部がＡｌと不可避的的不純物からなり、Ｚ
ｒが過飽和に固溶していることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ
−Ｚｎ系アルミニウム合金溶加材を要旨とするものであ
る。
ｇ：３〜６％（但し、Ｚｎ≦Ｍｇ）、Ｍｎ：０．２〜
０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５
〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、及びＺｒ：０．
３〜２％を含有し、必要に応じてＡｇ：０．０２〜１％
を含有し、残部がＡｌと不可避的的不純物からなり、Ｚ
ｒが過飽和に固溶していることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ
−Ｚｎ系アルミニウム合金溶加材を要旨とするものであ
る。
【００１１】また、その製造方法は、通常の方法により
鋳造した上記化学成分を有する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３０ｍ
ｍ以下とするゾーンメルティング法で再溶融し、３×１
０ ２ ℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で急速凝固させることを
特徴とするものである。
鋳造した上記化学成分を有する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３０ｍ
ｍ以下とするゾーンメルティング法で再溶融し、３×１
０ ２ ℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で急速凝固させることを
特徴とするものである。
【００１２】以下に本発明を更に詳述する。
【００１３】
【００１４】まず、本発明のアルミニウム合金溶加材に
おける化学成分の限定理由について説明する。
おける化学成分の限定理由について説明する。
【００１５】Ｚn、Ｍg：ＺnとＭgは、アルミニウム合金
中においてＭgＺn2、Ａl2Ｍg3Ｚn3などの化合物を生成
し、強化元素として作用するが、Ｚnが１％未満、Ｍgが
３％未満ではこの効果がなく、また、Ｚn、Ｍgがそれぞ
れ６％を超えると加工性や応力腐食割れに対する抵抗が
劣化するので不適当である。よって、Ｚn量は１〜６
％、Ｍgは３〜６％の範囲とする。
中においてＭgＺn2、Ａl2Ｍg3Ｚn3などの化合物を生成
し、強化元素として作用するが、Ｚnが１％未満、Ｍgが
３％未満ではこの効果がなく、また、Ｚn、Ｍgがそれぞ
れ６％を超えると加工性や応力腐食割れに対する抵抗が
劣化するので不適当である。よって、Ｚn量は１〜６
％、Ｍgは３〜６％の範囲とする。
【００１６】但し、上記範囲において、Ｚn量は、Ｍg量
と等しいか、又は少ない量とする必要がある。すなわ
ち、ＺnはＭgと共に強化元素として作用するが、Ａl−
Ｚn−Ｍg系の三元合金を共金系の溶加材で溶接すると溶
接割れや感受性が高くなるために、Ｚn量はＭg量より多
く添加できず、両者の関係はＺn≦Ｍgとする。
と等しいか、又は少ない量とする必要がある。すなわ
ち、ＺnはＭgと共に強化元素として作用するが、Ａl−
Ｚn−Ｍg系の三元合金を共金系の溶加材で溶接すると溶
接割れや感受性が高くなるために、Ｚn量はＭg量より多
く添加できず、両者の関係はＺn≦Ｍgとする。
【００１７】Ｍn：Ｍnは、０.２％以上であれば強度及
び耐応力腐食割れ性を改善するが、０.９％を越えて含
有すると巨大化合物を生成するので好ましくない。よっ
て、Ｍn量は０.２〜０.９％の範囲とする。
び耐応力腐食割れ性を改善するが、０.９％を越えて含
有すると巨大化合物を生成するので好ましくない。よっ
て、Ｍn量は０.２〜０.９％の範囲とする。
【００１８】Ｃr：Ｃrは、結晶粒を微細化し、強度及び
耐応力腐食割れ性を改善するが、そのためには０.０５
％以上が必要である。しかし、０.５％を超えると機械
的性質を劣化させるので不適当である。よって、Ｃr量
は０.０５〜０.５％の範囲とする。
耐応力腐食割れ性を改善するが、そのためには０.０５
％以上が必要である。しかし、０.５％を超えると機械
的性質を劣化させるので不適当である。よって、Ｃr量
は０.０５〜０.５％の範囲とする。
【００１９】Ｔi、Ｂ：Ｔi及びＢは、結晶粒微細化によ
り溶接割れ性を改善するが、Ｔiが０.０５％未満、Ｂが
０.０１％未満ではその効果がなく、またＴi、Ｂがそれ
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不適当である。よって、Ｔi量は
０.０５〜０.２％、Ｂ量は０.０１〜０.２％の範囲とす
る。
り溶接割れ性を改善するが、Ｔiが０.０５％未満、Ｂが
０.０１％未満ではその効果がなく、またＴi、Ｂがそれ
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不適当である。よって、Ｔi量は
０.０５〜０.２％、Ｂ量は０.０１〜０.２％の範囲とす
る。
【００２０】Ｚｒ： Ｚｒは、Ｔｉ及びＢと同様に、結晶粒微細化により溶接
割れ性を改善するが、０．０５％未満では溶接割れ防止
効果に乏しい。しかし、Ｚｒを溶加材に添加する場合
は、母材に添加する場合に比べて割れ防止に対する効果
が減少するため、０．３％以上が望ましい。逆に、２％
を越えると加工性、靭性を悪化させるので、好ましくな
い。よって、Ｚｒ量は０．３〜２％の範囲とする。な
お、Ｚｒを固溶量以上に含有させるには、後述の製造方
法によると、巨大晶出物の形成並びに加工性悪化を伴う
ことがない。
割れ性を改善するが、０．０５％未満では溶接割れ防止
効果に乏しい。しかし、Ｚｒを溶加材に添加する場合
は、母材に添加する場合に比べて割れ防止に対する効果
が減少するため、０．３％以上が望ましい。逆に、２％
を越えると加工性、靭性を悪化させるので、好ましくな
い。よって、Ｚｒ量は０．３〜２％の範囲とする。な
お、Ｚｒを固溶量以上に含有させるには、後述の製造方
法によると、巨大晶出物の形成並びに加工性悪化を伴う
ことがない。
【００２１】Ａg：Ａgは、応力腐食割れ性を改善し強度
を増大させる効果があるので、必要に応じて添加する。
しかし、０.０２％未満ではその効果が少なく、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。よって、Ａg量は０.０２〜１％の範囲
とする。
を増大させる効果があるので、必要に応じて添加する。
しかし、０.０２％未満ではその効果が少なく、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。よって、Ａg量は０.０２〜１％の範囲
とする。
【００２２】次に、上述のＡl−Ｍg−Ｚn系アルミニウ
ム合金溶加材の製造方法について説明する。
ム合金溶加材の製造方法について説明する。
【００２３】Ｚrは、消失元素であるため、溶加材に添
加する場合は、母材に添加する場合に比べて割れ防止に
対する効果は減少する。そのため、割れ性を改善するた
めには母材に添加するより多くのＺr量の添加が必要と
なるが、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
添加では巨大な晶出物を形成し、加工性の悪化を引き起
こすため好ましくない。
加する場合は、母材に添加する場合に比べて割れ防止に
対する効果は減少する。そのため、割れ性を改善するた
めには母材に添加するより多くのＺr量の添加が必要と
なるが、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
添加では巨大な晶出物を形成し、加工性の悪化を引き起
こすため好ましくない。
【００２４】そこで、本発明者らはこの改善策について
鋭意研究を重ねた。まず、パワー密度が１０４〜１０９
Ｗ／ｍｍ２と非常に高いエネルギー密度を有するエネル
ギービームを溶接に応用した場合、ビーム幅が非常に狭
く、溶込みの深いビードが形成されると共に、凝固時の
冷却速度が非常に大きいことに着目した。例えば、パワ
ー密度が１０３Ｗ／ｍｍ２以下の場合は凝固時の冷却速
度が３×１０２℃／ｓｅｃ以下となるが、パワー密度が
１０４Ｗ／ｍｍ２以上の場合は、３×１０２℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度が得られる。
鋭意研究を重ねた。まず、パワー密度が１０４〜１０９
Ｗ／ｍｍ２と非常に高いエネルギー密度を有するエネル
ギービームを溶接に応用した場合、ビーム幅が非常に狭
く、溶込みの深いビードが形成されると共に、凝固時の
冷却速度が非常に大きいことに着目した。例えば、パワ
ー密度が１０３Ｗ／ｍｍ２以下の場合は凝固時の冷却速
度が３×１０２℃／ｓｅｃ以下となるが、パワー密度が
１０４Ｗ／ｍｍ２以上の場合は、３×１０２℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度が得られる。
【００２５】この原理を、固溶量以上のＺrを含有させ
たアルミニウム合金を通常の金型(冷却速度は１０2℃／
sec以下)を用いて鋳造した鋳塊の再溶解に適用したとこ
ろ、巨大な晶出物を形成することなく、また加工性の悪
化を引き起こすことなく、固溶量以上の高Ｚrを含有さ
せられることが判明した。
たアルミニウム合金を通常の金型(冷却速度は１０2℃／
sec以下)を用いて鋳造した鋳塊の再溶解に適用したとこ
ろ、巨大な晶出物を形成することなく、また加工性の悪
化を引き起こすことなく、固溶量以上の高Ｚrを含有さ
せられることが判明した。
【００２６】その際、肉厚方向に完全に再溶融させるた
めに、例えば、後述の表２に示す条件を用い、適当なリ
メルトピッチで、１回の溶融幅が３０mm以下でゾーンメ
ルティングすることにより、鋳塊の冷却速度は３×１０
2℃／sec以上となり、急速凝固が可能となる。
めに、例えば、後述の表２に示す条件を用い、適当なリ
メルトピッチで、１回の溶融幅が３０mm以下でゾーンメ
ルティングすることにより、鋳塊の冷却速度は３×１０
2℃／sec以上となり、急速凝固が可能となる。
【００２７】このような高いエネルギー密度を有するエ
ネルギービームとしては、電子ビームやレーザが挙げら
れる。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では１０9w／mm2以上のパワー密度
を得ることは可能であるが、本方法のように連続的に熱
源を照射する方法では、現在の設備では能力的に不可能
である。よって、パワー密度の上限は１０9w／mm2とす
る。
ネルギービームとしては、電子ビームやレーザが挙げら
れる。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では１０9w／mm2以上のパワー密度
を得ることは可能であるが、本方法のように連続的に熱
源を照射する方法では、現在の設備では能力的に不可能
である。よって、パワー密度の上限は１０9w／mm2とす
る。
【００２８】なお、現状では、設備の能力的にゾーンメ
ルティング法以外の方法では凝固時の冷却速度が遅く不
可能である。また、本法以外に急速凝固させる方法には
連続鋳造法があるが、現状の技術ではゾーンメルティン
グ法に相当する冷却速度が得られない。
ルティング法以外の方法では凝固時の冷却速度が遅く不
可能である。また、本法以外に急速凝固させる方法には
連続鋳造法があるが、現状の技術ではゾーンメルティン
グ法に相当する冷却速度が得られない。
【００２９】本溶加材を用いる母材としては、Ａl−Ｚn
−Ｍg系３元アルミニウム合金が最も好ましく、その成
分組成、並びに溶接法は特に制限はない。
−Ｍg系３元アルミニウム合金が最も好ましく、その成
分組成、並びに溶接法は特に制限はない。
【００３０】次に本発明の実施例を示す。
【００３１】
【表１】 に示す化学成分を有するアルミニウム合金のうち、Ｎo.
１〜Ｎo.１９のアルミニウム合金を通常法で鋳造し、得
られた鋳塊(板厚５０mm)を、電子ビームを用い、
１〜Ｎo.１９のアルミニウム合金を通常法で鋳造し、得
られた鋳塊(板厚５０mm)を、電子ビームを用い、
【表２】 に示す条件で、リメルトピッチ１５mmで、１回の溶融幅
が１５〜３０mmとなる条件で、両面から板厚方向に完全
に溶融するように鋳塊の幅、及び長さ方向に再溶融凝固
させた後、圧延、線引きにより、線径３.２mmの溶接棒
を製作し、ＴＩＧ溶接に供した。
が１５〜３０mmとなる条件で、両面から板厚方向に完全
に溶融するように鋳塊の幅、及び長さ方向に再溶融凝固
させた後、圧延、線引きにより、線径３.２mmの溶接棒
を製作し、ＴＩＧ溶接に供した。
【００３２】表１のＮo.１〜Ｎo.７が本発明例である。
比較のため、従来合金の５３５６(表１中のＮo.２０)も
用いた。母材には代表的なＡl−Ｚn−Ｍg系合金である
Ａ７Ｎ０１-Ｔ６を用いた。
比較のため、従来合金の５３５６(表１中のＮo.２０)も
用いた。母材には代表的なＡl−Ｚn−Ｍg系合金である
Ａ７Ｎ０１-Ｔ６を用いた。
【表３】 に溶接試験結果を示す。
【００３３】なお、溶接割れ感受性は、板厚２mmのフィ
ッシュボーン型試験法を用い、ＡＣ・ＴＩＧ法で試験を
行い、割れ率(％)＝(割れ長さ／溶接全長)×１００を求
めて評価した。継手強度については、板厚６mmのＶ開先
(開先角度は９０°)を片面２パスで仕上げ、室温で１ヶ
月の常温時効処理を実施した後、余盛を削除して強度試
験を行った。応力腐食割れ性は、３点支持法により１５
kg／mm2の応力を加え、１００℃で３g／１のＮaＣlと３
６g／１のＣrＯ3と３０g／１のＫ2Ｃr2Ｏ7との混合水溶
液に浸漬し、割れを観察して評価した。また、加工性
は、溶接棒製作工程における圧延加工時の耳割れの有無
により判定した。評価は、従来合金の５３５６との対比
で行い、◎(特に優れている)、○(優れている)、△(同
等)、×(劣る)の４段階で評価した。
ッシュボーン型試験法を用い、ＡＣ・ＴＩＧ法で試験を
行い、割れ率(％)＝(割れ長さ／溶接全長)×１００を求
めて評価した。継手強度については、板厚６mmのＶ開先
(開先角度は９０°)を片面２パスで仕上げ、室温で１ヶ
月の常温時効処理を実施した後、余盛を削除して強度試
験を行った。応力腐食割れ性は、３点支持法により１５
kg／mm2の応力を加え、１００℃で３g／１のＮaＣlと３
６g／１のＣrＯ3と３０g／１のＫ2Ｃr2Ｏ7との混合水溶
液に浸漬し、割れを観察して評価した。また、加工性
は、溶接棒製作工程における圧延加工時の耳割れの有無
により判定した。評価は、従来合金の５３５６との対比
で行い、◎(特に優れている)、○(優れている)、△(同
等)、×(劣る)の４段階で評価した。
【００３４】また、
【表４】 に圧延加工におけるインゴットの種類についての試験結
果を示す。判定は、圧延加工における割れの有無により
判定し、１個の割れの長さが１０mm以下を○、１０mm以
上を×とした。
果を示す。判定は、圧延加工における割れの有無により
判定し、１個の割れの長さが１０mm以下を○、１０mm以
上を×とした。
【００３５】表３より、以下のように考察される。
【００３６】本発明例のＮo.１〜Ｎo.７は、いずれも、
継手強度が高く、耐割れ性、加工性が優れている。
継手強度が高く、耐割れ性、加工性が優れている。
【００３７】一方、比較例Ｎo.８はＺn量が少なく、継
手強度が現状と同等で改善効果が認められない。また、
Ｎo.９はＺn量が多く、継手強度は改善されるが、加工
性が悪化している。
手強度が現状と同等で改善効果が認められない。また、
Ｎo.９はＺn量が多く、継手強度は改善されるが、加工
性が悪化している。
【００３８】Ｎo.１０はＭg量が少なく、継手強度の改
善が認められない。Ｎo.１１はＭg量が多く、割れ感受
性及び継手強度の改善は認められるものの、加工性が悪
化している。
善が認められない。Ｎo.１１はＭg量が多く、割れ感受
性及び継手強度の改善は認められるものの、加工性が悪
化している。
【００３９】Ｎo.１２は、継手強度の改善効果は認めら
れるものの、Ｚr量が少ないために割れ感受性の改善が
認められない。Ｎo.１３は、逆にＺr量が多いために割
れ感受性及び継手強度の改善効果は認められるものの、
加工性の悪化を引き起こすので好ましくない。
れるものの、Ｚr量が少ないために割れ感受性の改善が
認められない。Ｎo.１３は、逆にＺr量が多いために割
れ感受性及び継手強度の改善効果は認められるものの、
加工性の悪化を引き起こすので好ましくない。
【００４０】Ｎo.１４は、Ｔi、Ｂ量が少なく割れ感受
性の改善効果が少ない。Ｎo.１５は逆にＴi、Ｂ量が多
く、継手強度の改善効果が認められない。
性の改善効果が少ない。Ｎo.１５は逆にＴi、Ｂ量が多
く、継手強度の改善効果が認められない。
【００４１】Ｎo.１６はＭn量が少なく継手強度の改善
効果が少ない。Ｎo.１７は逆にＭn量が多く加工性の悪
化を引き起こすので好ましくない。
効果が少ない。Ｎo.１７は逆にＭn量が多く加工性の悪
化を引き起こすので好ましくない。
【００４２】Ｎo.１８はＣr量が少なく耐割れ性の改善
が認められず、効果が少ない。また、従来合金のＮo.１
９は、Ｃr量が多く加工性が悪化している。
が認められず、効果が少ない。また、従来合金のＮo.１
９は、Ｃr量が多く加工性が悪化している。
【００４３】また、加工におけるインゴットの影響につ
いては、表４に示すように、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。
いては、表４に示すように、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。
【００４４】
【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、Ａl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム合金の溶接に適
し、耐割れ性を改善し、更に高い継手強度が得られる。
また加工性も優れているので、その工業上の効果は顕著
である。
よれば、Ａl−Ｚn−Ｍg系アルミニウム合金の溶接に適
し、耐割れ性を改善し、更に高い継手強度が得られる。
また加工性も優れているので、その工業上の効果は顕著
である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−143791（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−34740（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−99793（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−110818（ＪＰ，Ａ) 特公 昭44−9091（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23K 35/00 - 35/40 C22C 21/00 - 21/18 C22C 1/00 - 1/02
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｚｎ：１〜６
％、Ｍｇ：３〜６％（但し、Ｚｎ≦Ｍｇ）、Ｍｎ：０．
２〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．
０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．２％、及びＺｒ：
０．３〜２％を含有し、残部がＡｌと不可避的的不純物
からなり、Ｚｒが過飽和に固溶していることを特徴とす
るＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金溶加材。 - 【請求項２】 Ｚｎ：１〜６％、Ｍｇ：３〜６％（但
し、Ｚｎ≦Ｍｇ）、Ｍｎ：０．２〜０．９％、Ｃｒ：
０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：
０．０１〜０．２％、及びＺｒ：０．３〜２％を含有
し、さらにＡｇ：０．０２〜１％を含有し、残部がＡｌ
と不可避的的不純物からなり、Ｚｒが過飽和に固溶して
いることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム
合金溶加材。 - 【請求項３】 金型を用いて鋳造した請求項１又は２に
記載の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を、１０
４〜１０９Ｗ／ｍｍ２ の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、３×１０ ２ ℃／ｓｅ
ｃ以上の凝固速度で急速凝固させることを特徴とするＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系アルミニウム合金溶加材の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP35368791A JP3219293B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP35368791A JP3219293B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | アルミニウム合金溶加材とその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05169290A JPH05169290A (ja) | 1993-07-09 |
| JP3219293B2 true JP3219293B2 (ja) | 2001-10-15 |
Family
ID=18432539
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35368791A Expired - Fee Related JP3219293B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | 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) | JP3219293B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104646850A (zh) * | 2015-01-09 | 2015-05-27 | 西安交通大学 | 高体积分数铸铝基复合材料的Al-Cu-Mg-Ti四元活性钎料及其制备方法 |
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| EP1249303A1 (en) * | 2001-03-15 | 2002-10-16 | McCook Metals L.L.C. | High titanium/zirconium filler wire for aluminum alloys and method of welding |
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| DE102005045342A1 (de) * | 2004-10-15 | 2006-04-20 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Al-Mg-Mn Schweißzusatzlegierung |
| WO2010060021A1 (en) * | 2008-11-24 | 2010-05-27 | Alcoa Inc. | Fusion weldable filler alloys |
| US20100276108A1 (en) * | 2009-04-29 | 2010-11-04 | Israel Stol | 7xxx weld filler alloys and methods of using the same |
| CN101972902B (zh) * | 2010-11-22 | 2012-05-23 | 山东电力研究院 | 铜铝焊接用铝合金焊料及其制备方法 |
| CN105401022A (zh) * | 2015-11-14 | 2016-03-16 | 合肥标兵凯基新型材料有限公司 | 一种高韧性防腐铝合金及其制备方法 |
| CN108396206A (zh) * | 2018-03-06 | 2018-08-14 | 东北大学 | 一种Al-Mg-Zn铝合金焊丝及其制备方法 |
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-
1991
- 1991-12-18 JP JP35368791A patent/JP3219293B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| CN104646850A (zh) * | 2015-01-09 | 2015-05-27 | 西安交通大学 | 高体积分数铸铝基复合材料的Al-Cu-Mg-Ti四元活性钎料及其制备方法 |
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|---|---|
| JPH05169290A (ja) | 1993-07-09 |
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