JPH0250186B2 - - Google Patents
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- JPH0250186B2 JPH0250186B2 JP58017218A JP1721883A JPH0250186B2 JP H0250186 B2 JPH0250186 B2 JP H0250186B2 JP 58017218 A JP58017218 A JP 58017218A JP 1721883 A JP1721883 A JP 1721883A JP H0250186 B2 JPH0250186 B2 JP H0250186B2
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Description
本発明は溶接構造用Al合金に関し、さらに詳
しくは、溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐
蝕性に優れた高強度溶接構造用Al合金に関する。 従来よりAl−Zn−Mg系合金は、機械的性質お
よび溶接性が優れていることから、陸上構造物に
広く多量に使用されている。 このAl−Zn−Mg系合金は溶接構造用Al合金
の中では、最も強度が高い合金であるが、他の高
力Al合金と同様に強度が高くなると、耐応力腐
蝕割れ性が劣化する傾向を有している。そのた
め、いままでにも含有成分及び成分割合や製造条
件の改良が行なわれて、材料の平行（Ｌ）方向及
び直角（LT）方向の応力腐蝕割れが発生するこ
とがなくなる状態まで改良された。 しかしながら、溶接構造用材料として使用する
場合、溶接部の近傍は溶接時の熱影響によつて、
再結晶による結晶粒の粒状化、粒界への優先析出
などの金属組織の変化が起り、結晶粒形状及び析
出状態に強く影響を受ける応力腐蝕割れ及び調質
の変化により発生する電位差或いは溶着金属と母
材との電位差による層状腐蝕が発生し易くなる。 即ち、Al−Zn−Mg系合金は溶接構造用材料と
して使用する場合には、熱処理型合金であるため
に、溶接部において溶接熱の影響によつて、再結
晶による結晶粒の粒状化及び再溶体化・急冷によ
る固溶元素の析出状態等の組織の変化が起る。こ
の場合、溶接条件及び使用条件によつては、溶接
止端部に応力腐蝕割れが発生する可能性があり、
また、溶着金属と母材との電位差、或いは、母材
の中における溶接熱影響部と非熱影響部との電位
差を原因とする層状腐蝕が発生する可能性があ
り、これらは何れも使用雰囲気との接触により発
生、進展するものである。これを第１図により説
明すると、従来における溶接部においては、母材
（Al−Zn−Mg系合金）１を溶接して溶着金属２
を形成すると、上記に説明した理由により溶接止
端部３近傍には、熱影響部４が存在するので、こ
のため、止端部３付近に応力腐蝕割れや層状腐蝕
５が発生する。 本発明は上記説明したように、優れた性質を有
するAl−Zn−Mg系合金の溶接部における種々の
問題点を解消したものであつて、即ち、溶接部の
耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上させた
高強度溶接構造溶Al合金を提供することにある。 本発明に係る溶接構造用Al合金の特徴とする
ところは、Zn3〜8wt％、Mg0.3〜3wt％、
Ti0.005〜0.2wt％、B0.0005〜0.05wt％を含み、
更に、Cu0.03〜0.5wt％、Ag0.03〜0.5wt％、
Ni0.03〜0.5wt％、Si0.2〜0.7wt％のうちから選
んだ１種又は２種以上、及び、Mn0.05〜0.4wt
％、Cr0.05〜0.4wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうち
から選んだ１種又は２種以上を含み、残部Al及
び不純物からなるAl合金を芯材とし、該芯材の
表面に芯材よりも溶融点の高いAl或いはAl合金
をクラツドしたことにある。 本発明に係る溶接構造用Al合金は、特定の含
有成分及び成分割合の芯材表面（芯材の両面）に
芯材より溶融点の高いAl或いはAl合金をクラツ
ドし、かつ、溶接する際に溶接部における溶着金
属の止端部がクラツド材の上にくるようにする溶
接継手を形成させることにより、熱影響部を外気
雰囲気と遮断することによつて、溶接部の耐応力
腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上させた材料で
あつて、芯材より溶融点の高いAl或いはAl合金
をクラツドすることによつて、溶接部裏面の溶け
落ちを防ぎ溶接部外観の美麗な溶接継手を作るこ
とができ、また、腐蝕条件が厳しい環境において
は、芯材より低電位の合金をクラツドすることに
より芯材を保護し、この場合、低電位の元素を含
有させると効果が大きくなる。これを第２図で説
明すると、母材（本発明に係る溶接構造用Al合
金の芯材）１の両面に、この芯材１より溶融点の
高いAl或いはAl合金のクラツド層６を設け、溶
接を行なつてその溶着金属２の止端部７がクラツ
ド層６の上にくるようにすることにより、熱影響
部４が外気雰囲気と遮断されるので、上記した効
果が期待できる。 本発明に係る溶接構造用Al合金について、含
有成分及び成分割合について説明する。 Znは強度を向上させる最も重要な元素であり、
含有量が3wt％未満では充分な強度が得られず、
8wt％を越えて含有されると応力腐蝕割れが発生
し易くなる。よつて、Zn含有量は３〜8wt％とす
る。 MgはZnと同様に強度向上に重要な元素であつ
て、含有量が0.3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3wt％を越えて含有されると応力腐
蝕割れが起り易くなる。よつて、Mg含有量は0.3
〜3wt％とする。 Ti、Ｂは何れも製品の組織微細化のために重
要な元素であり、含有量がTi0.05wt％未満及び
B0.0005未満では組織の微細化が充分でなく、後
工程におけるMn、Cr、Zrの功果を充分に発揮で
きず、また、Ti0.2wt％及びB0.05wt％を越えて
含有されると巨大化合物が発生する可能性があ
る。よつて、Ti含有量は0.005〜0.2wt％及びＢ含
有量は0.0005〜0.05wt％とする。 Cu、Ag、Ni、Siは耐応力腐蝕割れ性を著しく
向上させる元素であり、これら元素を１種又は２
種以上含有させるものであり、含有量が
Cu0.03wt％未満、Agb0.03wt％未満、Ni0.03wt
％未満、Si0.2wt％未満ではこの効果がなく、ま
た、Cu0.5wt％、Ag0.5wt％、Ni0.5wt％、
Si0.7wt％を越えて含有されると効果が飽和する。
よつて、Cu含有量は0.03〜0.5wt％、Ag含有量は
0.03〜0.5wt％、Ni含有量は0.03〜0.5wt％、Si含
有量は0.2〜0.7wt％とする。 Mn、Cr、Zrは何れも組織安定のため必要な元
素であり、均質化処理、熱間圧延の組合せによつ
て結晶粒を微細に制御するが、含有量が
Mn0.05wt％未満、Cr0.05wt％未満、Zr0.05wt％
未満ではこの効果が少なく、また、Mn0.4wt％、
Cr0.4wt％、Zr0.25wt％を越えて含有されると、
巨大化合物が発生する可能性がある。よつて、
Mn含有量は0.05〜0.4wt％、Cr含有量は0.05〜
0.4wt％、Zr0.05〜0.25wt％とする。 クラツドする材料は上記した芯材となるAl合
金の（約580〜630℃）より高い溶融点を有する
Al或いはAl計金とし、例えば1100、1230、6003、
6053、7072等の実用合金が適用され、これらを総
称すると、Zn≦5.0wt％、Mg≦1.5wt％、Fe≦
1.0wt％、Si≦3.0wt％、Ti≦0.15wt％、Ｂ≦
0.10wt％、Cu≦0.20wt％のうちから選んだ１種
又は２種以上を含むAl或いはAl合金であつて、
芯材の含有成分及び使用雰囲気により決定する。
そして、これらの含有成分が上記含有量を越える
場合には加工性が劣化大し、かつ、クラツドする
ことが困難となる。また、場合によつては、電位
調整のためこの外の低電位の元素を含んでもよ
い。 芯材にクラツド材をクラツドする方法はいかな
る方法によつてもよく、また、クラツド層の厚さ
は片面の厚さが芯材の厚さの10％以内とするのが
よく、望ましい厚さとしては、１〜５％とする。
そして、クラツド層が薄過ぎると溶接時にクラツ
ド層が溶融してしまい芯材が露出する可能性があ
り、逆にクラツド層が厚過ぎると強度低下が著し
く、クラツド層に溶接割れが発生し易くなる。従
つて、クラツド層の溶接割れ防止には、Ti、Ｂ
を含有させて、結晶粒を微細化させることが望ま
しい。 次に、本発明に係る溶接構造用Al合金の実施
例を説明する。 実施例 第１表に示す含有成分、成分割合となるよう
に、通常の溶製法により溶製して鋳造して鋳塊を
製造し、450℃×24時間のソーキングを行ない、
冷却後クラツド用鋳塊を両面に重ねて、400〜450
℃で熱間圧延を行ない、クラツド率３％で厚さ12
mmｔの板材を製作した。この板材を450℃×30分
の溶体化処理後水冷し、120℃×24時間の時効処
理を行なつて供試材とした。 第２表に、溶接条件が、開先角度60°、クラツ
ド率３％（芯材厚さ12mm、クラツド層0.4mm）の
板材を、電流280A、電圧30VでMIG溶接を行な
い、溶加材として5356合金を使用した場合の、溶
接部の性能を示す。 第２表から明らかであるが、本発明に係る溶接
構造用Al合金は比較材に比して、耐応力腐蝕割
れ性及び耐層状腐蝕性が著しく優れており、ま
た、クラツド率が大き過ぎると強度低下が著しい
ことがわかる。
しくは、溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐
蝕性に優れた高強度溶接構造用Al合金に関する。 従来よりAl−Zn−Mg系合金は、機械的性質お
よび溶接性が優れていることから、陸上構造物に
広く多量に使用されている。 このAl−Zn−Mg系合金は溶接構造用Al合金
の中では、最も強度が高い合金であるが、他の高
力Al合金と同様に強度が高くなると、耐応力腐
蝕割れ性が劣化する傾向を有している。そのた
め、いままでにも含有成分及び成分割合や製造条
件の改良が行なわれて、材料の平行（Ｌ）方向及
び直角（LT）方向の応力腐蝕割れが発生するこ
とがなくなる状態まで改良された。 しかしながら、溶接構造用材料として使用する
場合、溶接部の近傍は溶接時の熱影響によつて、
再結晶による結晶粒の粒状化、粒界への優先析出
などの金属組織の変化が起り、結晶粒形状及び析
出状態に強く影響を受ける応力腐蝕割れ及び調質
の変化により発生する電位差或いは溶着金属と母
材との電位差による層状腐蝕が発生し易くなる。 即ち、Al−Zn−Mg系合金は溶接構造用材料と
して使用する場合には、熱処理型合金であるため
に、溶接部において溶接熱の影響によつて、再結
晶による結晶粒の粒状化及び再溶体化・急冷によ
る固溶元素の析出状態等の組織の変化が起る。こ
の場合、溶接条件及び使用条件によつては、溶接
止端部に応力腐蝕割れが発生する可能性があり、
また、溶着金属と母材との電位差、或いは、母材
の中における溶接熱影響部と非熱影響部との電位
差を原因とする層状腐蝕が発生する可能性があ
り、これらは何れも使用雰囲気との接触により発
生、進展するものである。これを第１図により説
明すると、従来における溶接部においては、母材
（Al−Zn−Mg系合金）１を溶接して溶着金属２
を形成すると、上記に説明した理由により溶接止
端部３近傍には、熱影響部４が存在するので、こ
のため、止端部３付近に応力腐蝕割れや層状腐蝕
５が発生する。 本発明は上記説明したように、優れた性質を有
するAl−Zn−Mg系合金の溶接部における種々の
問題点を解消したものであつて、即ち、溶接部の
耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上させた
高強度溶接構造溶Al合金を提供することにある。 本発明に係る溶接構造用Al合金の特徴とする
ところは、Zn3〜8wt％、Mg0.3〜3wt％、
Ti0.005〜0.2wt％、B0.0005〜0.05wt％を含み、
更に、Cu0.03〜0.5wt％、Ag0.03〜0.5wt％、
Ni0.03〜0.5wt％、Si0.2〜0.7wt％のうちから選
んだ１種又は２種以上、及び、Mn0.05〜0.4wt
％、Cr0.05〜0.4wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうち
から選んだ１種又は２種以上を含み、残部Al及
び不純物からなるAl合金を芯材とし、該芯材の
表面に芯材よりも溶融点の高いAl或いはAl合金
をクラツドしたことにある。 本発明に係る溶接構造用Al合金は、特定の含
有成分及び成分割合の芯材表面（芯材の両面）に
芯材より溶融点の高いAl或いはAl合金をクラツ
ドし、かつ、溶接する際に溶接部における溶着金
属の止端部がクラツド材の上にくるようにする溶
接継手を形成させることにより、熱影響部を外気
雰囲気と遮断することによつて、溶接部の耐応力
腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上させた材料で
あつて、芯材より溶融点の高いAl或いはAl合金
をクラツドすることによつて、溶接部裏面の溶け
落ちを防ぎ溶接部外観の美麗な溶接継手を作るこ
とができ、また、腐蝕条件が厳しい環境において
は、芯材より低電位の合金をクラツドすることに
より芯材を保護し、この場合、低電位の元素を含
有させると効果が大きくなる。これを第２図で説
明すると、母材（本発明に係る溶接構造用Al合
金の芯材）１の両面に、この芯材１より溶融点の
高いAl或いはAl合金のクラツド層６を設け、溶
接を行なつてその溶着金属２の止端部７がクラツ
ド層６の上にくるようにすることにより、熱影響
部４が外気雰囲気と遮断されるので、上記した効
果が期待できる。 本発明に係る溶接構造用Al合金について、含
有成分及び成分割合について説明する。 Znは強度を向上させる最も重要な元素であり、
含有量が3wt％未満では充分な強度が得られず、
8wt％を越えて含有されると応力腐蝕割れが発生
し易くなる。よつて、Zn含有量は３〜8wt％とす
る。 MgはZnと同様に強度向上に重要な元素であつ
て、含有量が0.3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3wt％を越えて含有されると応力腐
蝕割れが起り易くなる。よつて、Mg含有量は0.3
〜3wt％とする。 Ti、Ｂは何れも製品の組織微細化のために重
要な元素であり、含有量がTi0.05wt％未満及び
B0.0005未満では組織の微細化が充分でなく、後
工程におけるMn、Cr、Zrの功果を充分に発揮で
きず、また、Ti0.2wt％及びB0.05wt％を越えて
含有されると巨大化合物が発生する可能性があ
る。よつて、Ti含有量は0.005〜0.2wt％及びＢ含
有量は0.0005〜0.05wt％とする。 Cu、Ag、Ni、Siは耐応力腐蝕割れ性を著しく
向上させる元素であり、これら元素を１種又は２
種以上含有させるものであり、含有量が
Cu0.03wt％未満、Agb0.03wt％未満、Ni0.03wt
％未満、Si0.2wt％未満ではこの効果がなく、ま
た、Cu0.5wt％、Ag0.5wt％、Ni0.5wt％、
Si0.7wt％を越えて含有されると効果が飽和する。
よつて、Cu含有量は0.03〜0.5wt％、Ag含有量は
0.03〜0.5wt％、Ni含有量は0.03〜0.5wt％、Si含
有量は0.2〜0.7wt％とする。 Mn、Cr、Zrは何れも組織安定のため必要な元
素であり、均質化処理、熱間圧延の組合せによつ
て結晶粒を微細に制御するが、含有量が
Mn0.05wt％未満、Cr0.05wt％未満、Zr0.05wt％
未満ではこの効果が少なく、また、Mn0.4wt％、
Cr0.4wt％、Zr0.25wt％を越えて含有されると、
巨大化合物が発生する可能性がある。よつて、
Mn含有量は0.05〜0.4wt％、Cr含有量は0.05〜
0.4wt％、Zr0.05〜0.25wt％とする。 クラツドする材料は上記した芯材となるAl合
金の（約580〜630℃）より高い溶融点を有する
Al或いはAl計金とし、例えば1100、1230、6003、
6053、7072等の実用合金が適用され、これらを総
称すると、Zn≦5.0wt％、Mg≦1.5wt％、Fe≦
1.0wt％、Si≦3.0wt％、Ti≦0.15wt％、Ｂ≦
0.10wt％、Cu≦0.20wt％のうちから選んだ１種
又は２種以上を含むAl或いはAl合金であつて、
芯材の含有成分及び使用雰囲気により決定する。
そして、これらの含有成分が上記含有量を越える
場合には加工性が劣化大し、かつ、クラツドする
ことが困難となる。また、場合によつては、電位
調整のためこの外の低電位の元素を含んでもよ
い。 芯材にクラツド材をクラツドする方法はいかな
る方法によつてもよく、また、クラツド層の厚さ
は片面の厚さが芯材の厚さの10％以内とするのが
よく、望ましい厚さとしては、１〜５％とする。
そして、クラツド層が薄過ぎると溶接時にクラツ
ド層が溶融してしまい芯材が露出する可能性があ
り、逆にクラツド層が厚過ぎると強度低下が著し
く、クラツド層に溶接割れが発生し易くなる。従
つて、クラツド層の溶接割れ防止には、Ti、Ｂ
を含有させて、結晶粒を微細化させることが望ま
しい。 次に、本発明に係る溶接構造用Al合金の実施
例を説明する。 実施例 第１表に示す含有成分、成分割合となるよう
に、通常の溶製法により溶製して鋳造して鋳塊を
製造し、450℃×24時間のソーキングを行ない、
冷却後クラツド用鋳塊を両面に重ねて、400〜450
℃で熱間圧延を行ない、クラツド率３％で厚さ12
mmｔの板材を製作した。この板材を450℃×30分
の溶体化処理後水冷し、120℃×24時間の時効処
理を行なつて供試材とした。 第２表に、溶接条件が、開先角度60°、クラツ
ド率３％（芯材厚さ12mm、クラツド層0.4mm）の
板材を、電流280A、電圧30VでMIG溶接を行な
い、溶加材として5356合金を使用した場合の、溶
接部の性能を示す。 第２表から明らかであるが、本発明に係る溶接
構造用Al合金は比較材に比して、耐応力腐蝕割
れ性及び耐層状腐蝕性が著しく優れており、ま
た、クラツド率が大き過ぎると強度低下が著しい
ことがわかる。
【表】
【表】
以上説明したように、本発明に係る溶接構造用
Al合金は上記の構成を有しているから、溶接部
の耐応力腐蝕割れ性や耐層状腐蝕性が比較合金に
比して格段に優れているという効果を奏するもの
である。
Al合金は上記の構成を有しているから、溶接部
の耐応力腐蝕割れ性や耐層状腐蝕性が比較合金に
比して格段に優れているという効果を奏するもの
である。
第１図は従来材料の溶接部の概略図、第２図は
本発明に係る溶接構造用Al合金の溶接部の概略
図である。 １〜母材、２〜溶着金属、３，７〜止端部、４
〜熱影響部、５〜応力腐蝕割れ及び層状腐蝕発生
域、６〜クラツド層、８〜遮断部。
本発明に係る溶接構造用Al合金の溶接部の概略
図である。 １〜母材、２〜溶着金属、３，７〜止端部、４
〜熱影響部、５〜応力腐蝕割れ及び層状腐蝕発生
域、６〜クラツド層、８〜遮断部。
Claims (1)
- １ Zn3〜8wt％、Mg0.3〜3wt％、Ti0.005〜
0.2wt％、B0.0005〜0.05wt％を含み、更に、
Cu0.03〜0.5wt％、Ag0.03〜0.5wt％、Ni0.03〜
0.5wt％、Si0.2〜0.7wt％のうちから選んだ１種
又は２種以上、及び、Mn0.05〜0.4wt％、Cr0.05
〜0.4wt％、Zr0.05〜0.25wt％のうちから選んだ
１種又は２種以上を含み、残部Al及び不純物か
らなるAl合金を芯材とし、該芯材の表面に芯材
よりも溶融点の高いAl或いはAl合金をクラツド
したことを特徴とする溶接部の耐応力腐蝕割れ性
及び耐層状腐蝕性を向上させた高強度溶接構造用
Al合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1721883A JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1721883A JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59143040A JPS59143040A (ja) | 1984-08-16 |
| JPH0250186B2 true JPH0250186B2 (ja) | 1990-11-01 |
Family
ID=11937798
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1721883A Granted JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59143040A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4815309A (en) * | 1986-03-18 | 1989-03-28 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of producing an electrical conductor |
| US7226669B2 (en) * | 2003-08-29 | 2007-06-05 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High strength aluminium alloy brazing sheet, brazed assembly and method for producing same |
| CN106868361A (zh) * | 2015-12-10 | 2017-06-20 | 华为技术有限公司 | 铝合金材料及应用该铝合金材料的外壳 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS535815B2 (ja) * | 1971-08-20 | 1978-03-02 | ||
| JPS5436890B2 (ja) * | 1974-03-28 | 1979-11-12 | ||
| JPS5383913A (en) * | 1976-12-29 | 1978-07-24 | Kobe Steel Ltd | Al-zn-mg cast alloy for welded structure |
| JPS54109012A (en) * | 1978-02-14 | 1979-08-27 | Kobe Steel Ltd | A -zn-mg alloy for hollow extruded shapes with superior characteristics at its deposited part |
| JPS6043901B2 (ja) * | 1980-05-31 | 1985-10-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金 |
| JPS5779142A (en) * | 1980-10-31 | 1982-05-18 | Kobe Steel Ltd | Extruded aluminum alloy with superior flash butt weldability |
-
1983
- 1983-02-04 JP JP1721883A patent/JPS59143040A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59143040A (ja) | 1984-08-16 |
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