JP3446947B2 - Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法 - Google Patents
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さが５００
Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系（ＪＩＳ７
０００系）合金の溶接に適した溶加材および前記溶加材
を用いて溶接された溶接材の熱処理方法に関し、その溶
接継手（溶接ビード部）は、耐溶接割れ性、耐応力腐食
割れ性、靱性に優れ、余盛り付き溶接継手の継手効率が
８０％以上（引張強さが４００Ｎ／ｍｍ2 以上）になる
ものである。
Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系（ＪＩＳ７
０００系）合金の溶接に適した溶加材および前記溶加材
を用いて溶接された溶接材の熱処理方法に関し、その溶
接継手（溶接ビード部）は、耐溶接割れ性、耐応力腐食
割れ性、靱性に優れ、余盛り付き溶接継手の継手効率が
８０％以上（引張強さが４００Ｎ／ｍｍ2 以上）になる
ものである。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウムは、軽量、良電気熱伝導
性、非磁性、高耐食性、合金化により高強度が得られる
等の特性を有し、土木、建築、車両、船舶、航空機等の
幅広い分野で需要が伸びている。アルミニウムおよびア
ルミニウム合金はＪＩＳで次のように分類されている。 Ａ１０００番台…純アルミニウム（非熱処理型） Ａ２０００番台…Ａｌ−Ｃｕ系合金（熱処理型） Ａ３０００番台…Ａｌ−Ｍｎ系合金（非熱処理型） Ａ４０００番台…Ａｌ−Ｓｉ系合金（非熱処理型） Ａ５０００番台…Ａｌ−Ｍｇ系合金（非熱処理型） Ａ６０００番台…Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（熱処理型） Ａ７０００番台…Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−（Ｃｕ）系合金
（熱処理型）
性、非磁性、高耐食性、合金化により高強度が得られる
等の特性を有し、土木、建築、車両、船舶、航空機等の
幅広い分野で需要が伸びている。アルミニウムおよびア
ルミニウム合金はＪＩＳで次のように分類されている。 Ａ１０００番台…純アルミニウム（非熱処理型） Ａ２０００番台…Ａｌ−Ｃｕ系合金（熱処理型） Ａ３０００番台…Ａｌ−Ｍｎ系合金（非熱処理型） Ａ４０００番台…Ａｌ−Ｓｉ系合金（非熱処理型） Ａ５０００番台…Ａｌ−Ｍｇ系合金（非熱処理型） Ａ６０００番台…Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（熱処理型） Ａ７０００番台…Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−（Ｃｕ）系合金
（熱処理型）
【０００３】これら合金のうち、Ａｌ−Ｍｇ系合金（例
えばＡ５０５２合金、Ａ５０８３合金）、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金（例えばＡ６０６３合金、Ａ６０６１合
金）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（例えばＡ７Ｎ０１合
金、Ａ７００３合金）は溶接可能な材料で、引張強さも
４００Ｎ／ｍｍ2 近くあることから溶接構造材として多
用されている。そして、これら材料の溶接には、ＪＩＳ
Ｚ３２３２「アルミニウム溶接施工標準」の母材と溶加
材の選定指針に基づいて、通常、Ａ５３５６合金、Ａ５
１８３合金等のＡｌ−Ｍｇ系合金溶加材が用いられてい
る。
えばＡ５０５２合金、Ａ５０８３合金）、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金（例えばＡ６０６３合金、Ａ６０６１合
金）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（例えばＡ７Ｎ０１合
金、Ａ７００３合金）は溶接可能な材料で、引張強さも
４００Ｎ／ｍｍ2 近くあることから溶接構造材として多
用されている。そして、これら材料の溶接には、ＪＩＳ
Ｚ３２３２「アルミニウム溶接施工標準」の母材と溶加
材の選定指針に基づいて、通常、Ａ５３５６合金、Ａ５
１８３合金等のＡｌ−Ｍｇ系合金溶加材が用いられてい
る。
【０００４】しかし、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金溶加材は非
熱処理型合金のため、母材が非熱処理型合金の場合は勿
論のこと、母材が熱処理型合金（Ａ７Ｎ０１合金等）で
溶接後熱処理する場合でも溶接強度の大幅な改善は望め
ず溶接継手の引張強さは全て４００Ｎ／ｍｍ2 未満であ
る。
熱処理型合金のため、母材が非熱処理型合金の場合は勿
論のこと、母材が熱処理型合金（Ａ７Ｎ０１合金等）で
溶接後熱処理する場合でも溶接強度の大幅な改善は望め
ず溶接継手の引張強さは全て４００Ｎ／ｍｍ2 未満であ
る。
【０００５】７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）合金用
溶加材には、かってＪＩＳＺ３２３２−１９６９の中で
Ａ７Ｎ０１合金用にＡ７Ｎ１１合金溶加材が登録されて
いたが、前記溶加材は溶接性（特に耐溶接割れ性）がＡ
ｌ−Ｍｇ系合金溶加材より劣り、溶接継手の引張強さも
Ａｌ−Ｍｇ系合金溶加材と変わらないため、その後登録
が抹消され現在は７０００系合金用溶加材はＪＩＳには
ない。
溶加材には、かってＪＩＳＺ３２３２−１９６９の中で
Ａ７Ｎ０１合金用にＡ７Ｎ１１合金溶加材が登録されて
いたが、前記溶加材は溶接性（特に耐溶接割れ性）がＡ
ｌ−Ｍｇ系合金溶加材より劣り、溶接継手の引張強さも
Ａｌ−Ｍｇ系合金溶加材と変わらないため、その後登録
が抹消され現在は７０００系合金用溶加材はＪＩＳには
ない。
【０００６】Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は引張強さ
が５００Ｎ／ｍｍ2 以上あるので、８０％以上の継手効
率が得られれば、継手の引張強さは４００Ｎ／ｍｍ2 以
上になるため、その用途は大きく広がる。しかしＡｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は耐溶接割れ性に劣るうえ、も
し割れずに溶接ができても高い継手強度は望めない。即
ちＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を前記Ａ７Ｎ１１合金
溶加材を用いて溶接し、溶接材に標準的なＡ７０７５−
Ｔ６処理（４８０℃加熱後水冷、その後１２５℃で２４
時間時効硬化処理）を施しても継手の引張強さは３５０
Ｎ／ｍｍ2 程度にしかならない。このためＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系合金構造物は一般にリベットやボルトを用
いて組立てられている。
が５００Ｎ／ｍｍ2 以上あるので、８０％以上の継手効
率が得られれば、継手の引張強さは４００Ｎ／ｍｍ2 以
上になるため、その用途は大きく広がる。しかしＡｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は耐溶接割れ性に劣るうえ、も
し割れずに溶接ができても高い継手強度は望めない。即
ちＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を前記Ａ７Ｎ１１合金
溶加材を用いて溶接し、溶接材に標準的なＡ７０７５−
Ｔ６処理（４８０℃加熱後水冷、その後１２５℃で２４
時間時効硬化処理）を施しても継手の引張強さは３５０
Ｎ／ｍｍ2 程度にしかならない。このためＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系合金構造物は一般にリベットやボルトを用
いて組立てられている。
【０００７】なお、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金用溶
加材が、特開昭６３−１５７７９２号公報および特開平
５−２０８２９５号公報に開示されているが、これらは
成形金型の補修用であり、肉盛り溶接が主体である。こ
のため溶接継手の硬さが母材に近いこと、型磨きや絞り
加工のエッチング性がビード部と母材部で変わらないこ
と、耐溶接割れ性、溶接継手のフォトエッチング性、応
力腐食割れ性、加工性に優れることが重視され、継手の
強度や靱性等は要求されず、溶接後の熱処理も行われて
いない。
加材が、特開昭６３−１５７７９２号公報および特開平
５−２０８２９５号公報に開示されているが、これらは
成形金型の補修用であり、肉盛り溶接が主体である。こ
のため溶接継手の硬さが母材に近いこと、型磨きや絞り
加工のエッチング性がビード部と母材部で変わらないこ
と、耐溶接割れ性、溶接継手のフォトエッチング性、応
力腐食割れ性、加工性に優れることが重視され、継手の
強度や靱性等は要求されず、溶接後の熱処理も行われて
いない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】このように、Ａｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を８０％以上の継手効率で溶
接する技術はこれまで実現されてなく、このため、本発
明者等は、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材の開発に向け鋭意研究
を行った。その結果Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金にＳ
ｃを添加することにより継手効率を大幅に改善し得るこ
とを知見し、さらに研究を重ねて本発明を完成させるに
至った。本発明は、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
Ｃｕを含む７０００系アルミニウム合金を母材に用いた
ときの余盛り付き溶接継手の継手効率（〔継手の引張強
さ／母材の引張強さ〕×１００％）が８０％以上（引張
強さ４００Ｎ／ｍｍ2 以上）であり、かつ靱性、耐溶接
割れ性、耐応力腐食割れ性に優れる溶接継手が得られる
溶接材の熱処理方法の提供を目的とする。
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を８０％以上の継手効率で溶
接する技術はこれまで実現されてなく、このため、本発
明者等は、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材の開発に向け鋭意研究
を行った。その結果Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金にＳ
ｃを添加することにより継手効率を大幅に改善し得るこ
とを知見し、さらに研究を重ねて本発明を完成させるに
至った。本発明は、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
Ｃｕを含む７０００系アルミニウム合金を母材に用いた
ときの余盛り付き溶接継手の継手効率（〔継手の引張強
さ／母材の引張強さ〕×１００％）が８０％以上（引張
強さ４００Ｎ／ｍｍ2 以上）であり、かつ靱性、耐溶接
割れ性、耐応力腐食割れ性に優れる溶接継手が得られる
溶接材の熱処理方法の提供を目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓ
ｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、
Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt
％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、残部Ａｌおよび不可
避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用
溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の熱
処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の温
度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜４
００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃の
温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃の温度に
５〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴とす
るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた
溶接材の熱処理方法である。
Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓ
ｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、
Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt
％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、残部Ａｌおよび不可
避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用
溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の熱
処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の温
度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜４
００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃の
温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃の温度に
５〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴とす
るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた
溶接材の熱処理方法である。
【００１０】請求項２記載の発明は、Ｚｎ５〜８wt％、
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ
０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１
種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．００
０２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種、ま
たはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３
wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ０．００
０１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群
から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌおよび不
可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接
用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ 2 以上の
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の
熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の
温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜
４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃
の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃の温度
に５〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴と
するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用い
た溶接材の熱処理方法である。
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ
０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１
種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．００
０２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種、ま
たはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３
wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ０．００
０１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群
から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌおよび不
可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接
用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ 2 以上の
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の
熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の
温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜
４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃
の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃の温度
に５〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴と
するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用い
た溶接材の熱処理方法である。
【００１１】請求項３記載の発明は、Ｚｎ５〜８wt％、
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ
０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群
から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１〜
０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から選
ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．
０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種
を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さ
が５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前記溶
接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して溶体
化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼
入し、次いで１０〜５０℃の温度に２４時間以上保持
後、１１０〜１８０℃の温度に５〜７２時間保持して人
工時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法であ
る。
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ
０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群
から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１〜
０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から選
ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．
０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種
を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さ
が５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前記溶
接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して溶体
化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼
入し、次いで１０〜５０℃の温度に２４時間以上保持
後、１１０〜１８０℃の温度に５〜７２時間保持して人
工時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法であ
る。
【００１２】請求項４記載の発明は、Ｚｎ５〜８wt％、
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引
張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、
前記溶接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持し
て溶体化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速
度で焼入し、次いで１０〜５０℃の温度に２４時間以上
保持後、８０〜１００℃の温度で５〜２０時間保持し、
更に１３０〜１５０℃の温度で８〜７２時間保持して人
工時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法であ
る。
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引
張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、
前記溶接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持し
て溶体化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速
度で焼入し、次いで１０〜５０℃の温度に２４時間以上
保持後、８０〜１００℃の温度で５〜２０時間保持し、
更に１３０〜１５０℃の温度で８〜７２時間保持して人
工時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法であ
る。
【００１３】請求項５記載の発明は、Ｚｎ５〜８wt％、
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ
０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１
種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．００
０２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種、ま
たはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３
wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ０．００
０１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群
から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌおよび不
可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接
用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の
熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の
温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜
４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃
の温度で２４時間以上保持後、８０〜１００℃の温度で
５〜２０時間保持し、更に１３０〜１５０℃の温度で８
〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴とする
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶
接材の熱処理方法である。
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜
２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ
０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１
種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．００
０２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種、ま
たはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３
wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ０．００
０１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群
から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌおよび不
可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接
用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した溶接材の
熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４９０℃の
温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで２５０〜
４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０〜５０℃
の温度で２４時間以上保持後、８０〜１００℃の温度で
５〜２０時間保持し、更に１３０〜１５０℃の温度で８
〜７２時間保持して人工時効処理することを特徴とする
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶
接材の熱処理方法である。
【００１４】請求項６記載の発明は、Ｚｎ５〜８wt％、
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ
０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群
から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１〜
０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から選
ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．
０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種
を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さ
が５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前記溶
接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して溶体
化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼
入し、次いで１０〜５０℃の温度で２４時間以上保持
後、８０〜１００℃の温度で５〜２０時間保持し、更に
１３０〜１５０℃の温度で８〜７２時間保持して人工時
効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法である。
Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．
０wt％、Ｃｒ０．０５〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．
５wt％、Ｔｉ０．００５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ
０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群
から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１〜
０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から選
ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．
０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも１種
を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さ
が５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前記溶
接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して溶体
化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼
入し、次いで１０〜５０℃の温度で２４時間以上保持
後、８０〜１００℃の温度で５〜２０時間保持し、更に
１３０〜１５０℃の温度で８〜７２時間保持して人工時
効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下に本発明溶加材の合金組成に
ついて説明する。ＺｎおよびＭｇは、溶接継手の引張強
さ、耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性を改善する。Ｚｎ
およびＭｇの含有量をそれぞれ５〜８wt％、１〜３wt％
に規定する理由は、Ｚｎが５wt％未満、Ｍｇが１wt％未
満では、目標とする引張強さが得られず、Ｚｎが８wt％
を超えて含有されても引張強さ改善効果が飽和するう
え、耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性、加工性が低下
し、Ｍｇが３wt％を超えて含有されると耐溶接割れ性、
加工性、耐応力腐食割れ性が低下するためである。
ついて説明する。ＺｎおよびＭｇは、溶接継手の引張強
さ、耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性を改善する。Ｚｎ
およびＭｇの含有量をそれぞれ５〜８wt％、１〜３wt％
に規定する理由は、Ｚｎが５wt％未満、Ｍｇが１wt％未
満では、目標とする引張強さが得られず、Ｚｎが８wt％
を超えて含有されても引張強さ改善効果が飽和するう
え、耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性、加工性が低下
し、Ｍｇが３wt％を超えて含有されると耐溶接割れ性、
加工性、耐応力腐食割れ性が低下するためである。
【００１６】Ｃｕは、溶接継手の引張強さおよび耐応力
腐食割れ性を改善する。Ｃｕの含有量を２〜４wt％に規
定する理由は、２wt％未満でも４wt％を超えてもその効
果が十分に得られないためで、４wt％を超えた場合は靱
性も低下する。ところで、Ｃｕは従来より耐溶接割れ性
を害する元素とみなされ、溶加材には添加しないことが
常識であったが、本発明者等は、種々検討を行い、溶加
材へのＣｕの適量添加は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材に対しては、溶接継手の引張強さおよび耐溶接割
れ性の改善に有用なことを見いだしたのである。
腐食割れ性を改善する。Ｃｕの含有量を２〜４wt％に規
定する理由は、２wt％未満でも４wt％を超えてもその効
果が十分に得られないためで、４wt％を超えた場合は靱
性も低下する。ところで、Ｃｕは従来より耐溶接割れ性
を害する元素とみなされ、溶加材には添加しないことが
常識であったが、本発明者等は、種々検討を行い、溶加
材へのＣｕの適量添加は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金母材に対しては、溶接継手の引張強さおよび耐溶接割
れ性の改善に有用なことを見いだしたのである。
【００１７】Ｓｃは、溶接継手の結晶粒を極めて微細に
し、引張強さ（特に耐力）、靱性、および耐溶接割れ性
を改善する。前記効果はＺｒ又はＮｉにも見られ、Ｓｃ
にＺｒ、Ｎｉを同時添加するとその効果が一段と向上す
る。Ｓｃ、Ｚｒ、Ｎｉの含有量を、それぞれ０．０３〜
３．０wt％、０．０１〜０．３wt％、０．０３〜１．０
wt％に規定する理由は、前記規定値未満ではいずれもそ
の効果が十分に得られず、規定値を超えるといずれも溶
接継手が脆くなり引張強さが低下するためである。
し、引張強さ（特に耐力）、靱性、および耐溶接割れ性
を改善する。前記効果はＺｒ又はＮｉにも見られ、Ｓｃ
にＺｒ、Ｎｉを同時添加するとその効果が一段と向上す
る。Ｓｃ、Ｚｒ、Ｎｉの含有量を、それぞれ０．０３〜
３．０wt％、０．０１〜０．３wt％、０．０３〜１．０
wt％に規定する理由は、前記規定値未満ではいずれもそ
の効果が十分に得られず、規定値を超えるといずれも溶
接継手が脆くなり引張強さが低下するためである。
【００１８】Ｃｒは、溶接継手の耐応力腐食割れ性を改
善する。Ｃｒの含有量を０．０５〜０．２wt％に規定す
る理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得ら
れず、０．２wt％を超えると巨大化合物が生成して引張
強さおよび靱性が低下するためである。
善する。Ｃｒの含有量を０．０５〜０．２wt％に規定す
る理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得ら
れず、０．２wt％を超えると巨大化合物が生成して引張
強さおよび靱性が低下するためである。
【００１９】Ｖは、溶接継手の結晶粒を微細にして靱性
を改善する。Ｖの含有量を０．０１〜０．５wt％に規定
する理由は、０．０１wt％未満ではその効果が十分に得
られず、０．５wt％を超えると引張強さおよび靱性が低
下するためである
を改善する。Ｖの含有量を０．０１〜０．５wt％に規定
する理由は、０．０１wt％未満ではその効果が十分に得
られず、０．５wt％を超えると引張強さおよび靱性が低
下するためである
【００２０】Ａｇは、溶接継手の引張強さ、耐応力腐食
割れ性、および靱性を改善する。Ａｇの含有量を０．０
３〜２wt％に規定する理由は、０．０３wt％未満ではそ
の効果が十分に得られず、２wt％を超えるとその効果が
飽和してコスト高となるばかりでなく、靱性が低下し、
それにより加工性も低下するためである。
割れ性、および靱性を改善する。Ａｇの含有量を０．０
３〜２wt％に規定する理由は、０．０３wt％未満ではそ
の効果が十分に得られず、２wt％を超えるとその効果が
飽和してコスト高となるばかりでなく、靱性が低下し、
それにより加工性も低下するためである。
【００２１】Ｔｉ、Ｂ、およびＣは、溶接継手の結晶粒
を微細化して溶接継手の割れを防止する。Ｔｉ単独より
はＴｉとＢ又はＴｉとＣの組合せで添加するとその効果
が一段と向上する。Ｔｉ、Ｂ、およびＣの含有量をそれ
ぞれ０．００５〜０．２wt％、０．０００１〜０．０８
wt％、０．０００２〜０．１wt％に規定する理由は、前
記規定値未満では、いずれもその効果が十分に得られ
ず、前記規定値を超えるといずれも巨大化合物が生成し
て引張強さおよび靱性が低下するためである。ＴｉとＢ
又はＴｉとＣの組合せで添加する場合、Ｔｉの方を多く
含有させると前記効果がより効率良く発現される。
を微細化して溶接継手の割れを防止する。Ｔｉ単独より
はＴｉとＢ又はＴｉとＣの組合せで添加するとその効果
が一段と向上する。Ｔｉ、Ｂ、およびＣの含有量をそれ
ぞれ０．００５〜０．２wt％、０．０００１〜０．０８
wt％、０．０００２〜０．１wt％に規定する理由は、前
記規定値未満では、いずれもその効果が十分に得られ
ず、前記規定値を超えるといずれも巨大化合物が生成し
て引張強さおよび靱性が低下するためである。ＴｉとＢ
又はＴｉとＣの組合せで添加する場合、Ｔｉの方を多く
含有させると前記効果がより効率良く発現される。
【００２２】次に、請求項１〜３記載発明の熱処理方法
について説明する。前記熱処理方法は、溶接継手の凝固
組織を均質にし合金元素を固溶させるための溶体化処理
工程と、前記溶体化処理状態を室温に持ち来す焼入れ工
程と、固溶元素を析出させる人工時効処理工程からな
り、この熱処理により溶接継手の引張強さ、耐溶接割れ
性、耐応力腐食割れ性、靱性等が向上する。この発明に
おいて、前記溶体化処理工程を４５０〜４９０℃で１分
以上保持して施し、前記焼入れ工程を２５０〜４００℃
／秒の冷却速度で施し、前記人工時効処理工程を１０〜
５０℃の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃
の温度に５〜７２時間保持して施す理由は、前記規定値
のいずれが下限値を下回ってもその効果が十分に得られ
ず、また上限値を超えると溶体化処理工程では結晶粒界
に存在する低融点化合物が融解する恐れがあり、人工時
効処理工程では過時効状態になって目標とする８０％以
上の継手効率が得られなくなり、また靱性も低下するた
めである。なお、焼入れ工程では４００℃／秒を超える
焼入れは実際には困難である。
について説明する。前記熱処理方法は、溶接継手の凝固
組織を均質にし合金元素を固溶させるための溶体化処理
工程と、前記溶体化処理状態を室温に持ち来す焼入れ工
程と、固溶元素を析出させる人工時効処理工程からな
り、この熱処理により溶接継手の引張強さ、耐溶接割れ
性、耐応力腐食割れ性、靱性等が向上する。この発明に
おいて、前記溶体化処理工程を４５０〜４９０℃で１分
以上保持して施し、前記焼入れ工程を２５０〜４００℃
／秒の冷却速度で施し、前記人工時効処理工程を１０〜
５０℃の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０℃
の温度に５〜７２時間保持して施す理由は、前記規定値
のいずれが下限値を下回ってもその効果が十分に得られ
ず、また上限値を超えると溶体化処理工程では結晶粒界
に存在する低融点化合物が融解する恐れがあり、人工時
効処理工程では過時効状態になって目標とする８０％以
上の継手効率が得られなくなり、また靱性も低下するた
めである。なお、焼入れ工程では４００℃／秒を超える
焼入れは実際には困難である。
【００２３】請求項４〜６記載発明は、人工時効処理工
程を１０〜５０℃の温度に２４時間以上保持後、８０〜
１００℃の温度で５〜２０時間保持し、更に１３０〜１
５０℃の温度で８〜７２時間保持して施す以外は請求項
１〜３記載発明と同じであり、前記人工時効処理工程に
おける条件の規定理由も請求項１〜３記載発明の場合と
同じである。
程を１０〜５０℃の温度に２４時間以上保持後、８０〜
１００℃の温度で５〜２０時間保持し、更に１３０〜１
５０℃の温度で８〜７２時間保持して施す以外は請求項
１〜３記載発明と同じであり、前記人工時効処理工程に
おける条件の規定理由も請求項１〜３記載発明の場合と
同じである。
【００２４】
【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。 （実施例１） 表１、２に示す本発明規定組成の直径３．２ｍｍの丸棒
状溶加材 (No.1〜49)と、表５に示す組成(No.1)の厚さ
３ｍｍのＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金 (Ａ７０７５Ｐ
−Ｔ６処理材、引張強さ５７５Ｎ／ｍｍ2)平板（母材）
を用いて、（１）フィッシュボーン形割れ試験を行って
耐溶接割れ性を調べた。また前記組成の直径１．２ｍｍ
の線状溶加材を用いて前記Ａｌ合金平板（但し厚さ５ｍ
ｍ）をミグ溶接（突き合わせ溶接）し、得られた溶接材
の溶接継手について（２）耐応力腐食割れ性、（３）引
張強さ、（４）靱性（ＵＰＥ,Unit Propagation Energ
y）を調べた。更に（５）溶加材の溶接用ワイヤへの加
工性を調べた。
る。 （実施例１） 表１、２に示す本発明規定組成の直径３．２ｍｍの丸棒
状溶加材 (No.1〜49)と、表５に示す組成(No.1)の厚さ
３ｍｍのＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金 (Ａ７０７５Ｐ
−Ｔ６処理材、引張強さ５７５Ｎ／ｍｍ2)平板（母材）
を用いて、（１）フィッシュボーン形割れ試験を行って
耐溶接割れ性を調べた。また前記組成の直径１．２ｍｍ
の線状溶加材を用いて前記Ａｌ合金平板（但し厚さ５ｍ
ｍ）をミグ溶接（突き合わせ溶接）し、得られた溶接材
の溶接継手について（２）耐応力腐食割れ性、（３）引
張強さ、（４）靱性（ＵＰＥ,Unit Propagation Energ
y）を調べた。更に（５）溶加材の溶接用ワイヤへの加
工性を調べた。
【００２５】（比較例１）
表３に示す本発明規定外組成の溶加材(No.50〜73) を用
いた他は、実施例１と同じ方法により前記（１）〜
（５）の調査を行った。
いた他は、実施例１と同じ方法により前記（１）〜
（５）の調査を行った。
【００２６】（比較例２）
表４に示す従来の溶加材(No.74〜82) を用いた他は、実
施例１と同じ方法により前記（１）〜（５）の調査を行
った。
施例１と同じ方法により前記（１）〜（５）の調査を行
った。
【００２７】（１）フィッシュボーン形割れ試験は、前
記合金板を用いて種々長さの切欠き１を入れたフィッシ
ュボーン試験片２を作製し、この試験片の中央に矢印の
方向にティグ溶接してビード３を形成し、溶接後に生じ
た割れ長さ４を測定して行った。 前記ティグ溶接は、
電極棒に直径３．２ｍｍのセリウム入りＷ棒を用い、溶
接電流１２０Ａ、アーク電圧１６Ｖ、溶接速度６０ｃｍ
／分、アルゴンガス流量１０リットル／分の条件で行っ
た。フィッシュボーン形割れ試験は５回行い、図１に示
す割れ長さ４をノギスで測定して平均値を求めた。割れ
長さ４の平均値が７０ｍｍ以下のとき耐溶接割れ性良好
（○）、７０ｍｍを超えるとき不良（×）と判定した。
記合金板を用いて種々長さの切欠き１を入れたフィッシ
ュボーン試験片２を作製し、この試験片の中央に矢印の
方向にティグ溶接してビード３を形成し、溶接後に生じ
た割れ長さ４を測定して行った。 前記ティグ溶接は、
電極棒に直径３．２ｍｍのセリウム入りＷ棒を用い、溶
接電流１２０Ａ、アーク電圧１６Ｖ、溶接速度６０ｃｍ
／分、アルゴンガス流量１０リットル／分の条件で行っ
た。フィッシュボーン形割れ試験は５回行い、図１に示
す割れ長さ４をノギスで測定して平均値を求めた。割れ
長さ４の平均値が７０ｍｍ以下のとき耐溶接割れ性良好
（○）、７０ｍｍを超えるとき不良（×）と判定した。
【００２８】（２）耐応力腐食割れ性、（３）引張強
さ、（４）靱性（ＵＰＥ）は、図２に示す前記Ａｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金平板６を２枚突合わせてミグ溶接
し、これを熱処理した溶接材（以下ミグ溶接材と称す
る）を用いて調査した。図２で、５は溶加材（溶接ワイ
ヤ）、７は溶接トーチ、９はアーク、１０は裏当て金
（銅製）、１１はアルゴンシールドガスである。前記ミ
グ溶接は、溶接電流２００Ａ、アーク電圧２４Ｖ、溶接
速度６０ｃｍ／分、アルゴンガス流量２０リットル／分
の条件で行った。前記熱処理は、４７０℃で１時間保持
して溶体化処理後、冷却速度３００℃／秒で水焼入れ
し、次いで２０℃で２００時間保持後、１２０℃で２４
時間保持して人工時効処理する条件で施した。
さ、（４）靱性（ＵＰＥ）は、図２に示す前記Ａｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金平板６を２枚突合わせてミグ溶接
し、これを熱処理した溶接材（以下ミグ溶接材と称す
る）を用いて調査した。図２で、５は溶加材（溶接ワイ
ヤ）、７は溶接トーチ、９はアーク、１０は裏当て金
（銅製）、１１はアルゴンシールドガスである。前記ミ
グ溶接は、溶接電流２００Ａ、アーク電圧２４Ｖ、溶接
速度６０ｃｍ／分、アルゴンガス流量２０リットル／分
の条件で行った。前記熱処理は、４７０℃で１時間保持
して溶体化処理後、冷却速度３００℃／秒で水焼入れ
し、次いで２０℃で２００時間保持後、１２０℃で２４
時間保持して人工時効処理する条件で施した。
【００２９】（２）耐応力腐食割れ性は、前記ミグ溶接
材を図３（イ）に示す余盛りを削除した短冊状試験片１
２に加工し、この試験片１２を図３（ロ）に示すように
応力付与治具１３に反らせて取付け、試験片１２表面に
耐力の７５％の応力を負荷させ、この状態で沸騰する腐
食液中に３０分間浸漬し、浸漬後の試験片１２について
割れの有無を調べた。割れ無しのものは耐応力腐食割れ
性良好（○）、割れ有りのものは不良（×）と判定し
た。図３（イ）（ロ）で１４は余盛りを削除した溶接継
手である。試験片の反り量Ｃ（ｍｍ）は、Ｃ＝（ＦＬ
2 ）／６Ｅｔの式により求めた。式中、Ｆは試験片表面
に負荷される応力 (試験片の耐力の７５％、Ｎ／ｍ
ｍ2)、Ｌは両端支点間距離（ｍｍ）、Ｅは試験片の弾性
定数 (Ｎ／ｍｍ2)、ｔは試験片の厚さ（ｍｍ）である。
前記腐食液には水１リットルに三酸化クロムを３６ｇ、
重クロム酸カリウムを３０ｇ、塩化ナトリウムを３ｇ溶
解させたものを用いた。
材を図３（イ）に示す余盛りを削除した短冊状試験片１
２に加工し、この試験片１２を図３（ロ）に示すように
応力付与治具１３に反らせて取付け、試験片１２表面に
耐力の７５％の応力を負荷させ、この状態で沸騰する腐
食液中に３０分間浸漬し、浸漬後の試験片１２について
割れの有無を調べた。割れ無しのものは耐応力腐食割れ
性良好（○）、割れ有りのものは不良（×）と判定し
た。図３（イ）（ロ）で１４は余盛りを削除した溶接継
手である。試験片の反り量Ｃ（ｍｍ）は、Ｃ＝（ＦＬ
2 ）／６Ｅｔの式により求めた。式中、Ｆは試験片表面
に負荷される応力 (試験片の耐力の７５％、Ｎ／ｍ
ｍ2)、Ｌは両端支点間距離（ｍｍ）、Ｅは試験片の弾性
定数 (Ｎ／ｍｍ2)、ｔは試験片の厚さ（ｍｍ）である。
前記腐食液には水１リットルに三酸化クロムを３６ｇ、
重クロム酸カリウムを３０ｇ、塩化ナトリウムを３ｇ溶
解させたものを用いた。
【００３０】（３）引張強さは、前記ミグ溶接材からＪ
ＩＳＺ２２０１の５号試験片を、溶接継手部（余盛り付
き）が中央に位置するように切出し、これをアムスラー
万能試験機によりＪＩＳＺ２２４１に基づき引張試験し
て調べた。引張強さ４６０Ｎ／ｍｍ2 以上（継手効率８
０％以上）のものを良好（○）、引張強さ４６０Ｎ／ｍ
ｍ2 未満（継手効率８０％未満）のものを不良（×）と
判定した。
ＩＳＺ２２０１の５号試験片を、溶接継手部（余盛り付
き）が中央に位置するように切出し、これをアムスラー
万能試験機によりＪＩＳＺ２２４１に基づき引張試験し
て調べた。引張強さ４６０Ｎ／ｍｍ2 以上（継手効率８
０％以上）のものを良好（○）、引張強さ４６０Ｎ／ｍ
ｍ2 未満（継手効率８０％未満）のものを不良（×）と
判定した。
【００３１】（４）靱性は、前記ミグ溶接材から図４に
示す形状の試験片１５を切出し、前記試験片をアムスラ
ー万能試験機により矢印方向に引張って図５に示す応力
ー変位曲線を求め、そこからＵＰＥ（図５に示す斜線部
分の面積）を求めた。ＵＰＥが３０Ｎ・ｍｍ／ｍｍ2 以
上を良好（○）、ＵＰＥが３０Ｎ・ｍｍ／ｍｍ2 未満を
不良（×）と判定した。図４で、１６は溶接継手、１７
は切欠き、１８はチャックを掛けるピン穴である。
示す形状の試験片１５を切出し、前記試験片をアムスラ
ー万能試験機により矢印方向に引張って図５に示す応力
ー変位曲線を求め、そこからＵＰＥ（図５に示す斜線部
分の面積）を求めた。ＵＰＥが３０Ｎ・ｍｍ／ｍｍ2 以
上を良好（○）、ＵＰＥが３０Ｎ・ｍｍ／ｍｍ2 未満を
不良（×）と判定した。図４で、１６は溶接継手、１７
は切欠き、１８はチャックを掛けるピン穴である。
【００３２】（５）ワイヤ加工性は、所定成分になるよ
うに配合した原料を半連続鋳造法により直径２１９ｍｍ
のビレットに鋳造し、このビレットに、鋳塊のひずみを
除去するための１段目加熱（昇温速度５０℃／時間で徐
々に加熱し２３２℃で２時間保持）と鋳塊中の成分偏析
をなくすための２段目加熱（４６０℃で１６時間保持）
を施し、次いで４００℃で熱間押出して直径９ｍｍの棒
材とし、この棒材を線引加工して直径１．２ｍｍの線材
とした。線引加工途中の直径４．８ｍｍと２．４ｍｍの
線材に３６０℃で１時間の焼鈍処理を施した。線引加工
中に断線しなかったものを加工性良好（○）、断線した
ものを不良（×）と評価した。結果を表６〜９に示す。
うに配合した原料を半連続鋳造法により直径２１９ｍｍ
のビレットに鋳造し、このビレットに、鋳塊のひずみを
除去するための１段目加熱（昇温速度５０℃／時間で徐
々に加熱し２３２℃で２時間保持）と鋳塊中の成分偏析
をなくすための２段目加熱（４６０℃で１６時間保持）
を施し、次いで４００℃で熱間押出して直径９ｍｍの棒
材とし、この棒材を線引加工して直径１．２ｍｍの線材
とした。線引加工途中の直径４．８ｍｍと２．４ｍｍの
線材に３６０℃で１時間の焼鈍処理を施した。線引加工
中に断線しなかったものを加工性良好（○）、断線した
ものを不良（×）と評価した。結果を表６〜９に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】
【表７】
【００４０】
【表８】
【００４１】
【表９】
【００４２】表６〜９より明らかなように、本発明例の
No.1〜53はいずれも、溶接割れおよび応力腐食割れが生
じず、継手の引張強さが高く、靱性に富み、ワイヤ加工
性が良好で、総合的に優れた。これに対し、比較例の N
o.54〜77、従来溶加材の No.78〜86はいずれかの特性が
劣り、総合的に劣った。
No.1〜53はいずれも、溶接割れおよび応力腐食割れが生
じず、継手の引張強さが高く、靱性に富み、ワイヤ加工
性が良好で、総合的に優れた。これに対し、比較例の N
o.54〜77、従来溶加材の No.78〜86はいずれかの特性が
劣り、総合的に劣った。
【００４３】（実施例２）
表１に示す本発明規定組成の直径１．２ｍｍの線状溶加
材(No.3)を用いて、表５に示すNo.2の組成 (防衛庁規格
ＮＤＳＨ４００１ＢのＢＡ６０）の厚さ５ｍｍのＡｌ合
金平板（母材）を突き合わせミグ溶接し、この溶接材を
表１０に示す本発明で規定する条件により熱処理し、そ
の後の溶接継手について、耐応力腐食割れ性、引張強
さ、靱性（ＵＰＥ）を実施例１の場合と同様にして調べ
た。但し、引張強さの判定は４７２Ｎ／ｍｍ2 以上（継
手効率８０％以上）のものを良好（○）、引張強さ４７
２Ｎ／ｍｍ2 未満（継手効率８０％未満）のものを不良
（×）と判定した。
材(No.3)を用いて、表５に示すNo.2の組成 (防衛庁規格
ＮＤＳＨ４００１ＢのＢＡ６０）の厚さ５ｍｍのＡｌ合
金平板（母材）を突き合わせミグ溶接し、この溶接材を
表１０に示す本発明で規定する条件により熱処理し、そ
の後の溶接継手について、耐応力腐食割れ性、引張強
さ、靱性（ＵＰＥ）を実施例１の場合と同様にして調べ
た。但し、引張強さの判定は４７２Ｎ／ｍｍ2 以上（継
手効率８０％以上）のものを良好（○）、引張強さ４７
２Ｎ／ｍｍ2 未満（継手効率８０％未満）のものを不良
（×）と判定した。
【００４４】（比較例３）
溶接材を表１１に示す本発明規定外の、比較の熱処理条
件で熱処理した他は、実施例２と同じ方法により、耐応
力腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）を調べた。
件で熱処理した他は、実施例２と同じ方法により、耐応
力腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）を調べた。
【００４５】（比較例４）
溶接材を表１１に示す従来の条件で熱処理した他は、実
施例２と同じ方法により耐応力腐食割れ性、引張強さ、
靱性（ＵＰＥ）を調べた。結果を表１２、１３に示す。
施例２と同じ方法により耐応力腐食割れ性、引張強さ、
靱性（ＵＰＥ）を調べた。結果を表１２、１３に示す。
【００４６】
【表１０】
【００４７】
【表１１】
【００４８】
【表１２】
【００４９】
【表１３】
【００５０】表１２、１３より明らかなように、本発明
例の No.87〜104 はいずれも、応力腐食割れが生じず、
引張強さが高く（継手効率８０％以上）、靱性（ＵＰ
Ｅ）に富み、総合的に優れた。これに対し、比較例のN
o.105〜119 はいずれも、応力腐食割れが生じるか、引
張強さが低いか、靱性（ＵＰＥ）が劣るかした。また従
来条件で熱処理したNo.120,121はいずれも継手の引張強
さが低かった。従って総合的に劣った。
例の No.87〜104 はいずれも、応力腐食割れが生じず、
引張強さが高く（継手効率８０％以上）、靱性（ＵＰ
Ｅ）に富み、総合的に優れた。これに対し、比較例のN
o.105〜119 はいずれも、応力腐食割れが生じるか、引
張強さが低いか、靱性（ＵＰＥ）が劣るかした。また従
来条件で熱処理したNo.120,121はいずれも継手の引張強
さが低かった。従って総合的に劣った。
【００５１】（実施例３）
表１に示す本発明規定組成の直径１．２ｍｍの線状溶加
材(No.20) を用いて、表５に示すNo.3組成 (Ａｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ−Ｃｕ合金）の厚さ５ｍｍのＡｌ合金平板（母
材）を突き合わせミグ溶接し、この溶接材を表１４に示
す本発明で規定する条件により熱処理し、熱処理後の溶
接継手の耐応力腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）
を実施例１の場合と同じようにして調べた。但し、引張
強さの判定は４６０Ｎ／ｍｍ2 以上（継手効率８０％以
上）のものを良好（○）、引張強さ４６０Ｎ／ｍｍ2 未
満（継手効率８０％未満）のものを不良（×）と判定し
た。
材(No.20) を用いて、表５に示すNo.3組成 (Ａｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ−Ｃｕ合金）の厚さ５ｍｍのＡｌ合金平板（母
材）を突き合わせミグ溶接し、この溶接材を表１４に示
す本発明で規定する条件により熱処理し、熱処理後の溶
接継手の耐応力腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）
を実施例１の場合と同じようにして調べた。但し、引張
強さの判定は４６０Ｎ／ｍｍ2 以上（継手効率８０％以
上）のものを良好（○）、引張強さ４６０Ｎ／ｍｍ2 未
満（継手効率８０％未満）のものを不良（×）と判定し
た。
【００５２】（比較例６）
溶接材を表１５に示す本発明規定外の、比較の熱処理条
件で熱処理した他は、実施例３と同じ方法により耐応力
腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）を調べた。
件で熱処理した他は、実施例３と同じ方法により耐応力
腐食割れ性、引張強さ、靱性（ＵＰＥ）を調べた。
【００５３】（比較例７）
溶接材を表１５に示す従来条件で熱処理した他は、実施
例３と同じ方法により耐応力腐食割れ性、引張強さ、靱
性（ＵＰＥ）を調べた。結果を表１６、１７に示す。
例３と同じ方法により耐応力腐食割れ性、引張強さ、靱
性（ＵＰＥ）を調べた。結果を表１６、１７に示す。
【００５４】
【表１４】
【００５５】
【表１５】
【００５６】
【表１６】
【００５７】
【表１７】
【００５８】表１６、１７より明らかなように、本発明
例のNo.124〜151 はいずれも、応力腐食割れが生じず、
引張強さが高く、靱性に富み、総合的に優れた。これに
対し、比較例のNo.152〜174 および従来材のNo.175,176
はいずれも継手の引張強さが低く、総合的に劣った。
例のNo.124〜151 はいずれも、応力腐食割れが生じず、
引張強さが高く、靱性に富み、総合的に優れた。これに
対し、比較例のNo.152〜174 および従来材のNo.175,176
はいずれも継手の引張強さが低く、総合的に劣った。
【００５９】
【効果】以上に述べたように、本発明によれば、引張強
さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＣｕを含む７０００系アル
ミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金）を母材
に用いたときの余盛り付き溶接継手の継手効率が８０％
以上であり、かつ耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性、靱
性に優れる溶接継手が得られ、工業上顕著な効果を奏す
る。
さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＣｕを含む７０００系アル
ミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金）を母材
に用いたときの余盛り付き溶接継手の継手効率が８０％
以上であり、かつ耐溶接割れ性、耐応力腐食割れ性、靱
性に優れる溶接継手が得られ、工業上顕著な効果を奏す
る。
【図１】フィッシュボーン形割れ試験の説明図である。
【図２】突き合わせ溶接の説明図である。
【図３】（イ）は耐応力腐食割れ試験片の斜視説明図、
（ロ）は耐応力腐食割れ試験の説明図である。
（ロ）は耐応力腐食割れ試験の説明図である。
【図４】靱性試験用試験片の斜視説明図である。
【図５】応力ー変位曲線から靱性の指標となるＵＰＥを
求める方法の説明図である。
求める方法の説明図である。
１ 切欠き
２ フィッシュボーン試験片
３ ビード
４ 割れ長さ
５ 溶加材（溶接ワイヤ）
６ 耐応力腐食割れ性試験用平板（母材）
７ 溶接トーチ
９ アーク
１０ 裏当て金（銅製）
１１ アルゴンシールドガス
１２ 耐溶接割れ性試験用試験片
１３ 応力付与治具
１４ 余盛りを削除した溶接継手部
１５ 靱性試験用試験片
１６ 切欠きを入れた溶接継手部
１７ 切欠き
１８ チャックを掛けるピン穴
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１４
６２３ ６２３
６３０ ６３０Ｍ
６４０ ６４０Ａ
６９１ ６９１Ｂ
６９１Ｃ
６９２ ６９２Ａ
(56)参考文献 特開 平９−279284（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−208295（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−168553（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−78773（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−46302（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−125184（ＪＰ，Ａ)
特表 平10−505282（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22F 1/04 - 1/057
B23K 9/23,35/00 - 35/40
C22C 21/00 - 21/18
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、残部Ａ
ｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍ
ｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接し
た溶接材の熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜
４９０℃の温度で１分以上保持して溶体化処理し、次い
で２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１
０〜５０℃の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８
０℃の温度に５〜７２時間保持して人工時効処理するこ
とを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶
加材を用いた溶接材の熱処理方法。 - 【請求項２】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、更にＮ
ｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の
群から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１
〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から
選ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０
wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少な
くとも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ
０．０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも
１種を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張
強さが５００Ｎ／ｍｍ 2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前
記溶接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して
溶体化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度
で焼入し、次いで１０〜５０℃の温度に２４時間以上保
持後、１１０〜１８０℃の温度に５〜７２時間保持して
人工時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−
Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法。 - 【請求項３】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ
０．０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも
１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１
〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ
０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１
wt％の群から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌ
および不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金溶接用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ
2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した
溶接材の熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４
９０℃の温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで
２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０
〜５０℃の温度に２４時間以上保持後、１１０〜１８０
℃の温度に５〜７２時間保持して人工時効処理すること
を特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加
材を用いた溶接材の熱処理方法。 - 【請求項４】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、残部Ａ
ｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金溶接用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍ
ｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接し
た溶接材の熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜
４９０℃の温度で１分以上保持して溶体化処理し、次い
で２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１
０〜５０℃の温度に２４時間以上保持後、８０〜１００
℃の温度で５〜２０時間保持し、更に１３０〜１５０℃
の温度で８〜７２時間保持して人工時効処理することを
特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材
を用いた溶接材の熱処理方法。 - 【請求項５】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％、Ａｇ０．０３〜２wt％を含み、更にＮ
ｉ０．０３〜 １．０wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の
群から選ばれる少なくとも１種、またはＢ０．０００１
〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１wt％の群から
選ばれる少なくとも１種、またはＮｉ０．０３〜１．０
wt％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少な
くとも１種およびＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ
０．０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも
１種を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いて、引張
強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金母材を溶接した溶接材の熱処理方法であって、前
記溶接材を４５０〜４９０℃の温度で１分以上保持して
溶体化処理し、次いで２５０〜４００℃／秒の冷却速度
で焼入し、次いで１０〜５０℃の温度で２４時間以上保
持後、８０〜１００℃の温度で５〜２０時間保持し、更
に１３０〜１５０℃の温度で８〜７２時間保持して人工
時効処理することを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法。 - 【請求項６】 Ｚｎ５〜８wt％、Ｍｇ１〜３wt％、Ｃｕ
２〜４wt％、Ｓｃ０．０３〜３．０wt％、Ｃｒ０．０５
〜０．２wt％、Ｖ０．０１〜０．５wt％、Ｔｉ０．００
５〜０．２wt％を含み、更にＮｉ０．０３〜１．０wt
％、Ｚｒ０．０１〜０．３wt％の群から選ばれる少なく
とも１種、またはＢ０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ
０．０００２〜０．１wt％の群から選ばれる少なくとも
１種、またはＮｉ０．０３〜１．０wt％、Ｚｒ０．０１
〜０．３wt％の群から選ばれる少なくとも１種およびＢ
０．０００１〜０．０８wt％、Ｃ０．０００２〜０．１
wt％の群から選ばれる少なくとも１種を含み、残部Ａｌ
および不可避不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金溶接用溶加材を用いて、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ
2 以上のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金母材を溶接した
溶接材の熱処理方法であって、前記溶接材を４５０〜４
９０℃の温度で１分以上保持して溶体化処理し、次いで
２５０〜４００℃／秒の冷却速度で焼入し、次いで１０
〜５０℃の温度で２４時間以上保持後、８０〜１００℃
の温度で５〜２０時間保持し、更に１３０〜１５０℃の
温度で８〜７２時間保持して人工時効処理することを特
徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を
用いた溶接材の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13204099A JP3446947B2 (ja) | 1999-05-12 | 1999-05-12 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13204099A JP3446947B2 (ja) | 1999-05-12 | 1999-05-12 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000317676A JP2000317676A (ja) | 2000-11-21 |
| JP3446947B2 true JP3446947B2 (ja) | 2003-09-16 |
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ID=15072114
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13204099A Expired - Fee Related JP3446947B2 (ja) | 1999-05-12 | 1999-05-12 | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金溶接用溶加材を用いた溶接材の熱処理方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3446947B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105177371A (zh) * | 2015-06-29 | 2015-12-23 | 安徽越天特种车桥有限公司 | 一种掺混纳米硅酸锆的减摩型复合铝合金汽车零部件及其铸造工艺 |
Families Citing this family (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100361777C (zh) * | 2004-12-08 | 2008-01-16 | 中国科学院金属研究所 | 一种高强低热裂铝铜系合金焊丝及其制备方法和应用 |
| EP1848835A2 (en) * | 2005-02-01 | 2007-10-31 | Timothy Langan | Aluminum-zinc-magnesium-scandium alloys and methods of fabricating same |
| RU2425902C2 (ru) * | 2005-02-10 | 2011-08-10 | АЛКАН РОЛЛД ПРОДАКТС-РЕЙВЕНСВУД ЭлЭлСи | Al-Zn-Cu-Mg СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ И СПОСОБЫ ИХ ПОЛУЧЕНИЯ И ПРИМЕНЕНИЕ |
| JP4669903B2 (ja) * | 2009-06-05 | 2011-04-13 | 住友軽金属工業株式会社 | 二輪車およびバギー車用フレーム材 |
| FR2980382B1 (fr) * | 2011-09-27 | 2013-10-11 | Snecma | Procede de soudage et de rechargement de pieces metalliques en aluminium par un procede mig avec courant et fil d'apport pulses |
| WO2016061385A1 (en) * | 2014-10-15 | 2016-04-21 | Alcoa Inc. | A method of fusion welding |
| CN104651764A (zh) * | 2015-02-12 | 2015-05-27 | 东北大学 | 一种高锌含钪铝合金的固溶热处理方法 |
| CN105328359A (zh) * | 2015-10-29 | 2016-02-17 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种用于Al-Cu-Li系铝锂合金和Al-Cu系铝合金的焊丝 |
| CN105328360A (zh) * | 2015-10-29 | 2016-02-17 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种用于Al-Cu-Li系铝锂合金和Al-Cu系铝合金的焊丝 |
| WO2018157159A1 (en) * | 2017-02-27 | 2018-08-30 | Arconic Inc. | Aluminum alloy compositions, products and methods of making the same |
| CN108707795B (zh) * | 2018-06-15 | 2020-07-14 | 东北大学 | 含Ag、Sc、Zr和Yb的铝合金焊丝及其制备方法 |
| CN110026669B (zh) * | 2019-04-28 | 2020-03-31 | 西南交通大学 | 一种镁合金与纯铜或铜合金的扩散焊接方法 |
| JP6979991B2 (ja) | 2019-10-09 | 2021-12-15 | 株式会社Uacj | 耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法 |
| CN114318089A (zh) * | 2022-01-05 | 2022-04-12 | 成都阳光铝制品有限公司 | 一种用于制造汽车配件的铝合金及其制备方法 |
| CN114892052B (zh) * | 2022-05-10 | 2023-04-14 | 上海工程技术大学 | 一种高表面张力7xxx系铝合金焊丝及其制备方法和应用 |
| CN116144993A (zh) * | 2022-10-31 | 2023-05-23 | 沈阳航空航天大学 | 电弧增材制造用7系铝合金丝材及其制备方法和应用 |
-
1999
- 1999-05-12 JP JP13204099A patent/JP3446947B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105177371A (zh) * | 2015-06-29 | 2015-12-23 | 安徽越天特种车桥有限公司 | 一种掺混纳米硅酸锆的减摩型复合铝合金汽车零部件及其铸造工艺 |
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|---|---|
| JP2000317676A (ja) | 2000-11-21 |
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