(57)【要約】【課題】溶融溶接方法における耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法およびアルミニウム合金材の耐溶接割れ性評価方法を提供することを目的とする。【解決手段】高強度な5000系、6000系、7000系から選択されるアルミニウム合金材同士を溶加材を用いて溶接して、継手強度や継手効率が高く、かつ耐溶接割れ性に優れた継手を製作するに際し、アルミニウム合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線において、550 ℃以下における発熱ピークが実質的に認められないアルミニウム合金材同士を選択して用いて溶接する。また、この発熱ピークの有無によって、溶接されるアルミニウム合金材の耐溶接割れ性も評価する。【選択図】図１
2008207249.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材強度が耐力で198MPa以上の5000系、6000系、7000系から選択されるアルミニウム合金材同士を溶加材を用いて溶接して、継手強度が引張強度で181 MPa 以上および継手効率が60% 以上で、かつ耐溶接割れ性に優れた継手を製作するに際し、アルミニウム合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線において、550 ℃以下における発熱ピークが実質的に認められないアルミニウム合金材同士を選択して用いて溶接することを特徴とする耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法。
【請求項２】
前記溶接されるアルミニウム合金材の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線において、600 ℃以下における吸熱ピークが実質的に認められない請求項１に記載の耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法。
【請求項３】
溶接されるアルミニウム合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線において、550 ℃以下における発熱ピークが実質的に認められないものを、耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材と評価することを特徴とするアルミニウム合金材の耐溶接割れ性評価方法。
【請求項４】
前記溶接されるアルミニウム合金材の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線において、600 ℃以下における吸熱ピークが実質的に認められないものも、耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材と評価する請求項３に記載のアルミニウム合金材の耐溶接割れ性評価方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アークなどの溶融溶接される際の、耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法およびアルミニウム合金材の耐溶接割れ性評価方法 (以下、アルミニウムを単にAlとも言う) に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造用Al合金としては、5052、5083、5154、5182などのAA乃至JIS 規格に規定される5000系 (以下、AA乃至JIS は省略) や、7N01、7003などの7000系などのAl合金展伸材 (圧延板材、押出形材、鍛造材などの総称、以下、Al合金材とも言う) が汎用されている。
【０００３】
また、最近では、押出、圧延、鍛造などの加工性や成形性、あるいは耐蝕性に優れ、また、合金元素が少ないのでリサイクル性にも優れている、6063、6N01、6061などのAA乃至JIS 規格に規定される6000系Al合金材も、自動車などの輸送機用などの構造材として注目されている。
【０００４】
これらAl合金材は溶接される母材として、主としてティグ(TIG) 、ミグ(MIG) などのアーク溶接方法によって、継手など溶接構造部材として溶接接合される。  また、これらAl合金材のアーク溶接の際には、母材の合金種の組み合わせに応じて、JIS Z 3604に規定されているように、代表的には、4043、4047、BA4145B 、5356、5183等の溶加材が適宜使用されている。
【０００５】
ただ、前記6000系などの構造材用Al合金材を母材として、アーク溶接方法などにより接合した場合、継手強度が低下するという問題が起こりうる。この原因はこれらAl合金材を溶接した際の溶接割れが原因と考えられる。
【０００６】
一般的に、溶接割れには、ビード割れ、クレータ割れ、微小割れ (ミクロフィッシャー) などの溶接金属部(Depo)の割れや、継手溶接部近傍の熱影響部 (以下、HAZ と言う) に生じる割れがあるが、前記6000系などのAl合金材の場合に問題となるのは、HAZ に生じる溶接割れである。
【０００７】
従来から、HAZ に生じる溶接割れ (以下、単に溶接割れと言う) に対しては、溶加材の選定、拘束条件、隙間や開先条件、溶接速度や溶接電流の選定など、主として、ティグ(TIG) 、ミグ(MIG) などの溶接施工の側からの、溶接施工条件の改善が行なわれてきた。例えば、「アルミニウム合金ミグ溶接部の溶接割れ防止マニアル」 (軽金属溶接構造協会編、昭和58年発行) には、過少入熱や、過大入熱となる溶接施工条件を避けるべきことが開示されている。
【０００８】
また、母材側からの改良も種々提案されている。例えば、6000系Al合金について、特許文献１、特許文献２などに開示されるような、過剰Si量の抑制やScなどの高価な元素の添加など、成分や結晶粒径からの制御が提案されている。
【０００９】
更に、特許文献３、特許文献４などに開示されるような、溶加材の成分の制御なども提案されている。
【特許文献１】特開平9-41063 号公報
【特許文献２】特開平9-279280号公報
【特許文献３】特開平9-168888号
【特許文献４】特開平10-296483 号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、これまでの溶接施工側から改善は、実際に溶接した上で、溶接割れをトライアンドエラーで防止乃至抑制してきたのが実情である。しかも、母材側からの改良に比して、著しく効果が少ないのも実情である。
【００１１】
また、前記母材側からの改良も、溶接割れの防止にはなっても、強度やコストなどの他の基本特性を犠牲にするため実用的ではない。また、溶加材の改良も、母材側からの改良に比して、著しく効果が少なく、やはり実用的ではない。
【００１２】
そして、これら従来技術では、Al合金の材質などの母材側の条件が大きく変わった場合や、継手構造などの溶接構造部材側の条件が大きく変わった場合に、前記溶接割れを、再現性よく抑制することが困難である。また、前記トライアンドエラーによる、溶接施工効率の低下の問題も無視できない。
【００１３】
これに対し、Al合金母材の耐溶接割れ性が簡便に評価、予測できれば、実際に溶接をせずとも、Al合金母材側の耐溶接割れ性の効果的な改善や、Al合金溶加材の適切な選択や改良、更には、前記溶接施工条件の効果的かつ効率的な改善を行うことができる。また、Al合金材の、Al合金母材製品としての耐溶接割れ性の品質管理を行うこともできるようになる。
【００１４】
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、継手強度や継手効率が高く、かつ耐溶接割れ性に優れた継手を製作できる、Al合金材の溶接方法およびAl合金材の耐溶接割れ性評価方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
この目的を達成するために、本発明の耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法の要旨は、母材強度が耐力で198MPa以上の5000系、6000系、7000系から選択されるアルミニウム合金材同士を溶加材を用いて溶接して、継手強度が引張強度で181 MPa 以上および継手効率が60% 以上で、かつ耐溶接割れ性に優れた継手を製作するに際し、アルミニウム合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線において、550 ℃以下における発熱ピークが実質的に認められないアルミニウム合金材同士を選択して用いて溶接することである。また、本発明のアルミニウム合金材の耐溶接割れ性評価方法の要旨は、溶接されるアルミニウム合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線において、550 ℃以下における発熱ピークが実質的に認められないものを、耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材と評価することである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明者らは、Al合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線 (所謂DTA 曲線) の550 ℃以下における発熱ピークの有無や、ピークの大きさ、などの発熱ピークの出方が、溶融溶接における耐溶接割れ性 (耐HAZ 割れ性) に相関すること、および、同じくAl合金材の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線 (所謂DTA 曲線) の600 ℃以下における吸熱ピークの出方が、溶融溶接における耐溶接割れ性に相関すること、を各々知見して本発明をなしたものである。
【００１７】
ここで、示差熱分析方法はDTA 法とも略称される公知の分析方法である。そして、その概要は、測定温度範囲において熱的に変化しない基準物質と、測定対象物質とを各々相等しい容器に入れ (基準物質自体を容器とする場合もある) 、両者を、等価な条件のもとで (周囲の温度を) 、一定速度で加熱または冷却しながら、両者間の温度差 (示差温度) を連続的に測定して行く。  そして、この温度変化の状況から、定性的定量的な分析を行うものである。
【００１８】
本発明では、この示差熱分析の原理を用いて、Al合金材の凝固過程 (降温過程) や融解過程 (昇温過程) における熱的変化の状況から、耐溶接割れ性を評価する。即ち、前記した通り、Al合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線の550 ℃以下における発熱ピークおよびAl合金材の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線の600 ℃以下における吸熱ピークが実質的に認められないものを耐溶接割れ性に優れたAl合金材と評価する。
【００１９】
但し、後述する実施例の通り、Al合金材の耐溶接割れ性との相関は、前記冷却曲線の550 ℃以下における発熱ピークの有無の方が、前記加熱曲線の600 ℃以下における吸熱ピークの有無よりも強い。
【００２０】
したがって、本発明では、前記冷却曲線の550 ℃以下における発熱ピークの有無をAl合金材が耐溶接割れ性に優れるための必須の要件とする。そして、前記加熱曲線の600 ℃以下における吸熱ピークの有無を、より好ましい要件とする。
【００２１】
このように、本発明は、耐溶接割れ性に優れたAl合金材の溶接方法を提供できるとともに耐溶接割れ性のデータが今だ十分に無いようなAl合金母材の耐溶接割れ性の評価方法としても用いることができる。そして、実際に溶接をせずとも、Al合金母材側の耐溶接割れ性の効果的な改善や、Al合金溶加材の適切な選択や改良、更には前記溶接施工条件の効果的かつ効率的な改善を行うことができる。
【００２２】
また、本発明は、更なる応用として、耐溶接割れ性に優れたAl合金材として、Al合金材の、Al合金母材製品としての耐溶接割れ性の品質管理を行うこともできる。
【００２３】
本発明は、このような優れた効果を有するため、耐溶接割れ性の問題が厳しいAA乃至JIS 規格に規定される6000系Al合金に適用されて好ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
(示差熱分析)
示差熱分析による測定示差温度は、溶接後のAl合金材の降温過程においては、Al合金材の凝固過程における熱的変化を示す。また、溶接時のAl合金材の昇温過程においては、Al合金材の融解過程における熱的変化を示す。また、Al合金材の降温過程における発熱反応の開始温度が液相線、終了温度が固相線を各々表わし、Al合金材の昇温過程における吸熱反応の開始温度が固相線、終了温度が液相線を各々表わす。
【００２５】
このAl合金材の凝固過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた融液からの冷却曲線や固相からの加熱曲線を、一般には、示差熱分析による曲線、即ち、DTA 曲線と称される (前記冷却曲線や加熱曲線を以下ではDTA 曲線と言う) 。また、同種の熱分析方法としては、示差走査熱量測定方法(DSC法) などもあるが、測定の再現性を考慮して、本発明では示差熱分析方法のみに定式化する。
【００２６】
Al合金材の示差熱分析の場合、前記基準物質としては、測定対象Al合金材よりも融点の十分高い金属を選択する。そして、この基準物質の種類により、測定示差温度は大きく変化することはないものの、測定の再現性を考慮して、本発明では、基準物質として、白金を選択する。
【００２７】
本発明における示差熱分析に用いる示差熱分析計は、前記耐溶接割れ性の評価に必要な測定温度域の示差温度を正確かつ再現性よく測定可能な、市販の示差熱分析計を適宜選択することができる。
【００２８】
図1 、2 に、一例として、後述する実施例の内のNo.8の比較例の6000系Al合金押出材の測定したDTA 曲線を各々示す。図1 はAl合金材の融液からの降温過程におけるDTA 曲線であり、630 ℃付近の最大発熱ピークがAl合金材の主たる凝固反応を示す。また、図2 はAl合金材の昇温過程におけるDTA 曲線であり、660 ℃付近の最大吸熱ピークがAl合金材の主たる融解反応を示す。
【００２９】
まず、図1 から明らかな通り、No.8の6000系Al合金材のDTA 曲線は、前記主たる凝固反応域 (最大発熱ピーク) 以外に、本発明で言う、550 ℃以下における、530 ℃付近での発熱ピーク (最終発熱ピーク) が小さいながらも認められる。
【００３０】
また、図2 においても、No.8の6000系Al合金材のDTA 曲線は、前記主たる融解反応域 (最大吸熱ピーク) の660 ℃以外に、本発明で言う、600 ℃以下における、570 〜580 ℃付近での吸熱ピーク (最初の吸熱ピーク) が認められる。
【００３１】
No.8の6000系Al合金材の実際の溶接時を想定すると、前記図1 の結果からは、Al合金材のHAZ が一旦溶融した後に再凝固するに際し、HAZ では630 ℃付近だけで凝固が完了せず、部分的に溶融状態 (未凝固部分) が残存し、550 ℃以下の領域の、530 ℃付近で再度、未凝固部分 (合金成分の化合物) が凝固するものと考えられる。
【００３２】
この結果、No.8の6000系Al合金材では、溶接金属部(Depo)の凝固が完了しても、HAZ の部分の凝固が完了しない凝固遅れが生じ、HAZ の部分に溶接割れが生じ易くなると言える。
【００３３】
また、前記図2 の結果からも、No.8の6000系Al合金材の溶接部が、前記主たる溶解域の660 ℃以外に、本発明で言う、600 ℃以下における570 〜580 ℃付近での吸熱ピークが認められ、この570 〜580 ℃付近で、融点の低い合金成分の化合物の一部が一旦溶融した後に、再度、660 ℃付近で主たる溶解が生じるものと考えられる。
【００３４】
したがって、この結果からも、前記図1 と同様に、溶接金属部において、No.8の6000系Al合金材では、溶接金属部(Depo)の凝固が完了しても、HAZ で凝固が完了しない、凝固遅れが生じ、HAZ の部分に溶接割れが生じ易くなると言える。
【００３５】
これに対し、前記図1 、2 のDTA 曲線において、550 ℃以下における発熱ピークや600 ℃以下における吸熱ピークが実質的に認められない場合、前記したような凝固遅れは生じず (凝固遅れを生じるような合金成分の化合物が無く) 、HAZ の部分に溶接割れは生じなくなると言える。
【００３６】
なお、本発明では、前記図1 、2 のDTA 曲線において、550 ℃以下および600 ℃以下における曲線がなだらかに変化推移し、550 ℃以下における発熱ピークおよび600 ℃以下における吸熱ピークが不明瞭であり、ピーク (変曲点) の存在が特定できない場合に、これらピークが実質的に認められないものとする。
【００３７】
後述する実施例の通り、このNo.8の6000系Al合金材をMIG 溶接試験し、溶接割れを確認した結果と比較すると、DTA 曲線における、550 ℃以下および600 ℃以下のピークとHAZ 溶接割れとの関係が明確になる。即ち、DTA 曲線における、550 ℃以下および600 ℃以下のピークが認められたこのNo.8の6000系Al合金材は溶接割れが生じている。これに対し、前記ピークが実質的に認められない発明例には溶接割れが生じていなかった。
【００３８】
したがって、これらの結果から、DTA 曲線における、550 ℃以下および600 ℃以下のピークの有無が、前記耐溶接割れ性に相関していることが裏付けられる。また、これらピークが実質的に認められないAl合金材は、耐溶接割れに優れた材料と評価することができる。
【００３９】
本発明は、特に、通常の継手溶接に汎用されるTIG 、MIG 、アークスポットなどのアーク溶接方法や、レーザ、電子ビーム、プラズマなど、種々の溶融溶接方法に適用される。
【００４０】
(Al合金母材の改善)
Al合金母材の耐溶接割れ性の改善のためには、前記Al合金母材HAZ の凝固遅れを低減すべく、Al合金母材の合金元素量を制御することが好ましい。
【００４１】
最も効果的な一例としては、Fe、Mn、Crなどの遷移元素を含有させる。これらの元素は、均質化熱処理時およびその後の押出や圧延などの熱間加工時に分散粒子を生成する。これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる。添加する場合のこれらの元素量は、各々、Fe:0.2〜1.0%、Mn:0.2〜1.0%、Cr:0.01 〜1.0%の範囲で調整する。
【００４２】
また、各Al合金材の主要元素、例えば、6000系Al合金母材の場合には、強度などの溶接構造材としての要求特性を阻害しない範囲内で、主要元素であるSi、Mg含有量を調整する。特に、過剰 Si 型の6000系Al合金母材の場合には、溶接割れ感受性が高まるので、Si含有量を規格範囲内で下げる、Mg含有量を上げる等の調整を行う。
【００４３】
但し、これらAl合金材の合金元素量の制御によっても、言い換えると、Al合金材の合金元素量が同じであっても、Al合金材の製造条件の違いにより、Al合金材の組織が大きく異なれば、DTA 曲線における550 ℃以下における発熱ピークや600 ℃以下における吸熱ピークが大きく異なる場合がある。
このため、製品Al合金材の耐溶接割れ性については、本発明で規定するDTA 曲線における550 ℃以下における発熱ピークや600 ℃以下における吸熱ピークにより、品質を管理する必要がある。
【００４４】
更に、本発明では、Al合金母材の耐溶接割れ性を改善しているので、溶接施工条件の側は改善しなくて良く、溶接速度などの溶接効率をより高めることも可能である。ただ、必要により、入熱量や抜熱量の制御など溶接施工条件の側を改善してもよい。
【００４５】
(適用Al合金材)
本発明で用いるAl合金材は、溶接継手としての強度や、高い接合強度 (継手効率) 、耐食性などの諸要求特性を満足する必要がある。この点、AA乃至JIS 規格に規定される5000系や6000系、7000系などの、溶接構造用の公知のAl合金材が好適に使用可能である。
【００４６】
ただ、合金量が少ないなどリサイクル性の観点からは、溶接構造用の6000系Al合金の成分規格 (6082、6061、6N01、6151、6063など) に相当するものとして、基本的な組成をMg:0.2〜1.0% (質量% 、以下同じ) 、Si:0.3〜1.6%とした、6000系Al合金材を適用するのが好ましい。以下、代表的な元素について含有量の説明をしておく。
【００４７】
Mg:0.2〜1.0%。
Mgは人工時効時、Siとともに化合物相(Mg2 Si など) を形成して、また、Cu含有組成では更にCu、Alと化合物相を形成して、使用時の高強度 (耐力) を付与するために必須の元素である。Mgの0.2%未満の含有では高強度 (耐力) が得られない。一方、1.0%を越えて含有されると、Al合金母材の鋳造時および焼き入れ時に、粗大な粒子が晶出乃至析出して加工性などを阻害する。したがって、Mgの含有量は0.2 〜1.0%の範囲とする。
【００４８】
Si:0.3〜1.6%。
SiもMgとともに、人工時効処理により、化合物相(Mg2 Si など) を形成して、使用時の高強度 (耐力) を付与するために必須の元素である。0.3%未満のSiの含有では十分な強度が得られない。一方、1.6%を越えて含有されると、Mgと同様に加工性を阻害する。したがって、Siの含有量は0.3 〜1.6%の範囲とする。
【００４９】
次に、Fe、Mn、Cr、Ti、B などを、各々目的に応じて、選択的に含有されても良い。
【００５０】
例えば、Fe:0.2〜1.0%、Mn:0.2〜1.0%、Cr:0.01 〜1.0%について、これらの遷移元素は、Al合金母材の均質化熱処理時およびその後の押出や圧延などの熱間加工時に分散粒子を生成する。これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる。各々の下限未満の含有量では、この効果が得られず、一方、過剰な (上限を越える) 含有は溶解、鋳造時に粗大な金属間化合物を生成しやすく、加工時の破壊の起点となる。このため、含有する場合のこれらの元素量は各々、Fe:0.2〜1.0%、Mn:0.2〜1.0%、Cr:0.01 〜1.0%の範囲とする。
【００５１】
Ti:0.0001 〜0.1%。Tiは鋳塊の結晶粒を微細化する元素である。しかし、Tiの0.001%未満の含有では、この効果が得られず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、加工性を低下させる。したがって、含有する場合のTi量は0.0001〜0.1%の範囲とすることが好ましい。
【００５２】
B:1 〜300ppm。B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化させるために添加する元素である。しかし、B の1ppm未満の含有では、この効果が得られず、一方、300ppmを越えて含有されると、やはり粗大な晶出物を形成し、加工性を低下させる。したがって、含有する場合のB 量は1 〜300ppmの範囲とすることが好ましい。
【００５３】
更に、本発明で使用するAl合金材 (母材) は、常法による圧延加工、あるいは常法による押出加工等によって、板材や形材 (中空断面など断面形状が長さ方向のどの位置でも本質的に同一である形材) として製造される。即ち、成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。次いで、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施し、熱間圧延−調質処理 (溶体化および焼き入れ処理や時効硬化処理) 、押出加工−調質処理、熱間鍛造−調質処理、あるいはこれらの組み合わせにより、板材、形材、鍛造材等の所望の断面形状のAl合金材とする。
【実施例】
【００５４】
（実施例1)
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す、No.1〜10までのAl合金組成の鋳塊をDC鋳造法により溶製後、均質化熱処理を施し、押出により、厚さ1.8 〜3.5mm の平板状押出材を作成した。
【００５５】
これらAl合金材を各々前記条件で示差熱分析して、DTA 曲線を求め、550 ℃以下における発熱ピークおよび600 ℃以下における吸熱ピークと、ピーク発生温度を求めた。これらの結果を表3 に示す。
【００５６】
一方、同じAl合金材同士を、各々表2 に示す条件で、溶加材を用いるアーク溶接方法であるMIG 自動溶接法により突き合わせ溶接して継手を製作した。
そして、これら継手のHAZ 部分の断面を100 倍の光学顕微鏡により観察し、溶接割れの有無と大きさを調査した。
【００５７】
また、Al合金材と継手の機械的性質 (強度) を、各々JIS 法に従い測定し、継手効率を算出した。これらの結果を表4 に示す。
【００５８】
表3 から明らかな通り、DTA 曲線の、550 ℃以下における発熱ピークおよび600 ℃以下における吸熱ピークが認められない、発明例No.1〜5 は、HAZ に溶接割れはない。更に、表4 から明らかな通り、発明例No.1〜5 は、継手強度が引張強度で193MPa以上と高く、継手効率も70% 以上と高く、優れている。
【００５９】
一方、これに対し、DTA 曲線の、550 ℃以下における発熱ピークおよび600 ℃以下における吸熱ピークが認められる、比較例No.8、9 、10は、微小な割れや大きな割れを含めて、HAZ に溶接割れが生じている。この内、HAZ に大きな溶接割れが生じている比較例No.9、10は特に継手効率が35〜41% と著しく低い。また、継手効率が67〜69% ある比較例No.7、8 も、微小でも溶接割れが生じている以上、継ぎ手としての信頼性に著しく欠ける。
【００６０】
また、表3 から明らかな通り、発明例No.6は、DTA 曲線の、550 ℃以下における発熱ピークが認められないものの、600 ℃以下における吸熱ピークが認められる。この結果、HAZ の溶接割れはないものの、特に継手効率が60% と、他の発明例に比して低くなっている。そして、比較例No.8は、発明例No.6と反対に、DTA 曲線の、600 ℃以下における吸熱ピークが認められないものの、550 ℃以下における発熱ピークが認められる。この結果、比較例No.8は、微小な割れがHAZに生じており、継ぎ手としての信頼性に著しく欠ける。
【００６１】
これらの結果から、Al合金材の耐溶接割れ性との相関は、DTA 曲線の550 ℃以下における発熱ピークの有無の方が、DTA 曲線の600 ℃以下における吸熱ピークの有無よりも強いことが裏付けられる。また、Al合金材の耐溶接割れ性を評価、予測するための、そして、耐溶接割れ性に優れたAl合金材の溶接方法としての、本発明要件の臨界的的な意義が裏付けられる。
【００６２】
【表１】
2008207249.tif 000003
【００６３】
【表２】
2008207249.tif 000004
【００６４】
【表３】
2008207249.tif 000005
【００６５】
【表４】
2008207249.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【００６６】
本発明によれば、耐溶接割れ性に優れたアルミニウム合金材の溶接方法を提供することができる。また、個々のアルミニウム合金材の母材としての耐溶接割れ性の評価を行うこともできる。即ち、実際に溶接をせずとも、アルミニウム合金母材側の耐溶接割れ性の効果的な改善を行うことができる。したがって、アルミニウム合金展伸材の構造材用途への適用拡大を促進できる点で、工業的な価値が大きい。
【図面の簡単な説明】
【００６７】
【図１】本発明の示差熱分析によるDTA 曲線の550 ℃以下における発熱ピークを示す説明図である。
【図２】本発明の示差熱分析によるDTA 曲線の600 ℃以下における吸熱ピークを示す説明図である。
【図１】
2008207249.tif 000007
【図２】
2008207249.tif 000008