(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％〜８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材と、
前記７０００系アルミニウム合金材と溶接された他のアルミニウム合金材と、を備え、
前記７０００系アルミニウム合金材において、
溶接熱影響部を除く母材部の導電率と前記溶接熱影響部の導電率との差が１．２〜５％ＩＡＣＳであり、
前記母材部の耐力が３５０ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
【請求項２】
前記７０００系アルミニウム合金材がＭｎ：０．１６〜０．４０ｍａｓｓ％を含有する、
ことを特徴とする、請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
【請求項３】
前記７０００系アルミニウム合金材がＣｒ：０．１６〜０．２０ｍａｓｓ％を含有する、
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
【請求項４】
前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
ことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
【請求項５】
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％〜８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材に対し、９０〜１１０℃の温度で１〜５時間保持する第１人工時効処理工程と、
前記第１人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材に対し、１４５〜１６０℃の温度で４〜１２時間保持する第２人工時効処理工程と、
前記第２人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材と他のアルミニウム合金材とを溶接して溶接構造体を形成する溶接工程と、
前記溶接構造体に対して１６５〜１９５℃の温度で１０〜６０分の時間の加熱処理をする加熱処理工程と、を備える、
ことを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
【請求項６】
前記７０００系アルミニウム合金材がＭｎ：０．１６〜０．４０ｍａｓｓ％を含有する、
ことを特徴とする、請求項５に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
【請求項７】
前記７０００系アルミニウム合金材がＣｒ：０．１６〜０．２０ｍａｓｓ％を含有する、
ことを特徴とする、請求項５又は６に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
【請求項８】
前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
ことを特徴とする、請求項５〜７のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
輸送機器等、軽量化が求められる部材の材料として、高強度かつ軽量な７０００系アルミニウム合金材が採用されることが増えてきている。
【０００３】
７０００系アルミニウム合金材は、高い機械的特性を有する一方で、応力腐食割れの発生が懸念される。また、７０００系アルミニウム合金材をアーク溶接等により接合した場合、溶接部近傍はその熱影響により強度が低下するとともに、耐食性、耐応力腐食割れ性が低下する。
【０００４】
７０００系アルミニウム合金材の応力腐食割れ性の改善方法として、特許文献１には、最高強度を得るよう時効処理した後、塗装焼き付け工程で再度加熱処理することで過時効状態とする手法が示されている。
【０００５】
また、特許文献２では、２段の人工時効処理を行うことを特徴とする、７０００系アルミニウム合金押出材の製造方法が提案されている。
【０００６】
また、特許文献３では、溶接材を溶体化処理した後、人工時効することで耐応力腐食割れ性を改善することが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−２３３３３６号公報
【特許文献２】特開２０１０−２７５６１１号公報
【特許文献３】特開２０００−３１７６７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１では、時効処理条件を「１１７〜１２３℃×１８〜２４ｈｒや１２７〜１３３℃×１１〜１４ｈｒ」とし、最高強度とした後に過時効処理を行っている。しかしながら、上記条件は長い処理時間を必要とする。また、母材の時効が進みすぎていると、溶接した際に十分な機械的特性が得られない恐れがある。また、処理温度が１４５℃未満の低温であると、粒界にη’相（ＭｇＺｎ２）が連続して析出するが、これは耐応力腐食割れ性を低下させる一因となる。
【０００９】
特許文献２では、２段時効の条件として、「１段目の熱処理温度が７０〜１００℃の範囲で、２段目の熱処理温度が１４０〜１７０℃の範囲であること」としており、「製造条件における２段時効処理時の２段目の熱処理温度は１４０℃以上、１７０℃以下とし、２０時間以内とした」としている。しかしながら、２段目の熱処理温度の保持時間が不明確である。例えば、２段目の熱処理条件が１４０℃〜１７０℃の温度であっても保持時間が短い場合には、亜時効となるため十分な耐応力腐食割れ性が得られず、保持時間が長い場合には十分な強度は得られない。
【００１０】
特許文献３では、溶接後の溶接材に対して、溶体化処理、焼入れを行っている。この熱処理方法は、コストが嵩むという問題点がある。
【００１１】
本発明は、かかる背景を鑑みてなされたものであり、７０００系アルミニウム合金材の母材部及び溶接部近傍の耐食性、耐応力腐食割れ性を改善させるとともに、溶接部の強度を向上させた耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記目的を達成するため、本発明の第１の観点に係る耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材は、
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％〜８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材と、
前記７０００系アルミニウム合金材と溶接された他のアルミニウム合金材と、を備え、
前記７０００系アルミニウム合金材において、
溶接熱影響部を除く母材部の導電率と前記溶接熱影響部の導電率との差が１．２〜５％ＩＡＣＳであり、
前記母材部の耐力が３５０ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする。
【００１３】
前記７０００系アルミニウム合金材がＭｎ：０．１６〜０．４０ｍａｓｓ％を含有する、
こととしてもよい。
【００１４】
前記７０００系アルミニウム合金材がＣｒ：０．１６〜０．２０ｍａｓｓ％を含有する、
こととしてもよい。
【００１５】
前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
こととしてもよい。
【００１６】
上記目的を達成するため、本発明の第２の観点に係る耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法は、
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％〜８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材に対し、９０〜１１０℃の温度で１〜５時間保持する第１人工時効処理工程と、
前記第１人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材に対し、１４５〜１６０℃の温度で４〜１２時間保持する第２人工時効処理工程と、
前記第２人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材と他のアルミニウム合金材とを溶接して溶接構造体を形成する溶接工程と、
前記溶接構造体に対して１６５〜１９５℃の温度で１０〜６０分の時間の加熱処理をする加熱処理工程と、を備える、
ことを特徴とする。
【００１７】
前記７０００系アルミニウム合金材がＭｎ：０．１６〜０．４０ｍａｓｓ％を含有する、
こととしてもよい。
【００１８】
前記７０００系アルミニウム合金材がＣｒ：０．１６〜０．２０ｍａｓｓ％を含有する、
こととしてもよい。
【００１９】
前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％〜７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
こととしてもよい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材は、７０００系アルミニウム合金材に２段の人工時効を施すことで耐応力腐食割れ性を向上させ、このアルミニウム合金材を溶接した溶接構造体に対し、１６５〜１９５℃の加熱処理を施して製造される。これにより、７０００系アルミニウム合金材の母材部と溶接熱影響部との導電率の差が５％ＩＡＣＳ以内となり、強度の向上及び耐食性、耐応力腐食割れ性の向上を容易に達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】実施例における、肉盛溶接の形態及び導電率測定位置を示す図である。
【図２】実施例における、金属組織観察方法を示す図である。
【図３】実施例における、ＳＣＣ試験での応力負荷の形態を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本実施形態で使用される７０００系アルミニウム合金材は、Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％〜８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％〜２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％〜０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成であることが望ましい。
【００２３】
まず、上記７０００系アルミニウム合金材について、指定した化学成分値の範囲について説明する。
【００２４】
７０００系アルミニウム合金は析出強化型合金である。７０００系アルミニウム合金材では、アルミニウム中にＺｎ及びＭｇが共存することでη’相が析出し、機械的特性の向上に寄与する。上記７０００系アルミニウム合金材は６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下のＺｎ及び１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下のＭｇを含有している。
【００２５】
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下：
Ｚｎ含有量が６．６ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｍｇと共に析出するη’相の析出量が減少し、十分な機械的特性を得ることができない。逆にＺｎ含有量が８．５ｍａｓｓ％を超えると、耐応力腐食割れ性が低下する。よって、Ｚｎ含有量は６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下とする。さらに好ましい範囲は、６．６ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下である。
【００２６】
Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下：
Ｍｇ含有量が１．０ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｚｎと共に析出するη’相の析出量が減少し、十分な機械的特性を得ることができない。逆にＭｇ含有量が２．１ｍａｓｓ％を超えると、熱間加工性が悪くなり、生産性が低下する。よって、Ｍｇ含有量は１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下とする。さらに好ましい範囲は、１．０ｍａｓｓ％以上１．６ｍａｓｓ％以下である。
【００２７】
また、上記アルミニウム合金材は、上記元素以外に０．１０ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＴｉを微量添加元素として含有している。
【００２８】
Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下：
Ｚｒを含有すると、耐応力腐食割れ性が向上する。また、ＡｌＺｒ系金属間化合物が形成することで再結晶組織の生成が抑制され、断面が繊維状組織となり耐応力腐食割れ性は向上する。Ｚｒ含有量が０．１０ｍａｓｓ％未満の場合には、繊維状組織が得られない。一方で、０．２０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、粗大なＡｌＺｒ系金属間化合物が形成し、成形性が低くなる。より好ましい範囲は、０．１０ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下である。
【００２９】
Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下：
Ｔｉは鋳塊に含有することで鋳塊組織を微細化する効果がある。鋳塊組織を微細化することで、鋳塊割れを防ぐとともに、最終的な組織も微細となり、耐応力腐食割れ性には有利に働く。Ｔｉ含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満だと微細化の効果が十分に得られない。また、０．０５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、ＡｌＴｉ系金属間化合物の粗大化などが原因となり、点状欠陥が発生しやすくなる。なお、ＴｉはＢと共にＴｉＢ系化合物等として鋳塊に含有することで、Ｔｉ単独と同様に鋳塊組織を微細化する。ＴｉＢ化合物として含有する場合、Ｂは０．００３ｍａｓｓ％未満含有される。
【００３０】
また、上記成分に加えて、さらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有することとしてもよい。
【００３１】
Ｃｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下：
Ｃｕを含有することで、結晶粒界と結晶粒内との電位差が緩和され、結晶粒界での犠牲的溶解が抑えられることで、耐応力腐食割れ性が向上する。一方で、Ｃｕ含有量が０．５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると一般耐食性の低下が懸念される。
【００３２】
また、上記成分に加えて、さらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の１種又は２種を含有することとしてもよい。
【００３３】
Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下：
Ｃｒ、ＭｎはＺｒと同様、含有により再結晶組織の生成が抑制され、断面が繊維状組織となり耐応力腐食割れ性を改善する。一方で、添加量が規定量を超えて多くなると熱間加工性が低下し、特にＣｒの場合は焼入れ感受性が強くなる。
【００３４】
上記アルミニウム合金材は、繊維状組織である金属組織を備える。繊維状組織とは、特定の一方向へのアスペクト比が大きい結晶粒により構成される金属組織であり、例えば加工方向（例えば、押出材であれば押出方向）に平行かつ材料の幅方向に垂直な面からの断面観察において、厚さ方向の結晶粒径に対し、加工方向の結晶粒径のアスペクト比が５以上であれば、繊維状組織であるとみなすことができる。金属組織を繊維状とすることで、強度の向上効果が得られるとともに、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。金属組織は、例えば、アルミニウム合金材の断面を偏光顕微鏡で観察することにより確認できる。
【００３５】
上記アルミニウム合金材において、繊維状組織は、アルミニウム合金材の加工方向に平行かつ材料の幅方向に垂直な断面における繊維状組織が占める面積の割合が７０％以上であることが好ましい。
【００３６】
上記アルミニウム合金材は、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に規定される耐力が３５０ＭＰａ以上であることが好ましく、３８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。これにより、部材の薄肉軽量化を達成するために必要な強度特性を得ることができる。
【００３７】
次に、溶接構造部材の製造方法について説明する。
【００３８】
本発明の溶接構造部材は、７０００系アルミニウム合金材と、当該７０００系アルミニウム合金材と溶接される他のアルミニウム合金材（以下、溶接部材とも言う）と、に分けられる。７０００系アルミニウム合金材には、例えば熱間圧延材や熱間押出材を用いることができる。また、溶接部材はアルミニウム合金材であれば特に限定はされない。本実施形態では、特に７０００系アルミニウム合金材を押出形材とした場合について説明する。
【００３９】
７０００系アルミニウム合金押出材は、本発明の成分の溶湯を鋳塊とし、均質化処理、熱間押出、溶体化処理、人工時効処理により製造される。７０００系アルミニウム合金押出材は、溶接部材と溶接により接合される。溶接された７０００系アルミニウム合金押出材と溶接部材とを溶接構造体とし、この溶接構造体を熱処理することで本発明に係る溶接構造部材となる。
【００４０】
均質化処理工程：
先ず、上記化学成分値を有する鋳塊に対し、４５０〜５００℃の温度で５〜１２時間保持する均質化処理を行う。
【００４１】
４５０℃未満の温度では、十分に均質化されず、５００℃を超える温度になるとＡｌＺｒ系金属間化合物の結晶構造が変化するとともに粗大化し、これにより繊維状の金属組織が得られず耐応力腐食割れ性の改善効果が低くなる。また、上記均質化処理の保持時間が５時間未満では均質化が不十分となる。一方、保持時間が１２時間を超えると均質化が十分なされた状態となるため、それ以上の効果を見込めない。よって、均質化処理は４５０〜５００℃の温度で５〜１２時間保持することが望ましい。
【００４２】
熱間押出及び溶体化処理工程：
上記均質化処理を行った鋳塊から、熱間押出により押出形材を製造する。熱間押出前の温度は４５０〜５００℃とする。この温度が４５０℃未満だと変形抵抗が高くなる。また、５００℃を超えると均質化処理時に形成したＡｌＺｒ系金属間化合物の結晶構造が変化するとともに粗大化し、これにより繊維状の金属組織が得られず耐応力腐食割れ性の改善効果が低くなる。
【００４３】
熱間押出後、押出形材を１５０℃以下の温度まで冷却する。上記の熱間押出において、押出後の押出形材の温度は溶体化温度に達しており、冷却の際の平均冷却速度を２５℃／分以上１０００℃／秒以下に制御することで、溶体化処理と同様の効果が得られる。冷却速度が２５℃／分未満であると、溶質元素の固溶量が少なくなり、十分な機械的特性が得られない。冷却速度が１０００℃／秒を超えると、設備が過大になる上、それに見合った効果を得ることができない。
また、一旦１５０℃以下に冷却した押出形材を溶体化処理温度まで再加熱し、上記冷却速度で冷却しても良い。
【００４４】
続いて、上記の冷却を行った後、さらに室温まで冷却する。これは、上記の冷却によって室温に到達しても良いし、別の方法で冷却しても良い。
【００４５】
人工時効処理工程：
次に、上記押出形材に対し、人工時効処理を行う。人工時効処理を行うことで、強化相であるη’相が析出し、押出形材の機械的特性が向上する。人工時効は、９０〜１１０℃の温度で１〜５時間保持する第１人工時効処理を行い（第１人工時効処理工程）、その後、上記第１人工時効処理と連続して１４５〜１６０℃の温度で４〜１２時間保持する第２人工時効処理によって行う（第２人工時効処理工程）。ここで、第１人工時効処理ではη’相に遷移するＧＰ（ＩＩ）が形成され、第２人工時効処理ではＧＰ（ＩＩ）がη’相に遷移する。
【００４６】
第１人工時効処理について、第１人工時効温度が９０℃未満、又は時効時間が１時間未満であると、ＧＰ（ＩＩ）が密に形成されず、第２人工時効においてη’相の形成が不十分となり、析出強化の効果が十分に得られない。第１人工時効温度が１１０℃を超えると、ＧＰ（ＩＩ）が十分に形成されないままη’相の形成が始まり、この場合もη’相の析出が不十分となる可能性がある。また、第１人工時効時間が５時間以上であると、第１人工時効による効果は飽和する。
【００４７】
第２人工時効処理について、第２人工時効温度が１４５℃未満、又は時効時間が４時間未満であると、亜時効となり、この場合、母材の耐応力腐食割れ性は低くなる。また、時効温度が１４５℃未満であると、η’相が均一に析出する一方で、粒界ではη’相が連続した状態となる。１４５℃以上で人工時効処理することで粒界のη’相が凝集、粗大化し、粒界上に直径０．０２μｍ以上のη’相が点在した状態となり耐応力腐食割れ性は向上する。第２人工時効温度が１６０℃を超える、又は時効時間が１２時間を超えると、時効処理が過剰となるため十分な機械的特性が得られず、さらに、後述する溶接後の追加熱処理において、溶接部強度の向上効果が十分に得られない。
【００４８】
上記人工時効処理が適切に完了したことを図る目安として、前述の人工時効処理の前後での押出形材の導電率の変化率を規定する。即ち、人工時効処理の前の導電率をＸ、人工時効処理の後の導電率をＹとしたときに、０．１２０≦（Ｙ／Ｘ−１）≦０．２５０の式を満たす場合において、本発明は達成される。（Ｙ／Ｘ−１）＜０．１２０の場合、押出形時は亜時効であるため耐応力腐食割れ性は低くなる。０．２５０＜（Ｙ／Ｘ−１）の場合、押出形材の強度が低くなり、また溶接後の追加熱処理による溶接部強度の向上効果が十分に得られない。
【００４９】
ここで、第１人工時効処理と第２人工時効処理を連続して行うとは、第１人工時効処理の後、処理温度を維持したまま第２人工時効処理を行うことである。すなわち、第１人工時効処理の後、炉を開かずに第２人工時効処理に移行することができ、熱処理全体の時間を省略できる。
【００５０】
また、第１人工時効処理と第２人工時効処理は、連続して行うことは必ずしも重要ではなく、第１人工時効処理終了後、所望温度以下、例えば常温に一旦冷却後、第２人工時効処理をしてもよい。人工時効処理は、第１人工時効処理と第２人工時効処理の間のみならず、各々の人工時効処理の間において、一旦所望温度以下にしても適宜所望温度にて処理することで、本発明を成し得る。
【００５１】
このようにして得た押出形材は、ＴＩＧ（Tungsten Inert Gas）溶接やＭＩＧ（Metal Inert Gas）溶接等の方法で他のアルミニウム合金材、つまり溶接部材と溶接することで、溶接構造体とすることができる（溶接工程）。
【００５２】
上記溶接後の溶接構造体に対し、加熱処理工程として、１６５〜１９５℃の温度で１０〜６０分の加熱処理をする。この加熱処理工程により、本発明の溶接構造部材が製造される。この工程は、例えば塗装焼き付け工程等を利用することもできる。
【００５３】
７０００系アルミニウム合金材のような熱処理型アルミニウム合金材を溶接した場合、溶接部の近傍では溶接時の熱影響により、析出η’相が母材に溶入した固溶域が生じる。固溶域では強度、耐食性、耐応力腐食割れ性が低下するが、上記の加熱処理を行うことでη’相が再析出し、上記の特性を改善することができる。
【００５４】
ここで、強度、耐食性、耐応力腐食割れ性が改善したことを判断する目安として、母材の原質部と固溶域との導電率差が有る。上記固溶域では、原質部に対して５％ＩＡＣＳ以上導電率が低くなる。溶接後の溶接構造体に対して１６５〜１９５℃の温度で１０〜６０分の加熱処理を行うことで、原質部と固溶域との導電率差が５ｍａｓｓ％以内となる。この加熱処理温度が１６５℃未満、又は、加熱処理時間が１０分未満であると、上記導電率差が５％ＩＡＣＳ以内とならず、上記の特性は十分に改善されない場合が有る。また、加熱処理温度が１９５℃を超える、若しくは加熱処理時間が６０分を超えると、軟化が進み機械的特性が低下する。なお、以下の説明では溶接時の熱影響による固溶域を「溶接熱影響部」とも記載し、実施例では母材の原質部の導電率と固溶域の導電率とを比較する。
【実施例】
【００５５】
以下、本発明の実施例を比較例と対比しながら説明し、本発明の効果を実証する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されるものではない。
【００５６】
（実施例１）
上記溶接構造部材に係る実施例について、表１〜３を用いて説明する。
【００５７】
本例では、上記の合金組成範囲内で化学成分を変化させた７０００系アルミニウム合金材について、押出形材として同一条件で作製し、人工時効処理の前後の導電率の測定、母材強度の測定を行った。更に、上記母材試料表面に溶接を施した後、同一条件で加熱処理を行った試料に対し、溶接熱影響部の導電率測定、強度測定、ＳＣＣ（Stress Corrosion Cracking：応力腐食割れ）試験を行った。
【００５８】
以下に、各試料の製造条件、強度測定方法、導電率測定方法、ＳＣＣ試験方法を説明する。
【００５９】
＜試料の製造条件＞
押出形材の製造方法：
表１に記載の成分にて、半連続鋳造により直径６インチ（１５２．４ｍｍ）のビレットを鋳造した。表１において、「残部」は不可避的不純物を含む。また、各試料Ｎｏ．においてＭｎ、Ｃｒが０．０１ｍａｓｓ％未満であるものは、当該元素を不可避的不純物に含むものとする。その後、該ビレットを４７０℃の温度にて６時間保持する均質化処理を行った後、４８０℃に再加熱したビレットを熱間押出し、肉厚３ｍｍの押出形材とした。熱間押出後、押出形材は空冷でプレス焼入れした。この押出形材に対し、１００℃で３時間保持する第１人工時効処理をし、そのまま炉から試料を取り出すことなく１５０℃まで昇温し、８時間保持する第２人工時効処理を行った。
【００６０】
【表１】
0006979991.tif 000002
【００６１】
溶接方法：
図１に示す押出形材１０の表面に対し、表２に示す条件にて肉盛溶接を行い、溶接ビード２０を形成した。切断した押出形材１０のＬ方向（押出形材の押出方向）の中央部において、ＬＴ方向（押出形材の押出方向と直角な方向）に沿って溶接ビード２０を形成した。なお、ＳＣＣ試験片１１については後述するが、肉盛溶接時には押出形材１０から未作製であるため、位置のみを破線として示す。
【００６２】
【表２】
0006979991.tif 000003
【００６３】
加熱処理方法：
肉盛溶接後の押出形材に対し、１７０℃×２０分の加熱処理を施した。
【００６４】
＜強度の測定方法＞
母材強度：
人工時効処理及び加熱処理を施した押出形材試料から、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に準拠した方法により試験片を採取し、ＪＩＳ１３Ｂ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが３５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００６５】
溶接後強度：
肉盛溶接、加熱処理後の押出形材試料から、ＪＩＳ  Ｚ３１２１（ＩＳＯ４１３６）に記載の方法を参考に試験片を採取し、ＪＩＳ１Ａ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが２８５ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００６６】
＜金属組織観察方法＞
試料について、図２の加工方向（ここでは押出方向）であるＬ方向に平行かつ厚さｔの方向に平行な断面であり、かつ幅方向であるＬＴ方向の中央付近部分の組織観察を行う。図２に示すように、試料である押出材を切り出して、機械研磨及び電解研磨した後、倍率２５倍の偏光顕微鏡により、各断面の顕微鏡像（例えば図２下段に示す写真）を取得する。そして、取得した顕微鏡像から金属組織が加工方向に伸びた繊維状組織であるかを確認する。観察の結果、繊維状組織が７０％以上のものは、金属組織が繊維状組織であることとした。
【００６７】
＜導電率測定方法＞
日本フェルスター株式会社製の渦流導電率測定装置「シグマテスト」を用い、人工時効処理の前後の押出形材、肉盛溶接及び加熱処理後の押出形材１０の原質部及び熱影響部の導電率を測定した。肉盛り溶接及び加熱処理後の押出形材については、図１に示すように、溶接ビード２０の溶接線から６０ｍｍの位置である位置Ａ（母材原質部）、５ｍｍの位置である位置Ｂ（溶接により生じた固溶域）の２か所を測定した。導電率の測定は室温において、周波数６０ｋＨｚの条件にて行った。
【００６８】
＜ＳＣＣ試験方法＞
ＬＴ方向に溶接を施した押出形材１０より、溶接ビード２０と母材表面との境界部が最大応力付加位置となる様に、ＪＩＳ  Ｈ８７１１記載の３点曲げ試料となるＳＣＣ試験片１１を作製した。平板であるＳＣＣ試験片１１を図３に示すＳＣＣ試験治具３０に組み込んだ。
【００６９】
ＳＣＣ試験治具３０は、枠体３１と、押圧部３２と、絶縁体３３ａ〜３３ｃと、を備える。枠体３１は、図示の方向から見て略Ｃ字形をなしており、２箇所に絶縁体３３ｂ、３３ｃが取り付けられている。押圧部３２は、枠体３１にねじ込まれており図示の上下方向に移動可能である。押圧部３２の上端部には絶縁体３３ａが取り付けられている。
【００７０】
図３は、ＳＣＣ試験片１１がＳＣＣ試験治具３０に組み込まれた後、押圧部３２を図示上方に移動させた状態を示す。これにより、ＳＣＣ試験片１１と絶縁体３３ａ〜３３ｃとが接触する３点でＳＣＣ試験片１１が曲げられている。
【００７１】
ＳＣＣ試験片１１に対し、図３に示す３点曲げにより、Ｌ方向に溶接材耐力の７０％の応力を付加し、室温２５±３℃、湿度４０〜７５％に保持した室内において、３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液への１０分間の浸漬と、室内での５０分間の乾燥とを繰り返す交互浸漬試験を６７２時間行った。このとき、６７２時間試験して割れが発生しなかったものを合格とした。また、割れが発生しなかった場合でも、最大腐食深さが４００μｍ以上であったものは、耐食性の観点から不合格とした。
【００７２】
各試験の評価結果を表３に示す。表３のＳＣＣ試験結果において、「○」は合格であり、「×」は不合格である。
【００７３】
【表３】
0006979991.tif 000004
【００７４】
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１４の試料は全ての項目において合格となり、優れた特性を示した。
【００７５】
Ｎｏ．１５はＺｎ含有量が少なすぎるため、溶接材の耐力ＹＳが２８５ＭＰａ未満となり、不合格と判定した。
【００７６】
Ｎｏ．１６はＺｎ含有量が多すぎるため、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定した。
【００７７】
Ｎｏ．１７はＭｇ含有量が少なすぎるため、母材の耐力ＹＳが３５０ＭＰａ未満、かつ溶接材の耐力ＹＳが２８５ＭＰａ未満となり、不合格と判定した。
【００７８】
Ｎｏ．１８はＭｇ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
【００７９】
Ｎｏ．１９はＣｕ含有量が多すぎるため、ＳＣＣ試験において深さ４００μｍ以上の腐食が発生し、不合格と判定した。
【００８０】
Ｎｏ．２０はＺｒ含有量が少なすぎるため、金属組織は再結晶組織となり、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定した。
【００８１】
Ｎｏ．２１はＺｒ含有量が多すぎるため、金属組織内に粗大な化合物が見られ、不合格と判定した。
【００８２】
Ｎｏ．２２はＭｎ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
【００８３】
Ｎｏ．２３はＣｒ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
【００８４】
（実施例２）
上記溶接構造部材の製造方法に係る実施例について、表４〜表６を用いて説明する。
【００８５】
本例では、上記の合金組成範囲内の７０００系アルミニウム合金材について、同一の条件にて製造した押出形材に対し、異なる条件で人工時効処理を施した試料を作製し、母材強度を測定した。更に、上記母材試料表面に溶接を施した後、異なる条件で加熱処理を行った試料に対し、溶接熱影響部の導電率測定、ＳＣＣ試験を行った。以下に、各試料の製造条件、強度測定方法、導電率測定方法、ＳＣＣ試験方法を説明する。
【００８６】
＜試料の製造条件＞
押出形材の製造方法：
表４に記載の成分にて、半連続鋳造により直径６インチ（１５２．４ｍｍ）のビレットを鋳造した。表４において、「残部」は不可避的不純物を含む。また、各試料Ｎｏ．においてＭｎ、Ｃｒは０．０１ｍａｓｓ％未満であるため、不可避的不純物に含むものとする。その後、該ビレットを４７０℃の温度にて６時間保持する均質化処理を行った後、４８０℃に再加熱したビレットを熱間押出し、肉厚３ｍｍの押出形材とした。熱間押出後、押出形材は空冷でプレス焼入れした。この押出形材に対し、表５に記載の条件にて人工時効処理したＮｏ．ａ〜Ｎｏ．ｉを作製した。
【００８７】
【表４】
0006979991.tif 000005
【００８８】
【表５】
0006979991.tif 000006
【００８９】
溶接方法：
実施例１と同様に、図１に示す押出形材１０の表面に対し、表２に示す条件にて肉盛溶接を行った。
【００９０】
加熱処理方法：
肉盛溶接後のＮｏ．ａ〜Ｎｏ．ｉに対し、表５に記載の条件にて加熱処理を施した。
【００９１】
＜強度の測定方法＞
母材強度：
人工時効処理及び加熱処理を施した押出形材試料から、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２−１）に準拠した方法により試験片を採取し、ＪＩＳ１３Ｂ号形状に成形した後、母材耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが３５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００９２】
溶接後強度：
肉盛溶接、加熱処理後の押出形材試料から、ＪＩＳ  Ｚ３１２１（ＩＳＯ４１３６）に記載の方法を参考に試験片を採取し、ＪＩＳ１Ａ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが２８５ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００９３】
＜導電率測定方法＞
日本フェルスター株式会社製の渦流導電率測定装置「シグマテスト」を用い、人工時効処理の前後の押出形材、肉盛溶接及び加熱処理後の押出形材１０の原質部及び熱影響部の導電率を測定した。肉盛り溶接及び加熱処理後の押出形材については、図１に示す溶接ビード２０の溶接線から６０ｍｍの位置である位置Ａ（母材原質部）、５ｍｍの位置である位置Ｂ（溶接により生じた固溶域）の２か所を測定した。導電率の測定は室温において、周波数６０ｋＨｚの条件にて行った。
【００９４】
＜ＳＣＣ試験方法＞
ＬＴ方向に溶接を施した押出形材１０より、溶接時に生じた固溶域が中央位置となる様に、ＪＩＳ  Ｈ８７１１記載の３点曲げ試料となるＳＣＣ試験片１１を作製した。ＳＣＣ試験片１１に対し、実施例１と同様の図３に示す３点曲げにより、Ｌ方向に溶接材耐力の７０％の応力を付加し、室温２５±３℃、湿度４０〜７５％に保持した室内において、３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液への１０分間の浸漬と、室内での５０分間の乾燥とを繰り返す交互浸漬試験を６７２時間行った。このとき、６７２時間試験して割れが発生しなかったもの、また、最大腐食深さが４００μｍ以下であったものを合格とした。
【００９５】
各試験の評価結果を表６に示す。表６のＳＣＣ試験において、「○」は合格であり、「×」は不合格である。
【００９６】
【表６】
0006979991.tif 000007
【００９７】
Ｎｏ．ａ〜Ｎｏ．ｅの試料は、全ての項目において合格となり、優れた特性を示した。
【００９８】
Ｎｏ．ｆの試料は、第２人工時効温度が低いため、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定された。
【００９９】
Ｎｏ．ｇの試料は、第２人工時効温度が高いため、十分な機械的特性が得られず、不合格と判定された。
【０１００】
Ｎｏ．ｈの試料は、溶接まま（溶接したままの状態）のため、ＳＣＣ試験において深さ４００μｍ以上の腐食が発生し、不合格と判定された。
【０１０１】
Ｎｏ．ｉの試料は、溶接後の熱処理の温度が高いため、十分な機械的特性が得られず、不合格と判定された。
【符号の説明】
【０１０２】
１０  押出形材
１１  ＳＣＣ試験片
２０  溶接ビード
３０  ＳＣＣ試験治具
３１  枠体
３２  押圧部
３３ａ、３３ｂ、３３ｃ  絶縁体
Ａ、Ｂ  位置
【図１】
0006979991.tif 000008
【図２】
0006979991.tif 000009
【図３】
0006979991.tif 000010