JPS63224896A - アルミニウム部材の溶接構造体及びそれを保護する方法、並びに溶射被覆又は溶接用線材 - Google Patents
アルミニウム部材の溶接構造体及びそれを保護する方法、並びに溶射被覆又は溶接用線材Info
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- JPS63224896A JPS63224896A JP63041784A JP4178488A JPS63224896A JP S63224896 A JPS63224896 A JP S63224896A JP 63041784 A JP63041784 A JP 63041784A JP 4178488 A JP4178488 A JP 4178488A JP S63224896 A JPS63224896 A JP S63224896A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、溶接性アルミニウム合金、殊に亜鉛及びマグ
ネシウムを含む高強度合金、例えばん彷(シ・アルミニ
ウム・アンシエーション・インコーポレーション)登録
の7000系の合金、に関する。これらの合金は、溶接
性1〆こ悪影響を与えるにもかかわらず、0.1%また
は0.2係までの量でCuを含むことが多く、また少量
のMn 、 Cr、 Zr及びTiを添加されているこ
とがある。これらの合金は、自然にまたは人工的に時効
硬化されうる。広範囲の機械的性質が、主に組成及び熱
処理に依存して、得られうる。これらの合金ばに、G、
ケント(Kent)によって[メタラジカル・レビュウ
ス(Metallu−gical Reviews)J
、 4147.135〜146 (1970)におい
て検討されている。
ネシウムを含む高強度合金、例えばん彷(シ・アルミニ
ウム・アンシエーション・インコーポレーション)登録
の7000系の合金、に関する。これらの合金は、溶接
性1〆こ悪影響を与えるにもかかわらず、0.1%また
は0.2係までの量でCuを含むことが多く、また少量
のMn 、 Cr、 Zr及びTiを添加されているこ
とがある。これらの合金は、自然にまたは人工的に時効
硬化されうる。広範囲の機械的性質が、主に組成及び熱
処理に依存して、得られうる。これらの合金ばに、G、
ケント(Kent)によって[メタラジカル・レビュウ
ス(Metallu−gical Reviews)J
、 4147.135〜146 (1970)におい
て検討されている。
溶接操作は、溶接されるべき二つの部材を表面同志(接
合面)を接して配置し、溶加材を適用して、接合面境界
線に沿って溶接ビードを形成することからなる。溶接構
造体の強度を可及的に高くするには、溶接ビードが被溶
接部相のものにできるだけ近似の組成及び性質を有すべ
きであることが一般に認められている。慣用溶接線材は
、5.25係廊を含むA4合金であることが多(、溶接
操作中の拡散の結果として、溶接ビードは被溶接部材中
のZn及び淘含量とほぼ同じような割合でZn及びMg
を含むことが多い。溶接前の部材の熱処理及び溶接構造
体の熱処理は、望ましい性質の組合せを発現させるよう
に選択される。
合面)を接して配置し、溶加材を適用して、接合面境界
線に沿って溶接ビードを形成することからなる。溶接構
造体の強度を可及的に高くするには、溶接ビードが被溶
接部相のものにできるだけ近似の組成及び性質を有すべ
きであることが一般に認められている。慣用溶接線材は
、5.25係廊を含むA4合金であることが多(、溶接
操作中の拡散の結果として、溶接ビードは被溶接部材中
のZn及び淘含量とほぼ同じような割合でZn及びMg
を含むことが多い。溶接前の部材の熱処理及び溶接構造
体の熱処理は、望ましい性質の組合せを発現させるよう
に選択される。
溶接構造体を顕微鏡検査すると、被溶接部材と溶接ビー
ドとの間の境界:及びこの境界に隣接する狭い帯域(こ
こでは被溶接部材の母材が溶接操作中に部分的に溶融し
た);が観察される。この帯域は、再結晶化されたほぼ
球状の粒状組織によって特徴付けられ、その組織におけ
る粒子内部は隣接している不溶融母材におけるよりも著
しく少ない沈澱物を含んでいる。ここの主要相は主とし
て粒界のところに存在する。エツチング処理断面におけ
るその外観に基いて、この帯域は「白色帯域」と称され
てきているCH,シーミーデル(Sch11+1ede
l)及びW、グルー ル(Gruh l )の雑文rM
etall−J 38.52〜ろ7(1984)参照
〕。この用語は、以下においても使用される。
ドとの間の境界:及びこの境界に隣接する狭い帯域(こ
こでは被溶接部材の母材が溶接操作中に部分的に溶融し
た);が観察される。この帯域は、再結晶化されたほぼ
球状の粒状組織によって特徴付けられ、その組織におけ
る粒子内部は隣接している不溶融母材におけるよりも著
しく少ない沈澱物を含んでいる。ここの主要相は主とし
て粒界のところに存在する。エツチング処理断面におけ
るその外観に基いて、この帯域は「白色帯域」と称され
てきているCH,シーミーデル(Sch11+1ede
l)及びW、グルー ル(Gruh l )の雑文rM
etall−J 38.52〜ろ7(1984)参照
〕。この用語は、以下においても使用される。
これらの高強度1’合金の溶接構造体の強度は、この白
色帯域で開始される応力腐食割れによって低減されうる
。この現象は周知であり、科学文献(例えば上記のシュ
ミーデル等の雑文参照)において広く検討されている。
色帯域で開始される応力腐食割れによって低減されうる
。この現象は周知であり、科学文献(例えば上記のシュ
ミーデル等の雑文参照)において広く検討されている。
この現象は、割れの生長のために印加応力と腐食環境と
の両方が必要とされるから、正しく応力腐食割れである
。Al合金は、(zn+Mg)合計濃度が約6係を越え
ると一層割れを生じ易くなることが広く知られている。
の両方が必要とされるから、正しく応力腐食割れである
。Al合金は、(zn+Mg)合計濃度が約6係を越え
ると一層割れを生じ易くなることが広く知られている。
白色帯域は、(Zn十Mg)濃度を上記の限界値以上の
値にまで増加させるのに足る高いZn濃度を有すること
が報告されてきている。M、S、ラーマン(Rahrn
an)等は(文献rZ、Metallkde、J 73
.589−593.1982)、白色帯域中の高過ぎる
Zn及びMg濃度を低減させるためにAg添加物を含む
溶接(線)材を使用することを提案している。
値にまで増加させるのに足る高いZn濃度を有すること
が報告されてきている。M、S、ラーマン(Rahrn
an)等は(文献rZ、Metallkde、J 73
.589−593.1982)、白色帯域中の高過ぎる
Zn及びMg濃度を低減させるためにAg添加物を含む
溶接(線)材を使用することを提案している。
別の種類の腐食性攻撃は、剥離腐食として知られている
。これも科学文献(例えば前記のケントの文献)におい
て広く検討されてきている。剥離腐食は、自然時効され
た母材において、また腐食性環境が激しい場合に、自然
時効中の溶接物の過去に熱の影響を受けた帯域(白色帯
域から数mmの範囲内)icおいて起こりうる。この攻
撃は主として結晶粒間で起こるが、溶接に隣接している
熱影響を受けた帯域においては結晶粒内で起こりうる。
。これも科学文献(例えば前記のケントの文献)におい
て広く検討されてきている。剥離腐食は、自然時効され
た母材において、また腐食性環境が激しい場合に、自然
時効中の溶接物の過去に熱の影響を受けた帯域(白色帯
域から数mmの範囲内)icおいて起こりうる。この攻
撃は主として結晶粒間で起こるが、溶接に隣接している
熱影響を受けた帯域においては結晶粒内で起こりうる。
外部応力は要件ではないが、この腐食は、多層の腐食生
成物が蓄積されうるので、自己応力形の攻撃とみなすこ
とができる。
成物が蓄積されうるので、自己応力形の攻撃とみなすこ
とができる。
これらの問題の一解決法は、溶接ビード及びそれを取り
囲む被溶接部材の周囲領域を表面層で被覆して、溶接ビ
ードへの腐食性媒体の接近を物理的に防止することであ
った。この解決法は、その表面の一体性が保持される限
りにおいて満足すべきものであるに過ぎない。その表面
層に欠陥が生じたとすれば、その結果としての割れ目に
電気化学的条件が発現し、それにより表面層が存在しな
い場合よりも迅速に溶接部の破壊が起こされうる。
囲む被溶接部材の周囲領域を表面層で被覆して、溶接ビ
ードへの腐食性媒体の接近を物理的に防止することであ
った。この解決法は、その表面の一体性が保持される限
りにおいて満足すべきものであるに過ぎない。その表面
層に欠陥が生じたとすれば、その結果としての割れ目に
電気化学的条件が発現し、それにより表面層が存在しな
い場合よりも迅速に溶接部の破壊が起こされうる。
PCT出願W083102415号明細喜には、個々の
被溶接部材に対して、溶接前に、それらの部材の金属よ
りも電気的に負の電位を有するA、1合金の被覆を適用
することにより、種々のタイプの応力腐食割れから溶接
構造体を保護する方法か記載されている。その特定実施
例におし・では、0.8oI)のInを含むAl合金が
使用されている。我々自身が上記の方式で被溶接部材を
プレコートしたところ、溶接部分の強度が著しく低減し
た。
被溶接部材に対して、溶接前に、それらの部材の金属よ
りも電気的に負の電位を有するA、1合金の被覆を適用
することにより、種々のタイプの応力腐食割れから溶接
構造体を保護する方法か記載されている。その特定実施
例におし・では、0.8oI)のInを含むAl合金が
使用されている。我々自身が上記の方式で被溶接部材を
プレコートしたところ、溶接部分の強度が著しく低減し
た。
1986mにジ・アメリカン・イサイエテイ・フォメタ
ルズ(Arnerican 5ociety for
Metals)によって発行された論文扁8517−C
146において、N、J、H,ホロイド(Ho l r
oyd )等は、この問題の一解決法を検討しており
、この解決法においては、表面層を、溶接ビード及び被
溶接部材よりも電気的に負とするようにしている。この
論文では下記(1)〜(3)の結論がなされている。
ルズ(Arnerican 5ociety for
Metals)によって発行された論文扁8517−C
146において、N、J、H,ホロイド(Ho l r
oyd )等は、この問題の一解決法を検討しており
、この解決法においては、表面層を、溶接ビード及び被
溶接部材よりも電気的に負とするようにしている。この
論文では下記(1)〜(3)の結論がなされている。
(1)使用中のAl−Zn−Mg溶接体中の溶接止端割
れ及び白色帯域割れに関連する局所的環境条件は、酸性
であり、母材の応力腐食割れの環境条件に類似している
。
れ及び白色帯域割れに関連する局所的環境条件は、酸性
であり、母材の応力腐食割れの環境条件に類似している
。
(2)止端割れ、白色帯域割れ及び剥離を含むすべての
形の腐食を受けない電気化学的領、すなわち安全電位帯
域が存在する。
形の腐食を受けない電気化学的領、すなわち安全電位帯
域が存在する。
(3)アルミニウム基の溶射被覆は、AA−Zn−Mg
溶接部をその安全電位帯内に維持し、使用中の問題発生
を防止する。
溶接部をその安全電位帯内に維持し、使用中の問題発生
を防止する。
上記の論文は、Al、’in合金中にIn及び/または
Ga及び/またはSnを含む表面被覆の使用を記載して
いるが、それらの割合の詳細を述べず、また示されてい
る結果は一定不変の好結果でなく、殊に酸性条件下では
良好な結果とはいえない。
Ga及び/またはSnを含む表面被覆の使用を記載して
いるが、それらの割合の詳細を述べず、また示されてい
る結果は一定不変の好結果でなく、殊に酸性条件下では
良好な結果とはいえない。
本発明は、表面被覆による溶接体の満足すべき保護のた
めに必要とされろ未知の(従来発表されていない)多数
の特性特徴を同定確認した我々の研究を基礎にして完成
された。その−面におい゛C1本発明は、AA金合金表
面層によって少なくとも部分的に覆われた溶接ビードに
より二つの1合金部材が一緒に接合された溶接構造体に
おいて;その表面層が0.02〜0.4重量%のIn及
び場合により0.05〜1.1重量%のSnを含み、か
つそれらのIn及びSn は実質上固溶体の状態で存在
することを特徴とする上記溶接構造体を提供する。
めに必要とされろ未知の(従来発表されていない)多数
の特性特徴を同定確認した我々の研究を基礎にして完成
された。その−面におい゛C1本発明は、AA金合金表
面層によって少なくとも部分的に覆われた溶接ビードに
より二つの1合金部材が一緒に接合された溶接構造体に
おいて;その表面層が0.02〜0.4重量%のIn及
び場合により0.05〜1.1重量%のSnを含み、か
つそれらのIn及びSn は実質上固溶体の状態で存在
することを特徴とする上記溶接構造体を提供する。
被溶接部材は、一般的には中強度Al合金、例えば溶接
性の7000または5000系の合金である。溶接ビー
ドの正確な組成は要件ではなく、それは5.21のMg
を含むAl合金の溶接用(線)材を用いる慣用法で形成
されつる。
性の7000または5000系の合金である。溶接ビー
ドの正確な組成は要件ではなく、それは5.21のMg
を含むAl合金の溶接用(線)材を用いる慣用法で形成
されつる。
表面の層の厚さは、溶射法による付着の場合には典型的
には0.1〜1.0y+m、さらに好ましくは020〜
0.375mmであり、溶接法で付着の場合には5πm
までであろう。被覆は、溶接ビードの両側から100開
まで、典型的には約60朋の距離にわたって、被溶接部
材の表面上に延在ずべきである。
には0.1〜1.0y+m、さらに好ましくは020〜
0.375mmであり、溶接法で付着の場合には5πm
までであろう。被覆は、溶接ビードの両側から100開
まで、典型的には約60朋の距離にわたって、被溶接部
材の表面上に延在ずべきである。
表面層は、好ましくは、重量%で
Zn 口 〜Z
口Mn 口
〜5.0In 0.04〜0.4 Sn 0.05〜1.1Ga
D 〜0.2Mg
口 〜6.0残部の少
なくとも工業純度のAl の組成を有する。
口Mn 口
〜5.0In 0.04〜0.4 Sn 0.05〜1.1Ga
D 〜0.2Mg
口 〜6.0残部の少
なくとも工業純度のAl の組成を有する。
表面層は、溶射被覆されるのが好ましく、例えばアーク
溶射法または炎(フレーム)溶射法によって行なわれる
。関与する元素の揮発性に依存して、アーク溶射中に揮
発損失が起こることが知られている。我々の研究により
、典型的なアーク溶射法中の揮発損失は下記の通りであ
ることが判った。
溶射法または炎(フレーム)溶射法によって行なわれる
。関与する元素の揮発性に依存して、アーク溶射中に揮
発損失が起こることが知られている。我々の研究により
、典型的なアーク溶射法中の揮発損失は下記の通りであ
ることが判った。
元 素 重量損失係
Zn 7E+〜95
In 60〜75
Sn 20係までの取得
Ga 15〜25
炎溶射中に、揮発損失は著しくは生じない。アーク溶射
または炎溶射法のための溶射用線材またはその他の原料
の組成は、以下述べるように、これらの因子を考慮して
選定される必要が;!、しる。
または炎溶射法のための溶射用線材またはその他の原料
の組成は、以下述べるように、これらの因子を考慮して
選定される必要が;!、しる。
別法として、表面被覆は、適当な組成の溶射用線材を用
いてアーク溶接法のような浴接法により(例えばカッピ
ングパスにより)、刺着させてもよい。この技法の一利
点は、表面層の位置が、溶射法の場合よりも、一層正確
に制御qlできることである。別の利点としては、接近
が制限されている領域における被覆の付着が容易であり
、かくして、被覆の前に溶接表面を整備する必要がない
ことがある。表面層は溶接ビードの表面の少なくとも一
部を覆うべきであり、好ましくは溶接ビードの余白部及
び被溶接部材の隣接表面を覆うべきであるが、溶接ビー
ドの全体を覆うべきことは必ずしも必要ではない。
いてアーク溶接法のような浴接法により(例えばカッピ
ングパスにより)、刺着させてもよい。この技法の一利
点は、表面層の位置が、溶射法の場合よりも、一層正確
に制御qlできることである。別の利点としては、接近
が制限されている領域における被覆の付着が容易であり
、かくして、被覆の前に溶接表面を整備する必要がない
ことがある。表面層は溶接ビードの表面の少なくとも一
部を覆うべきであり、好ましくは溶接ビードの余白部及
び被溶接部材の隣接表面を覆うべきであるが、溶接ビー
ドの全体を覆うべきことは必ずしも必要ではない。
亜鉛は表面層中に、7重量%まで、好ましくは0.1〜
1.5重量%の濃度で存在する。亜鉛の有利な役割は、
商業的アークまたは炎溶射中に必要とされる冷間絞り後
の溶射線材の剛性に寄与することである。しかし、亜鉛
はそれ自体では、自然(または殊に酸性)環境中での溶
接ビード腐食を防ぐのに足りる電気的に負の電位差を発
現させることはできない。
1.5重量%の濃度で存在する。亜鉛の有利な役割は、
商業的アークまたは炎溶射中に必要とされる冷間絞り後
の溶射線材の剛性に寄与することである。しかし、亜鉛
はそれ自体では、自然(または殊に酸性)環境中での溶
接ビード腐食を防ぐのに足りる電気的に負の電位差を発
現させることはできない。
マンガンは表面層中に5.0係まで、殊に0.02〜0
.5係の濃度で存在してよい。Znと同じように、Mn
は冷間絞り後の溶射線材の剛性に寄与する。
.5係の濃度で存在してよい。Znと同じように、Mn
は冷間絞り後の溶射線材の剛性に寄与する。
この目的のためには0.1係までの濃度で足りる。
MnはZnよりも大きな利点を示すが、その利点とはM
n アーク溶射中に著しくは揮発さ+シず、かくしてア
ーク溶射室中の雰囲気が一層清浄であるようにする寄与
をすることである。Mnは高濃度(0,491)まで)
のInを含む合金を安定化させろ助けとなり、またFe
の有害な影響(これについては後述する)を中和する助
けともなり、かくlて一層低い純度のAl基の使用を可
能とする。有利には、表面層はZn(0,1〜1.5%
)及びMn (0,(]2〜0.5係)の両者を含む。
n アーク溶射中に著しくは揮発さ+シず、かくしてア
ーク溶射室中の雰囲気が一層清浄であるようにする寄与
をすることである。Mnは高濃度(0,491)まで)
のInを含む合金を安定化させろ助けとなり、またFe
の有害な影響(これについては後述する)を中和する助
けともなり、かくlて一層低い純度のAl基の使用を可
能とする。有利には、表面層はZn(0,1〜1.5%
)及びMn (0,(]2〜0.5係)の両者を含む。
Inは、Sn及び(より低い程度で)Gaと共に、溶接
構造体の電気化学的保護のために必要とされる陰性(負
性)電位を表面層が有しうるようにする活性化剤元素で
ある。この目的のためには少なくとも0.04 %のm
l、(In)が必要とされる。
構造体の電気化学的保護のために必要とされる陰性(負
性)電位を表面層が有しうるようにする活性化剤元素で
ある。この目的のためには少なくとも0.04 %のm
l、(In)が必要とされる。
インジウム(In)の濃度の上限は若干の予想外の制限
を受ける。熱間押出した(0.355重量%In含有)
溶射線材(直径2mm)は、湿った空気中(研究室雰囲
気中)で酷しい粒間劣化を受ける。
を受ける。熱間押出した(0.355重量%In含有)
溶射線材(直径2mm)は、湿った空気中(研究室雰囲
気中)で酷しい粒間劣化を受ける。
後段の製造段階で冷間絞り加工法を用いて作られた線材
は、上記のような濃度においてこの問題を低減または防
止しつる。しかし、この線材から得られた炎溶射被層は
数(2〜6)週間以内に研究室空気中で粉状に崩解され
、またアーク溶射被&はより局所化された形の攻撃を受
ける。これらの問題を避けるため、表面層中におけるI
nの最大濃度は(Mn及びMgの不存在下で)、0.1
66重量%設定するのが好ましく、好ましいIn濃度範
囲は0.04〜0.10%である。Mgは(Mnと共に
)、高濃度のInを含む表面層を腐食から保護するとい
う予想外の効果を示す。従ってMgの存在下では、In
濃度は0.4重量%までであってよい。表面層を一層電
気的に負とするその活性剤特性以外にも、Inは溶射線
材の剛性に寄与する。
は、上記のような濃度においてこの問題を低減または防
止しつる。しかし、この線材から得られた炎溶射被層は
数(2〜6)週間以内に研究室空気中で粉状に崩解され
、またアーク溶射被&はより局所化された形の攻撃を受
ける。これらの問題を避けるため、表面層中におけるI
nの最大濃度は(Mn及びMgの不存在下で)、0.1
66重量%設定するのが好ましく、好ましいIn濃度範
囲は0.04〜0.10%である。Mgは(Mnと共に
)、高濃度のInを含む表面層を腐食から保護するとい
う予想外の効果を示す。従ってMgの存在下では、In
濃度は0.4重量%までであってよい。表面層を一層電
気的に負とするその活性剤特性以外にも、Inは溶射線
材の剛性に寄与する。
表面層のSn濃度は、0.05〜1.1重量%、殊に0
.12〜0.500重量%あるのが好ましい。
.12〜0.500重量%あるのが好ましい。
0、025 tI)以下(Sn)では、低In濃度の溶
射被覆は、酸性塩水雰囲気中での充分に長い期間の安定
性をもつ電気化学電位をもはや与えることができない。
射被覆は、酸性塩水雰囲気中での充分に長い期間の安定
性をもつ電気化学電位をもはや与えることができない。
In及びSn成分は表面層中のAl合金マトリックスに
おいて実質上固溶体の状態で存在する。このことは、1
00オングストローノ、までの粒子を解像しつる試験法
によっては沈澱物が検出されないことを意味する。もし
Sn(またはIn)が極めて細かい沈澱物の形で、また
は予め沈澱されたクラスターの形で存在するならば、本
発明においてはそれは実質的に固溶体の形であるとみな
す。これら二つの成分の有利な効果は、もしそれらが沈
澱の形で存在したならば、同じ程度にまでは観察されな
いと信じられる。
おいて実質上固溶体の状態で存在する。このことは、1
00オングストローノ、までの粒子を解像しつる試験法
によっては沈澱物が検出されないことを意味する。もし
Sn(またはIn)が極めて細かい沈澱物の形で、また
は予め沈澱されたクラスターの形で存在するならば、本
発明においてはそれは実質的に固溶体の形であるとみな
す。これら二つの成分の有利な効果は、もしそれらが沈
澱の形で存在したならば、同じ程度にまでは観察されな
いと信じられる。
Snは固体Alにおいて極めて低い溶解度を有する。平
衡溶解度限界は約6200Gにおいて約0.122重量
%あり、温度の低下と共に急激に低減する。
衡溶解度限界は約6200Gにおいて約0.122重量
%あり、温度の低下と共に急激に低減する。
溶解度限界以上のSn濃度は、Al−Zn合金が慣用法
で鋳造され、次いで徐々に冷却されるか、あるいは19
0℃またはそれ以上の温度で平衡化された場合には、沈
澱物の形で現れる。しかし、液状Al−Sn溶体が充分
に迅速に冷却されると、Snはlマ) IJックス中+
C過飽和溶体を形成することができ、このものは周囲温
度において長期間にわたり安定である。アーク及び炎溶
射法は、スプラット冷却法に多少類似した技法であり、
Snが過飽和溶体中に入り込むのに充分に迅速な冷却速
度(105〜106cK/秒ノオーター)ヲモタラス。
で鋳造され、次いで徐々に冷却されるか、あるいは19
0℃またはそれ以上の温度で平衡化された場合には、沈
澱物の形で現れる。しかし、液状Al−Sn溶体が充分
に迅速に冷却されると、Snはlマ) IJックス中+
C過飽和溶体を形成することができ、このものは周囲温
度において長期間にわたり安定である。アーク及び炎溶
射法は、スプラット冷却法に多少類似した技法であり、
Snが過飽和溶体中に入り込むのに充分に迅速な冷却速
度(105〜106cK/秒ノオーター)ヲモタラス。
この現象は、全く異なった趣旨の文献ではあるが、A、
カーリン(Kirin)等の論文「スフリプタ・メタラ
ルジカ(Scripta Metallurgica)
J第4巻、525〜528頁(1970年)において報
告されている。
カーリン(Kirin)等の論文「スフリプタ・メタラ
ルジカ(Scripta Metallurgica)
J第4巻、525〜528頁(1970年)において報
告されている。
Gaは、表面層を一層負の電位に維持する助けとなりう
る別の活性剤元素として含有される。し7かしGaの最
高濃度は02重量景気規定されており、この理由はこの
濃度以上であると自己腐食が顕著になるからである。
る別の活性剤元素として含有される。し7かしGaの最
高濃度は02重量景気規定されており、この理由はこの
濃度以上であると自己腐食が顕著になるからである。
Mgは、0.011を景気から6.0重景気までの濃度
で存在してよい。R/J’gは、前記した如く、In含
有合金の腐食を軽減する助けとなり、かくしてより高濃
度のInの使用を可能とさせるからである。
で存在してよい。R/J’gは、前記した如く、In含
有合金の腐食を軽減する助けとなり、かくしてより高濃
度のInの使用を可能とさせるからである。
表面層の残部は、少なくとも工業純度(99,2%)の
Alである。より良い結果は、コストが嵩むけれども、
高純度(99,9%)Alまたは超高純度(99,98
%)Alを使用することにより得られる。
Alである。より良い結果は、コストが嵩むけれども、
高純度(99,9%)Alまたは超高純度(99,98
%)Alを使用することにより得られる。
Al中の主要不純物はFeであり、Feはそれが存在し
ない場合よりも表面層を電気的に負としないという望ま
しくない性質をもつ。我々の電気化学的データによれば
、アルミニウム基純度の効果は、酸性及び中性両方の塩
水雰囲気中では類似である。すなわち、超高純度(Fe
約0.02%)基と比較して、高純度(Fe約0.08
係)基で+ろOmVそして工業純度(Fe約0.2%基
で+80mVである。 約0.0.4%以上の濃度でF
eが存在すると、電気化学的保護のために必要な電位を
保障するのに一層多くのIn/Sn添加が必要とされる
ばかりでなく、自己腐食速度が増大される。しかし、上
述のように表面層がMn も含むならば、このような問
題はある程度まで緩和される。
ない場合よりも表面層を電気的に負としないという望ま
しくない性質をもつ。我々の電気化学的データによれば
、アルミニウム基純度の効果は、酸性及び中性両方の塩
水雰囲気中では類似である。すなわち、超高純度(Fe
約0.02%)基と比較して、高純度(Fe約0.08
係)基で+ろOmVそして工業純度(Fe約0.2%基
で+80mVである。 約0.0.4%以上の濃度でF
eが存在すると、電気化学的保護のために必要な電位を
保障するのに一層多くのIn/Sn添加が必要とされる
ばかりでなく、自己腐食速度が増大される。しかし、上
述のように表面層がMn も含むならば、このような問
題はある程度まで緩和される。
別の一面において、本発明は、二つのAl合金部材を溶
接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造体を、
アーク溶射法によりその溶接ビードをAA金合金表面層
で穆うことにより、保評する方法において;重景気で Zn 0〜20 Mn 0〜 5.0 In 0.06〜1.6Sn
0.00〜1.1(好ましくは 0.03〜1.
1) Ga 0〜0.26 Mg 0〜10 残部の少なくとも工業純度のAl の組成のアーク溶射原料を使用することを特徴とする上
記保護方法を提供する。
接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造体を、
アーク溶射法によりその溶接ビードをAA金合金表面層
で穆うことにより、保評する方法において;重景気で Zn 0〜20 Mn 0〜 5.0 In 0.06〜1.6Sn
0.00〜1.1(好ましくは 0.03〜1.
1) Ga 0〜0.26 Mg 0〜10 残部の少なくとも工業純度のAl の組成のアーク溶射原料を使用することを特徴とする上
記保護方法を提供する。
さらに別の面において、本発明は、二つのAl合金部材
を溶接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造体
を、炎溶射法によりその溶接ビードをAl合金の表面層
で覆うことにより、保護する方法において;重景気で Zn 口 〜
Z OMn 口
〜5.0In 0102〜0.4 Sn 0.00〜1.1 (好ましくは 0.05〜1.1) Ga 0〜0.20 Mg 0〜6 残部の少なくとも工業純度のAI の組成の炎溶射原料を使用することを特徴とする上記保
護方法を提供する。
を溶接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造体
を、炎溶射法によりその溶接ビードをAl合金の表面層
で覆うことにより、保護する方法において;重景気で Zn 口 〜
Z OMn 口
〜5.0In 0102〜0.4 Sn 0.00〜1.1 (好ましくは 0.05〜1.1) Ga 0〜0.20 Mg 0〜6 残部の少なくとも工業純度のAI の組成の炎溶射原料を使用することを特徴とする上記保
護方法を提供する。
さらに別の一面において、本発明は、二つのAl合金部
材を溶接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造
体を保護するに際して、重景気でZn 0
〜ZO Mn 0〜5.0 In 0.02〜0.4 Sn 0〜1.1 Ga 0〜0.2 Mg 0〜6.0 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有するAl合金の表面層により溶接ビードの少
なくとも一部を溶接法により覆うことにより上記溶接構
造体を保護する方法を提供する。
材を溶接ビードによって一体に接合させてなる溶接構造
体を保護するに際して、重景気でZn 0
〜ZO Mn 0〜5.0 In 0.02〜0.4 Sn 0〜1.1 Ga 0〜0.2 Mg 0〜6.0 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有するAl合金の表面層により溶接ビードの少
なくとも一部を溶接法により覆うことにより上記溶接構
造体を保護する方法を提供する。
適切なアーク溶射または炎溶射条件を公知方式で使用す
れば、溶接ビードが上記組成のAl合金表面層で咎われ
ている溶接構造体となる。アーク溶射または炎溶射法へ
の供給原料は、普通は線材であり、典型的には1〜5m
mの範囲内の直径の線材である。そのような線材(Mg
を含まないか、または6係までのMgを含む)は、新規
であり、本発明の別の一面を構成する。
れば、溶接ビードが上記組成のAl合金表面層で咎われ
ている溶接構造体となる。アーク溶射または炎溶射法へ
の供給原料は、普通は線材であり、典型的には1〜5m
mの範囲内の直径の線材である。そのような線材(Mg
を含まないか、または6係までのMgを含む)は、新規
であり、本発明の別の一面を構成する。
アーク溶射被覆用線材は、重量%で
Zn 0〜20
Mn 0〜 5.0
In 0.06〜0.64
Sn 0.01]−1,1
Ga 口 〜
0.26Mg 0〜ろ 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有する。
0.26Mg 0〜ろ 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有する。
炎溶射被覆用の線材は、重景気で
Zn 0〜20
Mn 0〜 5.0
In 0.06〜0.64
Sn 0.00〜1.1
(好ましくは0.03〜 土1)
Ga 口 〜0
.26Mg 0〜 6 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有する。
.26Mg 0〜 6 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有する。
以下の実施例は本発明を例示するものである。
実施例1
溶接ビードに対して、アーク溶射または炎溶射被覆法に
より、表1に列挙した組成の表面層を与えた。溶接体は
、6係塩化ナトリウム溶液または2係の塩化ナトリウム
及び0.5%のクロム酸ナトリウムを含み塩酸でpH3
にまで酸性化した溶液に浸漬しながら低歪速度試験法に
より試験した。
より、表1に列挙した組成の表面層を与えた。溶接体は
、6係塩化ナトリウム溶液または2係の塩化ナトリウム
及び0.5%のクロム酸ナトリウムを含み塩酸でpH3
にまで酸性化した溶液に浸漬しながら低歪速度試験法に
より試験した。
この引張試験方法及び溶接と被覆の形成についての詳し
い記載は前述のASM論文/168517−046に与
えられている。破断伸率及び破断に結び付いた割れの位
置は、自由腐食電位及び+50μA /criの重複電
流下での試験条件について表2に示しである。溶接止端
中で生じる傾向がある割れを伴なう破断までの低い伸率
は、溶接部が裸のままであ(%) る場合または亜鉛のみを含むアルミニウム合金破缶で保
護された場合に記録された。インジウム。
い記載は前述のASM論文/168517−046に与
えられている。破断伸率及び破断に結び付いた割れの位
置は、自由腐食電位及び+50μA /criの重複電
流下での試験条件について表2に示しである。溶接止端
中で生じる傾向がある割れを伴なう破断までの低い伸率
は、溶接部が裸のままであ(%) る場合または亜鉛のみを含むアルミニウム合金破缶で保
護された場合に記録された。インジウム。
すず及びガリウムを添加すると、伸率が増加し、そして
破断部位が溶接の板から遠ざかる傾向があった。
破断部位が溶接の板から遠ざかる傾向があった。
溶接上端割れは、中性塩化物雰囲気中よりも酸性雰囲気
中で一層容易に開始し、成長する。延性は、酸性条件中
で試験を重複アノード電流を用いて実施するときに低く
なる傾向がある。多数の被覆が、すべての試験条件下で
溶接止端割れまたは白色帯域割れに抗する保護を与えた
。さらに広い範囲の被覆が、中性条件下で、または試験
を自由腐食電位で実施した場合に、保護を与えた。
中で一層容易に開始し、成長する。延性は、酸性条件中
で試験を重複アノード電流を用いて実施するときに低く
なる傾向がある。多数の被覆が、すべての試験条件下で
溶接止端割れまたは白色帯域割れに抗する保護を与えた
。さらに広い範囲の被覆が、中性条件下で、または試験
を自由腐食電位で実施した場合に、保護を与えた。
実施例2
実施例1に記載のように被覆した溶接ビードを実施例1
のような溶液に浸漬し、自由腐食電位(FCP)におい
て100時間後に電気化学電位を測定した。次いで+5
0μA/、4の電流を掛け、電位を1[10時間記録し
た。この試験の終期における電圧を表6に示した。−1
130mVと−1200mVの間の範囲の電位を生じさ
せた被〜付き溶接は、低歪速度引張試験中に溶接部から
破断し去り、また高い延性を与えたもの(表2)であっ
た。このような電位範囲の存在は、前述のASM論文、
468517−046に報告されている。溶接部への溶
着被徨はこのような範囲内の電位を発現させ維持するよ
うに選定された組成を有すべきであると結論された。
のような溶液に浸漬し、自由腐食電位(FCP)におい
て100時間後に電気化学電位を測定した。次いで+5
0μA/、4の電流を掛け、電位を1[10時間記録し
た。この試験の終期における電圧を表6に示した。−1
130mVと−1200mVの間の範囲の電位を生じさ
せた被〜付き溶接は、低歪速度引張試験中に溶接部から
破断し去り、また高い延性を与えたもの(表2)であっ
た。このような電位範囲の存在は、前述のASM論文、
468517−046に報告されている。溶接部への溶
着被徨はこのような範囲内の電位を発現させ維持するよ
うに選定された組成を有すべきであると結論された。
今や、余り苛酷でない条件下、例えば中性塩化物溶液中
では、溶接止端割れまたは白色帯域割れは、 110
0mVから一1300mVまでのより広い電気化学電位
範囲にわたって生じない傾向があることが判明した。
では、溶接止端割れまたは白色帯域割れは、 110
0mVから一1300mVまでのより広い電気化学電位
範囲にわたって生じない傾向があることが判明した。
実施例ろ
溶射の後に数ケ月室温で放置してあった表1中の試料1
5の断面を出して、逆拡散電子を用いて走査電子顕微鏡
(SEM)によりその被粕を検査した。この方法では、
直径75オングストロームよりも粗大な沈澱物を解像で
きる。ずずまたはインジウムの沈澱の徴候は認められな
かった。
5の断面を出して、逆拡散電子を用いて走査電子顕微鏡
(SEM)によりその被粕を検査した。この方法では、
直径75オングストロームよりも粗大な沈澱物を解像で
きる。ずずまたはインジウムの沈澱の徴候は認められな
かった。
次いで透過電子金属組織分析法を用いて試料を、スす、
マグネシウム、インジウム、または亜鉛を含む沈澱物に
ついて検査した。この方法では10ロオングストローム
よりも粗大な粒子を解像し分析することができるが、こ
の方法によっても、亜鉛または溶射中に随伴される酸化
物からの酸素を含む粗大粒子以下には、前記のような元
素を含むいずれの微細粒子が認められなかった。
マグネシウム、インジウム、または亜鉛を含む沈澱物に
ついて検査した。この方法では10ロオングストローム
よりも粗大な粒子を解像し分析することができるが、こ
の方法によっても、亜鉛または溶射中に随伴される酸化
物からの酸素を含む粗大粒子以下には、前記のような元
素を含むいずれの微細粒子が認められなかった。
被覆中の合金比添加物は固溶体の状態であり、あるいは
直径75オングストローム以下の極めて微細な沈澱物を
して存在することが結論付けられた。前述のA、カーリ
ンの論文中に報告されたスプラント冷却試験から得られ
る証拠から、すすは実際には溶体状であることが示唆さ
れる。
直径75オングストローム以下の極めて微細な沈澱物を
して存在することが結論付けられた。前述のA、カーリ
ンの論文中に報告されたスプラント冷却試験から得られ
る証拠から、すすは実際には溶体状であることが示唆さ
れる。
表1
8P−超高純度
表2
P 母材中の破損
表3
電気化学電位
070時間後 50μAA
−100時間後 自由腐食電位
実施例4
超高純度アルミニウムに基き、5.25係の炭、0、3
5 %のIn、0.2%のSn、残部Alの組成の活性
溶接用線材を、実施例1に記載の条件下での炎溶射のた
めに用いた。そのようにして被覆された溶接ビードを実
施例1に記載のようにpH3の酸性塩溶液中で試験した
。自由腐食電位下での破断伸率は、5.6係であり、そ
して破壊は溶接の止端で起こった。電気化学電位は一1
360mV であり、これが−1260mV に変
動した。
5 %のIn、0.2%のSn、残部Alの組成の活性
溶接用線材を、実施例1に記載の条件下での炎溶射のた
めに用いた。そのようにして被覆された溶接ビードを実
施例1に記載のようにpH3の酸性塩溶液中で試験した
。自由腐食電位下での破断伸率は、5.6係であり、そ
して破壊は溶接の止端で起こった。電気化学電位は一1
360mV であり、これが−1260mV に変
動した。
この実験において、溶接ビードは、過剰保護された。よ
り少割合のInを含む合金を選定することにより、有効
な腐食保護、及び所望の−1130〜−1000mV
の範囲内の電気化学電位を達成することが可能であっ
たであろう。
り少割合のInを含む合金を選定することにより、有効
な腐食保護、及び所望の−1130〜−1000mV
の範囲内の電気化学電位を達成することが可能であっ
たであろう。
この実験は、可成り高濃度のInを含む線材を安定化さ
せるためにMgを使用すること、Mgの不存在下ではそ
の線材は粒間腐食を容易に起こすであろうことを示して
℃・る。
せるためにMgを使用すること、Mgの不存在下ではそ
の線材は粒間腐食を容易に起こすであろうことを示して
℃・る。
実施例5
D、 0661)のInを含む超高純度アルミニウムの
合金を、実施例1に記載のように溶接ビードに対して炎
溶射した3、pH3での実施例1に記載の低歪速度試験
に付したときに、破断伸率は6係であり、破壊は溶接止
端で生じた。自由腐食電位は初期には一1150mVで
あったが、これが−1000mVに変動した。この合金
へ少量のSnを添加オることにより、その変動を防止す
ることができ、また安定かつ有効な保護を与えることが
できた。
合金を、実施例1に記載のように溶接ビードに対して炎
溶射した3、pH3での実施例1に記載の低歪速度試験
に付したときに、破断伸率は6係であり、破壊は溶接止
端で生じた。自由腐食電位は初期には一1150mVで
あったが、これが−1000mVに変動した。この合金
へ少量のSnを添加オることにより、その変動を防止す
ることができ、また安定かつ有効な保護を与えることが
できた。
実施例に
の実施例で用いた部材は、1係のZnを添加した508
6合金の部材であり、−H321調勿状態であった(す
なわち部材は熱間及び冷間変形を経ての加工中に歪硬化
されたものであった)。厚さ15+++mの板を、市販
品rNG61J(商標:Al−5,25%Mg)溶接用
線材を用いて溶接した。
6合金の部材であり、−H321調勿状態であった(す
なわち部材は熱間及び冷間変形を経ての加工中に歪硬化
されたものであった)。厚さ15+++mの板を、市販
品rNG61J(商標:Al−5,25%Mg)溶接用
線材を用いて溶接した。
超高純度アルミニウムに基< (Al−1%Zn−[1
,16係In−0゜10%Sn)線利を用いて、その溶
接ビードにアーク溶射法で被覆を付着した。これにより
Al−0,14%Zn−0,066I)In−0,10
% Snの被覆が得らり。
,16係In−0゜10%Sn)線利を用いて、その溶
接ビードにアーク溶射法で被覆を付着した。これにより
Al−0,14%Zn−0,066I)In−0,10
% Snの被覆が得らり。
た。このように被覆された溶接体を次いで150℃で6
1」間熱処理して、(もし溶射被mが存在しなければ、
被加熱帯域において溶接止端割れ及び剥離割れを受ける
であろう)増感状態を与えた。
1」間熱処理して、(もし溶射被mが存在しなければ、
被加熱帯域において溶接止端割れ及び剥離割れを受ける
であろう)増感状態を与えた。
実施例1に一般的に記載したような条件下で、ただしろ
% NaCl及びOlろ係H2O2を含む非常に強い応
力腐食割れ試験溶液を用いて、上記溶接体を低歪速度試
験に付した。この歪速度は以前の実施例において70口
口系合金に用いたものの5倍であった。結果は下記の通
りであった。
% NaCl及びOlろ係H2O2を含む非常に強い応
力腐食割れ試験溶液を用いて、上記溶接体を低歪速度試
験に付した。この歪速度は以前の実施例において70口
口系合金に用いたものの5倍であった。結果は下記の通
りであった。
乾燥環境中で試験したアーク溶射被覆の溶接体は、4.
0係の破障1伸率を示した。
0係の破障1伸率を示した。
上記試験溶液中で試験したアーク溶射被怪の溶接体は、
4.0係の破断伸率を示した。自由腐食電位は一112
0mVであった。
4.0係の破断伸率を示した。自由腐食電位は一112
0mVであった。
上記試験溶液中で試験した無被覆の溶接体は、ロ、9係
の破断伸率を示した。
の破断伸率を示した。
5086合金における溶接破壊は乾燥条件においても溶
接止端で開始する。乾燥条件下での破壊は溶接止端から
直接に被加熱帯域中へ成長する。
接止端で開始する。乾燥条件下での破壊は溶接止端から
直接に被加熱帯域中へ成長する。
実施例7
この実施例は溶接法による表面被紡の付着を示す。
T651調質状態にある7017合金部材を市販「NG
61」溶接用線材の一回通過(シグルパス)を用いて溶
接した。キャンピングパスは、組成が(Al−1%Zn
−0,16%In−0,191n)のアーク溶射用線材
を用いてのアーク溶接であった。下記のa及びbの二つ
の溶接具形材(形材)を得た。
61」溶接用線材の一回通過(シグルパス)を用いて溶
接した。キャンピングパスは、組成が(Al−1%Zn
−0,16%In−0,191n)のアーク溶射用線材
を用いてのアーク溶接であった。下記のa及びbの二つ
の溶接具形材(形材)を得た。
(a)1表面被覆は溶接ビードに限定し、溶接ビードの
余白部や隣接する溶接部利の表面を被WMしなかった。
余白部や隣接する溶接部利の表面を被WMしなかった。
(b)1表面被罹は溶接ビードばかりでなくその余白(
端辺)部及び隣接する部利表面をも被技した。
端辺)部及び隣接する部利表面をも被技した。
溶接体を、実施例1に記載したように乾燥雰囲気中また
は酸性塩溶液中で低歪速度試験に伺1〜だ。
は酸性塩溶液中で低歪速度試験に伺1〜だ。
下記の結果が得られた。
翼修材 伸出(係) E(mV)a 5.6
−1070 止端 b 9.2 −1110 板(擬止端)
b 10.7 乾燥 (b)についての破壊は溶接とオーバラップする表面被
葎の縁部で開示した。
−1070 止端 b 9.2 −1110 板(擬止端)
b 10.7 乾燥 (b)についての破壊は溶接とオーバラップする表面被
葎の縁部で開示した。
(a)及び(b)についての結果は、In濃度を0.2
係まで増加し、そしてアーク溶射線材の腐食を防ぐのに
足るM’gを添加することにより改善することができた
。
係まで増加し、そしてアーク溶射線材の腐食を防ぐのに
足るM’gを添加することにより改善することができた
。
表面層を形成するための溶射被覆用の線材の処方配合の
ときには、前述のように多くの因子を考慮しなければな
らない。これらの因子は下記の通りである。
ときには、前述のように多くの因子を考慮しなければな
らない。これらの因子は下記の通りである。
a)1表面層におけるIn濃度は、許容しえない酸化を
避けるために0.16%以下に維持される必要がある。
避けるために0.16%以下に維持される必要がある。
別法として、もしMg及び/またはMnが表面層に含ま
れるならば、In濃度に関する制限は除かれる。
れるならば、In濃度に関する制限は除かれる。
b)、Ga濃度は、自己腐食のおそれを避けるために0
.2 %以下、好ましくは0.05係以下に維持する必
要がある。
.2 %以下、好ましくは0.05係以下に維持する必
要がある。
c)、 Sn (及びInも)は実質上固溶体の状態で
存在する必要がある。
存在する必要がある。
d)、適切な剛性の溶射線材を与えるには充分なZn
(及び/またはMg及び/またはMn、 ) が存在
することが必要とされることがある。
(及び/またはMg及び/またはMn、 ) が存在
することが必要とされることがある。
e)、 Alは可成り高い純度であることが必要である
。もし高純度アルミニウムまたは工業純度アルミニウム
が超高純度アルミニウムの代りに用いられるならば、そ
の高いFe含量はFCP (自由腐食電位)をそれぞれ
約30mV及び80mV上昇させる(すなわち表面層の
電気的陰性が低減される)。そしてIn、、 Sn、
Ga及びZnの濃度を、この現象の相殺のために増加す
る必要があることがある。さらにはFeは、条件に依存
して表面被鞄の電位を増加または低下させるようにMn
と相互作用することがある。
。もし高純度アルミニウムまたは工業純度アルミニウム
が超高純度アルミニウムの代りに用いられるならば、そ
の高いFe含量はFCP (自由腐食電位)をそれぞれ
約30mV及び80mV上昇させる(すなわち表面層の
電気的陰性が低減される)。そしてIn、、 Sn、
Ga及びZnの濃度を、この現象の相殺のために増加す
る必要があることがある。さらにはFeは、条件に依存
して表面被鞄の電位を増加または低下させるようにMn
と相互作用することがある。
f)、もし表面層をアーク溶射法で付着させようとする
ときには、溶射用線材の組成はある種の成分、殊にZn
、In、Ga及びMgの揮発損失を考慮して処方配合さ
れる必要がある。
ときには、溶射用線材の組成はある種の成分、殊にZn
、In、Ga及びMgの揮発損失を考慮して処方配合さ
れる必要がある。
(外4名)
Claims (14)
- (1)Al合金の表面層によって少なくとも部分的に覆
われた溶接ビードにより二つのAl合金部材が一緒に接
合された溶接構造体において;その表面層が0.02〜
0.4重量%のIn及び場合により0.05〜1.1重
量%のSnを含み、かつそれらのIn及びSnは実質上
固溶体の状態で存在することを特徴とする上記溶接構造
体。 - (2)表面層が重量%で Zn0〜7.0 Mn0〜5.0 In0.02〜0.4 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.2 Mg0〜6.0 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有することを特徴とする特許請求の範囲第1項
に記載の溶接構造体。 - (3)表面層が重量%で Zn0.1〜1.5 In0.02〜0.16 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.2 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有することを特徴とする特許請求の範囲第2項
に記載の溶接構造体。 - (4)表面層が重量%で Mn0.02〜5.0 In0.02〜0.16 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.2 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有することを特徴とする特許請求の範囲第2項
に記載の溶接構造体。 - (5)表面層が重量%で Zn0.1〜1.5 Mn0.02〜0.5 In0.02〜0.16 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.2 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有することを特徴とする特許請求の範囲第2項
に記載の溶接構造体。 - (6)Mg含量が0.01〜6重量%である特許請求の
範囲第2項に記載の溶接構造体。 - (7)Alが少なくとも高純度のものである特許請求の
範囲第1〜6項のいずれかに記載の溶接構造体。 - (8)Sn含量が0.12〜0.50重量%である特許
請求の範囲第1〜7項のいずれかに記載の溶接構造体。 - (9)二つのAl合金部材を溶接ビードによって一体に
接合させてなる溶接構造体を、アーク溶射法によりその
溶接ビードをAl合金の表面層で覆うことにより、保護
する方法において;重量%でZn0〜20 Mn0〜5.0 In0.06〜1.6 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.26 Mg0〜10 残部の少なくとも工業純度のAl の組成のアーク溶射原料を使用することを特徴とする上
記保護方法。 - (10)二つのAl合金部材を溶接ビードによって一体
に接合させてなる溶接構造体を、炎溶射法によりその溶
接ビードをAl合金の表面層で覆うことにより、保護す
る方法において;重量%でZn0〜7.0 Mn0〜5.0 In0.02〜0.4 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.20 Mg0〜6 残部の少なくとも工業純度のAl の組成の炎溶射原料を使用することを特徴とする上記保
護方法。 - (11)二つのAl合金部材を溶接ビードによって一体
に接合させてなる溶接構造体を保護するに際して、重量
%で Zn0〜7.0 Mn0〜5、0 In0.02〜0.4 Sn0〜1.1 Ga0〜0.2 Mg0〜6.0 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有するAl合金の表面層により溶接ビードの少
なくとも一部を溶接法により覆うことにより上記溶接構
造体を保護する方法。 - (12)重量%で Zn0〜20 Mn0〜5.0 In0.06〜0.64 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.26 Mg0〜3 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有するアーク溶射被覆または溶接用の線材。
- (13)重量%で Zn0〜20 Mn0〜5.0 In0.06〜0.64 Sn0.00〜1.1 Ga0〜0.26 Mg0〜6 残部の少なくとも工業純度のAl の組成を有する炎溶射被覆用線材。
- (14)一方または両方の部材が7000系合金である
特許請求の範囲第1〜8項のいずれかに記載の溶接構造
体。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
GB8704251 | 1987-02-24 | ||
GB878704251A GB8704251D0 (en) | 1987-02-24 | 1987-02-24 | Welding aluminium alloys |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63224896A true JPS63224896A (ja) | 1988-09-19 |
JPH0561035B2 JPH0561035B2 (ja) | 1993-09-03 |
Family
ID=10612804
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP63041784A Granted JPS63224896A (ja) | 1987-02-24 | 1988-02-24 | アルミニウム部材の溶接構造体及びそれを保護する方法、並びに溶射被覆又は溶接用線材 |
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---|---|
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EP (1) | EP0282174B1 (ja) |
JP (1) | JPS63224896A (ja) |
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BR (1) | BR8800814A (ja) |
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DE (1) | DE3862407D1 (ja) |
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US5302342A (en) * | 1989-11-17 | 1994-04-12 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Aluminum alloy for heat exchangers |
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EP0489427A1 (en) * | 1990-12-05 | 1992-06-10 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Surface-coated aluminum material |
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WO2008107000A1 (de) * | 2007-03-08 | 2008-09-12 | Alcan Technology & Management Ltd. | Verfahren zum plattieren eines profils aus einer aluminiumlegierung |
DE102020107278A1 (de) * | 2020-03-17 | 2021-09-23 | Airbus Defence and Space GmbH | Korrosionsschützende Beschichtung und mit einer korrosionsschützenden Beschichtung beschichteter Gegenstand insbesondere für die Verwendung an einem Flugzeug |
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BE702747A (ja) * | 1966-08-19 | 1968-02-19 | ||
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US4238233A (en) * | 1979-04-19 | 1980-12-09 | Mitsubishi Aluminum Kabushiki Kaisha | Aluminum alloy for cladding excellent in sacrificial anode property and erosion-corrosion resistance |
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AU556191B2 (en) * | 1982-01-20 | 1986-10-23 | Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland, The | Improvements in or relating to fusion welding methods |
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-
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- 1987-02-24 GB GB878704251A patent/GB8704251D0/en active Pending
-
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