(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材と、アルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とが接合されてなり、
前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層が形成されてなることを特徴とするクラッド構造材。
【請求項２】
アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材と、アルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とが、真空中で260〜600℃の接合温度の条件で圧延接合されてなり、
前記一方の接合材の圧下率が14％以上であるとともに、前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層が形成されてなることを特徴とするクラッド構造材。
【請求項３】
圧延接合した後に、熱処理温度300〜500℃かつ熱処理時間10〜60分の条件で熱処理されてなることを特徴とする請求項２に記載のクラッド構造材。
【請求項４】
前記中間層は結晶質相を主体とするものであることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載のクラッド構造材。
【請求項５】
前記中間層は、アルミニウムを主成分とし、アルミニウム含有Ｔｉ合金の構成金属またはＺｒを副成分とすることを特徴とする請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のクラッド構造材。
【請求項６】
前記中間層は、アルミニウム含有Ｔｉ合金の構成金属またはＺｒが、前記一方の接合材側に浸食することによって形成されたものであることを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれかに記載のクラッド構造材。
【請求項７】
アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材とアルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とを重ね合わせ、真空中、260〜600℃の接合温度の条件で、前記一方の接合材の圧下率が14％以上になるまで圧延することにより、前記の接合材同士を接合することを特徴とするクラッド構造材の製造方法。
【請求項８】
前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層を形成させることを特徴とする請求項７に記載のクラッド構造材の製造方法。
【請求項９】
接合材同士を圧延接合した後に、熱処理温度300〜500℃かつ熱処理時間10〜60分の条件で熱処理することを特徴とする請求項７または請求項８に記載のクラッド構造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は異種金属の接合材からなるクラッド構造材に関し、特に、接合材同士の間に中間層が形成されてなるクラッド構造材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近では、船舶等の構造材として、アルミニウムまたはアルミニウム合金が採用されている。アルミニウムまたはアルミニウム合金は加工性に富み、しかも軽量であることから、主たる構造材である鉄鋼等と併用されるケースが増加している。アルミニウム等と鉄鋼とを接合するには、従来から、拡散接合法、摩擦接合法、爆着接合法等の方法が採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、拡散接合法では接合強度が不十分なため、構造材同士の接合には不適当であるという問題があった。
また摩擦接合法は、本来、比較的小さな部品の接合に適しており、船舶等の構造材のように大型なものには不適当であった。
更に爆着接合法では、接合材同士の間にＴｉ、Ｎｉ等のインサート材を予め挟む必要があり、接合部の構造が複雑化してコスト高になるという問題があった。
【０００４】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、接合強度が高く、生産性に優れたクラッド構造材の製造方法及びこのクラッド構造材を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明のクラッド構造材は、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材と、アルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とが接合されてなり、前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層が形成されてなることを特徴とする。
【０００６】
係るクラッド構造材によれば、接合材同士の間に中間層が形成されているので、接合材同士の接合強度を一方の接合材固有の引張強度よりも高くすることが可能になる。
【０００７】
また本発明のクラッド構造材は、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材と、アルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とが、真空中で260〜600℃の接合温度の条件で圧延接合されてなり、前記一方の接合材の圧下率が14％以上であるとともに、前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層が形成されてなることを特徴とする。
また圧延接合した後に、熱処理温度300〜500℃かつ熱処理時間10〜60分の条件で熱処理されてなることが好ましい。
【０００８】
係るクラッド構造材によれば、上記の条件で圧延接合を行うことにより、接合材同士の間に中間層を形成できるので、接合材同士の接合強度を一方の接合材自体の引張強度よりも高くすることが可能になる。
【００１１】
また本発明のクラッド構造材は、先に記載のクラッド構造材であって、前記中間層が結晶質相を主体とするものであることを特徴とする。
【００１２】
係るクラッド構造材によれば、結晶質相を主相とする中間層の存在により、接合材同士の接合強度をより高めることが可能になる。
特に、他方の接合材としてアルミニウム含有Ti合金、Zr、Hfのいずれかを用いた場合に、この結晶質相を主相とする中間層が形成される。
【００１３】
また本発明のクラッド構造材は、先に記載のクラッド構造材であって、前記中間層が、アルミニウムを主成分とし、アルミニウム含有Ｔｉ合金の構成金属またはＺｒを副成分とすることを特徴とする。
【００１４】
係るクラッド構造材によれば、前記中間層が、一方の接合材の構成元素であるアルミニウムを主成分として含み、他の接合材の構成元素を副成分として含むものなので、中間層が各接合材の構成元素を全て含むこととなり、この中間層の存在によって接合材同士の接合強度がより高められる。
【００１５】
また本発明のクラッド構造材は、先に記載のクラッド構造材であって、前記中間層は、アルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒの構成金属が前記一方の接合材側に浸食することによって形成されたものであることを特徴とする。
【００１６】
係るクラッド構造材の中間層は、他方の接合材の構成元素が一方の接合材側に浸食することによって形成されたものなので、一方の接合材と他方の接合材とが金属組織的に連続した状態となり、これにより接合材同士の接合強度をより高めることが可能になる。
【００１８】
次に本発明のクラッド構造材の製造方法は、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材とアルミニウム含有Ｔｉ合金またはＺｒからなる他方の接合材とを重ね合わせ、真空中、260〜600℃の接合温度の条件で、前記一方の接合材の圧下率が14％以上になるまで圧延することにより、前記の接合材同士を接合することを特徴とする。
【００１９】
係るクラッド構造材の製造方法によれば、上記の条件で圧延接合を行うことにより、接合材同士の接合強度を一方の接合材自体の引張強度よりも高くすることが可能になる。
【００２０】
また本発明のクラッド構造材の製造方法は、先に記載のクラッド構造材の製造方法であって、前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層を形成させることを特徴とする。
【００２１】
係るクラッド構造材の製造方法によれば、上記の条件で圧延接合することにより中間層が形成されるので、接合材同士の接合強度を一方の接合材自体の引張強度よりも高くすることが可能になる。
【００２２】
また本発明のクラッド構造材は、先に記載のクラッド構造材であって、接合材同士を圧延接合した後に、熱処理温度３００〜５００℃かつ熱処理時間１０〜６０分の条件で熱処理することを特徴とする。
【００２３】
係るクラッド構造材の製造方法によれば、圧延接合後に熱処理することで、中間層に結晶質相が形成され、接合材同士の接合強度をより高めることが可能になる。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明に係るクラッド構造材は、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる一方の接合材と、単金属または合金からなる他方の接合材とが接合されてなり、前記一方の接合材と前記他方の接合材との間に中間層が形成されてなることを特徴とするものである。
【００２５】
一方の接合材を構成するアルミニウム合金は、例えば、Ａｌ−Ｍｎ合金、Ａｌ−Ｍｇ合金、Ａｌ−Ｓｉ合金、純Ａｌ、工業用純Ａｌ等が好ましく、Ａｌ−Ｍｎ合金がより好ましい。また、アルミニウムは酸素等の不可避的不純物を含有していても良い。
また他方の接合材は、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族、７Ａ族、８Ａ族またはＣｕのうちのいずれかの金属若しくはこれらの合金からなる。
具体的には、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｆｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕのうちのいずれかまたはこれらの合金からなることが好ましく、特に、Ｆｅ、Ｆｅ基合金、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｃｕ基合金、Ｎｉ、Ｎｉ基合金等といったＡｌまたはＡｌ合金よりも高硬度かつ高強度の金属または合金からなることがより好ましい。
尚、Ｆｅとしては炭素を数％含むいわゆる鉄鋼が含まれる。またＦｅ基合金としては、Ｆｅ−Ｃｒ合金、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金等のステンレス鋼を例示できる。更にＴｉ合金としては、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ合金等を例示できる。
【００２６】
図１に、本発明に係るクラッド構造材の一例の要部の断面模式図を示す。
図１に示す例のクラッド構造材は、前記の一方の接合材１と、前記の他方の接合材２と、中間層３とから構成されている。
中間層３は非晶質相を主体として構成されたもので、接合材１、２の間に位置して形成されている。
この非晶質相を主体とする中間層３は、一方の接合材１と他方の接合材２を重ね合わせて圧延するに際し、圧延する雰囲気を真空とし、温度を２６０〜６００℃とし、一方の接合材１の圧下率を１４％以上とし、更に他方の接合材をＦｅまたはＦｅ基合金で構成した場合に形成される。
【００２７】
中間層３には、厚さが２〜５ｎｍ程度の非晶質相からなる非晶質膜３ａと、この非晶質膜３ａから一方の接合材１側に向けて析出した微細結晶相３ｂが含まれており、非晶質膜３ａが大部分を占めている。
非晶質膜３ａ及び微細結晶相３ｂはいずれも、アルミニウムを主成分とし、他の接合材２の構成元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等を副成分とするものであり、他方の接合材２を構成するＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等が一方の接合材１側に浸食することによって形成されたものである。
【００２８】
このような中間層３の存在により、一方の接合材１と他方の接合材２との接合強度を高めることができる。特に接合材１，２同士の接合強度を一方の接合材１の引張強度よりも高くすることができる。即ち、接合強度を一方の接合材１自体の引張強度より高くできるため、船舶等の構造材として適用することができる。
【００２９】
次に図２には、クラッド構造材の別の例の断面模式図を示す。
図２に示す例のクラッド構造材は、前記の一方の接合材１と、前記の他方の接合材２と、中間層１３とから構成されている。
中間層１３は非晶質相及び結晶質相が混在して構成されたもので、接合材１、２の間に位置して形成されている。
この中間層１３は、一方の接合材１と他方の接合材２を重ね合わせて圧延するに際し、圧延する雰囲気を真空とし、温度を２６０〜６００℃とし、一方の接合材１の圧下率を１４％以上とし、他方の接合材２をＦｅまたはＦｅ基合金で構成し、更に圧延接合した後に熱処理温度３００〜５００℃、熱処理時間１０分の条件で熱処理した場合に形成される。
【００３０】
中間層１３には、非晶質相からなる厚さ２〜５ｎｍ程度の非晶質膜１３ａと、この非晶質膜１３ａから一方の接合材１側に向けて析出した結晶相１３ｂ、１３ｃ、１３ｄ、１３ｅとが含まれており、この結晶相１３ｂ〜１３ｅが中間層１３の大部分を占めている。この結晶質相１３ｂ〜１３ｅは、図１に示す微細結晶質相３ｂとは結晶構造が異なるものであり、このような相違は圧延接合後の熱処理の有無により生じたものと考えられる。
また、非晶質膜３ａ及び結晶相１３ｂ〜１３ｅはいずれも、アルミニウムを主成分とし、他の接合材２の構成元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等を副成分とする合金相であり、他方の接合材を構成するＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等が一方の接合材１側に浸食することによって形成されたものである。尚、結晶質相１３ｂ〜１３ｅはそれぞれ組成が異なっているものと考えられる。
【００３１】
この中間層１３の存在により、一方の接合材１と他方の接合材２との接合強度を高めることができる。特に接合材１，２同士の接合強度を一方の接合材１の引張強度よりも高くすることができる。即ち、接合強度を一方の接合材１の引張強度より高くできるため、船舶等の構造材として適用することができる。
【００３２】
次に図３には、クラッド構造材の他の例の断面模式図を示す。
図３に示すクラッド構造材は、前記の一方の接合材１と、前記の他方の接合材２と、中間層２３とから構成されている。
中間層２３は非晶質相及び結晶質相が混在して構成されたもので、接合材１、２の間に位置して形成されている。
この中間層２３は、一方の接合材１と他方の接合材２を重ね合わせて圧延するに際し、圧延する雰囲気を真空とし、温度を２６０〜６００℃とし、一方の接合材１の圧下率を１４％以上とし、他方の接合材２をＦｅまたはＦｅ基合金で構成し、更に圧延接合後に熱処理温度３００〜５００℃、熱処理時間１０〜６０分の条件で熱処理した場合に形成される。
【００３３】
中間層２３には、非晶質相からなる厚さ２〜５ｎｍ程度の非晶質膜２３ａと、この非晶質膜２３ａから一方の接合材１側に向けて析出した結晶相２３ｂと、他方の接合材２から一方の接合材１側に向けて成長した柱状結晶相２３ｃと、柱状結晶相２３ｃから一方の接合材１側に向けて析出した結晶質相２３ｄ、２３ｅとが含まれていて、柱状結晶相２３ｃが中間層２３の大部分を占めている。
結晶質相２３ｂ、２３ｄ、２３ｅは、図１に示す微細結晶質相３ｂとは結晶構造が異なるものであり、このような相違は圧延接合後の熱処理の有無により生じたものと考えられる。
また柱状結晶相２３ｃは、多数の柱状結晶粒が集合して形成されたもので、高さが１〜２μｍ程度、１つの結晶粒の幅が数十ｎｍ程度のものであり、図１に示す微細結晶相３ｂや、図３に示す結晶質相２３ｂ、２３ｄ、２３ｅの結晶構造とは異なったものとなっている。このような柱状結晶相２３ｃは、圧延接合後の熱処温度を３００〜５００℃とし、熱処理時間を１０〜６０分とすることで得られる。
また、非晶質膜２３ａ、柱状結晶質相２３ｃ及び結晶相２３ｂ、２３ｄ、２３ｅはいずれも、アルミニウムを主成分とし、他の接合材２の構成元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎ等を副成分とするものであり、他方の接合材を構成するＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等が一方の接合材１側に浸食することによって形成されたものである。また結晶質相２３ｂ、２３ｄ、２３ｅはそれぞれ、組成が異なっているものと考えられる。
【００３４】
この中間層２３の存在により、一方の接合材１と他方の接合材２との接合強度を高めることができる。特に接合材１，２同士の接合強度を一方の接合材１の引張強度よりも高くすることができる。即ち、接合強度を一方の接合材１の引張強度より高くできるため、船舶等の構造材として適用することができる。
【００３５】
図４に、本発明に係るクラッド構造材のその他の例の要部の断面模式図を示す。
図４に示す例のクラッド構造材は、前記の一方の接合材１と、前記の他方の接合材２と、中間層３３とから構成されている。
中間層３３は結晶質相を主体として構成されたもので、接合材１、２の間に位置して形成されている。
この結晶質相を主体とする中間層３３は、一方の接合材１と他方の接合材２を重ね合わせて圧延するに際し、圧延する雰囲気を真空とし、温度を２６０〜６００℃とし、一方の接合材１の圧下率を１４％以上とし、更に他方の接合材をＴｉ、Ｔｉ合金、Ｚｒ、Ｈｆのうちのいずれかで構成した場合に形成される。
【００３６】
中間層３３は、厚さ２〜１０ｎｍ程度の結晶質相からなる結晶質膜３３ａからなる。この結晶質膜３３ａは、アルミニウムを主成分とし、他の接合材２の構成元素であるＴｉ、Ｔｉ合金、Ｚｒ、Ｈｆ等を副成分とするものであり、他方の接合材２を構成するＴｉ、Ｔｉ合金、Ｚｒ、Ｈｆ等が一方の接合材１側に浸食することによって形成されたものである。
【００３７】
この中間層３３の存在により、一方の接合材１と他方の接合材２との接合強度を高めることができる。特に接合材１，２同士の接合強度を一方の接合材１の引張強度よりも高くすることができる。即ち、接合強度を一方の接合材１の引張強度より高くできるため、船舶等の構造材として適用することができる。
【００３８】
次に、本発明のクラッド構造材の製造方法を説明する。
図５は、本発明のクラッド構造材を製造する際に用いる真空圧延接合装置の模式図である。
図５において、符号１は他方の接合材（たとえばステンレス鋼板）、符号２は一方の接合材（たとえばアルミニウム合金板）、符号５３はクラッド構造材、符号６０は真空圧延接合装置（以下、接合装置と表記）、符号６１は制御部、符号６２は真空チャンバ、符号６３は真空ポンプ、符号６４は圧力計、符号６５は搬送ローラ、符号６６は監視装置、符号７０は高周波加熱炉制御部、符号８０は圧延制御部である。
【００３９】
制御部６１は、圧力計６４の検出値などに基づいて真空ポンプ６３の運転制御を行い、真空チャンバ６２内を所定の真空度に調整する機能を有している。更にこの制御部６１は、搬送ローラ６５の駆動及び停止、監視装置６６の運転制御、高周波加熱炉制御部７０の運転制御及び圧延制御部８０の運転制御など、接合装置６０全体に係る各種制御を行うことが可能である。
【００４０】
この接合装置６０によって、他方の接合材２に一方の接合材１を接合してクラッド構造材５３を製造する場合、表面を十分に清浄にした他方の接合材２に一方の接合材１を重ねて搬送方向（図中の矢印６７）上流側の搬送ローラ６５上に載置し、真空チャンバ６２を密閉してから真空ポンプ６３を運転する。そして、真空チャンバ６２内を所定の真空圧（たとえば１０−５Ｔｏｒｒ（１．３３×１０−３Ｐａ）程度）にした後、高周波加熱炉制御部７０より高周波加熱炉７１に高周波電力を供給して、他方の接合材２及び一方の接合材１を所定の接合温度まで加熱する。接合温度は、一方及び他方の接合材１、２の材質により適宜変更されるが、例えば２６０〜５００℃の範囲の温度である。
一方及び他方の接合材１、２の温度が、金属材料の種類によって決まる接合温度（たとえば５００℃程度）まで達した後に圧延制御部８０を作動させて、一方及び他方の接合材１，２を加圧ローラ８１間に通して加圧しながら搬送ローラ６５上を順次移動させ、一方及び他方の接合材１、２を圧延接合してクラッド構造材５３とする。
なお、加圧ローラ８１の加圧圧力は圧力調整装置８２により適宜調整可能であり、また、加圧ローラ８１を通過する一方及び他方の接合材１、２の状況は監視装置６６により監視されており、異常事態などが発生したときには装置の運転を停止するなどの処置がとられる。
【００４１】
一方及び他方の接合材１、２を圧延接合する際の接合温度は、２６０〜６００℃の範囲が好ましく、２６０〜５００℃の範囲がより好ましい。接合温度が２６０℃未満では中間層の形成が不十分となり、接合強度が低下してしまうので好ましくない。また接合温度が６００℃を越えると、アルミニウム等からなる一方の接合材５１が焼き鈍され、一方の接合材５１自体の引張強度が低下してしまうので好ましくない。また接合温度を５００℃以下とすれば、接合強度をより高めることができる
【００４２】
また、圧延接合する際には、一方の接合材１の圧下率が１４％以上になるまで圧延することが好ましい。圧下率が１４％未満では、他方の接合材２に対する一方の接合材１の単位面積当たりの接合面積率が低下し、接合強度が低下してしまうので好ましくない。
尚、一方の接合材１を構成するアルミニウム等は、他方の接合材２の構成材料であるＦｅ、Ｆｅ基合金、Ｔｉ、Ｔｉ合金、Ｚｒ、Ｈｆ等よりも軟らかく、延性に富むので、圧延接合の際は一方の接合材のみが圧下される。
【００４３】
また、圧延接合する際の雰囲気は、真空雰囲気とするのが好ましく、具体的には１．３３Ｐａ（１０−２Ｔｏｒｒ）以下の圧力にすることが好ましい。また、Ａｒ等の不活性雰囲気中でも良い。
【００４４】
上記のように、真空雰囲気中で接合温度を２６０〜６００℃とし、更に一方の接合材の圧下率を１４％以上にすることにより、一方の接合材１と他方の接合材２との間に、結晶質相または非晶質相を主体とする中間層が形成され、各接合材同士の接合強度を向上させることができる。
特に、他方の接合材がＦｅまたはＦｅ基合金からなる場合は、図１に示すように非晶質相を主相とする中間層が形成され、他方の接合材がＴｉ、Ｔｉ合金、Ｚｒ、Ｈｆからなる場合には、図４に示すような結晶質相を主相とする中間層が形成される。
【００４５】
また、圧延接合後のクラッド構造材に対し、真空雰囲気中で、熱処理温度３００〜５００℃かつ熱処理時間１０〜６０分の条件で熱処理を施しても良い。
熱処理を行うことにより、圧延接合で形成された中間層が更に成長して結晶化し、各接合材同士の接合強度がより向上する。
【００４６】
例えば、圧延接合後のクラッド構造材を、熱処理温度３００〜５００℃で１０分間熱処理することにより、図２に示すような結晶質相と非晶質相との混在した中間層が形成され、更に熱処理温度３００〜５００℃で１０分間熱処理することにより、図３に示すような非晶質相、結晶質相及び柱状結晶相を含む中間層が形成される。
【００４７】
以上のように、上記のクラッド構造材によれば、接合材１，２同士の間に中間層３，１３，２３が形成されているので、接合材１，２同士の接合強度を一方の接合材１自体の引張強度よりも高くすることができる。
【００４８】
また上記のクラッド構造材の製造方法において、上記の条件で圧延接合することにより、接合材１，２同士の間に中間層３，１３，２３が形成され、各接合材１，２はこの中間層３，１３，２３を介して接合されるので、接合材１，２同士の接合強度が一方の接合材１自体の引張強度よりも高いクラッド構造材を得ることができる。
【００４９】
【実施例】
［実験例１］
厚さ１１ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１０００ｍｍのＡｌ−Ｍｎ合金板と、厚さ２５ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１０００ｍｍのステンレス板を用意し、各板の接合面側を鏡面仕上げした後にアセトンで脱脂して乾燥させた。
そして、各板を重ね合わせて固定した状態で図５に示す真空圧延接合装置の真空チャンバ内に配置し、当該チャンバ内の真空度を４×１０−５Ｔｏｒｒ（５．３３×１０−３Ｐａ）とした。
次に高周波加熱炉を作動させて各板を５００℃まで加熱し、更に圧延速度１０ｍｍ／秒、Ａｌ−Ｍｎ合金板の圧下率が１４％の条件でＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とを圧延接合し、実施例１のクラッド構造材を製造した。
【００５０】
更に実施例１のクラッド構造材に対し、真空度４×１０−５Ｔｏｒｒ（５．３３×１０−３Ｐａ）、熱処理温度５００℃、熱処理時間３０分の条件で熱処理を行うことにより、実施例２のクラッド構造材を製造した。
尚、Ａｌ−Ｍｎ合金は、Ｍｎを１．０５重量％含み、引張強度が１５０Ｎ／ｍｍ２を示すものであり、ステンレス板はいわゆるＳＵＳ３０４Ｌと呼ばれるものでＣｒを１８．５重量％、Ｎｉを９．７重量％をそれぞれ含み、残部がＦｅと不純物であり、引張強度が５６９Ｎ／ｍｍ２を示すものである。
【００５１】
実施例１、２のクラッド構造材について、透過型電子顕微鏡による接合界面の断面観察を行った。観察は、各クラッド構造材から縦２ｍｍ、横２ｍｍ、高さ１ｍｍの接合界面を含む試験片を切り出し、更に鏡面研磨により２０〜３０μｍ程度の厚さとしたものを用いた。
図６に、実施例１のクラッド構造材の接合界面の断面の顕微鏡写真を示し、図７及び図８には図６の拡大写真及び電子線回折の回折図を示し、図９にはエネルギー分散型元素分析の分析結果を示す。
【００５２】
図６に示すように、ステンレス板（ＳＵＳ）とＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）との間に中間層（図中符号▲２▼の付近）が形成されていることがわかる。また、この中間層のＡｌ−Ｍｎ合金側であってＡｌ−Ｍｎ合金の組織中には、まだら模様の組織（図中符号▲３▼の付近）が析出していることがわかる。このまだら模様の組織はＡｌ−Ｍｎ合金の組織を浸食して成長しているように見える。
尚、符号▲１▼の付近はステンレス板（ｓｕｓ）の組織であり、符号▲４▼付近はＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）の組織である。
【００５３】
図７には、図６における中間層の拡大図（図６のおける符号▲２▼より図中右側）を示す。図７から中間層の厚さが約５ｎｍ程度であることがわかる。
また図７から明らかなように、符号▲１▼のステンレス板（ＳＵＳ）の組織、及び符号▲４▼のＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）の組織の画像はいずれも鮮明な像であり、これらの組織が結晶質組織であることがわかる。一方、符号▲２▼の中間層の組織の画像は不鮮明な像であり、結晶質組織ではないことが示唆される。
以上の結果は図７に同時に示す電子線回折の結果からも明らかであり、符号▲１▼及び▲４▼の部分の電子線回折像（図７の右側上段及び下段）は、いずれも明確なパターンを示しており、ステンレス板（ＳＵＳ）の組織（符号▲１▼）及びＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）の組織（符号▲４▼）はいずれも結晶質相であることがわかる。
一方、符号▲２▼の部分の電子線回折像（図６の右側中段）は、不明瞭なパターンを示しており、中間層の組織（符号▲２▼）が非晶質相であることがわかる。
【００５４】
次に図８は、図６における符号▲２▼付近の拡大図であって、中間層及びまだら模様組織近傍の拡大図である。
図８から明らかなように、符号▲３▼で示すまだら模様組織の画像からは、やや不規則ではあるが明確な微結晶組織が観察される。
このまだら模様組織の結晶構造について、図８に同時に示す電子線回折の結果（図８の右側上段）を見ると、回折パターンがややハローな状態に見える。
以上の結果から、このまだら模様の組織は、微細結晶粒と非晶質相との混合組織か、あるいは微結晶粒の単独の組織のいずれかであると考えられる。
【００５５】
次に図９には、ステンレス板（ＳＵＳ）の組織（図６中符号▲１▼）、中間層（図６中符号▲２▼）、まだら模様の組織（図６中符号▲３▼）及びＡｌ−Ｍｎ合金の組織（図６中符号▲４▼）におけるエネルギー分散型元素分析の結果を示す。
図９から明らかなように、中間層及びまだら模様組織は、Ａｌを主成分とし、更にステンレスの構成元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉを副成分として含んでいることがわかる。尚、Ｍｏが同時に検出されているが、これは顕微鏡観察の際に用いたＭｏ製の試料ステージによるものである。
以上のことから、中間層及びまだら模様組織は、Ａｌ−Ｍｎ合金組織にステンレス板の構成元素であるＦｅ、Ｃｒ及びＮｉが浸食することにより形成されたものであると考えられる。
【００５６】
次に図１０に、実施例２のクラッド構造材の接合界面の断面の顕微鏡写真を示し、図１１にはエネルギー分散型元素分析の分析結果を示す。
図１０から明らかなように、熱処理後のクラッド構造材の接合界面には、ステンレス板（ＳＵＳ）側からＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）側に向けて成長した厚さ１．７μｍ程度の柱状晶が観察され、更に当該柱状晶よりＡｌ−Ｍｎ合金（Ａｌ）側にはＳＵＳ成分の拡散域が観察される。尚、柱状晶及びＳＵＳ成分の拡散域はいずれも結晶質相からなる組織である。
【００５７】
図１１には、柱状晶の組織及びＳＵＳ成分の拡散域のエネルギー分散型元素分析の結果を示す。
図１１から明らかなように、柱状晶の組織及びＳＵＳ成分の拡散域はいずれも、Ａｌを主成分とし、ステンレスの構成元素であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉを副成分として含むことがわかる。
以上のことから、図１０に示す柱状晶の組織及びＳＵＳ成分の拡散域は、図７に示した中間層が結晶化すると共にステンレス板の構成元素の拡散が更に進行して形成されたものと考えられる。
【００５８】
［実験例２］
厚さ１１ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１０００ｍｍのＡｌ−Ｍｎ合金板と、厚さ２５ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１０００ｍｍのステンレス板、Ｔｉ合金板、鉄鋼板及びＺｒ板を用意し、各板の接合面側を鏡面仕上げした後にアセトンで脱脂して乾燥させた。
そして、Ａｌ−Ｍｎ合金板と、ステンレス板、Ｔｉ合金板、鉄鋼板及びＺｒ板とをそれぞれ重ね合わせて固定した状態で、これらを図５に示す真空圧延接合装置の真空チャンバ内に配置し、当該チャンバ内の真空度を４×１０−５Ｔｏｒｒ（５．３３×１０−３Ｐａ）とした。
次に高周波加熱炉を作動させて各板を５００℃まで加熱し、更に圧延速度１０ｍｍ／秒、Ａｌ−Ｍｎ合金板の圧下率が５〜３０％の条件でＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板等とを圧延接合し、種々のクラッド構造材を製造した。
【００５９】
尚、Ａｌ−Ｍｎ合金は、Ｍｎを１．０５重量％含み、引張強度が１５０Ｎ／ｍｍ２（焼鈍後で９８Ｎ／ｍｍ２）を示すものであり、ステンレス板はいわゆるＳＵＳ３０４Ｌと呼ばれるものでＣｒを１８．５重量％、Ｎｉを９．７重量％をそれぞれ含み、残部がＦｅと不純物であり、更に引張強度が５６９Ｎ／ｍｍ２を示すものである。
更にＴｉ合金は、Ａｌを６重量％、Ｖを４重量％を含んで残部がＴｉであり、引張強度が９００Ｎ／ｍｍ２を示すものであり、Ｚｒ板は不可避的不純物を含むとともに引張強度が４２０Ｎ／ｍｍ２を示すものである。
【００６０】
得られたクラッド構造材に対し、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、厚さはクラッド構造材のままの引張試験片を切り出し、引張速度０．５ｍｍ／分、室温の条件で引張試験を行った。結果を図１２〜図１５に示す。
図１２〜図１５はいずれもＡｌ−Ｍｎ合金板の圧下率とクラッド構造材の引張強度との関係を示すグラフであり、図１２はＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の場合であり、図１３はＡｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の場合であり、図１４はＡｌ−Ｍｎ合金板と鉄鋼板とからなるクラッド構造材の場合であり、図１５はＡｌ−Ｍｎ合金板とＺｒ板とからなるクラッド構造材の場合である。
【００６１】
図１２〜図１５に示すように、ステンレス板、Ｔｉ合金板、鉄鋼板及びＺｒ板の区別なく、アルミニウム合金の圧下率が１４％以上のときに引張強度が９８Ｎ／ｍｍ２以上になっていることがわかる。
この９８Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度はＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度であり、従って圧下率を１４％以上としたときに、接合強度がＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度よりも高くなっていることがわかる。
このことを裏付ける事実として、引張試験後の試験片の状態について言及すると、圧下率が１４％未満のものは接合材同士が接合界面を境に破断されているのに対し、圧下率が１４％以上ではＡｌ−Ｍｎ合金自体が破断している。
【００６２】
次に、クラッド構造材の接合界面の状態を調査するために、引張試験片の形状を、接合界面で破断が起きるような形状に加工し、この加工済みの試験片に対して引張試験を行い、接合界面で破断させて破断面を調査した。
試料としては、圧下率が７〜２０％のＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板からなるクラッド構造材を用い、このクラッド構造材について縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、厚さがクラッド構造材のままの接合界面を有する試験片を切り出した。更にこの試験片に対して、各接合材が接合界面に接近するにつれて先細りとなるような形状に研磨加工することにより、切欠試験片を切り出した。この切欠試験片について、引張速度０．５ｍｍ／分、室温の条件で引張試験を行い、接合界面で破断させた。
【００６３】
破断により露出したステンレス板側の接合面を走査型電子顕微鏡で観察することにより反射電子像を撮影し、この反射電子像から接合面上のアルミニウムの付着状況を調査した。
ここで、実験例１の結果から、ステンレス成分がＡｌ−Ｍｎ合金側に浸食することにより中間層が形成されて圧延接合がなされると考えられることから、このアルミニウムの付着部分が、真に接合材同士が接合していた真正接合面と推定される。
そこで、接合面に占めるアルミニウムの付着面積の割合を接合率と定義し、この接合率と圧下率との関係を調べた。結果を図１６に示す。図１６は接合率と圧下率との関係を示すグラフである。
【００６４】
図１６に示すように、圧下率が高くなるにつれて接合率が向上しており、特に圧下率が１４％のときに接合率が９４％程度を示すことがわかる。即ち、圧下率の上昇とともに真正接合面の占める割合が向上していることがわかる。
このように、圧下率が高くなるにつれて真正接合面の割合が向上しており、特に、Ａｌ−Ｍｎ合金板の圧下率を１４％以上にすることによって接合率が９４％以上になっており、これによりクラッド構造材の引張強度がＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度よりも高くなったものと考えられる。
【００６５】
［実験例３］
Ａｌ−Ｍｎ合金板の圧下率を１５％とし、接合温度を２００〜６００℃の範囲としたこと以外は実験例２と同様にして、種々のクラッド構造材を製造した。
得られたクラッド構造材に対し、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、厚さはクラッド構造材のままの引張試験片を切り出し、引張速度０．５ｍｍ／分、室温の条件で引張試験を行った。結果を図１７〜図２０に示す。
図１７〜図２０はいずれも接合温度とクラッド構造材の引張強度との関係を示すグラフであり、図１７はＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の場合、図１８はＡｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の場合、図１９はＡｌ−Ｍｎ合金板と鉄鋼板とからなるクラッド構造材の場合、図２０はＡｌ−Ｍｎ合金板とＺｒ板とからなるクラッド構造材の場合である。
【００６６】
図１７〜図２０に示すように、ステンレス板、Ｔｉ合金板、鉄鋼板及びＺｒ板の区別なく、接合温度が２６０℃以上のときに引張強度が９８Ｎ／ｍｍ２以上になっていることがわかる。尚、破断の際にはＡｌ−Ｍｎ合金板自体が破断していた。
この９８Ｎ／ｍｍはＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度であり、従って接合温度を２６０℃以上としたときに、クラッド構造材の引張強度がＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度よりも高くなり、Ａｌ−Ｍｎ合金板自体が破断したものと考えられる。
【００６７】
また図１７〜図２０に示すように、接合温度が３００〜３５０℃の範囲でクラッド構造材の引張強度が最大値を示し、接合温度が３５０℃を超えると引張強度が徐々に低下して１００Ｎ／ｍｍ２程度に収束していることがわかる。
接合温度の上昇につれて引張強度が低下したのは、接合温度が高温になるにつれてＡｌ−Ｍｎ合金板が焼き鈍され、加工硬化の影響が小さくなったためと考えられる。尚、接合温度が６００℃を越えるとＡｌ−Ｍｎ合金板が軟化するため、引張強度が急激に低下する。
【００６８】
更に、接合温度が２６０℃未満のときは、９８Ｎ／ｍｍ２未満の引張強度で破断し、しかも接合界面を境に破断が生じていた。これは、接合温度が２６０℃未満では中間層の形成が不十分なために接合界面の引張強度が低下し、接合界面において破断が生じたものと考えられる。
【００６９】
以上のことから、接合温度が２６０〜６００℃の範囲のときに接合界面の引張強度がＡｌ−Ｍｎ合金自体の引張強度よりも高くなり、優れた接合強度を示すことがわかる。
【００７０】
［実験例４］
Ａｌ−Ｍｎ合金板の圧下率を１５％としたこと以外は実験例１と同様にして、種々のクラッド構造材を製造した。
更に得られたクラッド構造材に対し、熱処理温度２００、３００、４００、５００℃、熱処理時間０、１０、３０、６０分間の条件で真空雰囲気中で熱処理を行った。
熱処理後のクラッド構造材に対し、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、厚さはクラッド構造材のままの引張試験片を切り出し、引張速度０．５ｍｍ／分、室温の条件で引張試験を行った。結果を図２１及び図２２に示す。
図２１及び図２２はいずれも熱処理時間とクラッド構造材の引張強度との関係を示すグラフであり、図２１はＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の場合であり、図２２はＡｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の場合である。尚、図２１及び図２２中に記載した２００℃、３００℃、４００℃、５００℃なる表示はいずれも熱処理温度を示すものである。また図２１及び図２２中における「接合まま」とは、熱処理なし（熱処理時間０分）のクラッド構造材である。
【００７１】
図２１及び図２２に示すように、熱処理温度が３００〜５００℃の場合に、熱処理時間が１０分以上で引張強度が１００Ｎ／ｍｍ２を越えている。
また熱処理温度が高くなるにつれて引張強度が向上しており、特に熱処理温度が５００℃の場合、熱処理時間が３０分以上で引張強度が１１０Ｎ／ｍｍ２を越えていることがわかる。
ここで、実験例１において、熱処理時間の増大につれてステンレスまたはＴｉ合金の構成元素がＡｌ−Ｍｎ合金側に浸食し、これにより中間層中に結晶質相が多く析出する現象が確認されていることから、これが熱処理温度の向上に伴って引張強度が増加した原因と考えられる。
【００７２】
一方、熱処理温度が２００℃の場合、熱処理時間が長くなっても引張強度が殆ど変化しないことがわかる。これは、熱処理温度が比較的低いために、ステンレスまたはＴｉ合金の構成元素がＡｌ−Ｍｎ合金側に充分に浸食せず、中間層中の結晶質相の成長が殆ど起きなかったためと考えられる。
【００７３】
次に、接合温度を５００℃とし、圧下率を７、１４、２０％とする条件でＡｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とを圧延接合してクラッド構造材を製造し、更に熱処理温度５００℃、熱処理時間０〜６０分の条件で熱処理した。そして熱処理後のクラッド構造材の引張強度を測定した。結果を図２３に示す。
尚、図２３は、この熱処理後のクラッド構造材の引張強度と熱処理時間との関係を示すグラフである。また図２３中における「接合まま」とは、熱処理なし（熱処理時間０分）のクラッド構造材である。
【００７４】
図２３に示すように、圧下率が１４％及び２０％のクラッド構造材は、熱処理時間１０分以上で引張強度が１００Ｎ／ｍｍ２を越えており、その後熱処理時間が６０分間になるまで引張強度がほぼ一定であることがわかる。また熱処理時間が３０分のときに、いずれのクラッド構造材でも引張強度のばらつきが小さくなっていることがわかる。
一方、圧下率が７％のクラッド構造材は、圧下率が１４％及び２０％のものと同様に熱処理時間１０分間以上で引張強度が１００Ｎ／ｍｍ２を越えるが、その後、熱処理時間が３０分間を越えると引張強度が急激に低下することがわかる。
従って熱処理条件は、熱処理温度５００℃、熱処理時間３０分の条件が、安定した接合強度のクラッド構造材が得られる点で好ましいと考えられる。
【００７５】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明のクラッド構造材によれば、接合材同士の間に中間層が形成されているので、接合材同士の接合強度を一方の接合材固有の引張強度よりも高くすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施形態であるクラッド構造材の一例の断面模式図である。
【図２】本発明の実施形態であるクラッド構造材の別の例の断面模式図である。
【図３】本発明の実施形態であるクラッド構造材の他の例の断面模式図である。
【図４】本発明の実施形態であるクラッド構造材のその他の例の断面模式図である。
【図５】本発明のクラッド構造材を製造する際に用いる真空圧延接合装置の模式図である。
【図６】実施例１のクラッド構造材の接合界面の断面の顕微鏡写真である。
【図７】図６の拡大写真である。
【図８】図６の拡大写真である。
【図９】図６におけるエネルギー分散型元素分析の分析結果を示す図である。
【図１０】実施例２のクラッド構造材の接合界面の断面の顕微鏡写真である。
【図１１】図１０におけるエネルギー分散型元素分析の分析結果を示す図である。
【図１２】Ａｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の圧下率と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１３】Ａｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の圧下率と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１４】Ａｌ−Ｍｎ合金板と鉄鋼板とからなるクラッド構造材の圧下率と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１５】Ａｌ−Ｍｎ合金板とＺｒ板とからなるクラッド構造材の圧下率と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１６】Ａｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の接合率と圧下率との関係を示すグラフである。
【図１７】Ａｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の接合温度と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１８】Ａｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の接合温度と引張強度との関係を示すグラフである。
【図１９】Ａｌ−Ｍｎ合金板と鉄鋼板とからなるクラッド構造材の接合温度と引張強度との関係を示すグラフである。
【図２０】Ａｌ−Ｍｎ合金板とＺｒ板とからなるクラッド構造材の接合温度と引張強度との関係を示すグラフである。
【図２１】Ａｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の熱処理時間と引張強度との関係を示すグラフである。
【図２２】Ａｌ−Ｍｎ合金板とＴｉ合金板とからなるクラッド構造材の熱処理時間と引張強度との関係を示すグラフである。
【図２３】Ａｌ−Ｍｎ合金板とステンレス板とからなるクラッド構造材の引張強度と熱処理時間との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１  一方の接合材（Ａｌ−Ｍｎ合金板）
２  他方の接合材（ステンレス板、Ｔｉ合金板、Ｚｒ板）
３、１３、２３、３３  中間層
３ａ、１３ａ、２３ａ  非晶質膜（非晶質相）
３ｂ  微結晶相（まだら模様組織（結晶質相））
１３ｂ、１３ｃ、１３ｄ、１３ｅ  結晶質相
２３ｃ  柱状結晶相（結晶質相）
２３ｂ、２３ｄ、２３ｅ  結晶質相
【図１】
0003626920.tif 000002
【図２】
0003626920.tif 000003
【図３】
0003626920.tif 000004
【図４】
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【図５】
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【図６】
0003626920.tif 000007
【図７】
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【図８】
0003626920.tif 000009
【図９】
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【図１０】
0003626920.tif 000011
【図１１】
0003626920.tif 000012
【図１２】
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【図１３】
0003626920.tif 000014
【図１４】
0003626920.tif 000015
【図１５】
0003626920.tif 000016
【図１６】
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【図１７】
0003626920.tif 000018
【図１８】
0003626920.tif 000019
【図１９】
0003626920.tif 000020
【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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