JP6925189B2 - アルミニウム材の溶接接合体及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度、かつ継手効率に優れたアルミニウム合金材の溶接接合体及びその製造方法に関し、詳細には、輸送機器や半導体製造装置に好適に用いられるアルミニウム合金材の溶接接合体及びその製造方法に関する。
近年、輸送機や半導体製造装置などの構造物にアルミニウム合金が用いられている。アルミニウム合金を適用する上では、各部位に必要とされる強度や耐食性、成形性、接合性などを満たす必要があり、種々の検討がなされている。
従来使用されている高強度溶接接合体用アルミニウム合金材としては、５０８３合金が知られている。５０８３合金は、Ｍｇを４．０〜４．９ｍａｓｓ％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金であって、ＪＩＳ規格における強度下限値は２７５ＭＰａである。
Ａｌ−Ｍｇ系合金の溶接接合体を製造するための溶接方法としては、アーク溶接や電子ビーム溶接、レーザ溶接等が用いられる。また、溶接に際して溶加材を用いる場合には、ＪＩＳ Ｚ３６０４に示される指針に沿った溶加材を選定することになる。すなわち、５０８３合金を溶接する場合に選択される溶加材は５１８３や５３５６、５５５６である。これらの溶加材を用いることで、溶接割れを抑制し、高い継手強度が得られる。
これに対して、アルミニウム溶接体の高強度化に対する要求が年々高まっている。アルミニウム溶接体の高強度化により同一耐荷重における構成材料の必要厚さを薄くすることができ、更に重量も減少させることができる。このように、材料費の低減によるコストダウンが実現出来る。
アルミニウム溶接体の強度に対しては、溶接した際に生じる熱影響部と溶接金属部の強度が大きく影響する。熱影響部とは、ＪＩＳ Ｚ３００１−１に記載されるように、溶接の熱で組織、冶金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない母材の部分と定められている。また、溶接金属についてもＪＩＳ Ｚ３００１−１に記載されるように、溶接部の一部で溶接中に溶融凝固した金属と定められている。
すなわち、溶接体の高強度化には溶接時に生じる熱影響部と溶接金属部の高強度化が効果的である。本発明を構成するＡｌ−Ｍｇ系合金は非熱処理合金として知られており、溶接時に生じる熱影響部の強度は母材のＯ材強度と同等になる。従って、Ａｌ−Ｍｇ系合金からなる溶接体の強度は、使用する溶接体を構成するアルミニウム合金材のＯ材強度と形成される溶接金属部の強度に依存することになる。Ａｌ−Ｍｇ系合金の溶接体強度を高強度化するためには、Ｏ材の強度と溶接金属部の強度の両方を向上させることが必要である。
特許文献１には、溶接用高力アルミニウム合金として、Ｓｃを添加したＡｌ−Ｍｇ系合金が提案されている。しかしながら、高価なＳｃを添加することは工業的な利点がないことに加え、この特許文献１には、溶加材を用いた際の継手の性能の評価がされていない。このように、特許文献１では、溶加材を使用する場合に、優れた特性を得るための溶加材等が不明であるなどの問題があった。
本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであって、高強度、かつ高継手効率を有するアルミニウム合金材の溶接接合体を提供することを目的とする。また、本発明の他の目的は、上記アルミニウム合金材の溶接接合体の簡便な製造方法を提供することである。
すなわち、本発明は請求項１において、複数のアルミニウム合金材を溶接した溶接接合体であって、溶接金属部の組成がＭｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金材の溶接接合体とした。
本発明は請求項２では請求項１において、接合体を構成する複数のアルミニウム合金母材が、Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるものとした。
本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記溶接金属部のビッカース硬さＨｗが７０．０Ｈｖ以上であり、熱影響部のビッカース硬さＨｈが８０．０Ｈｖ以上であり、Ｈｗ／Ｈｈが０．８０以上であるものとした。
本発明は請求項４において、Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる複数のアルミニウム合金材を使用し、Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶加材を用いて、前記複数のアルミニウム合金材を溶接することを特徴とするアルミニウム合金材の溶接接合体の製造方法とした。
本発明により、高強度、かつ高継手効率を有するアルミニウム合金材の溶接接合体が得られる。また、本発明により、このようなアルミニウム合金材の溶接接合体を簡便に製造することができる。
本発明者等は誠意研究を重ねた結果、アルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部における組成を調整することにより、高強度、かつ高継手効率を有するアルミニウム合金材の溶接接合体を得ることができることを見出して本発明を完成するに至った。
以下に、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体について詳細に説明する。
１．アルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部の合金組成
まず、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部の合金組成について説明する。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＺｎが用いられ、規制元素としてＦｅ、Ｓｉ、Ｚｒ及びＴｉが用いられる。本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これらの合金組成を調整することにより、高強度、かつ高継手効率を達成するものである。
まず、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部の合金組成について説明する。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＺｎが用いられ、規制元素としてＦｅ、Ｓｉ、Ｚｒ及びＴｉが用いられる。本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これらの合金組成を調整することにより、高強度、かつ高継手効率を達成するものである。
１−１．必須元素
Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｍｇは溶接金属部中で固溶することにより、溶接金属部の硬さを向上させる元素である。Ｍｇ含有量が４．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）未満では、溶接金属部の硬さが低く、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％を超えると、応力腐食割れが発生し易くなる。Ｍｇ含有量は、好ましくは４．５〜６．５％である。
Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｍｇは溶接金属部中で固溶することにより、溶接金属部の硬さを向上させる元素である。Ｍｇ含有量が４．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）未満では、溶接金属部の硬さが低く、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％を超えると、応力腐食割れが発生し易くなる。Ｍｇ含有量は、好ましくは４．５〜６．５％である。
Ｍｎ：０．０５〜０．３０％
Ｍｎは溶接金属部中で固溶することにより、溶接接合体の延性を向上させる元素ある。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、溶接接合体の加工性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．３０％を超えると、溶接金属部に粗大な金属間化合物が形成されるため延性が低下すると共に、溶接金属部の硬さが低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｍｎは溶接金属部中で固溶することにより、溶接接合体の延性を向上させる元素ある。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、溶接接合体の加工性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．３０％を超えると、溶接金属部に粗大な金属間化合物が形成されるため延性が低下すると共に、溶接金属部の硬さが低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
Ｃｕは、接金属部中で固溶することにより、溶接金属部の硬さを向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では、溶接金属部の硬さが低く、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、溶接金属部に割れが発生し易くなる。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０〜０．６５％である。
Ｃｕは、接金属部中で固溶することにより、溶接金属部の硬さを向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では、溶接金属部の硬さが低く、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、溶接金属部に割れが発生し易くなる。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０〜０．６５％である。
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％
Ｃｒは溶接金属部の結晶粒を微細化し、材料特性の安定性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、溶接金属部中において硬さが低い領域が形成されて溶接接合体の強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えると、溶接金属部中にＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物を形成して溶接接合体の加工性が低下する。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｃｒは溶接金属部の結晶粒を微細化し、材料特性の安定性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、溶接金属部中において硬さが低い領域が形成されて溶接接合体の強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えると、溶接金属部中にＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物を形成して溶接接合体の加工性が低下する。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｚｎ：０．１０〜０．５０％
Ｚｎは、溶接金属部の延性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が０．１０％未満では溶接接合体の加工性が低下する。一方、Ｚｎ含有量が０．５０％を超えると応力腐食割れを生じ易くなる。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．１０〜０．２５％である。
Ｚｎは、溶接金属部の延性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が０．１０％未満では溶接接合体の加工性が低下する。一方、Ｚｎ含有量が０．５０％を超えると応力腐食割れを生じ易くなる。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．１０〜０．２５％である。
１−２．規制元素
Ｆｅ：０．４０％以下
Ｆｅは、溶接金属部中においてＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、溶接接合体の加工性を低下させる。従って、Ｆｅ含有量を０．４０％以下に規制する。Ｆｅ含有量は低い程好ましいが、Ｆｅ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｆｅ含有量の下限値は０．０５％とする。
Ｆｅ：０．４０％以下
Ｆｅは、溶接金属部中においてＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、溶接接合体の加工性を低下させる。従って、Ｆｅ含有量を０．４０％以下に規制する。Ｆｅ含有量は低い程好ましいが、Ｆｅ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｆｅ含有量の下限値は０．０５％とする。
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは、溶接金属部中に割れを形成する元素であるため溶接金属部中にＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、割れが発生し易くなる。従って、Ｓｉ含有量を０．４０％以下、好ましくは０．２５％以下に規制する。Ｓｉ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｓｉ含有量の下限値を０．０５％とする。
Ｓｉは、溶接金属部中に割れを形成する元素であるため溶接金属部中にＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、割れが発生し易くなる。従って、Ｓｉ含有量を０．４０％以下、好ましくは０．２５％以下に規制する。Ｓｉ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｓｉ含有量の下限値を０．０５％とする。
Ｚｒ：０．０５％以下
Ｚｒは、溶接金属部中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、溶接金属部の延性を低下させる元素であるため、Ｚｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると、溶接接合体の加工性が低下する。従って、Ｚｒ含有量を０．０５０％以下、好ましくは０．０２％以下に規制する。なお、Ｚｒ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム接合体を構成するアルミニウム合金材や溶加材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｚｒは、溶接金属部中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、溶接金属部の延性を低下させる元素であるため、Ｚｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると、溶接接合体の加工性が低下する。従って、Ｚｒ含有量を０．０５０％以下、好ましくは０．０２％以下に規制する。なお、Ｚｒ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム接合体を構成するアルミニウム合金材や溶加材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｔｉ：０．２５％以下
Ｔｉは、結晶粒形成の核となる元素であり、溶接金属部の結晶粒微細化の効果を有する元素である。一方で、Ｔｉ含有量が多過ぎる場合は、粗大な凝集物や酸化物として溶接金属部中に取り込まれることで溶接接合体の加工性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．２５％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム接合体を構成するアルミニウム合金材や溶加材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｔｉは、結晶粒形成の核となる元素であり、溶接金属部の結晶粒微細化の効果を有する元素である。一方で、Ｔｉ含有量が多過ぎる場合は、粗大な凝集物や酸化物として溶接金属部中に取り込まれることで溶接接合体の加工性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．２５％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム接合体を構成するアルミニウム合金材や溶加材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
１−３．その他の元素
また、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部には、上記必須元素と規制元素の他に残部としてＡｌと不可避的不純物を含む。ここで、不可避的不純物には、例えばＢ、Ｂｉ、Ｎｉなどが含まれ、各々が０．０５０％以下で、かつ、合計で０．１５０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金材の溶接接合体としての特性を損なうことはない。
また、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部には、上記必須元素と規制元素の他に残部としてＡｌと不可避的不純物を含む。ここで、不可避的不純物には、例えばＢ、Ｂｉ、Ｎｉなどが含まれ、各々が０．０５０％以下で、かつ、合計で０．１５０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金材の溶接接合体としての特性を損なうことはない。
２．アルミニウム合金材の溶接接合体を構成するアルミニウム合金母材の合金組成
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これを構成する複数のアルミニウム合金母材が所定の合金組成を有することが好ましい。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＺｎが用いられ、規制元素としてＦｅ、Ｓｉ、Ｚｒ及びＴｉが用いられる。本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これらの合金組成を調整することにより、高強度、かつ高継手効率を達成するものである。
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これを構成する複数のアルミニウム合金母材が所定の合金組成を有することが好ましい。この合金組成を大きく分類すると、必須元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＺｎが用いられ、規制元素としてＦｅ、Ｓｉ、Ｚｒ及びＴｉが用いられる。本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、これらの合金組成を調整することにより、高強度、かつ高継手効率を達成するものである。
２−１．必須元素
Ｍｇ：４．０〜１０．０％
Ｍｇはアルミニウム合金中で固溶することにより、母材及び熱影響部の硬さを向上させる元素である。Ｍｇ含有量が４．０％未満では、熱影響部の硬さが低下し、高強度な溶接体を得ることが出来ない。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％を超えると、材料の熱間加工時に割れが発生する。Ｍｇ含有量は、好ましくは４．５〜６．５％である。
Ｍｇ：４．０〜１０．０％
Ｍｇはアルミニウム合金中で固溶することにより、母材及び熱影響部の硬さを向上させる元素である。Ｍｇ含有量が４．０％未満では、熱影響部の硬さが低下し、高強度な溶接体を得ることが出来ない。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％を超えると、材料の熱間加工時に割れが発生する。Ｍｇ含有量は、好ましくは４．５〜６．５％である。
Ｍｎ：０．０５〜０．３０％
Ｍｎはアルミニウム合金中で固溶・析出することにより、母材及び熱影響部の延性を向上させる元素ある。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、母材及び熱影響部の加工性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．３０％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が粗大化し加工性が低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｍｎはアルミニウム合金中で固溶・析出することにより、母材及び熱影響部の延性を向上させる元素ある。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、母材及び熱影響部の加工性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．３０％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が粗大化し加工性が低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
Ｃｕは、アルミニウム合金中で固溶することにより、母材及び熱影響部の硬さを向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では、熱影響部の硬さが低下し、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間加工時に割れが発生し易くなる。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０〜０．６０％である。
Ｃｕは、アルミニウム合金中で固溶することにより、母材及び熱影響部の硬さを向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では、熱影響部の硬さが低下し、高強度な溶接接合体を得ることが出来ない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間加工時に割れが発生し易くなる。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０〜０．６０％である。
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％
Ｃｒは、アルミニウム合金中の結晶粒を微細化し、材料特性の安定性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、母材及び熱影響部に硬さが低い領域が形成されて溶接接合体の強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えると、アルミニウム合金中にＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が形成され加工性が低下する。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｃｒは、アルミニウム合金中の結晶粒を微細化し、材料特性の安定性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、母材及び熱影響部に硬さが低い領域が形成されて溶接接合体の強度が低下する。一方、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えると、アルミニウム合金中にＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が形成され加工性が低下する。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｚｎ：０．１０〜０．５０％
Ｚｎは、アルミニウム合金の延性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が０．１０％未満では、アルミニウム合金材の加工性が低下する。一方、Ｚｎ含有量が０．５０％を超えると、応力腐食割れを生じ易くなる。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．１０〜０．２５％である。
Ｚｎは、アルミニウム合金の延性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が０．１０％未満では、アルミニウム合金材の加工性が低下する。一方、Ｚｎ含有量が０．５０％を超えると、応力腐食割れを生じ易くなる。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．１０〜０．２５％である。
２−２．規制元素
Ｆｅ：０．４０％以下
Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金材の加工性を低下させる。従って、Ｆｅ含有量を０．４０％以下に規制する。Ｆｅ含有量は低い程好ましいが、Ｆｅ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｆｅ含有量の下限値は０．０５％とする。
Ｆｅ：０．４０％以下
Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金材の加工性を低下させる。従って、Ｆｅ含有量を０．４０％以下に規制する。Ｆｅ含有量は低い程好ましいが、Ｆｅ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｆｅ含有量の下限値は０．０５％とする。
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは、溶接時に熱影響部に割れを形成する元素であるためＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、溶接時の熱影響によって熱影響部に割れが発生する。従って、Ｓｉ含有量を０．４０％以下、好ましくは０．２５％以下に規制する。Ｓｉ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｓｉ含有量の下限値を
０．０５％とする。
Ｓｉは、溶接時に熱影響部に割れを形成する元素であるためＳｉが含有されることは好ましくない。Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、溶接時の熱影響によって熱影響部に割れが発生する。従って、Ｓｉ含有量を０．４０％以下、好ましくは０．２５％以下に規制する。Ｓｉ含有量を極めて低い値に管理することは製造上困難であり、また、高純度の原料を必要とすることから原料コストの増大に繋がる。本発明では、Ｓｉ含有量の下限値を
０．０５％とする。
Ｚｒ：０．０５％以下
Ｚｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金材の加工性を低下させる元素であるため、Ｚｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると、アルミニウム合金材の加工性が低下する。従って、Ｚｒ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下に規制する。なお、Ｚｒ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｚｒは、アルミニウム合金中においてＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物として存在し、アルミニウム合金材の加工性を低下させる元素であるため、Ｚｒが含有されることは好ましくない。Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると、アルミニウム合金材の加工性が低下する。従って、Ｚｒ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下に規制する。なお、Ｚｒ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｔｉ：０．２５％以下
Ｔｉは、結晶粒形成の核となる元素であり、アルミニウム合金の結晶粒微細化の効果を有する元素である。一方で、Ｔｉ含有量が多過ぎる場合は、粗大な凝集物や酸化物としてアルミニウム合金中に取り込まれることで加工性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．２５％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
Ｔｉは、結晶粒形成の核となる元素であり、アルミニウム合金の結晶粒微細化の効果を有する元素である。一方で、Ｔｉ含有量が多過ぎる場合は、粗大な凝集物や酸化物としてアルミニウム合金中に取り込まれることで加工性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．２５％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金材の生産性が低下する場合があるため、本発明では０．００１％とする。
２−３．その他の元素
また、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体を構成するアルミニウム合金母材には、上記必須元素と規制元素の他に残部としてＡｌと不可避的不純物を含む。ここで、不可避的不純物には、例えばＢ、Ｂｉ、Ｎｉなどが含まれ、各々が０．０５０％以下で、かつ、合計で０．１５０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム溶接接合体としての特性を損なうことはない。
また、本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体を構成するアルミニウム合金母材には、上記必須元素と規制元素の他に残部としてＡｌと不可避的不純物を含む。ここで、不可避的不純物には、例えばＢ、Ｂｉ、Ｎｉなどが含まれ、各々が０．０５０％以下で、かつ、合計で０．１５０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム溶接接合体としての特性を損なうことはない。
３．アルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部と熱影響部の硬さ
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体には、溶接金属部と熱影響部、ならびに、母材部の３領域が存在する。Ａｌ−Ｍｇ系合金は非熱処理合金であり、熱影響を受ける部分、すなわち、溶接金属部及び熱影響部の強度はアルミニウム合金材で最も低い強度を示す調質Ｏと同等の強度であることが知られている。従って、同一組成における前記３領域において最も強度が低くなる領域は、溶接金属部又は熱影響部となる。また、Ｍｇ濃度が４．０％を超える溶接金属部においては、同一組成であっても熱影響部に比べて強度が低下し、溶接接合体の強度が低下するといった問題が生じる。このようなアルミニウム溶接接合体の強度低下を抑制するには、溶接金属部の強度を熱影響部に近い程度まで向上させることが効果的である。
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体には、溶接金属部と熱影響部、ならびに、母材部の３領域が存在する。Ａｌ−Ｍｇ系合金は非熱処理合金であり、熱影響を受ける部分、すなわち、溶接金属部及び熱影響部の強度はアルミニウム合金材で最も低い強度を示す調質Ｏと同等の強度であることが知られている。従って、同一組成における前記３領域において最も強度が低くなる領域は、溶接金属部又は熱影響部となる。また、Ｍｇ濃度が４．０％を超える溶接金属部においては、同一組成であっても熱影響部に比べて強度が低下し、溶接接合体の強度が低下するといった問題が生じる。このようなアルミニウム溶接接合体の強度低下を抑制するには、溶接金属部の強度を熱影響部に近い程度まで向上させることが効果的である。
溶接金属部の強度や熱影響部の強度を示す一つの指針としては、ビッカース硬さ試験で得られる硬さが挙げられる。これは、ダイヤモンドからなる圧子を規定の荷重で押し込み、形成される圧痕の大きさを計測することで得られる値である。本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体においては、溶接金属部と熱影響部とのビッカース硬さを強度の指針とした。すなわち、溶接金属部のビッカース硬さをＨｗとし、熱影響部のビッカース硬さをＨｈとして、Ｈｗを７０．０Ｈｖ以上、Ｈｈを８０．０Ｈｖ以上、更に、Ｈｗ／Ｈｈを０．８０以上とするのが好ましい。なお、Ｈｗを７５．０Ｈｖ以上、Ｈｈを８５．０Ｈｖ以上、更に、Ｈｗ／Ｈｈを０．８２以上とするのがより好ましい。Ｈｗが７０．０Ｈｖ未満、或いは、Ｈｈが８０．０未満では、溶接接合体としての十分な強度が得られない。また、Ｈｗ／Ｈｈが０．８０未満では、溶接金属部の強度が熱影響部に比べて低過ぎて、溶接接合体としての十分な強度が得られない。なお、Ｈｗ、Ｈｈの及びＨｗ／Ｈｈの各上限値は特に限定されるものではないが、用いるアルミニウム合金材の組成や製造方法、ならびに、溶接方法によって決まるものであり、本発明では、上記順序でそれぞれ１１５．０Ｈｖ、１２５．０Ｈｖ、１．００程度である。
４．アルミニウム合金材の溶接接合体の製造方法
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、所定の合金組成を有する複数のアルミニウム合金材と溶加材を用いて、アーク溶接やレーザ溶接、電子ビーム溶接等の溶融溶接方法を適宜選択して用いることによって製造される。これらについて、以下に詳細に説明する。
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体は、所定の合金組成を有する複数のアルミニウム合金材と溶加材を用いて、アーク溶接やレーザ溶接、電子ビーム溶接等の溶融溶接方法を適宜選択して用いることによって製造される。これらについて、以下に詳細に説明する。
４−１．アルミニウム合金材の溶接接合体の製造に用いるアルミニウム合金材
本発明に係るアルミニウム溶接接合体の製造方法においては、Ｍｇ：４．０〜１０．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｚｎ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる組成を有する複数のアルミニウム合金材を材料として用いる。
本発明に係るアルミニウム溶接接合体の製造方法においては、Ｍｇ：４．０〜１０．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｚｎ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる組成を有する複数のアルミニウム合金材を材料として用いる。
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体における溶接金属部は、溶接中にアルミニウム合金材の一部が溶融し、凝固することで形成される。そして、継手強度と継手効率に優れる溶接接合体を製造するためには、溶接金属部の合金組成を制御する必要がある。このように、溶接金属部の合金組成を制御するには、所定の合金組成を有するアルミニウム合金材を用いて溶接接合体を製造する必要がある。
本発明に係るアルミニウム合金材の溶接接合体の製造に用いる複数のアルミニウム合金材の合金組成は、既に述べた溶接接合体を構成するアルミニウム合金母材の合金組成と同じであり、また、その組成範囲に規定する理由も同じである。なお、これら複数のアルミニウム合金の各々が同一の合金組成であってもよく、複数のアルミニウム合金の各々が互いに異なる合金組成であってもよく、複数のアルミニウム合金が、異なる幾つかの合金組成のグループに分かれていてもよい。
４−２、アルミニウム合金材の溶接接合体の製造に用いる溶加材
アルミニウム合金の溶接接合体の製造においては、溶接割れの抑制や入熱の低減等の目的で溶加材が用いられる場合がある。溶加材を用いる場合には、溶接金属部は使用するアルミニウム合金材と溶加材とが混ざり合って凝固することで形成されることとなる。
アルミニウム合金の溶接接合体の製造においては、溶接割れの抑制や入熱の低減等の目的で溶加材が用いられる場合がある。溶加材を用いる場合には、溶接金属部は使用するアルミニウム合金材と溶加材とが混ざり合って凝固することで形成されることとなる。
アルミニウム溶加材を用いる場合においても、継手強度と継手効率に優れる溶接接合体を製造するためには、上述のように溶接金属部の組成を制御する必要がある。そのためには、所定の合金組成を有するアルミニウム合金材と共に、これまた所定の合金組成を有するアルミニウム合金の溶加材を用いるのが好ましい。
本発明に係るアルミニウム溶接接合体の製造方法においては、上記複数のアルミニウム合金材を材料として、Ｍｇ：４．０〜１０．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｚｎ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる合金組成を有する溶加材によって、前記複数のアルミニウム合金材を溶接するのが好ましい。
このような合金組成を有する溶加材を用いることによって、溶加材とアルミニウム合金材とが混ざり合って凝固して形成される溶接金属部が、上述のような合金組成を有することができる。
４−３、溶接方法
本発明に係るアルミニウム合金の溶接接合体の製造方法は、アーク溶接やレーザ溶接、電子ビーム溶接等の溶融溶接法を用いるのが好ましい。以下に、各溶接方法について詳細に説明する。
本発明に係るアルミニウム合金の溶接接合体の製造方法は、アーク溶接やレーザ溶接、電子ビーム溶接等の溶融溶接法を用いるのが好ましい。以下に、各溶接方法について詳細に説明する。
アーク溶接を適用する場合には、ＴＩＧ溶接やＭＩＧ溶接が適宜選択される。被溶接材の板厚は１〜２００ｍｍ程度であり、板厚が５ｍｍを超えるものでは２パス以上の多層溶接が適用される。溶接条件は溶接電流が１００〜５００Ａ、溶接電圧が１０〜５０Ｖ、溶接速度が２０〜１２０ｃｍ／ｍｉｎの範囲で適宜調整される。シールドガスにはアルゴン、ヘリウム、或いは、アルゴンとヘリウムの混合ガスが、１０〜１２０Ｌ／ｍｉｎの流量で用いられる。また、高電流電源を用いた大電流ＭＩＧ溶接においては、溶接電流が４００〜１０００Ａの範囲で適宜調整され、シールドガスは二重とし、内側にアルゴンとヘリウムの混合ガスを、外側にアルゴンを、それぞれ１０〜１２０Ｌ／ｍｉｎの流量で使用する。アーク溶接時には、１本以上の溶加材が適宜用いられる。溶加材の直径は０．８〜６．０ｍｍであり、使用する溶接機や被溶接材の板厚等により適宜選択される。
レーザ溶接を適用する場合には、ファイバーレーザやディスクレーザ、ＹＡＧレーザなどの固体レーザや、ＣＯ２レーザ等が用いられる。被溶接材の板厚は０．２〜２０ｍｍ程度である。溶加材を用いない場合には、被溶接材の端面同士を突合わせて突合わせ部にレーザを照射する。溶加材を用いる場合には、送給器を用いて溶加材を送給しながら溶接する方法や、予め溶接部に溶加材成分のワイヤや板等を仮止めする方法が適用される。なお、溶加材を用いて溶接する場合には、溶加材により形成される余盛高さを適正に保つための開先を被溶接材に設けても良い。レーザの出力は５００〜３００００Ｗ、スポット径は直径０．０５〜１．０ｍｍ、溶接速度は１００〜５０００ｃｍ／ｍｉｎの範囲で適宜調整される。シールドガスには窒素、アルゴン、ヘリウム等の不活性ガスが、１０〜５０Ｌ／ｍｉｎの流量で用いられる。レーザ溶接時に用いられる溶加材の直径は０．８〜２．４ｍｍであり、使用する溶接機や被溶接材の板厚等により適宜選択される。
電子ビーム溶接を適用する場合には、被溶接材の板厚が１〜２５０ｍｍ程度であり、１〜２パスで溶接する場合が多い。溶加材を用いない場合には、被溶接材の端面同士を突合わせて突合わせ部に電子ビームを照射する。溶加材を用いる場合には、送給器を用いて溶加材を送給しながら溶接する方法や、予め溶接部に溶加材成分のワイヤや板等を仮止めする方法が適用される。なお、溶加材を用いて溶接する場合には、溶加材により形成される余盛高さを適正に保つための開先を被溶接材に設けても良い。電子ビーム溶接の条件は、溶接出力１〜６０ｋＷ、溶接速度１０〜２００ｃｍ／ｍｉｎの範囲で適宜調整される。溶接は真空度１０−４〜１００Ｐａの真空チャンバー内で実施される。電子ビーム溶接に用いられる溶加材の直径は０．８〜６．０ｍｍであり、使用する溶接機や被溶接材の板厚等により適宜選択される。
以下に、本発明を実施例に基づいて更に詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
まず、表１、２に示す合金組成のＡｌ合金を常法の半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）により溶解鋳造して、鋳塊を製造した。次に、均質化温度５００℃、保持時間１時間にて均質化処理を施した後に、熱間圧延の開始温度を４８０℃、終了温度を３２０℃となるように熱間圧延を実施し、板厚３ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、一部の熱間圧延板を冷間圧延工程にかけ、板厚１ｍｍの冷間圧延板とした。このようにして得た熱間圧延板と冷間圧延板に対して、焼鈍温度３５０℃、保持時間２時間の条件で最終焼鈍を施し、溶接継手評価用の試料とした。なお、合金ＮＯ．４７、４８、５３、５４については、熱間圧延時に割れが発生したため、評価不可とした。
上記試料について、曲げ試験により母材の曲げ加工性を評価した。詳細な評価条件は以下の通りである。
＜１．母材の曲げ加工性試験＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠する方法で、曲げ試験を実施した。板厚１ｍｍの試料に対して３号試験片を採取して１８０°曲げを行った。試験後の試験片について肉眼で観察することにより、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、３ｍｍ未満の割れが発生したものを「△」、割れが発生しなかったものを「○」として評価した。
＜１．母材の曲げ加工性試験＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠する方法で、曲げ試験を実施した。板厚１ｍｍの試料に対して３号試験片を採取して１８０°曲げを行った。試験後の試験片について肉眼で観察することにより、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、３ｍｍ未満の割れが発生したものを「△」、割れが発生しなかったものを「○」として評価した。
また、ＭＩＧ溶接時に用いる電極ワイヤを製造するため、表１の合金組成の鋳塊の一部を切出し、押出用ビレットとした。このビレットを均質化温度４９０℃、保持時間６時間で予備加熱した後、押出によりφ１０ｍｍの棒状とした。その後、伸線と中間焼鈍を繰り返すことでφ１．６ｍｍの電極ワイヤとした。中間焼鈍の温度は３７０℃、保持時間は４時間とした。このようにして、ＭＩＧ溶接用の電極ワイヤを作製した。
溶接継手の作製においては、ＭＩＧ溶接、レーザ溶接、電子ビーム溶接を用いた。板厚３ｍｍの試料に対してはＭＩＧ溶接と電子ビーム溶接を、板厚１ｍｍの試料に対してはレーザ溶接をそれぞれ適用した。詳細を以下に示す。
＜ＭＩＧ溶接による板厚３ｍｍ溶接継手の作製方法＞
板厚３ｍｍの２枚の試料の端面をそれぞれフライスにて加工した後、Ｉ形開先突合わせにてＭＩＧ溶接を実施した。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接にはＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとして表１に示すアルミニウム合金からなるφ１．６ｍｍのワイヤを使用した。溶接電流１５０Ａ、溶接速度５０ｃｍ／ｍｉｎ、１パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。２枚の試料の合金組成は、同じものを用いた。
板厚３ｍｍの２枚の試料の端面をそれぞれフライスにて加工した後、Ｉ形開先突合わせにてＭＩＧ溶接を実施した。溶接時のルートギャップは０ｍｍとした。溶接にはＭＩＧ溶接機を使用し、電極ワイヤとして表１に示すアルミニウム合金からなるφ１．６ｍｍのワイヤを使用した。溶接電流１５０Ａ、溶接速度５０ｃｍ／ｍｉｎ、１パスにてＭＩＧ溶接を実施し、評価用溶接継手を作製した。２枚の試料の合金組成は、同じものを用いた。
＜電子ビーム溶接による板厚３ｍｍ溶接継手の作製方法＞
板厚３ｍｍの２枚の試料の端面をフライス加工にて平面とし、電子ビーム溶接用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央に電子ビームを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、加速電圧４０ｋＶ、出力３ｋＷ、溶接速度３ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。２枚の試料の合金組成が同じ組合せと、異なる組合せで溶接継手を作製した。
板厚３ｍｍの２枚の試料の端面をフライス加工にて平面とし、電子ビーム溶接用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央に電子ビームを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、加速電圧４０ｋＶ、出力３ｋＷ、溶接速度３ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。２枚の試料の合金組成が同じ組合せと、異なる組合せで溶接継手を作製した。
＜レーザ溶接による板厚１ｍｍ溶接継手作製方法＞
板厚１ｍｍの２枚の試料の端面をフライスにて平面とし、レーザ溶接用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央にレーザを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、出力２ｋＷ、溶接速度１５ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。２枚の試料の合金組成が同じ組合せと、異なる組合せで溶接継手を作製した。
板厚１ｍｍの２枚の試料の端面をフライスにて平面とし、レーザ溶接用試料とした。溶接時の開先形状はＩ開先とし、突合せ部中央にレーザを照射し１パス貫通溶接にて継手を作製した。溶接条件は、出力２ｋＷ、溶接速度１５ｍ／ｍｉｎとした。なお、溶接時に溶加材は使用していない。２枚の試料の合金組成が同じ組合せと、異なる組合せで溶接継手を作製した。
以上で作製した溶接継手に対し、溶接金属部における合金組成の分析結果、硬さ測定、溶接部割れ試験、曲げ加工性試験、応力腐食割れ試験を行った。各試験による評価の詳細は以下に示す。
＜２．溶接金属部における合金組成の分析＞
溶接継手より溶接ビード部を溶接方向に垂直な方向に切断し、研磨により鏡面仕上げを行った．その後、ＳＥＭの組成像より溶接金属部領域を把握した上で、ＥＰＭＡによる点分析によって組成を分析した。分析に際しては、各元素の標準試料の分析結果と比較することで定量化を行った。測定には、スポット径１００μｍのビームを使用し、厚さ方向及び幅方向に２００μｍ間隔で溶接金属部全体を分析し、これらの算術平均値を溶接金属部の組成とした。分析対象とした元素は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉとした。
溶接継手より溶接ビード部を溶接方向に垂直な方向に切断し、研磨により鏡面仕上げを行った．その後、ＳＥＭの組成像より溶接金属部領域を把握した上で、ＥＰＭＡによる点分析によって組成を分析した。分析に際しては、各元素の標準試料の分析結果と比較することで定量化を行った。測定には、スポット径１００μｍのビームを使用し、厚さ方向及び幅方向に２００μｍ間隔で溶接金属部全体を分析し、これらの算術平均値を溶接金属部の組成とした。分析対象とした元素は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉとした。
＜３．硬さ測定＞
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠する方法によって、溶接継手における熱影響部及び溶接金属部のビッカース硬さを測定した。溶接方向に垂直な方向に切断し、研磨にて平面に仕上げた後に硬さ測定を行った。測定には、板厚中央部を用いた。熱影響部の測定は、溶接境界部から２ｍｍの範囲とした。それぞれ５点ずつ測定を行った算術平均値を、熱影響部及び溶接金属部の硬さとした。更に、熱影響部の硬さをＨｈ、溶接金属部の硬さをＨｗとして、Ｈｗ／Ｈｈも算出した。Ｈｗが７５．０Ｈｖ以上を「◎」、７０．０Ｈｖ以上で７５．０Ｈｖ未満を「○」、７０．０Ｈｖ未満を「×」とした。また、Ｈｈが８５．０Ｈｖ以上を「○」、８０．０Ｈｖ未満を「△」とした。更に、Ｈｗ／Ｈｈを０．８０以上「○」、０．８０未満を「△」とした。
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠する方法によって、溶接継手における熱影響部及び溶接金属部のビッカース硬さを測定した。溶接方向に垂直な方向に切断し、研磨にて平面に仕上げた後に硬さ測定を行った。測定には、板厚中央部を用いた。熱影響部の測定は、溶接境界部から２ｍｍの範囲とした。それぞれ５点ずつ測定を行った算術平均値を、熱影響部及び溶接金属部の硬さとした。更に、熱影響部の硬さをＨｈ、溶接金属部の硬さをＨｗとして、Ｈｗ／Ｈｈも算出した。Ｈｗが７５．０Ｈｖ以上を「◎」、７０．０Ｈｖ以上で７５．０Ｈｖ未満を「○」、７０．０Ｈｖ未満を「×」とした。また、Ｈｈが８５．０Ｈｖ以上を「○」、８０．０Ｈｖ未満を「△」とした。更に、Ｈｗ／Ｈｈを０．８０以上「○」、０．８０未満を「△」とした。
＜４．溶接部割れ＞
溶接継手の溶接部における外観及び断面の観察より、溶接金属部及び熱影響部の割れを評価した。溶接部の外観観察では、溶接時に付着したスマット等をワイヤブラシで除去した後に、肉眼で割れの有無を評価した。また、溶接部の断面観察では、溶接方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨を実施後、光学顕微鏡にて割れの有無を評価した。上記観察により、外観及び溶接部断面で割れが見られなかったものを「◎」、溶接部の断面のみで割れが見られたものを「○」、外観及び溶接部断面の両方で割れが見られたものを「×」として評価した。
溶接継手の溶接部における外観及び断面の観察より、溶接金属部及び熱影響部の割れを評価した。溶接部の外観観察では、溶接時に付着したスマット等をワイヤブラシで除去した後に、肉眼で割れの有無を評価した。また、溶接部の断面観察では、溶接方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨を実施後、光学顕微鏡にて割れの有無を評価した。上記観察により、外観及び溶接部断面で割れが見られなかったものを「◎」、溶接部の断面のみで割れが見られたものを「○」、外観及び溶接部断面の両方で割れが見られたものを「×」として評価した。
＜５．曲げ加工性＞
ＪＩＳ Ｚ ３１２２に準拠する方法によって、溶接継手から採取した試験片の曲げ加工性を評価した。溶接部が中心となるようにした試験片に対して、表曲げ及び裏曲げの試験を実施した。試験後の溶接継手を肉眼で観察し、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、３ｍｍ未満の割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
ＪＩＳ Ｚ ３１２２に準拠する方法によって、溶接継手から採取した試験片の曲げ加工性を評価した。溶接部が中心となるようにした試験片に対して、表曲げ及び裏曲げの試験を実施した。試験後の溶接継手を肉眼で観察し、３ｍｍ以上の割れが発生したものを「×」、３ｍｍ未満の割れが発生したものを「○」、サンプル表面に割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
＜６．応力腐食割れ＞
応力腐食割れ試験は、ＪＩＳ Ｈ８７１１に準拠して溶接継手から採取した２Ａ号試験片の一方の表面に３点曲げにより負荷応力を付加し、そのまま塩水噴霧槽内に載置して実施した。なお、負荷応力は耐力の母材引張試験で得られた０．２％耐力の７０％とした。５０日間試験を実施し、割れが発生しなかったものを◎、３０日より後に割れが発生したものを○、３０日以内に割れが発生したものを×として評価した。
応力腐食割れ試験は、ＪＩＳ Ｈ８７１１に準拠して溶接継手から採取した２Ａ号試験片の一方の表面に３点曲げにより負荷応力を付加し、そのまま塩水噴霧槽内に載置して実施した。なお、負荷応力は耐力の母材引張試験で得られた０．２％耐力の７０％とした。５０日間試験を実施し、割れが発生しなかったものを◎、３０日より後に割れが発生したものを○、３０日以内に割れが発生したものを×として評価した。
以上の評価（１〜６）の結果を、表３〜１１に示す。なお、表３〜５は、ＭＩＧ溶接による溶接継手の場合であり、表６〜８は、電子ビーム溶接による溶接継手の場合であり、表９〜１１は、レーザ溶接による溶接継手の場合である。
発明例１〜１５０では、溶接金属部の合金組成が本発明の範囲内にある溶接継手においては、各評価に優れる溶接継手が得られた。
これに対して、比較例１、２、１９、２０、３３、３４では、使用した母材及び溶接金属部のＭｇ含有量が４．０％未満であったため、Ｈｗ及びＨｈが低下した。
比較例３、２１、３５では、溶接金属部のＭｎ含有量が０．０５％未満であったため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例４、２２、３６では、溶接金属部のＭｎ含有量が０．３０％を超えたため、Ｈｗ／Ｈｈが０．８未満に低下し、また、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例５、２３、３７では、使用した母材及び溶接金属部のＣｕ含有量が０．１０％未満であったため、Ｈｗ及びＨｈのビッカースの硬さが低下した。比較例６、２４、３８では、Ｃｕ含有量が０．１０％未満であったため、Ｈｗ及びＨｗ／Ｈｈが低下した。
比較例７、２５、３９では、溶接金属部のＦｅ含有量が０．４％を超えたため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例８、２６、４０では、溶接金属部のＳｉ含有量が０．４％を超えたため、溶接部に割れが発生し、また、曲げ加工性も低下した。
比較例９、２７、４１では、溶接金属部のＣｒ含有量が０．０５％未満であったため、Ｈｗが低下した。
比較例１０、２８、４２では、溶接金属部のＣｒ含有量が０．２５％を超えたため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例１１、２９、４３では、溶接金属部のＺｎ含有量が０．１０％未満であったため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例１２、３０、４４では、溶接金属部のＺｎ含有量が０．５０％を超えたため、応力腐食割れが発生した。
比較例１３、３１、４５では、溶接金属部のＺｒ含有量が０．０５％を超えたため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例１４、３２、４６では、溶接金属部のＴｉ含有量が０．２５％を超えたため、溶接継手の曲げ加工性が低下した。
比較例１５、１６では、溶接金属部のＭｇ含有量が１０。０％を超えたため、応力腐食割れが発生した。
比較例１７、１８では、溶接金属部のＣｕ含有量が１．００％を超えたため、溶接部に割れが発生し、曲げ加工性も低下し、また、応力腐食割れも発生した。
本発明により、高強度、かつ高継手効率を有するアルミニウム溶接接合体、ならびに、その簡便な製造方法が得られる。
Claims (4)
- 複数のアルミニウム合金材を溶接した溶接接合体であって、溶接金属部の組成がＭｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金材の溶接接合体。
- 接合体を構成する複数のアルミニウム合金母材が、Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる、請求項１に記載のアルミニウム合金材の溶接接合体。
- 前記溶接金属部のビッカース硬さＨｗが７０．０Ｈｖ以上であり、熱影響部のビッカース硬さＨｈが８０．０Ｈｖ以上であり、Ｈｗ／Ｈｈが０．８０以上である、請求項１又は２に記載のアルミニウム合金材の溶接接合体。
- Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる複数のアルミニウム合金材を使用し、
Ｍｇ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．１０〜０．５０ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．２５ｍａｓｓ％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶加材を用いて、前記複数のアルミニウム合金材を溶接することを特徴とするアルミニウム合金材の溶接接合体の製造方法。
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