(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
AA乃至JIS 規格に規定される6000系アルミニウム合金板母材が溶接施工されて成る溶接継手であって、継手に溶接する前に、アルミニウム合金板母材の結晶粒を、母材の圧延方向であって、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた結晶粒とするとともに、該結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とし、かつ板厚方向の平均粒径r t を100 μm 以下とすることを特徴とするアルミニウム合金溶接継手。
【請求項２】
前記アルミニウム合金溶接継手が継手側辺部の溶接部を有する溶接継手であって、少なくとも前記溶接継手側辺部の溶接部底面部分のアルミニウム合金板母材の結晶粒を、継手に溶接する前に、母材の圧延方向であって、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた結晶粒とするとともに、該結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とし、かつ板厚方向の平均粒径r t を100 μm 以下とする請求項１に記載のアルミニウム合金溶接継手。
【請求項３】
前記6000系アルミニウム合金板母材が、Si:0.4〜0.8% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.4〜0.8%を含む過剰Si型6000系アルミニウム合金熱延板である請求項１または２に記載のアルミニウム合金溶接継手。
【請求項４】
前記請求項１乃至３のいずれか１項に記載されたアルミニウム合金溶接継手に用いられる6000系アルミニウム合金板母材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、継手側辺部の溶接部底面の溶接割れを防止した、6000系アルミニウム合金溶接継手 (以下、アルミニウムを単にAlと言う) および該溶接継手用アルミニウム合金溶接母材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車などの輸送機のパネル類、フレーム類、メンバー類などの部材には、成形したAl合金板材同士や、成形したAl合金板材とAl合金形材などを溶接接合した継手 (溶接接合部材) が用いられるようになっている。
【０００３】
これらの溶接継手用のAl合金板母材としては、従来から溶接構造用Al合金として汎用されるAA乃至JIS 規格に規定される5000系や、6063、6061などの6000系 (以下、AA乃至JIS は省略) 、7N01、7003などの7000系などのAl合金圧延板 (厚板は熱延板、薄板は冷延板) が用いられる。
【０００４】
この6000系 (Al-Mg-Si系) のAl合金の中でも、AA乃至JIS 規格で6061、6N01、6016、6111、6022などの、Si/Mg が1 以上の、Mg含有量に対しSiが過剰に含有されている、過剰Si型の6000系Al合金母材は、溶体化処理および焼き入れ処理 (質別記号T4) やその後の時効処理 (質別記号T6) 、過時効処理 (質別記号T7) 後の特性において特に時効硬化性に優れている。
【０００５】
このため、過剰Si型6000系Al合金は、プレス成形や曲げ加工などの成形時には低耐力で成形性を確保するとともに、成形後の部材の塗装焼き付け処理などにおいて、170 ℃など比較的低温の加熱でも高耐力化して要求強度を満たせる特性を有している。また、前記5000系や7000系などのAl合金に比して、合金元素量が少ないので、スクラップを元の6000系Al合金の溶解原料として再利用できるなどのリサイクル性にも優れている。
【０００６】
しかし、6000系Al合金板母材、中でも過剰Si型6000系Al合金板母材は、その優れた時効硬化性ゆえに、前記5000系や7000系などのAl合金板母材に比して、逆に溶接時には、その接合性（接合強度）が低下するという問題がある。
【０００７】
そして、この接合性の問題は、特に、部材の溶接される部位の側辺部（端部乃至縁部）から溶接線までの距離 (端長さ) が短い、溶接部位 (側辺部溶接部) を溶接施工する際に顕著となる。
【０００８】
即ち、隅肉溶接や突き合わせ溶接などで、少なくともいずれかのAl合金板母材を過剰Si型6000系Al合金として継手を溶接接合する際、側辺部の溶接部において、溶接部の底面（裏面）に、溶接線 (溶着線) に沿って走る、マクロな溶接割れが生じ易いという問題がある。この側辺部溶接部の底面の割れは、6000系Al合金板母材の顕著な傾向であるとともに、過剰Si型の6000系Al合金板母材において、特にその傾向が強くなる。そして、他の5000系や7000系などの、6000系以外のAl合金ではこの溶接部底面割れが発生しない乃至しにくい。
【０００９】
また、この溶接部底面割れは、通常、溶接施工の際にAl合金系全般において生じやすい、溶接金属部 (溶着部) やその近傍乃至周囲の熱影響部 (以下、HAZ と言う) などの溶接接合部に生じる、ミクロな溶接割れとは、後述する発生機構を含めて全く異なる特異な現象である。
【００１０】
図4 は、6000系Al合金板母材の側辺部溶接部において生じる溶接部底面の溶接割れを示している。図4 は、図5 に平面図で示す2mm 厚の過剰Si型のAA6022Al合金板母材(Si;0.9%、Mg;0.6%)試験片1aを、溶接される試験片1aの側辺部2 から溶接線3 までの距離 (以下、端長さと言う)tを種々変えて溶接した場合の、試験片底面1bの溶接状態を示している。なお、溶接法は簡易的にビードオン溶接法を用い、溶け込み深さを一定として溶接した。この図4 において、(a) は端長さが32mm、(b) は端長さが24mm、(c) は端長さが16mm、(d) は端長さが8mm の場合である。
【００１１】
この図4 に示す通り、端長さが比較的長い図4(a)(b) では、溶接線3aの部分 (溶接部底面) に溶接割れは生じていない。これに対し、図4(c)(d) のように端長さが短くなるにつれて、溶接線3aの部分に沿って走る、マクロな溶接割れ4a、4bが生じている。即ち、端長さが短くなるほど、特に過剰Si型などの6000系Al合金板母材の側辺部溶接部底面1bでは、マクロな溶接割れが生じやすくなる。
【００１２】
また、この6000系Al合金板母材側辺部の溶接部底面の割れ (以下、単に側辺部底面割れと言う) の傾向は、個々の溶接線がごく短い溶接接合方法では生じにくい。しかし、溶接線が比較的長い、アークなどの熱源を用いる溶融溶接方法、即ち、ティグ(TIG) 、ミグ(MIG) などの高速アーク溶接や、レーザー溶接、電子ビームなど溶接で溶接して継手を形成する際に顕著となる。更に、この傾向は、溶接接合部が比較的高温にならない接合方法である、摩擦攪拌接合(FSW) 方法においても生じる。
【００１３】
そして、このような側辺部底面割れが起ると、Al合金溶接継手の強度が著しく低下し、自動車などの前記部材に適用できないという深刻な問題が生じる。
【００１４】
なお、従来から、Al合金溶接継手の溶接部の前記軟化や割れに対しては、アークなどの溶接方法の側から、溶接施工条件などの種々の改善方法が行なわれてきた。例えば、▲１▼特開平11-104860 号公報などに例示される通り、極力低入熱で溶接する、あるいは冷却しながら溶接接合する方法、▲２▼溶接後の継手を焼き入れ焼き戻し処理する、あるいは特開平5-222498号公報などのように、時効硬化処理前の材料(T1 、T4材) を溶接後、時効硬化処理する、などの熱処理によって軟化を回復させる方法などがある。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、本発明で課題とする側辺部底面割れは、自動車などの前記部材にそれまで適用されていた、他の5000系や7000系などのAl合金では、前記した通り、発生しにくい。したがって、6000系Al合金板材が自動車などの前記溶接適用部材に使用されて新たに生じた問題であり、しかも、前記した通り、6000系Al合金板材に特有の問題でもある。
【００１６】
従来から、特開昭61-23580号公報などで、Al合金材の大肉厚部材と小肉厚部材の溶接における、溶接材の肉厚差に起因する熱伝導の差 (小肉厚部材の方が熱放散少) による、両者の加熱速度の差 (大肉厚部材の方が温度上昇が遅く熱量不足になる) が生じることなどが課題として公知にはなっていた。
【００１７】
しかし、これら公知技術の課題は、本発明の課題である側辺部底面割れとは異なる。また、側辺部底面割れとは、原因なり機構も異なるため、前記加熱速度格差を緩衝するため中肉厚部材を中間に設置する解決策も、側辺部底面割れ自体の解決策とはなり得ない。したがい、本発明の課題である側辺部底面割れは、これまで詳細に解明されておらず、また直接の解決策も提案されていなかった。
【００１８】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、側辺部底面割れを防止した、特に過剰Si型などの6000系アルミニウム合金継手および溶接継手用アルミニウム合金板母材を提供しようとするものである。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明6000系アルミニウム合金継手の請求項1 の要旨は、AA乃至JIS 規格に規定される6000系アルミニウム合金板母材が溶接施工されて成る溶接継手であって、継手に溶接する前に、アルミニウム合金板母材の結晶粒を、母材の圧延方向であって、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた結晶粒とするとともに、該結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とし、かつ板厚方向の平均粒径r t を100 μm 以下とすることである。
【００２０】
そして、同じくこの目的を達成するための、本発明6000系アルミニウム合金継手の請求項2 の要旨は、前記アルミニウム合金溶接継手が継手側辺部の溶接部を有する溶接継手であって、少なくとも前記溶接継手側辺部の溶接部底面部分のアルミニウム合金板母材の結晶粒を、継手に溶接する前に、母材の圧延方向であって、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた結晶粒とするとともに、該結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とし、かつ板厚方向の平均粒径r t を100 μm 以下とすることである。
【００２１】
本発明者らは、6000系Al合金板母材組織と側辺部底面割れとの関係を究明した結果、母材組織の内、特に溶接継手側辺部の溶接部底面部分の結晶粒形状と側辺部底面割れとが相関していることを知見した。
【００２２】
即ち、6000系Al合金熱延板 (2mm 厚以下の薄板の場合は冷延板も使用) を溶接母材とする場合、熱延仕上げ温度が再結晶温度以上である、通常の6000系Al合金熱延板では、圧延方向と平行な板厚断面におけるアスペクト比が1 程度の等軸な (球状の) 結晶粒となっている。
【００２３】
これに対し、熱延仕上げ温度が再結晶温度以下とし、更に熱延の圧下率や歪み速度を大きくした場合、6000系Al合金熱延板の結晶粒は圧延方向 (板の長手方向) に伸び、圧延方向と平行な板厚断面におけるアスペクト比が1 以上で、圧延方向の平均粒径が板厚方向の平均粒径よりも大きい、微細な偏平結晶粒となる。
【００２４】
本発明者らは、この結晶粒形状について、6000系Al合金板母材が、等軸な結晶粒の場合よりも、偏平な結晶粒の場合の方が側辺部底面割れが生じにくいことを知見した。そして、この傾向は、溶接継手側辺部の溶接部底面部分の6000系Al合金板母材の結晶粒の伸長方向を、継手の溶接線方向と相関させた時に顕著になることも知見した。
【００２５】
即ち、溶接継手側辺部の溶接部底面部分の6000系Al合金板母材を、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた偏平な結晶粒とするほど、また、該偏平な結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とすることで、側辺部底面割れ防止効果が顕著になる。
【００２６】
更に、本発明者らは、Al合金板母材の結晶粒が偏平であっても、結晶粒が粗大化した場合には、偏平な結晶粒による側辺部底面割れの抑制効果が失われ、その結晶粒粗大化の上限は、前記溶接継手側辺部の溶接部底面部分の結晶粒の板厚方向の平均粒径 rt で100 μm 程度であることも知見した。
【００２７】
前記した通り、側辺部底面割れ防止のためには、溶接継手側辺部の溶接部底面部分の6000系Al合金板母材の結晶粒の伸長方向を、継手の溶接線方向と相関させることが必要である。このため、本発明における偏平な結晶粒形状の規定は、Al合金熱延板などの素材ではなく、6000系Al合金板溶接母材の組織として規定する。
【００２８】
また、6000系Al合金熱延板をAl合金板母材として使用する場合、継手に溶接する前に、Al合金板の熱延条件や熱延後のT4、T6、T7などの調質処理条件によって、また、成形加工に伴う時効硬化などの熱処理条件によって、Al合金板母材としての偏平な結晶粒形状や結晶粒の大きさが変化する可能性がある。そして、これらの条件によっては、本発明におけるAl合金板母材としての偏平な結晶粒形状と粒径の規定を外れる可能性がある。このため、本発明における偏平な結晶粒形状と粒径の規定は、熱延板の状態ではなく、熱延板を成形加工や調質処理した後の6000系Al合金溶接母材の組織として規定する。
【００２９】
この6000系Al合金板母材組織 (溶接継手側辺部の溶接部底面部分の結晶粒形状) と側辺部底面割れとが相関する理由は以下の通りと推考される。
【００３０】
先ず、溶接部側の状況として、6000系Al合金板母材の前記端長さが短い側辺部溶接部では、端長さが充分長い他の溶接部よりも、溶接部近傍のAl合金板母材の質量が著しく少ない。このため、溶接による入熱がAl合金板母材を通じた伝熱により放熱されにくい。この結果、溶接時、側辺部溶接部底面は、他の溶接部底面よりも、550 ℃を越えるより高温側に保持されやすい傾向にある。
【００３１】
一方、6000系Al合金板母材では、その時効硬化特性を発揮させるための、Al-Mg-Si系 (過剰Si型) 組成とT4、T6、T7などの調質処理との関連で、母材の段階から、粒界に元々金属間化合物が多く存在する。この結果、側辺部溶接部底面のHAZ 粒界には、必然的に未凝固部分 (未凝固の金属間化合物) が存在することとなる。そして、この未凝固部分乃至粒界の金属間化合物は過剰Si型などの6000系Al合金板母材において特に多く、側辺部底面割れの原因となり易い。
【００３２】
なぜなら、側辺部溶接部底面の最高温度が前記550 ℃を越える高温側に保持された場合、前記未凝固部分乃至粒界の金属間化合物部分のみ凝固のタイミングが遅れるために、溶接部の凝固収縮途中で、前記収縮応力が作用した場合に、未凝固部分の粒界が耐えきれずにミクロな割れとなって口を開き易くなり、側辺部底面割れとなるからである。
【００３３】
例えば、Al合金板母材とAl合金板母材の突き合わせ溶接の場合、溶接部の凝固に従って、溶接部 (溶融部) の収縮が起る際、溶接部を外側へ広げようとする収縮応力が溶接部に作用する。この際、側辺部溶接部底面の最高温度が前記550 ℃を越える高温側に保持された場合、6000系Al合金板母材の、特に側辺部底面のHAZ の粒界に未凝固部分で、凝固のタイミングが遅れる。このため、マトリックスの拘束力が比較的弱く、前記収縮応力の伝達や吸収が不十分となり、側辺部底面割れの発生に至りやすい。
【００３４】
この傾向は、前記未凝固部分が多くなる過剰Si型6000系Al合金板母材ほど、更に、溶接時の側辺部底面の最高温度が550 ℃を越える高温となるほど、また、550 ℃を越える温度に保持される時間が長いほど、強くなる。
【００３５】
ここにおいて、6000系Al合金板母材 (継手側辺部溶接部底面) の組織が通常の等軸な結晶粒の場合、板厚方向の粒界面積が大きく、粒界の方向が板厚方向に対して直線的となる。このため、マトリックスの拘束力が比較的弱くなる。この結果、溶接部の凝固収縮途中で前記収縮応力が作用した場合に生じる前記未凝固部分の粒界のミクロな割れが板厚方向に伝播しやすく、前記収縮応力の伝達や吸収が不十分となり、側辺部底面割れの発生に至りやすい。
【００３６】
これに対して、溶接継手側辺部の溶接部底面部分を、本発明のような溶接線方向に対して直角方向に伸長させた微細な偏平結晶粒とするほど、板厚方向の粒界面積が小さく、しかも粒界の方向が板厚方向に対して非直線的となる。このため、マトリックスの拘束力が比較的強くなり、この結果、前記収縮応力が作用した場合に、前記未凝固部分の粒界のミクロな割れが板厚方向に伝播しにくく、前記収縮応力の伝達や吸収が十分行われ、側辺部底面割れの発生には至らないと推考される。
【００３７】
この側辺部底面割れの機構からすると、側辺部底面の最高温度を550 ℃以下としてやれば側辺部底面割れが発生しないが、継手の設計条件や溶接施工の条件によっては、側辺部溶接部底面の最高温度が550 ℃を越える高温側に保持される可能性がある。
【００３８】
また、側辺部底面割れのもう一方の原因である、6000系Al合金板母材の前記HAZ 粒界の未凝固部分 (母材の粒界の特定金属間化合物) を少なくすることも有効である。しかし、特に過剰Si型6000系Al合金板母材では、その時効硬化などの特性や製造上の制約から、粒界の金属間化合物を少なくできない場合も存在する。
【００３９】
したがって、このような、側辺部溶接部底面の最高温度が550 ℃を越える高温側に保持される場合でも、また、側辺部底面の最高温度を550 ℃以下にできる場合でも、更に、前記未凝固部分が多くなる過剰Si型6000系Al合金板母材であっても、あるいは、前記未凝固部分を少なくした6000系Al合金板母材であっても、側辺部底面割れを確実に防止するために、本発明では、溶接継手側辺部の溶接部底面部分を、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた微細で偏平な結晶粒組織とする。
【００４０】
本発明の6000系Al合金板母材組織を、溶接線方向に対して直角方向に伸長させた微細で偏平な結晶粒組織とすることは、前記した通り、マトリックスの拘束力の強化や、溶接凝固時の収縮応力の充分な伝達や吸収につながる。そして、この点は、本発明の主たる目的の側辺部底面割れだけではなく、通常の溶接施工の際に溶接金属部やHAZ などの溶接接合部に生じる、ミクロ乃至マクロな溶接割れを抑制する効果にもつながる。
【００４１】
従い、本発明では、側辺部底面割れが生じない、言い換えると、端長さが短い溶接部位 (側辺部溶接部) を有さない溶接継手の場合にも、通常の溶接施工の際に溶接金属部やHAZ などの溶接接合部に生じる、ミクロ乃至マクロな溶接割れを抑制する目的で適用できる。このため、前記本発明請求項1 では、側辺部底面割れが生じる側辺部溶接部を有さない溶接継手の場合も包含している。
【００４２】
また、本発明は以上のような側辺部底面割れ抑制の優れた効果を有するため、請求項3 に記載の通り、6000系Al合金の中でも、特に側辺部底面割れの傾向が大きい、Si:0.4〜0.8% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.4〜0.8%を含む過剰Si型6000系Al合金材に適用されることが好ましい。
【００４３】
【発明の実施の形態】
(結晶粒組織)
本発明Al合金板母材の結晶粒組織の規定を、図1 に示す突き合わせ溶接継手の例を用いて説明する。図1 において、5aは溶接継手、1 は溶接される6000系Al合金板母材、6 は同じ6000系か他のAl合金板母材、1bはAl合金板母材1 の側辺部底面、2 はAl合金母材1 の側辺部、3 は溶接部、x は側辺部2 から溶接線3aまでの端長さである。
【００４４】
図1 において、本発明では、継手に用いる6000系Al合金板母材1 の、少なくとも前記溶接継手側辺部の溶接部底面1b部分の結晶粒組織を、前記した通り、溶接線3aの方向A に対して直角方向B に伸長させた結晶粒7 とするとともに、該結晶粒7 のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) を2 以上とし、かつ板厚方向t の平均粒径r t を100 μm 以下とする(Lは板幅方向) 。
【００４５】
溶接線3aの方向A に対して直角方向B の平均粒径r1と板厚方向t の平均粒径 rt との比 r1/ r tが2 未満であれば、前記した通常の等軸な結晶粒に近くなり、板厚方向の粒界面積が大きく、粒界の方向が板厚方向に対して直線的となる。このため、マトリックスの拘束力が比較的弱くなり、溶接部の凝固収縮途中で、図1 にZ で示す矢印方向の前記収縮応力が作用した場合に生じる前記未凝固部分の粒界のミクロな割れが板厚方向に伝播しやすく、前記収縮応力の伝達や吸収が不十分となり、側辺部底面割れの発生に至りやすい。
【００４６】
また、前記板厚方向t の平均粒径 rt が100 μm を越えれば、前記未凝固部分となりうる粒界の特定金属間化合物だけではなく、結晶粒界に析出した粒界析出物自体や、結晶粒界に沿って形成された無析出物帯(PFZ:Precipitation Free Zone) 自体が大きくなる。このため、溶接部の凝固収縮途中で前記収縮応力が作用した場合に、微小な破壊の起点および破壊の伝播を助長する点として働くため、前記未凝固部分の粒界のミクロな割れを含め、粒界に沿って割れが進展し易くなり、側辺部底面割れが発生しやすくなる。
【００４７】
この6000系Al合金板母材の結晶粒組織制御は、後述する通り、6000系Al合金板母材の製造のための、6000系Al合金板の熱延工程により主として行う。
【００４８】
但し、本発明では、側辺部底面割れ抑制効果を阻害しない範囲で、前記アスペクト比が1 程度の等軸な再結晶粒組織が混合した、混粒組織あるいは複合組織であることを許容する。実際問題としても、熱延工程の制御により、6000系Al合金板の組織を100%純粋な微細偏平結晶粒組織とすることは難しく、また、そのように制御することも経済的ではない。この意味も含め、また微細偏平結晶粒自体のバラツキもあり、本発明では、請求項で平均粒径としている通り、溶接線方向に対して直角方向の結晶粒の粒径r1と板厚方向の粒径 rt の値 (測定値) を各々平均化している。
【００４９】
なお、これら結晶粒の粒径r1と板厚方向の粒径 rt の測定は、溶接施工される前の6000系Al合金板母材の、溶接線方向に対して直角方向の板厚方向断面を電解エッチングした後、同断面を50倍の倍率の光学顕微鏡により、板厚×0.1mm の範囲を10視野観察し、その平均値を測定 (算出) する。この際、前記した通り、偏平結晶粒の中に等軸な再結晶粒が存在すれば、この等軸な再結晶粒も含めて計測して平均化する。
【００５０】
(母材用Al合金)
本発明で用いる母材用Al合金は、AA乃至JIS 規格に規定される6000系(Al-Mg-Si 系) Al合金全体が対象となり、適用可能である。ただ、この6000系Al合金の中でも、特に側辺部底面割れの傾向が大きい、Si/Mg が1 以上の、Mg含有量に対しSiが過剰に含有されている、6N01、6016、6111、6022などの、過剰Si型の6000系Al合金が対象となり、また有効である。
【００５１】
なお、本発明母材用Al合金の好ましい成分組成として、前記溶接構造用としての必要強度などの要求特性を満足するためには、Mg:0.2〜1.0% (質量% 、以下同じ) 、Si:0.6〜1.6%の範囲から、Siが過剰となるように選択することが好ましい。
【００５２】
この他、Mn、Cr、Zr、Ti、B 、Fe、Zn、Ni、V などのその他の合金元素は、基本的には不純物元素である。しかし、6000系合金のリサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金や、その他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解材として使用する場合を含む。このため、これら元素が、本発明の目的とする諸特性向上効果を阻害しない範囲で、JIS 乃至AA規格内で含有されることを許容する。したがって、本発明でAA乃至JIS 規格に規定されるとは、これら規格を満足することを意味する。
【００５３】
(母材の製造)
本発明におけるAl合金板母材自体は、溶解、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延等の常法工程により、板厚が2mm 以上の熱延板として製造される。なお、Al合金板母材の板厚が2mm 以下であれば、更に、必要により中間焼鈍を施し、冷間圧延によって冷延板とされる。
【００５４】
前記製造工程において、6000系Al合金熱延板の組織を、本発明で規定する微細な偏平結晶粒とするためには、熱延条件を制御する。即ち、例えば、熱延における、仕上げ温度を再結晶温度(300〜400 ℃) 以下とし、更に熱延の圧下率や歪み速度を大きくするのが好ましい。これに対し、熱延の仕上げ温度を再結晶温度以上とした場合、主として、等軸な再結晶組織が発現する。
【００５５】
このようにして製造した6000系Al合金熱延板の偏平結晶粒は、板の圧延方向と平行な板厚断面における結晶粒の、母材で言う溶接線方向に対して直角方向の結晶粒の平均粒径r1に相当する圧延方向の平均粒径が、母材で言う板厚方向の平均粒径 rt に相当する板厚方向の平均粒径よりも伸長した (アスペクト比がが2 以上の) 微細な偏平結晶粒組織となる。
【００５６】
このため、6000系Al合金熱延板を継手母材とするためには、種々の溶接継手における母材方向を、母材圧延方向の (伸長した) 平均粒径が、前記溶接線方向に対して直角方向の結晶粒の平均粒径r1となるように一致乃至対応させて用いる必要がある。この母材方向を変え、母材圧延方向の (伸長した) 平均粒径が、前記溶接線方向に対して平行方向となるなどして用いた場合には、溶接部の凝固収縮途中での前記収縮応力の作用方向との関係で、側辺部底面割れ抑制の効果が低下する。
【００５７】
また、これらAl合金熱延板など (冷延板を含む) は、継手形状にプレス、曲げなどの適宜の成形加工後、または成形加工前に、溶体化処理および焼き入れ処理 (質別記号T4) やその後の時効処理 (質別記号T6) 、過時効処理 (質別記号T7) されて、溶接継手乃至溶接部材の母材として用いられる。
【００５８】
なお、これら調質処理されるAl合金熱延板などは、本発明の結晶粒形状の組織制御以外に、粒界の組織制御として、前記側辺部底面割れにつながる、前記HAZ 粒界の特定未凝固部分と、その原因となる母材の粒界の特定金属間化合物をできるだけ抑制することが好ましい。
【００５９】
このためには、前記合金成分や熱間組成加工などの製造履歴とともに、あるいは前記合金成分や製造履歴に対応して、主として前記調質処理の制御を行うことが好ましい。
【００６０】
より具体的には、溶体化処理条件として、▲１▼510 ℃以上の高温で溶体化処理を行う。▲２▼溶体化処理後の焼き入れ処理の際の冷却速度を300 ℃/ 分以上に高める。このために、板材では、特に最終的な溶体化処理および焼入れ処理を、バッチ式ではなく、▲３▼コイルなどを連続的に通板して熱処理することのできる連続熱処理炉にて行うことが好ましい。バッチ式の場合、前記冷却速度が遅くなり、特に過剰過剰Si型の6000系Al合金板母材において、側辺部底面割れの主原因となる前記特定の金属間化合物形態が生じ易くなる。
【００６１】
更に、前記溶体化処理後の焼入れ処理の際、単に常温まで冷却して放置するのではなく、予備的な時効処理として、▲４▼一旦常温まで焼入れた後に50〜120 ℃の温度まで再加熱保持するか、▲５▼焼入れ終了温度を50〜120 ℃の高温として、そのまま0.2 〜24時間保持するか、再加熱して50〜120 ℃の温度として0.2 〜24時間保持する (コイルの場合はそのままか再加熱して巻き取り保持する) ことが好ましい。この予備的な時効処理によって、前記特定の金属間化合物形態が生じにくくなる。
【００６２】
また、溶接前に6000系Al合金板母材の時効処理を行う場合には、通常の時効処理や過時効処理条件に比して、▲６▼時効処理温度を80〜160 ℃の低温側、時効処理時間を1 〜10時間の短時間側の亜時効処理範囲とすることが好ましい。通常の時効処理や過時効処理を行った場合、特に過剰Si型の6000系Al合金板母材において、側辺部底面割れの主原因となる前記特定の金属間化合物形態が生じ易くなる傾向にあるので注意を要する。
【００６３】
(溶接方法)
本発明が対象とする溶接方法は、6000系Al合金板母材の溶接であって、前記端長さが短い溶接施工部位を有し、側辺部底面割れが生じやすい、アークなどの熱源を用いる溶接線が長い溶融溶接方法である。
【００６４】
6000系Al合金材の側辺部底面割れの原因乃至機構は、前記した通り、端長さが短い側辺部溶接部底面の最高温度と、溶接部凝固時のHAZ の粒界の未凝固部分との相関関係という冶金的な問題である。したがって、この冶金的な現象が共通して生じるような溶融溶接方法で、溶接方法の種類の違いによらず生起する、共通の問題である。
【００６５】
このような溶接方法としては、例えば、ティグ(TIG) 、ミグ(MIG) などの高速アーク溶接やレーザー溶接、電子ビームなどの溶接方法、あるいは摩擦攪拌接合(FSW) 方法が例示される。したがって、6000系Al合金材溶接継手の側辺部底面割れが生じないような溶接方法は対象としない。
【００６６】
(溶接継手)
また、本発明が対象とする溶接継手は、6000系Al合金板母材を一方乃至両方の母材として用い、前記端長さが短い溶接施工部位を有し、側辺部底面割れが生じる可能性が大きい継手であれば、図2 に示す隅肉溶接や、図3 に示す突き合わせ溶接など、種々の溶接継手に適用できる。なお、図2 、図3 において、5b、5cは溶接継手、1 は溶接される6000系Al合金板母材、6 は同じ6000系か他のAl合金板母材、1bはAl合金板母材1 の側辺部底面、2 はAl合金材母1 の側辺部、3 は溶接部、x は側辺部2 から溶接線3aまでの端長さ、7 は溶接トーチである。
【００６７】
これら溶接継手において、自動車部材などの設計形状に応じて、板、形材、管等の適宜の形状が、継手の組み合わせとして選択される。また、溶接継手は、必ずしも6000系Al合金板母材や過剰Si型6000系Al合金板母材同士でなくとも、通常のAl合金継手と同様に、あるいは目的に応じて、3000系、5000系、6000系、7000系など成分や合金系の違うAl合金材を、6000系Al合金熱延板母材に対して用い接合しても良い。
【００６８】
(溶接条件)
本発明溶接継手における各溶接条件は、各々の溶接方法の常法の範囲で行う。例えば、溶加材使用、開先形状、溶接姿勢、トーチ前進角、シールド条件 (Arガス流量) 、溶接電流、溶接電圧、溶接速度などの基本的な溶接条件は、各々の条件のJIS 規格や各種溶接乃至アルミニウムハンドブックに従う。
【００６９】
なお、本発明溶接継手の溶接工程では、側辺部底面割れ発生の基本条件を減らす意味からは、側辺部溶接部底面の温度を550 ℃以下に制御することが好ましい。ただ、本発明溶接継手では、前記した通り、側辺部溶接部底面の温度が550 ℃を越えても側辺部底面割れを抑制できる。したがって、この側辺部溶接部底面の温度制御を含めて、何ら特別な溶接方法や条件を必要とせず、各々の溶接方法の常法の範囲で行える点が、本発明の利点でもある。
【００７０】
因みに、側辺部溶接部底面の最高温度を550 ℃以下に制御する方法は、側辺部溶接部への入熱を少なくする、溶接部底面や側辺部面など、抜熱し易い部分に銅などの当て金を接触させて抜熱するなどの公知の手段が適宜選択される。
【００７１】
(溶加材)
溶接に用いる溶加材 (棒) は、前記した側辺部底面割れとの相関から、Al合金溶加材自体にも前記HAZ 粒界の未凝固部分 (母材の粒界の特定金属間化合物) となることが少ない成分組成のものが好ましい。
【００７２】
この点、JIS 規格に規定された5356などの5000系Al合金溶加材は、添加しても前記HAZ 粒界の未凝固部分が少なく、4000系Al合金溶加材では、前記HAZ 粒界の未凝固部分が多くなりやすい。また、特に、過剰Si型6000系Al合金板母材の溶融溶接においては、4000系Al合金溶加材は、溶接継手接合部の特性低下を招きやすい。したがって、特に、過剰Si型6000系Al合金板母材の溶接継手においては、5000系Al合金溶加材の中から選択することが好ましい。
【００７３】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。まず、表1 に示すような6063、6061、6022、6111合金組成の種々の6000系Al合金熱延板(2.5mm厚) 組織を、熱延における圧下率を95% 以上と高くし、熱延の仕上げ温度を前記再結晶温度以下として、本発明規定の偏平で微細な結晶粒主体の組織とし、発明例Al合金熱延板として準備した。一方、例えば、熱延の仕上げ温度を前記再結晶温度以上として、合計の圧下率を90% として、微細等軸な再結晶主体の組織とした6000系Al合金熱延板(2mm厚) も比較例の熱延板として準備した。
【００７４】
そして、これら発明例と比較例の熱延板を同じ条件でT4調質処理 (溶体化焼き入れ) を行って、前記HAZ 粒界の特定未凝固部分と、その原因となる母材の粒界の特定金属間化合物が多く存在し、前記側辺部底面割れが発生し易い、不利な継手母材条件とした。なお、調質の溶体化処理は、継手試験片サイズに切断後の母材を、硝石炉で加熱して520 〜530 ℃×60秒の溶体化処理後、ファンで空冷焼入れ処理 (冷却速度は200 ℃/ 分) して行った。
【００７５】
これら調質された発明例、比較例各々の熱延板を、成形加工を模擬して3%ストレッチした後の板材を、継手母材として、前記した測定方法により、溶接線方向に対して直角方向の結晶粒の粒径r1と板厚方向の粒径 rt の測定を行った。なお、発明例においても、偏平結晶粒の中に、若干の等軸な再結晶粒が存在していたので、この等軸な再結晶粒も含めて計測して平均化した。これらの結晶組織の粒径条件を表2 に示す。
【００７６】
次に、これら調質された発明例の板母材同士と、比較例の板母材同士とを、5356Al合金溶加材によって、溶接継手を製作した。
【００７７】
溶接継手の溶接は、一方のAl合金板母材1 の端長さt を10mmとして、この部分で前記図3 に示す突き合わせ溶接 (溶接長さ140mm)を、MIG 溶接、TIG 溶接、CO2 レーザー溶接により行った。各々の溶接条件は表3 に示す。なお、いずれの溶接においても、側辺部溶接部底面における最高温度は、あえて不利な条件となるよう、側辺部底面割れが生じ易い550 ℃を越える温度となるようにした。
【００７８】
このようにして得た溶接継手の側辺部底面割れの有無と長さ(mm)を調査した。そして、溶接継手の試験片を採取し、溶接継手の引張強度 (σB ) をJIS Z 2241に従い測定した。そして母材の引張強度から溶接継手の母材比効率 (継手効率) も算出した。これらの結果を表2 に示す。なお、T4調質処理された熱延板の耐力は、6063で190MPa、6061で255MPa、6022で225MPa、6111で280MPaである。
【００７９】
表3 から明らかな通り、溶接線方向に対して直角方向の結晶粒の粒径r1と板厚方向の粒径 rt の本発明規定を満足する発明例No.1〜5 の溶接継手は、MIG 溶接、TIG 溶接、CO2 レーザー溶接などの溶接方法によらず、側辺部底面割れが発生せず、継手強度が母材比効率で95% 以上である。
【００８０】
一方、これに対し、結晶粒のアスペクト比 (溶接線方向に対して直角方向の平均粒径r1と板厚方向の平均粒径r t との比 r1/r t ) が2 未満および/ または板厚方向の平均粒径r t が100 μm を越えるAl合金板母材を組み合わせて成る比較例No.6〜14の溶接継手は、MIG 溶接、TIG 溶接、CO2 レーザー溶接などの溶接方法によらず、共通して側辺部底面割れが発生しており、継手強度も母材比効率で90% 未満と著しく低い。
【００８１】
以上の実施例の結果から、過剰Si型を含め、6000系Al合金溶接継手における、側辺部底面割れを防止するための、本発明規定の臨界的な意義が裏付けられる。
【００８２】
【表１】
0003726034.tif 000002
【００８３】
【表２】
0003726034.tif 000003
【００８４】
【表３】
0003726034.tif 000004
【００８５】
【発明の効果】
本発明によれば、側辺部底面割れを防止した6000系Al合金材継手および溶接継手用Al板母材を提供を提供することが可能となる。したがって、特性の優れた過剰Si型を含めた6000系Al合金板材の自動車用途などへの拡大を図れる点でも、工業的な価値が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るAl合金板母材の結晶粒の規定の定義を示す説明図である。
【図２】本発明に係る隅肉溶接Al合金継ぎ手を示す説明図である。
【図３】本発明に係る突き合わせAl合金継ぎ手を示す説明図である。
【図４】過剰Si型AA6022Al合金材継手の側辺部溶接部に生じた側辺部底面割れを示す平面図である。
【図５】側辺部底面割れの試験に用いた溶接用試験片（板）を示す平面図である。
【符号の説明】
1;6000系Al合金材、2;Al合金材の側辺部、3;溶接部 (溶接線) 、
4;側辺部底面割れ、5;継手、6;Al合金材、7;溶接トーチ、
【図１】
0003726034.tif 000005
【図２】
0003726034.tif 000006
【図３】
0003726034.tif 000007
【図４】
0003726034.tif 000008
【図５】
0003726034.tif 000009